Diseño de aleaciones de Cu excepcionalmente fuertes y conductoras más allá de la especulación convencional a través de la energía interfacial

Jan 07, 2024

Informes científicos volumen 5, Número de artículo: 17364 (2015) Citar este artículo

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El desarrollo de aleaciones basadas en Cu con altas propiedades mecánicas (resistencia, ductilidad) y conductividad eléctrica juega un papel clave en una amplia gama de aplicaciones industriales. Sin embargo, el diseño exitoso de los materiales ha sido raro debido a la mejora de las propiedades mutuamente excluyentes como se especula convencionalmente. En este artículo, demostramos que estas propiedades materiales contradictorias se pueden mejorar simultáneamente si las energías interfaciales de las interfaces heterogéneas se controlan cuidadosamente. Dispersamos uniformemente las nanopartículas de γ-Al2O3 sobre la matriz de Cu y luego controlamos la morfología a nivel atómico de la interfase γ-Al2O3//Cu agregando solutos de Ti. Se muestra que el Ti impulsa dramáticamente la transformación de la fase interfacial de morfologías esféricas muy irregulares a homogéneas, lo que resulta en una mejora sustancial de la propiedad mecánica de la matriz de Cu. Además, el Ti elimina las impurezas (O y Al) en la matriz de Cu al formar óxidos que conducen a la recuperación de la conductividad eléctrica del Cu puro. Validamos los resultados experimentales utilizando TEM y EDX combinados con los cálculos de la teoría funcional de la densidad (DFT) de los primeros principios, que afirman consistentemente que nuestros materiales son adecuados para aplicaciones industriales.

Los materiales a nanoescala han demostrado propiedades novedosas que se desvían de las leyes tradicionales de los materiales a granel. Los ejemplos incluyen oro de color rojizo1, metales nanoestructurados mecánicamente fuertes2, imanes transparentes3 y superconductores4. El diseño de estos materiales implica ajustar una de las cuatro características inherentes: propiedades ópticas, mecánicas, magnéticas y eléctricas.

Los dispositivos multifuncionales son importantes para cumplir con diversos requisitos humanos y la complejidad ambiental de las condiciones operativas. Teniendo en cuenta que los materiales de los componentes de cualquier dispositivo juegan un papel clave en la determinación de la eficiencia general, el diseño exitoso de los sistemas multifuncionales requiere una comprensión fundamental del origen de las propiedades del material y la integración sólida del material individual en aplicaciones prácticas de ingeniería, como las industrias de semiconductores y automóviles. .

Sin embargo, el diseño de materiales con funcionalidad multivariante está estrictamente limitado por las leyes convencionales, especialmente cuando las propiedades deseadas parecen ser mutuamente excluyentes. Por ejemplo, mejorar la resistencia mecánica de una aleación de Cu sin sacrificar la conductividad eléctrica es un ejemplo antiguo del problema. Tradicionalmente, las propiedades mecánicas de refuerzo de las aleaciones metálicas se basaban en la complicada manipulación de la estructura reticular del material principal, que inevitablemente manipula o interrumpe el transporte de electrones en la dirección deseada, reduciendo la conductividad eléctrica y, a menudo, disminuye la ductilidad5,6,7. Dos métodos ampliamente empleados8,9,10,11,12,13 utilizan la modificación de las estructuras de grano o la adición de elementos extraños seguida de tratamientos térmicos.

En este artículo, demostramos aleaciones de Cu con excelentes propiedades mecánicas y conductividad eléctrica más allá de las restricciones convencionales. Nuestro objetivo es mejorar simultáneamente la resistencia mecánica y la conductividad eléctrica, que se compensan mutuamente. Sobre una matriz de Cu a granel, diseñamos estructuras de interfaz híbrida mediante la dispersión uniforme de Al2O3 a través de un proceso de oxidación interna utilizando oxígeno suministrado externamente. La resistencia mecánica del Cu se mejoró mediante un mecanismo de endurecimiento por dispersión impulsado por los procesos de nucleación y crecimiento de las partículas de óxido a escala nanométrica. Recuperamos la conductividad eléctrica del Cu degradado por el O residual (permanece dentro de la matriz de Cu por la relación estequiométrica entre Al y O) mediante la adición de Ti. Nuestros resultados indicaron que el Ti forma varios óxidos como TiO2, TiO y fases ternarias con Al y O, dejando impurezas mínimas dentro de la matriz de Cu.

De manera similar a nuestro estudio, se han realizado esfuerzos para dispersar partículas de Al2O3 en una matriz de Cu. Especialmente, se informó que la mezcla de óxido de Ti con Al2O3 muestra la posibilidad de disminuir el tamaño de las partículas de óxido en la matriz de cobre14,15 introduciendo una mezcla de varios óxidos en la matriz de cobre. Sin embargo, se sabe que es difícil obtener una distribución uniforme de las partículas16,17. Por ejemplo, se informó que las mezclas en estado sólido de Ti con Al2O3 podrían disminuir el tamaño de las partículas de óxido en una matriz de cobre17. A diferencia del trabajo anterior, el paso clave que hicimos en este estudio fue oxidar Al a alta temperatura (T = 980 °C) a través de un proceso de oxidación interna y controlar las energías de interfaz entre los óxidos y la matriz de Cu con Ti extradopado. . Observamos que las partículas de óxido se transformaron completamente de morfologías irregulares a esféricas al disolver el Ti, lo que resultó en la dispersión uniforme de las nanopartículas de Al2O3 en la matriz de Cu.

A diferencia de los trabajos anteriores, nuestros materiales son soluciones sólidas ternarias de Cu-Al-Ti, no solo mezclas en estado sólido de Cu-Al con varios metales (Ti, Zr, Hf, etc.). Por lo tanto, Ti se solvata de forma sustitutiva en Cu y Al. Para llevar a cabo el diseño del material de la solución sólida ternaria integramos las tecnologías de fabricación avanzada y la caracterización estructural en una resolución atómica y los cálculos de primeros principios Las metodologías sistemáticas nos permitieron observar nuevas fases estructurales de óxidos de Ti-Al-O y nanopartículas de Al2O3 dopadas con Ti, que faltaban en los experimentos con la mezcla en estado sólido Más interesante aún, identificamos que las morfologías de esas fases en las soluciones sólidas ternarias son sensibles a las energías interfaciales, que a su vez están controladas por cantidades de Ti dopado Confirmamos que nuestros materiales pueden procesarse a alta temperatura (T = 950 °C) manteniendo los tamaños de partículas de óxido por debajo de aproximadamente 10 nm mejorando sustancialmente tanto la resistencia mecánica como la conductividad eléctrica.

Elegimos Ti porque tiene una temperatura de fusión18 más alta que el Cu, lo que facilita los procesos de tratamiento térmico y su solubilidad en la matriz de Cu es tan alta como en Al, lo que permite la formación de soluciones sólidas tanto con Cu como con Al. Por lo tanto, es posible solvatar Ti en Al2O3 durante el proceso de oxidación interna para regular las energías interfaciales y el nivel de impurezas en Cu. Encontramos que las propiedades mecánicas y la conductividad eléctrica del Cu fueron mejoradas por la esferoidización de nanopartículas de Al2O3 con los solutos de Ti. Los resultados se validaron utilizando observaciones de microscopía electrónica de transmisión de alta resolución (HRTEM) y cálculos de teoría funcional de densidad (DFT) de primeros principios.

El Cu, Al y Ti con una pureza del 99,9 % se utilizaron para preparar lingotes de aleación de Cu-Al y Cu-Al-Ti mediante fusión por inducción atmosférica y fundición en molde permanente. Diseñamos cuatro aleaciones de Cu diferentes en función de la composición relativa de Al/Ti y con/sin oxidación interna (Tabla 1). Los lingotes se laminaron en caliente en dirección uniaxial a 980 °C después de una hora. La superficie de cada placa se escalpeó hasta un espesor aproximado de 0,5 mm y se laminó en frío hasta una reducción del espesor del 75 %. Las láminas de las placas laminadas en frío se oxidaron a 980 °C durante dos o cuatro horas en atmósfera ambiente. Los óxidos (Cu2O) de las láminas oxidadas se eliminaron mediante cepillado de alambre y limpieza ultrasónica. La figura 1 muestra un diagrama de flujo esquemático de la fabricación general del material compuesto de aleación de cobre dispersado en óxido. La muestra tipo alambre se fabricó estirando a temperatura ambiente después de la oxidación a 980 °C durante 1 hora.

Diagrama de flujo esquemático que muestra el proceso en (a) y en (b) el método de oxidación interna para diseñar aleaciones de Cu dispersadas en nanopartículas de Al2O3.

La dureza Vickers se midió en una carga de 100 g utilizando un probador de dureza (FM-700, Future Tech. Corp.). La conductividad eléctrica se evaluó por el método de doble puente (portable double bridge 2769, Yokogawa M&C). La resistencia a la tracción se midió utilizando un probador de tracción (EZ-L, Shimadzu) para muestras de tipo placa o alambre.

La caracterización de la alúmina se realizó utilizando un microscopio electrónico de transmisión de emisión de campo de 200 kV (TEM, JEOL, modelo: JEOL-2100F) equipado con un detector de espectroscopia de rayos X de dispersión de energía (EDS) y un TEM de barrido. Los especímenes TEM se prepararon mediante pulido a chorro con un Tenupol-5 (Struers) en una solución grabadora compuesta por 250 ml de ácido fosfórico, 500 ml de agua destilada, 250 ml de etanol, 50 ml de propanol y 5 g de urea (D2). La densidad volumétrica de las partículas se midió suponiendo que el espesor de la muestra era de aproximadamente 50 nm. Las muestras de TEM se fabricaron utilizando el método de réplica de extracción de carbono estándar para el análisis HRTEM de las composiciones químicas y las estructuras atómicas de las nanopartículas. Realizamos el método de réplica de extracción de carbón mediante pulido mecánico en una solución acuosa que contenía 0,5 ml de partículas coloidales de diamante. A continuación, las muestras se recogieron sobre una película de carbón usando una solución de nital al 3 % de ataque químico19.

Realizamos cálculos DFT utilizando el paquete de simulación Vienna Ab-initio (VASP)20 con los pseudopotenciales Projector Augmented Wave (PAW)21 y el funcional de correlación de intercambio Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)22. Se utilizó un corte de onda plana de 400 eV para todos los cálculos. Integramos la zona de Brillouin con un esquema de puntos gamma de 3 × 1 × 1, 3 × 1 × 1 y 3 × 3 × 1 puntos k para sistemas modelo de interfaz basados ​​en γ-Al2O3(100), γ-Al2O3(110) y γ-Al2O3(111), respectivamente. El γ-Al2O3 se basó en el sistema modelo de Pinto23.

La figura 2 ilustra el comportamiento de la tensión frente a la deformación y las conductividades eléctricas de las cuatro aleaciones de Cu antes y después de la oxidación interna. Todas las muestras para los ensayos de tracción se diseñaron de acuerdo con la norma ASTM-E8M.

Relaciones tensión vs. deformación de las aleaciones Cu-Al y Cu-Al-Ti antes de la oxidación interna en (a) y en (b,c) después de 2 y 4 horas de oxidación a 980 °C en atmósfera ambiente, respectivamente. La conductividad eléctrica de las aleaciones de Cu con tiempos de oxidación variables se muestra en (d).

Nuestros resultados indican que las propiedades mecánicas de las cuatro aleaciones de Cu son sensibles a la composición de Ti y la oxidación interna. La Figura 2a demuestra que, sin las propiedades mecánicas de oxidación interna, las cuatro aleaciones de Cu son casi idénticas independientemente de la composición de Ti. La oxidación interna modifica los comportamientos mecánicos de las aleaciones de Cu, como se muestra en la Fig. 2b,c. Las aleaciones de Cu con más Ti dieron como resultado un mayor rendimiento, una mayor resistencia a la tracción y una mejor ductilidad mecánica. El mecanismo subyacente está en las energías interfaciales reducidas y homogeneizadas de nuestra solución sólida ternaria, que está controlada además por las cantidades de Ti dopado.

La Figura 2d muestra claramente que la conductividad eléctrica de una aleación de Cu mejoró con dos horas de oxidación interna. Las oxidaciones más largas demostraron saturación. La aleación 3, que contenía cantidades iguales (40 % en peso) de Ti y Al, demostró la conductividad eléctrica más alta (por encima del 90 % del valor IACS).

Sin la oxidación interna, las aleaciones de Cu con una mayor composición de Ti o Al dieron como resultado una conductividad eléctrica más baja. Como se informó anteriormente, el Ti se degrada más que el Al24. Después de la oxidación interna, tanto el Ti como el Al mejoran la conductividad eléctrica de la aleación de Cu. El mecanismo subyacente puede estar en la formación de varios óxidos binarios (Ti-O) y ternarios (Ti-Al-O). Estos óxidos eliminan las impurezas de la matriz de Cu y recuperan la conductividad eléctrica del Cu puro.

La Figura 3 presenta las observaciones TEM de las nanopartículas de Al2O3 dispersas sobre las cuatro aleaciones de Cu después de dos horas de oxidaciones internas a 980 °C y 1 atm. Estas imágenes muestran que las morfologías y la distribución espacial del Al2O3 disperso son sensibles a la composición de Ti. El aumento de la fracción de peso relativo de Ti a Al disminuye el tamaño de partícula de óxido y aumenta el número total de partículas.

Imágenes TEM de las microestructuras para aleaciones a base de Cu de Cu-0.8%Al en (a) y en (b) Cu-0.7%Al-0.1%Ti, para (c) Cu-0.4%Al-0.4%Ti y en (d) Cu-0,6%Al-0,4%Ti. Todos los materiales se oxidaron durante 2 horas a 980 °C en 1 atmósfera. La distribución de las nanopartículas de óxido dispersas en cada aleación se representó en función del tamaño en (e-h), respectivamente.

La morfología de la partícula de óxido se transforma de plana (o irregular) a esférica uniforme. Este fenómeno de 'esferoidización' se observó principalmente para aleaciones de metales8,9,10,11, pero rara vez se reporta para interfases coherentes o semicoherentes entre partículas de óxido y metales. Este cambio estructural sugiere que el Ti agregado es fundamental para disminuir y homogeneizar las energías interfaciales entre la matriz de Cu y las nanopartículas de Al2O3 dispersas.

Para caracterizar las composiciones detalladas de los óxidos, utilizamos el análisis espectroscópico de rayos X de dispersión de energía (EDX) para la aleación 4 en la Tabla 1 (Cu-0.6Al-0.4Ti). Los resultados (Fig. 4) indicaron que el Ti sustituye parcialmente al Al en las nanopartículas de Al2O3 (es decir, una solución sólida). La figura 5 ilustra el tamaño de partícula promedio, la relación de aspecto y la densidad de volumen de la partícula de óxido sobre las aleaciones de Cu en función de la fracción atómica de Ti/Al. Esta figura proporciona correlaciones claras entre estos parámetros. El tamaño de partícula y la relación de aspecto disminuyen a medida que aumenta la fracción atómica. La densidad volumétrica es proporcional a la fracción atómica. La aleación 4 contiene más Ti y Al (en términos de peso total) que la aleación 3 y tanto el tamaño como la relación de aspecto son mayores, pero la densidad de volumen es casi idéntica. Por lo tanto, las fracciones atómicas de Ti a Al describen el sistema mejor que el peso.

Análisis EDX de nanopartículas de γ-Al2O3 dispersas en Cu-0,6%Al-0,4%Ti.

Tamaños promedio y densidades de volumen en (a) y en (b) relaciones de aspecto de nanopartículas de óxido dispersas en matriz de Cu después de 2 horas de oxidación a 980 ° C en atmósfera ambiente. Las relaciones de conductividad-dureza y resistencia-ductilidad para las nanopartículas de óxido después de oxidaciones de 2 o 4 horas se muestran en (c, d), respectivamente.

Las aleaciones 1 y 4 tienen casi la misma cantidad del segundo elemento en fracción atómica, pero las propiedades mecánicas y la conductividad eléctrica son diferentes después del proceso de oxidación interna (Fig. 2). El proceso de oxidación interna, con la cantidad adecuada de Ti en las nanopartículas de Al2O3, es fundamental para controlar las energías interfaciales. Existe una teoría que describe el mecanismo de fortalecimiento25,26,27,28 (las partículas de óxido uniformemente dispersas con morfología esférica mejoran la resistencia mecánica de una matriz de aleación para un volumen de partículas dado). La mayor resistencia mecánica se debe al movimiento de dislocación impedido. Las partículas de óxido esferoidizadas también mejoran la ductilidad mecánica al eliminar la tensión concentrada en las interfaces entre los óxidos y la matriz de la aleación.

La Figura 6 ilustra el análisis HRTEM de las nanopartículas de Al2O3 puras dispersas en la Aleación 1 y la Aleación 3 con solutos de Ti en el interior (Ti-Al2O3) después de dos horas de oxidación interna a 980 °C y 1 atm. La aleación 1 incluye solo alúmina en fase gamma (γ–Al2O3, cúbica centrada en las caras) con morfologías planas e irregulares. Esta aleación se originó a partir de las energías de interfaz entre la matriz de Cu y las nanopartículas de γ–Al2O3 dispersas. Nuestro análisis HRTEM observó solo interfaces, que probablemente son los planos de la energía interfacial más baja y obligan a γ-Al2O3 a crecer más rápido en una sola dirección. Las nanopartículas de Ti-Al2O3 dispersas en la Aleación 3 aparecieron como poliedros (Fig. 6c). Las mediciones de HRTEM revelaron interfaces adicionales de y . Estos hallazgos representan las diferencias de energía interfacial mitigadas por Ti entre el γ–Al2O3 disperso y la matriz de Cu. El γ–Al2O3 disperso en la Aleación 3 se convirtió en estructuras esféricas que eran más pequeñas que las nanopartículas de óxido en la Aleación 1.

Imágenes HRTEM de nanopartículas de γ-Al2O3 dispersas en aleación de Cu-0.8%Al de formas planas en (a) y rectangulares en (b). Las imágenes en (c) representan la morfología de γ-Al2O3 disuelto en Ti. Las imágenes (d,e) son para TiO2, mientras que (f,g) son para nanopartículas de Al3Ti5O2 en aleación Cu-0.4%Al-0.4%Ti después de la oxidación interna. Los (d)~(g) se observaron en réplica.

Al2O3 y Ti no deberían formar una solución sólida en condiciones ambientales según el diagrama de fase termodinámico29. Sin embargo, estos materiales forman óxidos al reaccionar con O sobre la matriz de Cu. Esta reacción permite que el Ti reemplace parcialmente al Al y cree el γ–Al2O3 disuelto en Ti. Otros óxidos formados en la aleación 3, como TiO2 y Al3TiO2, eran mucho más pequeños que el γ–Al2O3 disuelto en Ti. Sin embargo, estos óxidos pueden aumentar la conductividad porque la formación de óxidos disminuyó aún más el soluto en la matriz de Cu.

La Figura 5c, d ilustra las propiedades mecánicas (resistencia, dureza y ductilidad) y las conductividades eléctricas de los cuatro sistemas de aleación de Cu después de la oxidación interna. Las dos propiedades del material, la resistencia mecánica y la conductividad eléctrica, se especularon como mutuamente excluyentes. La Figura 2, sin embargo, muestra que superamos el límite convencional mediante el diseño de interfaces híbridas entre nanopartículas de γ–Al2O3 dispersas y la matriz de aleación de Cu con la adición de cantidades controladas de solutos de Ti. La aleación 3 demostró una conductividad eléctrica mejorada en un 7 % y una ductilidad mecánica mejorada en un 300 % en comparación con la aleación 1. El mecanismo fundamental de la aleación 3 fue la esferoidización de las nanopartículas de Al2O3 dispersas por el soluto de Ti a través de energías interfaciales homogeneizadas con la matriz de Cu.

Usando cálculos DFT de primeros principios, validamos las observaciones experimentales de la multifuncionalidad de las aleaciones de Cu dispersas con nanopartículas de γ-Al2O3 disueltas en Ti. Creamos sistemas modelo de γ–Al2O3//Cu para simular estructuras de interfaz de (100), (110) y (111) facetas (Fig. 7). La Tabla 2 proporciona nuestros resultados DFT que demuestran que el Ti termodinámicamente prefiere sustituir parcialmente al Al en el (100)γ–Al2O3//(100)Cu y el (110)γ–Al2O3//(110)Cu pero no en el (111 Interfases )γ–Al2O3//(111)Cu. Para evaluar la estabilidad termodinámica de cada estructura, calculamos la energía de decohesión interfacial, Wde, definida en la ecuación. (1):

Estructuras de interfase termodinámicamente estables para la matriz de Cu y nanopartículas de γ-Al2O3 con y sin solutos de Ti capturados por cálculos DFT de primeros principios.

En (a) Cu(111)/Al2O3(111), Cu(111)/Al2O3 + Ti(111), (b) Cu(100)/Al2O3(100), Cu(100)/Al2O3 + Ti(100) y (c) Cu(110)/Al2O3(110), Cu(100)/Al2O3 + Ti(110).

donde , y son la energía de Cu, Al2O3 y el sistema de interfase total de Al2O3//Cu, respectivamente (calculado por el método DFT). representa el área interfacial entre γ–Al2O3 y la matriz de Cu. El aumento positivo se correlaciona con el aumento de la estabilidad termodinámica. Los valores (cálculos DFT) se informan en la Tabla 3. Nuestros resultados indican que sin Ti, la interfaz (111)γ–Al2O3//(111)Cu es la más estable. Este hallazgo respalda nuestros resultados experimentales (Aleación 1). El dopaje de Ti para la estructura de la interfaz (100)γ–Al2O3//(100)Cu aumentó sustancialmente, mientras que (111)γ–Al2O3//(111)Cu disminuyó. Por lo tanto, las energías interfaciales para las diferentes facetas del γ–Al2O3//Cu se homogeneizaron agregando Ti como lo sugieren las observaciones de HRTEM.

Usando las energías interfaciales calculadas por DFT, predijimos las morfologías de las nanopartículas de γ–Al2O3 dispersas con y sin Ti agregado usando el método de construcción de Wulff30. La figura 8 muestra las imágenes observadas por TEM y los cálculos de DFT (recuadros). Nuestros cálculos DFT de primeros principios respaldan el mecanismo subyacente para la alta resistencia mecánica, ductilidad y conductividad eléctrica de las aleaciones de Cu.

Imágenes TEM de nanopartículas de alúmina dispersas en Cu-8Al en (a) y en (b) en aleaciones Cu-4Al-4Ti después de oxidaciones internas. Los recuadros representan las estructuras de partículas predichas por el método de construcción de Wulff basado en energías de interfaz calculadas ab-initio.

Para determinar si nuestros materiales son apropiados para aplicaciones industriales, procesamos la aleación 4 en un alambre de 0,95 mm de diámetro seguido de un proceso de oxidación interna a 980 °C durante una hora. Después de eliminar las incrustaciones de óxido en la superficie de Cu, el diámetro disminuyó a 0,63 mm. Reducimos aún más el área de la sección transversal del cable al 5 % del valor inicial con un proceso de trefilado a temperatura ambiente. La figura 9a informa la resistencia a la tracción medida y la conductividad eléctrica del alambre trefilado en función de la relación de trefilado (deformación real η = ln(A0/A), donde A0 y A son el área de la sección transversal del alambre antes y después del trefilado , respectivamente. La conductividad eléctrica y la resistencia a la tracción del cable oxidado se midieron como 93,32 % IACS y 269 MPa, respectivamente (Fig. 9a). La ligera desviación en la conductividad eléctrica del valor IACS se puede atribuir a la geometría del muestra de alambre La conductividad eléctrica medida para una muestra de alambre es más relevante que una estructura tipo placa porque el área de la sección transversal y la longitud del alambre se pueden definir con precisión en cualquier etapa del procedimiento de prueba.

La gráfica en (a) representa la conductividad eléctrica y la resistencia mecánica de la aleación de Cu-0,6 % Al-0,4 % Ti en función de la relación de estirado y el proceso de recocido sucesivo y en (b) la comparación de nuestras aleaciones de Cu en conductividad eléctrica y resistencia a la tracción con las reportadas previamente materiales

Nuestros resultados indicaron que la resistencia a la tracción aumentó con el endurecimiento por trabajo y la conductividad eléctrica del alambre disminuyó ligeramente (3 % del valor inicial de la aleación 4) a pesar de que se procesó con una alta relación de estirado (deformación real η = 3). Demostramos que el cable fabricado a partir de la aleación 4 podría endurecerse a temperatura ambiente y funcionar en aplicaciones industriales.

A nuestra aleación de Cu le aplicamos el proceso termomecánico con un 95 % de trefilado y recocido a 160 °C durante 30 minutos. Sorprendentemente, la resistencia mecánica del material disminuyó solo menos del 10 %. Además, como se muestra en la curva de tensión-desplazamiento (Fig. 9a), la región de deformación uniforme abarca alrededor del 2 %. Otra cosa importante a tener en cuenta es que la conductividad eléctrica se mejoró hasta en un 93 % IACS con una resistencia mecánica de 530 MPa y una ductilidad del 2,7 % incluso después del tratamiento termomecánico. Estos resultados pueden atribuirse a la alta estabilidad térmica de la aleación de Cu reforzada por las partículas de óxido dispersas.

En comparación con las aleaciones de cobre reportadas previamente31,32,33,34,35,36,37,38,39,40, nuestros materiales muestran desempeños mucho mejores en resistencia mecánica y conductividad eléctrica simultáneas. Por ejemplo, con respecto a la aleación Cu-Al32, las dos funcionalidades de nuestros materiales tienen valores de resistencia a la tracción máxima más débiles o ligeramente más fuertes (dependiendo de las condiciones de procesamiento) de 450–584 frente a 550–560 MPa y conductividades significativamente más altas (90 % frente a ~ 81% IACS) para todas las condiciones para la fracción de volumen similar (Fig. 9b). La Figura 9 ilustra que hay espacio para una mayor mejora de la resistencia mecánica. Informamos un rendimiento excepcional de nuestra muestra en procesos bien establecidos en la fabricación de aleaciones. Nuestro estudio puede ser un paso importante hacia la mejora de la resistencia mecánica al combinar la pulvimetalurgia o la tecnología de ingeniería de límite de grano con deformación plástica severa39,41,42.

Diseñamos aleaciones de Cu resistentes, dúctiles y conductoras mediante la dispersión uniforme de estructuras esféricas de nanopartículas de γ–Al2O3 utilizando una energía de interfaz total reducida y controlada con solutos sólidos de Ti agregados. Aunque estos materiales estaban previamente bien establecidos en el sector industrial, la multifuncionalidad que observamos estaba más allá de las expectativas convencionales. El mecanismo crítico se originó a partir de las energías interfaciales homogeneizadas del γ–Al2O3//Cu en la solución de Ti a principalmente partículas de óxido y la remoción efectiva de impurezas dentro de la matriz de Cu (formaciones termodinámicas de varios óxidos con Ti). No obstante, demostramos que la ductilidad de nuestros materiales se puede mejorar aún más mediante tratamientos termomecánicos apropiados: por ejemplo, el proceso de recuperación y recristalización de un material severamente deformado plásticamente. Y simplemente aumentar el tamaño de nuestro espécimen probablemente también mejora el nivel de ductilidad. Proponemos que la fabricación de una aleación de cobre competitiva se pueda combinar con métodos posteriores a la fabricación, como la pulvimetalurgia o la inclusión de granos a nanoescala en la matriz de la aleación. Este método puede resultar en excelentes propiedades mecánicas y conductividad eléctrica.

Cómo citar este artículo: Han, SZ et al. Diseño de aleaciones de Cu excepcionalmente fuertes y conductoras más allá de la especulación convencional a través de la dispersión interfacial controlada por energía de nanopartículas de γ-Al2O3. ciencia Rep. 5, 17364; doi: 10.1038/srep17364 (2015).

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Descargar referencias

Este trabajo fue apoyado principalmente por el Programa de Investigación y Desarrollo de Global Frontier (2013M3A6B1078874 y 2013M3A6B1078882) en el Centro de Investigación y Desarrollo de Materiales de Interfaz Híbrida de Global Frontier financiado por el Ministerio de Ciencia, TIC y una subvención de la Fundación Nacional de Investigación y Planificación Futura de Corea (NRF) financiada por el Gobierno de Corea (MSIP) (no. 2011-0030058).

Zeon Han Seung y Kim Kwang Ho contribuyeron igualmente a este trabajo.

División de Materiales Estructurales, Instituto de Ciencia de Materiales de Corea, Changwon, 51508, Corea

Seung Zeon Han y Jee Hyuk Ahn

Escuela de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Universidad Nacional de Pusan, Pusan, 46241, Corea

Kwang Ho Kim

Departamento de Ingeniería de Sistemas de Energía, DGIST, Daegu, 42997, Corea

joon hee kang

División de Investigación y Desarrollo, KOS Ltd., Yangsan, 50592, Corea

hungría juan

División de Investigación y Desarrollo, Seowon, Ansan, 15599, Corea

Sang Min Kim

Departamento de Ciencia e Ingeniería de Materiales, Universidad Nacional de Changwon, Changwon, 51140, Corea

jehyun lee

Departamento de Ciencia e Ingeniería de Materiales Avanzados, Universidad Nacional de Kangwon, Chuncheon, 24341, Corea

Sung Hwan Lim

Departamento de Ingeniería Química y Biomolecular, Universidad de Yonsei, Seúl, 03722, Corea

Byung-chan-han

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SZH, JL y KHK concibieron y diseñaron los experimentos generales; HJ y JHA ayudaron en los experimentos; SMK y SHL realizaron experimentos TEM; JK y BH realizaron trabajos computacionales; BH y SHL escribieron el manuscrito combinando experimentos y resultados computacionales.

Los autores declaran no tener intereses financieros en competencia.

Este trabajo tiene una licencia internacional Creative Commons Attribution 4.0. Las imágenes u otro material de terceros en este artículo están incluidos en la licencia Creative Commons del artículo, a menos que se indique lo contrario en la línea de crédito; si el material no está incluido bajo la licencia Creative Commons, los usuarios deberán obtener el permiso del titular de la licencia para reproducir el material. Para ver una copia de esta licencia, visite http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/

Reimpresiones y permisos

Zeon Han, S., Kim, K., Kang, J. et al. Diseño de aleaciones de Cu excepcionalmente fuertes y conductoras más allá de la especulación convencional a través de la dispersión interfacial controlada por energía de nanopartículas de γ-Al2O3. Informe científico 5, 17364 (2015). https://doi.org/10.1038/srep17364

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Recibido: 08 julio 2015

Aceptado: 28 de octubre de 2015

Publicado: 30 noviembre 2015

DOI: https://doi.org/10.1038/srep17364

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