Conception d'alliages Cu exceptionnellement résistants et conducteurs au-delà de la spéculation conventionnelle via l'énergie interfaciale

Jan 07, 2024

Rapports scientifiques volume 5, Numéro d'article : 17364 (2015) Citer cet article

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Le développement d'alliages à base de Cu à hautes propriétés mécaniques (résistance, ductilité) et conductivité électrique joue un rôle clé dans un large éventail d'applications industrielles. La conception réussie des matériaux, cependant, a été rare en raison de l'amélioration de propriétés mutuellement exclusives telles que spéculées de manière conventionnelle. Dans cet article, nous démontrons que ces propriétés matérielles contradictoires peuvent être améliorées simultanément si les énergies interfaciales des interfaces hétérogènes sont soigneusement contrôlées. Nous avons dispersé uniformément les nanoparticules γ-Al2O3 sur la matrice de Cu, puis nous avons contrôlé la morphologie au niveau atomique de l'interface γ-Al2O3//Cu en ajoutant des solutés de Ti. Il est démontré que le Ti entraîne considérablement la transformation de la phase interfaciale de morphologies sphériques très irrégulières à homogènes, ce qui entraîne une amélioration substantielle de la propriété mécanique de la matrice Cu. De plus, le Ti élimine les impuretés (O et Al) dans la matrice Cu en formant des oxydes conduisant à la récupération de la conductivité électrique du Cu pur. Nous validons les résultats expérimentaux à l'aide de TEM et d'EDX combinés à des calculs de la théorie fonctionnelle de la densité (DFT) selon les premiers principes, qui établissent tous de manière cohérente que nos matériaux conviennent aux applications industrielles.

Les matériaux à l'échelle nanométrique ont démontré de nouvelles propriétés qui s'écartent des lois traditionnelles pour les matériaux en vrac. Les exemples incluent l'or de couleur rougeâtre1, les métaux nanostructurés mécaniquement résistants2, les aimants transparents3 et les supraconducteurs4. La conception de ces matériaux implique le réglage de l'une des quatre caractéristiques inhérentes : propriétés optiques, mécaniques, magnétiques et électriques.

Les dispositifs multifonctionnels sont importants pour répondre aux diverses exigences humaines et à la complexité environnementale des conditions opérationnelles. Considérant que les matériaux composants de tout appareil jouent un rôle clé dans la détermination de l'efficacité globale, la conception réussie des systèmes multifonctionnels nécessite une compréhension fondamentale de l'origine des propriétés des matériaux et une bonne intégration du matériau individuel dans des applications d'ingénierie pratiques telles que les industries des semi-conducteurs et de l'automobile.

Cependant, la conception de matériaux à fonctionnalité multivariée est strictement limitée par les lois conventionnelles, notamment lorsque les propriétés recherchées semblent s'exclure mutuellement. Par exemple, l'amélioration de la résistance mécanique d'un alliage de Cu sans sacrifier la conductivité électrique est un exemple de longue date du problème. Traditionnellement, le renforcement des propriétés mécaniques des alliages métalliques reposait sur la manipulation compliquée de la structure en treillis du matériau de base, qui manipule ou perturbe inévitablement le transport des électrons dans la direction souhaitée, réduisant la conductivité électrique et diminuant souvent la ductilité5,6,7. Deux méthodes largement utilisées8,9,10,11,12,13 utilisent soit la modification des structures granulaires, soit l'ajout d'éléments étrangers suivi de traitements thermiques.

Dans cet article, nous démontrons des alliages de Cu avec des propriétés mécaniques et une conductivité électrique exceptionnelles au-delà des restrictions conventionnelles. Notre objectif est d'améliorer simultanément la résistance mécanique et la conductivité électrique, qui sont mutuellement de nature à faire des compromis. Sur une matrice de Cu en vrac, nous avons conçu des structures d'interface hybrides en dispersant uniformément Al2O3 via un processus d'oxydation interne utilisant de l'oxygène fourni de l'extérieur. La résistance mécanique du Cu a été améliorée grâce à un mécanisme de durcissement par dispersion entraîné par les processus de nucléation et de croissance des particules d'oxyde à l'échelle nanométrique. Nous avons récupéré la conductivité électrique de Cu qui a été dégradée par O résiduel (reste à l'intérieur de la matrice Cu à partir de la relation stoechiométrique entre Al et O) grâce à l'ajout de Ti. Nos résultats ont indiqué que Ti forme divers oxydes tels que TiO2, TiO et des phases ternaires avec Al et O, laissant un minimum d'impuretés à l'intérieur de la matrice de Cu.

Semblable à notre étude, des efforts ont été déployés pour disperser des particules d'Al2O3 dans une matrice de Cu. En particulier, il a été rapporté que le mélange d'oxyde de Ti avec Al2O3 montre la possibilité de réduire la taille des particules d'oxyde dans la matrice de cuivre14,15 en introduisant un mélange de divers oxydes dans la matrice de cuivre. Cependant, il est connu qu'il est difficile d'obtenir une distribution uniforme des particules16,17. Par exemple, il a été rapporté que des mélanges à l'état solide de Ti avec Al2O3 pourraient diminuer la taille des particules d'oxyde dans une matrice de cuivre17. Contrairement aux travaux précédents, l'étape clé que nous avons réalisée dans cette étude était d'oxyder Al à haute température (T = 980 °C) via un processus d'oxydation interne et de contrôler les énergies d'interface entre les oxydes et la matrice Cu avec du Ti extra-dopé. Nous avons observé que les particules d'oxyde se sont complètement transformées en phase de morphologies irrégulières à sphériques en dissolvant le Ti, entraînant une dispersion uniforme des nanoparticules d'Al2O3 dans la matrice de Cu.

Contrairement aux travaux précédents, nos matériaux sont des solutions solides ternaires de Cu-Al-Ti et pas seulement des mélanges à l'état solide de Cu-Al avec divers métaux (Ti, Zr, Hf, etc. Par conséquent, Ti est solvaté par substitution dans les réseaux Cu et Al. ped Al2O3 nanoparticules, qui manquaient dans les expériences avec le mélange à l'état solide Plus intéressant, nous avons identifié que les morphologies de ces phases dans les solutions solides ternaires sont sensibles aux énergies interfaciales, qui sont, à leur tour, contrôlées par des quantités de Ti dopé.

Nous avons choisi Ti au motif qu'il a une température de fusion plus élevée18 que Cu facilitant les processus de traitement thermique et sa solubilité dans la matrice Cu est aussi élevée que dans Al permettant la formation de solutions solides avec Cu et Al. Ainsi, il est possible de solvater Ti en Al2O3 pendant le processus d'oxydation interne pour réguler les énergies interfaciales et le niveau d'impuretés dans Cu. Nous avons constaté que les propriétés mécaniques et la conductivité électrique du Cu étaient améliorées par la sphéroïdisation des nanoparticules d'Al2O3 avec les solutés de Ti. Les résultats ont été validés à l'aide d'observations en microscopie électronique à transmission haute résolution (HRTEM) et de calculs de la théorie fonctionnelle de la densité (DFT) selon les premiers principes.

Le Cu, Al et Ti purs à 99,9 % ont été utilisés pour préparer des lingots d'alliage Cu-Al et Cu-Al-Ti par fusion par induction atmosphérique et coulée en moule permanent. Nous avons conçu quatre alliages Cu différents en fonction de la composition relative Al/Ti et avec/sans oxydation interne (tableau 1). Les lingots ont été laminés à chaud dans la direction uniaxiale à 980°C après avoir été maintenus pendant une heure. La surface de chaque plaque a été scalpée à une épaisseur approximative de 0,5 mm et laminée à froid à une réduction d'épaisseur de 75 %. Les tôles des plaques laminées à froid ont été oxydées à 980°C pendant deux ou quatre heures à l'atmosphère ambiante. Les oxydes (Cu2O) sur les tôles oxydées ont été éliminés par brossage métallique et nettoyage par ultrasons. La figure 1 représente un organigramme schématique de la fabrication globale du composite d'alliage de Cu à dispersion d'oxyde. L'échantillon de type fil a été fabriqué par étirage à température ambiante après oxydation à 980°C pendant 1 heure.

Organigramme schématique montrant le processus en (a) et en (b) la méthode d'oxydation interne pour concevoir des alliages de Cu dispersés par nanoparticules d'Al2O3.

La dureté Vickers a été mesurée sur une charge de 100 g à l'aide d'un testeur de dureté (FM-700, Future Tech. Corp.). La conductivité électrique a été évaluée par la méthode du double pont (portable double bridge 2769, Yokogawa M&C). La résistance à la traction a été mesurée à l'aide d'un testeur de traction (EZ-L, Shimadzu) pour des éprouvettes de type plaque ou fil.

La caractérisation de l'alumine a été réalisée à l'aide d'une microscopie électronique à transmission à émission de champ de 200 kV (TEM, JEOL, modèle : JEOL-2100F) équipée d'un détecteur de spectroscopie de rayons X à dispersion d'énergie (EDS) et d'un TEM à balayage. Les échantillons TEM ont été préparés par polissage au jet avec un Tenupol-5 (Struers) dans une solution d'attaque composée de 250 ml d'acide phosphorique, 500 ml d'eau distillée, 250 ml d'éthanol, 50 ml de propanol et 5 g d'urée (D2). La densité volumique des particules a été mesurée en supposant que l'épaisseur de l'échantillon était d'environ 50 nm. Les échantillons TEM ont été fabriqués en utilisant la méthode standard de réplique d'extraction de carbone pour l'analyse HRTEM des compositions chimiques et des structures atomiques des nanoparticules. Nous avons réalisé la méthode de réplique d'extraction de carbone par polissage mécanique dans une solution aqueuse contenant 0,5 ml de particules colloïdales de diamant. Les échantillons ont ensuite été prélevés sur un film de carbone en utilisant une attaque chimique en solution de nital à 3 %19.

Nous avons effectué des calculs DFT à l'aide du logiciel Vienna Ab-initio Simulation Package (VASP)20 avec les pseudo-potentiels Projector Augmented Wave (PAW)21 et la fonction de corrélation d'échange Perdew-Burke-Ernzerhof (PBE)22. Une coupure d'onde plane de 400 eV a été utilisée pour tous les calculs. Nous avons intégré la zone de Brillouin avec un schéma de points gamma de 3 × 1 × 1, 3 × 1 × 1 et 3 × 3 × 1 points k pour les systèmes de modèles d'interface basés sur γ-Al2O3(100), γ-Al2O3(110) et γ-Al2O3(111), respectivement. Le γ-Al2O3 était basé sur le système modèle de Pinto23.

La figure 2 illustre le comportement contrainte/déformation et les conductivités électriques des quatre alliages de Cu avant et après l'oxydation interne. Tous les échantillons pour les essais de traction ont été conçus selon la norme ASTM-E8M.

Relations contrainte/déformation des alliages Cu-Al et Cu-Al-Ti avant oxydation interne en (a) et en (b,c) après 2 et 4 heures d'oxydation à 980 °C dans l'atmosphère ambiante, respectivement. La conductivité électrique des alliages de Cu avec un temps d'oxydation variable a été montrée en (d).

Nos résultats indiquent que les propriétés mécaniques des quatre alliages de Cu sont sensibles à la composition du Ti et à l'oxydation interne. La figure 2a montre que, sans les propriétés mécaniques d'oxydation interne, les quatre alliages de Cu sont presque identiques quelle que soit la composition de Ti. L'oxydation interne modifie les comportements mécaniques des alliages de Cu, comme le montrent les Fig. 2b,c. Les alliages de Cu avec plus de Ti ont donné un rendement plus élevé, une plus grande résistance à la traction et une ductilité mécanique améliorée. Le mécanisme sous-jacent se situe au niveau des énergies interfaciales réduites et homogénéisées de notre solution solide ternaire, qui est en outre contrôlée par les quantités de Ti dopé.

La figure 2d montre clairement que la conductivité électrique d'un alliage de Cu a été améliorée par deux heures d'oxydation interne. Des oxydations plus longues ont démontré une saturation. L'alliage 3, qui contenait des quantités égales (40 % en poids) de Ti et d'Al, a démontré la conductivité électrique la plus élevée (supérieure à 90 % de la valeur IACS).

Sans l'oxydation interne, les alliages de Cu avec une composition plus élevée de Ti ou d'Al ont entraîné une conductivité électrique plus faible. Comme indiqué précédemment, Ti se dégrade plus que Al24. Après oxydation interne, Ti et Al améliorent la conductivité électrique de l'alliage Cu. Le mécanisme sous-jacent peut être au niveau de la formation de divers oxydes binaires (Ti-O) et ternaires (Ti-Al-O). Ces oxydes éliminent les impuretés de la matrice Cu et récupèrent la conductivité électrique du Cu pur.

La figure 3 présente les observations TEM des nanoparticules d'Al2O3 dispersées sur les quatre alliages de Cu après deux heures d'oxydations internes à 980 °C et 1 atm. Ces images montrent que les morphologies et la distribution spatiale de l'Al2O3 dispersé sont sensibles à la composition en Ti. L'augmentation de la fraction pondérale relative de Ti à Al diminue la taille des particules d'oxyde et augmente le nombre total de particules.

Images TEM des microstructures pour les alliages à base de Cu de Cu-0,8 % Al en (a) et en (b) Cu-0,7 % Al-0,1 % Ti, pour (c) Cu-0,4 % Al-0,4 % Ti et en (d) Cu-0,6 % Al-0,4 % Ti. Tous les matériaux ont été oxydés pendant 2 heures à 980°C sous 1 atmosphère. La distribution des nanoparticules d'oxyde dispersées dans chaque alliage a été tracée en fonction de la taille à (e – h), respectivement.

La morphologie de la particule d'oxyde passe de planaire (ou irrégulière) à sphérique uniforme. Ce phénomène de « sphéroïdisation » a été observé principalement pour les alliages métalliques8,9,10,11 mais est rarement rapporté pour les interfaces cohérentes ou semi-cohérentes entre les particules d'oxyde et les métaux. Ce changement structurel suggère que le Ti ajouté est essentiel pour diminuer et homogénéiser les énergies interfaciales entre la matrice de Cu et les nanoparticules Al2O3 dispersées.

Pour caractériser les compositions détaillées des oxydes, nous avons utilisé une analyse spectroscopique à rayons X à dispersion d'énergie (EDX) pour l'alliage 4 du tableau 1 (Cu-0,6Al-0,4Ti). Les résultats (Fig. 4) ont indiqué que Ti remplace partiellement Al dans les nanoparticules d'Al2O3 (c'est-à-dire une solution solide). La figure 5 illustre la taille moyenne des particules, le rapport d'aspect et la densité volumique de la particule d'oxyde sur les alliages de Cu en fonction de la fraction atomique de Ti/Al. Cette figure fournit des corrélations claires entre ces paramètres. La taille des particules et le rapport d'aspect diminuent à mesure que la fraction atomique augmente. La densité volumique est proportionnelle à la fraction atomique. L'alliage 4 contient plus de Ti et d'Al (en termes de poids total) que l'alliage 3 et la taille et le rapport d'aspect sont plus grands, mais la densité volumique est presque identique. Par conséquent, les fractions atomiques de Ti à Al décrivent mieux le système que le poids.

Analyse EDX de nanoparticules γ-Al2O3 dispersées dans Cu-0,6%Al-0,4%Ti.

Tailles moyennes et densités volumiques en (a) et en (b) rapports d'aspect des nanoparticules d'oxyde dispersées dans la matrice de Cu après 2 heures d'oxydation à 980 ° C sous atmosphère ambiante. Les relations de conductivité-dureté et de résistance-ductilité pour les nanoparticules d'oxyde après oxydations pendant 2 ou 4 heures ont été montrées en (c, d), respectivement.

Les alliages 1 et 4 ont presque la même quantité du 2ème élément en fraction atomique, mais les propriétés mécaniques et la conductivité électrique sont différentes après le processus d'oxydation interne (Fig. 2). Le processus d'oxydation interne, avec la quantité appropriée de Ti dans les nanoparticules d'Al2O3, est essentiel pour contrôler les énergies interfaciales. Il existe une théorie décrivant le mécanisme de renforcement25,26,27,28 (des particules d'oxyde uniformément dispersées avec une morphologie sphérique améliorent la résistance mécanique d'une matrice d'alliage pour un volume de particules donné). L'augmentation de la résistance mécanique est due au mouvement de dislocation entravé. Les particules d'oxyde sphéroïdisées améliorent également la ductilité mécanique en supprimant la contrainte concentrée aux interfaces entre les oxydes et la matrice d'alliage.

La figure 6 illustre l'analyse HRTEM des nanoparticules d'Al2O3 pures dispersées dans l'alliage 1 et l'alliage 3 avec des solutés de Ti à l'intérieur (Ti-Al2O3) après deux heures d'oxydation interne à 980 ° C et 1 atm. L'alliage 1 ne comprend que de l'alumine en phase gamma (γ–Al2O3, cubique à faces centrées) avec des morphologies planes et irrégulières. Cet alliage est issu des énergies d'interface entre la matrice de Cu et les nanoparticules γ–Al2O3 dispersées. Notre analyse HRTEM n'a observé que des interfaces, qui sont très probablement les plans de l'énergie interfaciale la plus faible et forcent γ–Al2O3 à croître plus rapidement dans une seule direction. Les nanoparticules de Ti-Al2O3 dispersées dans l'alliage 3 sont apparues sous forme de polyèdres (Fig. 6c). Les mesures HRTEM ont révélé des interfaces supplémentaires de et . Ces résultats représentent les différences d'énergie interfaciale atténuées par le Ti entre le γ–Al2O3 dispersé et la matrice Cu. Le γ–Al2O3 dispersé dans l'alliage 3 s'est développé en structures sphériques plus petites que les nanoparticules d'oxyde dans l'alliage 1.

Images HRTEM de nanoparticules γ-Al2O3 dispersées dans un alliage Cu-0,8% Al de formes planes en (a) et rectangulaires en (b). Les images en (c) représentent la morphologie de Ti γ-Al2O3 en solution. Les images (d,e) sont pour TiO2, tandis que (f,g) sont pour des nanoparticules Al3Ti5O2 dans un alliage Cu-0.4%Al-0.4%Ti après oxydation interne. Les (d)~(g) ont été observés en réplique.

Al2O3 et Ti ne doivent pas former de solution solide dans les conditions ambiantes selon le diagramme de phase thermodynamique29. Cependant, ces matériaux forment des oxydes en réagissant avec O sur la matrice Cu. Cette réaction permet à Ti de remplacer partiellement Al et de créer le γ–Al2O3 dissous dans Ti. D'autres oxydes formés dans l'alliage 3, tels que TiO2 et Al3TiO2, étaient beaucoup plus petits que le γ–Al2O3 dissous dans le Ti. Cependant, ces oxydes peuvent augmenter la conductivité car la formation d'oxydes a encore diminué le soluté dans la matrice de Cu.

Les figures 5c,d illustrent les propriétés mécaniques (résistance, dureté et ductilité) et les conductivités électriques des quatre systèmes d'alliages de Cu après oxydation interne. Les deux propriétés du matériau, la résistance mécanique et la conductivité électrique, ont été supposées s'exclure mutuellement. La figure 2, cependant, montre que nous avons dépassé la limite conventionnelle en concevant des interfaces hybrides entre les nanoparticules γ–Al2O3 dispersées et la matrice d'alliage de Cu avec l'ajout de quantités contrôlées de solutés de Ti. L'alliage 3 a démontré une conductivité électrique améliorée de 7 % et une ductilité mécanique améliorée de 300 % par rapport à l'alliage 1. Le mécanisme fondamental de l'alliage 3 était la sphéroïdisation des nanoparticules d'Al2O3 dispersées par le soluté de Ti grâce à des énergies interfaciales homogénéisées avec la matrice de Cu.

À l'aide de calculs DFT de premier principe, nous avons validé les observations expérimentales de la multifonctionnalité des alliages de Cu dispersés avec des nanoparticules γ–Al2O3 en solution Ti. Nous avons créé des systèmes modèles de γ–Al2O3//Cu pour simuler les structures d'interface des facettes (100), (110) et (111) (Fig. 7). Le tableau 2 fournit nos résultats DFT démontrant que Ti préfère thermodynamiquement se substituer partiellement à Al dans les interfaces (100)γ–Al2O3//(100)Cu et (110)γ–Al2O3//(110)Cu mais pas dans les interfaces (111)γ–Al2O3//(111)Cu. Pour évaluer la stabilité thermodynamique de chaque structure, nous avons calculé l'énergie de décohésion interfaciale, Wde, définie dans l'Eq. (1):

Structures d'interface thermodynamiquement stables pour la matrice Cu et les nanoparticules γ-Al2O3 avec et sans solutés de Ti capturées par les premiers calculs DFT.

Dans (a) Cu(111)/Al2O3(111), Cu(111)/Al2O3 + Ti(111), (b) Cu(100)/Al2O3(100), Cu(100)/Al2O3 + Ti(100) et (c) Cu(110)/Al2O3(110), Cu(100)/Al2O3 + Ti(110).

où , et sont l'énergie de Cu, Al2O3 et le système d'interface total de Al2O3//Cu, respectivement (calculé par la méthode DFT). représente la zone interfaciale entre γ–Al2O3 et la matrice Cu. L'augmentation du positif est corrélée à l'augmentation de la stabilité thermodynamique. les valeurs (calculs DFT) sont reportées dans le tableau 3. Nos résultats indiquent que sans Ti, l'interface (111)γ–Al2O3//(111)Cu est la plus stable. Cette découverte confirme nos résultats expérimentaux (alliage 1). Le dopage Ti pour la structure d'interface (100)γ–Al2O3//(100)Cu a été considérablement augmenté, tandis que (111)γ–Al2O3//(111)Cu a été diminué. Par conséquent, les énergies interfaciales pour les différentes facettes du γ–Al2O3//Cu ont été homogénéisées en ajoutant Ti comme suggéré par les observations HRTEM.

En utilisant les énergies interfaciales calculées par DFT, nous avons prédit les morphologies des nanoparticules γ–Al2O3 dispersées avec et sans Ti ajouté en utilisant la méthode de construction de Wulff30. La figure 8 montre à la fois les images observées par TEM et les calculs DFT (encarts). Nos calculs DFT basés sur les premiers principes prennent en charge le mécanisme sous-jacent de la résistance mécanique, de la ductilité et de la conductivité électrique élevées des alliages de Cu.

Images TEM de nanoparticules d'alumine dispersées à Cu-8Al en (a) et en (b) sur des alliages Cu-4Al-4Ti après oxydations internes. Les encarts représentent les structures de particules prédites par la méthode de construction de Wulff basée sur les énergies d'interface calculées ab-initio.

Pour déterminer si nos matériaux sont appropriés pour des applications industrielles, nous avons transformé l'alliage 4 en un fil de 0,95 mm de diamètre suivi d'un processus d'oxydation interne à 980 °C pendant une heure. Après élimination des écailles d'oxyde sur la surface de Cu, le diamètre a diminué à 0,63 mm. Nous avons encore réduit la section transversale du fil à 5 ​​% de la valeur initiale avec un processus d'étirage à température ambiante. La figure 9a présente la résistance à la traction mesurée et la conductivité électrique du fil étiré en fonction du rapport d'étirage (vraie contrainte η = ln(A0/A), où A0 et A sont respectivement la surface de la section transversale du fil avant et après l'étirage. La conductivité électrique et la résistance à la traction du fil oxydé ont été mesurées à 93,32 % IACS et 269 MPa, respectivement (Fig. 9a). Le léger écart de la conductivité électrique par rapport à la valeur IACS peut être attribuée à la géométrie de l'échantillon de fil La conductivité électrique mesurée pour un échantillon de fil est plus pertinente qu'une structure de type plaque car la section transversale et la longueur du fil peuvent être définies avec précision à n'importe quelle étape de la procédure de test.

Le tracé en (a) représente la conductivité électrique et la résistance mécanique de l'alliage Cu-0,6 % Al-0,4 % Ti en fonction du rapport d'étirage et du processus de recuit successif et en (b) la comparaison de nos alliages Cu en termes de conductivité électrique et de résistance à la traction avec des matériaux rapportés précédemment.

Nos résultats ont indiqué que la résistance à la traction a été augmentée par l'écrouissage et la conductivité électrique du fil a légèrement diminué (3 % par rapport à la valeur initiale de l'alliage 4) malgré le fait qu'il a été traité avec un rapport d'étirage élevé (vraie déformation η = 3). Nous avons démontré que le fil fabriqué à partir de l'alliage 4 pouvait être écroui à température ambiante et fonctionner dans des applications industrielles.

Nous avons appliqué le procédé thermomécanique à notre alliage Cu avec 95 % d'étirage et recuit à 160 °C pendant 30 minutes. Étonnamment, la résistance mécanique du matériau n'a diminué que de moins de 10 %. De plus, comme le montre la courbe contrainte-déplacement (Fig. 9a), la région de déformation uniforme s'étend sur environ 2 %. Une autre chose importante à noter est que la conductivité électrique a été améliorée jusqu'à 93 % IACS avec une résistance mécanique de 530 MPa et une ductilité de 2,7 % même après le traitement thermomécanique. Ces résultats peuvent être attribués à la stabilité thermique élevée de l'alliage Cu renforcé par les particules d'oxyde dispersées.

Par rapport aux alliages de cuivre rapportés précédemment31,32,33,34,35,36,37,38,39,40, nos matériaux présentent de bien meilleures performances en termes de résistance mécanique et de conductivité électrique simultanées. Par exemple, en ce qui concerne l'alliage Cu-Al32, les deux fonctionnalités de nos matériaux ont des valeurs de résistance ultime à la traction plus faibles à légèrement plus fortes (selon les conditions de traitement) de 450 à 584 contre 550 à 560 MPa et des conductivités significativement plus élevées (90 % contre ~81 % IACS) pour toutes les conditions pour la fraction volumique similaire (Fig. 9b). La figure 9 illustre qu'il y a de la place pour une amélioration supplémentaire de la résistance mécanique. Nous rapportons les performances exceptionnelles de notre spécimen dans des processus bien établis dans la fabrication d'alliages. Notre étude peut être une étape importante vers l'amélioration de la résistance mécanique en combinant la technologie de la métallurgie des poudres ou de l'ingénierie des joints de grains avec une déformation plastique sévère39,41,42.

Nous avons conçu des alliages de Cu solides, ductiles et conducteurs en dispersant uniformément des structures sphériques de nanoparticules γ–Al2O3 en utilisant une énergie d'interface totale réduite et contrôlée avec des solutés solides de Ti ajoutés. Bien que ces matériaux aient été auparavant bien implantés dans le secteur industriel, la multifonctionnalité que nous avons observée était au-delà des attentes conventionnelles. Le mécanisme critique provenait des énergies interfaciales homogénéisées du γ–Al2O3//Cu dans la solution de Ti principalement aux particules d'oxyde et de l'élimination efficace des impuretés à l'intérieur de la matrice de Cu (formations thermodynamiques de divers oxydes avec Ti). Néanmoins, nous avons montré que la ductilité de nos matériaux peut être encore améliorée par des traitements thermomécaniques appropriés : par exemple, le processus de récupération et de recristallisation d'un matériau fortement déformé plastiquement. Et le simple fait d'augmenter la taille de notre échantillon améliore probablement également le niveau de ductilité. Nous proposons que la fabrication d'un alliage de cuivre compétitif puisse être combinée avec des méthodes de post-fabrication, telles que la métallurgie des poudres ou l'inclusion de grains nanométriques dans la matrice d'alliage. Cette méthode peut conduire à d'excellentes propriétés mécaniques et conductivité électrique.

Comment citer cet article : Han, SZ et al. Conception d'alliages de Cu exceptionnellement résistants et conducteurs au-delà de la spéculation conventionnelle via la dispersion interfaciale à énergie contrôlée de nanoparticules γ-Al2O3. Sci. Rep. 5, 17364; doi : 10.1038/srep17364 (2015).

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Ce travail a été soutenu principalement par le programme de R&D Global Frontier (2013M3A6B1078874 et 2013M3A6B1078882) au centre de R&D Global Frontier Hybrid Interface Materials financé par le ministère des Sciences, des TIC et une subvention de la Future Planning and National Research Foundation of Korea (NRF) financée par le gouvernement coréen (MSIP) (n° 2011-0030058).

Zeon Han Seung et Kim Kwang Ho ont contribué à parts égales à ce travail.

Division des matériaux de structure, Institut coréen des sciences des matériaux, Changwon, 51508, Corée

Seung Zeon Han et Jee Hyuk Ahn

École des sciences et de l'ingénierie des matériaux, Université nationale de Pusan, Pusan, 46241, Corée

Kwang Ho Kim

Département d'ingénierie des systèmes énergétiques, DGIST, Daegu, 42997, Corée

Joonhee Kang

Division de la recherche et du développement, KOS Ltd., Yangsan, 50592, Corée

Hongrie Jean

Division de la recherche et du développement, Seowon, Ansan, 15599, Corée

Sang Min Kim

Département de science et génie des matériaux, Université nationale de Changwon, Changwon, 51140, Corée

Jehyun Lee

Département de science et d'ingénierie des matériaux avancés, Université nationale de Kangwon, Chuncheon, 24341, Corée

Sung Hwan Lim

Département de génie chimique et biomoléculaire, Université Yonsei, Séoul, 03722, Corée

Byungchan Han

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SZH, JL et KHK ont conçu et conçu l'ensemble des expériences ; HJ et JHA ont aidé les expériences; SMK et SHL ont réalisé des expériences TEM ; JK et BH ont effectué des travaux de calcul ; BH et SHL ont rédigé le manuscrit combinant des expériences et des résultats informatiques.

Les auteurs déclarent une absence d'intérêts financiers en compétition.

Ce travail est sous licence internationale Creative Commons Attribution 4.0. Les images ou tout autre matériel tiers dans cet article sont inclus dans la licence Creative Commons de l'article, sauf indication contraire dans la ligne de crédit ; si le matériel n'est pas inclus dans la licence Creative Commons, les utilisateurs devront obtenir l'autorisation du titulaire de la licence pour reproduire le matériel. Pour voir une copie de cette licence, visitez http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/

Réimpressions et autorisations

Zeon Han, S., Kim, K., Kang, J. et al. Conception d'alliages de Cu exceptionnellement résistants et conducteurs au-delà de la spéculation conventionnelle via la dispersion interfaciale à énergie contrôlée de nanoparticules γ-Al2O3. Sci Rep 5, 17364 (2015). https://doi.org/10.1038/srep17364

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Reçu : 08 juillet 2015

Accepté : 28 octobre 2015

Publié: 30 novembre 2015

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

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