鈷含量對電沉積納米晶鎳鈷合金組織與力學(xué)性能的影響

許偉長，戴品強,，鄭耀東

(1. 福州大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，福州 350108；2. 福建工程學(xué)院 材料科學(xué)與工程系，福州 350108)

鈷含量對電沉積納米晶鎳鈷合金組織與力學(xué)性能的影響

許偉長1，戴品強1,2，鄭耀東1

(1. 福州大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，福州 350108；2. 福建工程學(xué)院 材料科學(xué)與工程系，福州 350108)

采用脈沖電沉積技術(shù)制備鈷含量在2.4%~59.3%范圍內(nèi)的鎳鈷合金。利用XRD與TEM技術(shù)對納米晶鎳鈷合金的組織結(jié)構(gòu)進行表征。結(jié)果表明：所有成分的納米晶鎳鈷合金均為面心立方結(jié)構(gòu)的單相固溶體，平均晶粒尺寸為11~24 nm，且平均晶粒尺寸隨鈷含量的增加而減小，鎳鈷合金鍍態(tài)下TEM組織中觀察到的晶粒尺寸與XRD測量結(jié)果一致；納米晶鎳鈷合金抗拉強度為1 300~1 650 MPa，斷裂伸長率為10.5%~14.5%，鎳鈷合金的抗拉強度與斷裂伸長率均隨鈷含量的增加而提高；隨著鈷含量的不斷增加，鎳鈷合金在單向拉伸過程中的應(yīng)力誘發(fā)晶粒長大被逐漸抑制，提高加工硬化率，塑性失穩(wěn)被延遲，從而提高塑性。

鎳鈷合金；納米晶；力學(xué)性能；晶粒長大；變形機制

納米晶金屬材料具有非常高的強度，但是其拉伸伸長率通常只有5%左右[1-5]，遠遠不及同類粗晶材料。提高納米晶金屬材料的塑性，使之能夠成為理想的工程材料，是近年來該領(lǐng)域研究的熱點。在具備高強度的同時兼?zhèn)涓咚苄?斷裂伸長率在 10%以上)對于納米晶金屬材料是可能的。但是，目前還僅限于少數(shù)的幾種納米晶金屬材料中，如電沉積獲得的具有納米尺度孿晶的超細晶銅[6]、由銅粉真空加壓固體化得到的納米晶銅[7]和通過等徑角擠壓、冷軋、低溫退火等工序后獲得的雙晶粒尺寸分布的納米晶銅[8]。MA等[9]提出提高加工硬化率(dσ/dε)，抑制塑性失穩(wěn)(使 dσ/dε＞σ)是提高納米晶金屬材料拉伸塑性的根本途徑。而這種觀點也在上述3種高塑性納米晶純金屬材料中得到證實。

近十年來，納米晶材料的塑性研究集中在純金屬，而對合金的塑性研究相對較少。通常納米晶合金，如Ni-Fe[10-11]與Ni-Co[12]合金，較純金屬顯示出更高的強度，同時伸長率有所下降。但這樣的研究幾乎都只關(guān)注某一成分的合金的性能，因而目前對于納米晶合金體系中化學(xué)成分與力學(xué)性能的關(guān)系了解還甚少，對納米晶合金塑性變形微觀機制的探索也有待深入。本文作者以納米晶鎳鈷合金為對象，研究鈷含量對拉伸強度和塑性的影響，并通過 XRD、TEM 等測試手段分析合金塑性變形前后微觀組織的變化，揭示納米晶合金塑性變形的微觀機制。

1 實驗

采用方波脈沖電沉積技術(shù)制備晶粒尺寸為納米尺度的二元鎳鈷合金。所使用的鍍液的基本組成包括氨基磺酸鎳、氨基磺酸鈷、氯化鈷、氯化鎳、硼酸、十二烷基硫酸鈉和糖精。通過調(diào)整鍍液中的[Ni2+]與[Co2+]之比改變鎳鈷合金中的鈷含量。電沉積工藝如下：平均電流密度10 A/dm2，占空比50%，導(dǎo)通時間50 ms，鍍液的pH 3.5，鍍液溫度60 ℃，沉積過程始終采用磁力攪拌。陽極選用高純低硫鎳板(純度＞99.9%)，陰極選用電解拋光的不銹鋼片，浸液陰陽極面積比為1∶4。電沉積過程中使用氨基磺酸溶液和堿式碳酸鎳溶液穩(wěn)定鍍液的pH值。沉積3 h后，制備的鎳鈷合金鍍層厚度為180~200 μm，采用機械法剝離鍍層。

采用荷蘭 Philips-FEI公司生產(chǎn)的 XL30ESEMTMP型環(huán)境掃描電鏡自帶的能譜儀測量鎳鈷合金的成分。采用日本島津的XD-SA型X射線衍射儀分析鎳鈷合金鍍層的微觀結(jié)構(gòu)，衍射條件為銅靶，運用Jade 5.0軟件根據(jù)XRD譜計算晶粒尺寸，計算前采用經(jīng)退火處理的標準粗晶硅樣品的 XRD譜扣除衍射儀的儀器寬化。用線切割機從鎳鈷合金鍍層上切割拉伸試樣。試樣標距區(qū)長10 mm，寬6 mm，厚180~200 μm。在微機控制的電子萬能試驗機(CMT-6104)上進行室溫下的單向拉伸試驗，應(yīng)變速率為10-3s-1。采用上述的環(huán)境掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌。采用Tecnai G2 F20型場發(fā)射透射電鏡對鎳鈷合金的微觀組織進行觀察，電子加速電壓為200 kV。透鏡樣品采用雙噴電解儀進行減薄，所用的電解液為15 mL高氯酸+285 mL乙醇溶液，電解電壓為50 V，電解溫度為-20~-30 ℃。利用TEM暗場像并結(jié)合繪圖軟件Photoshop 7.0統(tǒng)計晶粒尺寸分布。

2 結(jié)果與分析

2.1 鎳鈷合金的組織結(jié)構(gòu)

所研究的鎳鈷合金成分如下：Ni-2.4%Co、Ni-5.7%Co、Ni-10.6%Co、Ni-15.4%Co、Ni-32.0%Co、Ni-49.4%Co、Ni-59.3%Co(質(zhì)量分數(shù))。

圖1所示為不同成分電沉積鎳鈷合金的XRD譜。從圖1中可以看出，7種成分鎳鈷合金的衍射峰均為類似純鎳的射線峰，并未觀察到其他相的衍射峰，說明Co原子只是以置換固溶的形式進入Ni原子的晶格點陣中形成單相固溶體。從圖1中還可觀察到隨著鈷含量的逐漸增加，(111)晶面的衍射峰逐漸增強，同時(200)晶面的衍射峰逐漸減弱，高鈷含量合金的 XRD分布與標準Ni(無織構(gòu)鎳)的XRD分布非常接近，表明隨著鈷含量的升高，合金組織將趨近于理想的無織構(gòu)單相固溶體。同時，XRD譜上還觀察到隨著鈷含量的增加，(111)和(200)峰逐漸寬化，表明晶粒尺寸隨鈷含量的增加逐漸減小。

圖1 不同鈷含量鎳鈷合金的XRD譜Fig.1 XRD patterns of Ni-Co alloys with various Co contents

圖2 所示為電沉積鎳鈷合金晶粒尺寸隨鈷含量的變化曲線。從圖2中可見，電沉積鎳鈷合金的平均晶粒尺寸為納米尺度，位于11~24 nm之間，且隨鈷含量的增加而單調(diào)地減小。這種晶粒尺寸強烈地依賴于合金成分的規(guī)律，也同樣地存在于其他的電沉積合金系中，如Ni-P[13]，Ni-W[14]，Ni-Fe[15]等。在熱力學(xué)方面，納米合金的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性通?？捎肎ibss自由能G的變化量dG來表示：

式中：A為晶界面積，γ為晶界能。對于純金屬γ為正值，所以納米晶粒具有自發(fā)長大，減小A以達到最低能量的傾向。對于二元合金，γ可表示為[14]

式中：γ0為純金屬的晶界能，Γ為晶界上溶質(zhì)的過剩含量，Gseg為偏聚能，R為理想氣體常數(shù)，T為溫度，X為合金中溶質(zhì)的含量。對于本研究的Ni-Co合金，由于沉積工藝完全相同，Co含量對Ni-Co合金晶粒尺寸的影響可通過式(2)加以討論。由于室溫下 Ni、Co原子之間可以完全互溶， Co原子的晶界偏聚較小，可忽略。這樣，Γ、Gseg為常數(shù)，純鎳的γ0為常數(shù)，則室溫下γ隨溶質(zhì)Co含量X的增加而減小。因此，與純鎳相比，鎳鈷合金中鈷含量越高，具有的γ越低，室溫允許越大的A介穩(wěn)存在，即允許越細小的晶粒尺寸介穩(wěn)地存在于室溫。

圖2 鎳鈷合金平均晶粒尺寸隨鈷含量的變化Fig.2 Average grain size as function of Co content in Ni-Co alloys

圖 3(a)、(b)、(c)所示分別為 Ni-15.4%Co、Ni-32.0%Co、Ni-59.3%Co在鍍態(tài)下的TEM明場像。從圖3中可觀察到，隨著合金中鈷含量的增加，晶粒尺寸減小，這與XRD的測量結(jié)果一致。圖3(a)、(b)、(c)右上角的選區(qū)電子衍射花樣均呈現(xiàn)連續(xù)的環(huán)狀，進一步證實了電沉積鎳鈷合金的晶粒為納米晶。圖3(a′)、(b′)、(c′)所示分別為以上3種納米晶Ni-Co合金的晶粒尺寸統(tǒng)計分布。對于Ni-15.4%Co，圖3(a′)顯示的晶粒尺寸分布的下限為10 nm，上限為50 nm，晶粒百分數(shù)的峰值為18 nm；對于Ni-32.0%Co，圖3(b′)顯示的晶粒尺寸分布下限為8 nm，上限為42 nm，晶粒百分數(shù)的峰值為14~16 nm；對于Ni-59.3%Co，圖3(c′)顯示的晶粒尺寸分布下限為6 nm，上限為36 nm，晶粒百分數(shù)的峰值為12 nm。由晶粒尺寸統(tǒng)計結(jié)果計算出的 Ni-15.4%Co、Ni-32.0%Co、Ni-59.3%Co的平均晶粒尺寸分別為21.6、17.3、14.3 nm，這些數(shù)值都稍微大于相同成分下本研究中采用 XRD方法對晶粒尺寸的計算值(約2~4 nm)。晶粒尺寸統(tǒng)計分布顯示：隨著合金中鈷含量的增加，鎳鈷合金除了平均晶粒尺寸減小外，晶粒尺寸的分布范圍也在縮小，鈷含量越高，獲得的晶粒尺寸越接近于一致。

2.2 納米晶鎳鈷合金的力學(xué)性能

圖4所示為電沉積納米晶鎳鈷合金的工程應(yīng)力—應(yīng)變曲線及合金中鈷含量對抗拉強度與斷裂伸長率的影響。在每種鎳鈷合金成分下進行至少3次的拉伸實驗，取不同成分下斷裂伸長率最高的兩條曲線作為無缺陷納米晶鎳鈷合金的本征力學(xué)性能。圖 4(a)所示為不同成分時斷裂伸長率最高的拉伸曲線。從圖 4(a)中可見，在本研究的鈷含量范圍內(nèi)，納米晶鎳鈷合金均表現(xiàn)出高強度并兼具良好的塑性，強度在1 300~1 650 MPa之間，斷裂伸長率均在10%以上。所有成分的鎳鈷合金的拉伸曲線上均出現(xiàn)3個明顯的特征階段：1)在屈服之后出現(xiàn)明顯的加工硬化；2) 加工硬化隨應(yīng)變的增加而減小，在曲線上出現(xiàn)大約應(yīng)變量為 1%~2%的恒定流變應(yīng)力下的塑性變形；3) 均在出現(xiàn)塑性失穩(wěn)(dσ/dε＜σ)后發(fā)生斷裂，塑性失穩(wěn)應(yīng)變量約為2%~3%。根據(jù)文獻[6, 10-11]中報道的無缺陷的納米晶金屬材料的拉伸曲線，這些曲線上均出現(xiàn)上述3個特征，據(jù)此可以排除納米晶材料因制備工藝引入的缺陷造成的對本征力學(xué)性能的掩蓋，因此本實驗中制備的納米晶鎳鈷合金可認為是無缺陷的。圖4(b)所示為納米晶鎳鈷合金抗拉強度隨鈷含量的變化曲線。從圖4(b)可見，對于本研究的納米晶鎳鈷合金，當(dāng)鈷含量低于 15.4%時，抗拉強度隨合金鈷含量的增加而增加；當(dāng)鈷含量在15.4%~59.3%范圍內(nèi)時，抗拉強度幾乎不隨鈷含量的增加而變化，保持在1.550 GPa左右。圖4(c)所示為納米晶鎳鈷合金斷裂伸長率隨鈷含量的變化曲線。從圖 4(c)可見，當(dāng)鈷含量低于 15.4%時，斷裂伸長率幾乎保持在11%左右；當(dāng)鈷含量超過15.4%并增加至59.3%時，斷裂伸長率增加并保持在14.5%左右，表現(xiàn)出中、高鈷含量合金的塑性明顯地高于低鈷含量合金的塑性。

圖3 鍍態(tài)納米晶Ni-Co合金的TEM明場像和晶粒尺寸統(tǒng)計分布Fig.3 TEM bright field images for as-deposited Ni-15.4%Co (a), Ni-32.0%Co (b), Ni-59.3%Co (c) and statistical distribution of grain size for Ni-15.4%Co (a′), Ni-32.0%Co (b′) and Ni-59.3%Co (c′)

2.3 納米晶鎳鈷合金拉伸斷口表面形貌

圖5所示為納米晶鎳鈷合金拉伸斷口的SEM形貌。由圖5可見，隨著合金中鈷含量的增加，韌窩尺寸由大變小，由深變淺。韌窩尺寸與晶粒尺寸有關(guān)，隨晶粒尺寸減小而減小[16]。納米晶在尺寸上存在臨界值，當(dāng)晶粒尺寸減小至臨界值之下，變形機制由“晶界發(fā)射不全位錯”方式轉(zhuǎn)變?yōu)椤熬Ы缁啤狈绞絒17]。LI等[11]在臨界尺寸以下的Ni-Fe合金中觀察到一種平坦的韌窩，深度非常淺。對于鎳鈷納米金屬的臨界晶粒尺寸無確切的報道。因此，從不同晶粒尺寸鎳鈷合金韌窩深淺來看，本研究的納米鎳鈷合金在鈷含量增加晶粒尺寸減小的時候晶粒尺寸可能經(jīng)過臨界值，特別是對于晶粒尺寸為11 nm的Ni-59.3%Co合金，晶粒尺寸可能位于臨界值以下。

圖4 鎳鈷合金的工程應(yīng)力—應(yīng)變曲線(a),抗拉強度—鈷含量曲線(b), 斷裂伸長率—鈷含量曲線(c)Fig.4 Engineering stress—strain curves of Ni-Co alloys(a), ultimate tension strength—Co content curve(b) and elongation to failure—Co content curves (c)

圖5 納米晶鎳鈷合金拉伸斷口的SEM形貌Fig.5 SEM images of tension fracture: (a) Ni-2.4%Co; (b) Ni-15.4%Co; (c) Ni-32.0%Co; (d) Ni-59.3%Co

2.4 納米晶鎳鈷合金拉伸斷口附近的TEM組織

圖6所示為納米晶Ni-15.4%Co與Ni-59.3%Co合金在拉伸斷口附近的TEM明場像。從圖6(a)可見，在Ni-15.4%Co合金拉伸斷口TEM組織中，40~50 nm的晶粒占了相當(dāng)大的比例，組織中甚至還能觀察到一些尺寸為70~80 nm的晶粒，明顯大于鍍態(tài)的晶粒尺寸(見圖3(a))。這表明拉伸變形中許多晶粒在應(yīng)力作用下發(fā)生了顯著的長大，小晶粒通過轉(zhuǎn)動、晶界遷移合并成為大晶粒。由圖6(b)可見，在Ni-59.3%Co合金拉伸斷口附近的 TEM 組織中，幾乎沒有觀察到尺寸超過30 nm的晶粒。相比于該合金鍍態(tài)下的組織(圖3(c))，斷口附近的組織與鍍態(tài)下的差別僅在斷口處 20~30 nm的晶粒數(shù)量明顯地增多了，這表明在拉伸過程中，10 nm左右的小晶粒發(fā)生了長大，但也只是長大至20~30 nm。對比圖6(a)和6(b)可以看出，高鈷含量的納米晶鎳鈷合金在應(yīng)力作用下抵抗晶粒長大的能力明顯地高于低鈷含量的納米晶鎳鈷合金。

圖6 拉伸斷口附近的TEM明場像Fig.6 TEM bright field images of tension fracture:(a) Ni-15.4%Co; (b) Ni-59.3%Co

2.5 分析與討論

分子動力學(xué)模擬預(yù)測，對于納米晶純金屬，在拉伸應(yīng)力作用下發(fā)生顯著的應(yīng)力誘發(fā)晶粒長大[18-19]。在單向拉伸[20]或壓縮[21]、高壓扭轉(zhuǎn)(High pressure torsion)[22]、壓痕(Indentation)[23]等受力狀態(tài)下的納米晶金屬的 TEM 組織中，均證實納米晶金屬中存在應(yīng)力誘發(fā) 晶粒長大，而且受力過程中的晶粒長大與熱擴散無 關(guān)[23]。但是，對于納米晶金屬在拉伸應(yīng)力狀態(tài)下導(dǎo)致晶粒長大對塑性的影響一直未被關(guān)注。

納米晶金屬因組織中具有細小且近似完整晶體結(jié)構(gòu)的晶粒，在應(yīng)力作用下發(fā)生晶界滑移、遷移或位錯先在晶界處形核然后晶界以發(fā)射不全位錯的方式協(xié)調(diào)塑性變形[17,24]。晶界上不全位錯的形核、發(fā)射所需的應(yīng)力相對于粗晶材料晶內(nèi)全位錯滑移要高得多。因此，納米晶金屬材料具有較高的流變應(yīng)力。但是，如果晶粒從幾十納米長大至幾百納米，以晶界滑移、晶界發(fā)射不全位錯為主的塑性變形方式將可能轉(zhuǎn)變?yōu)橐跃?nèi)全位錯滑移、增殖(如Frank-Read源)為主導(dǎo)，由此將導(dǎo)致塑性變形階段加工硬化率降低，增大塑性失穩(wěn)的可能性，降低塑性。而這在一些分子動力學(xué)模擬和試驗方面都已有相關(guān)的報道。例如，SCHIOTZ等[17]模擬的4~50 nm納米晶Cu的拉伸曲線，當(dāng)應(yīng)變進行到塑性階段時，曲線上流變應(yīng)力隨應(yīng)變的增加而減小，表現(xiàn)出塑性失穩(wěn)，而該階段在FARKAS等[18]的模擬過程中正對應(yīng)著應(yīng)力作用下晶粒的長大過程。ZHANG等[23]在進行納米壓痕實驗時，發(fā)現(xiàn)納米銅的硬度隨加載時間呈線性減小關(guān)系，原因在于壓頭附近的納米晶組織在加載過程中發(fā)生了顯著的晶粒長大。這些發(fā)現(xiàn)支持應(yīng)力誘發(fā)晶粒長大將導(dǎo)致納米晶材料失去原先的高硬度、高強度性能的論點。

對于低鈷含量的納米晶 Ni-15.4%Co合金，在拉伸過程中發(fā)生了晶粒長大，主要是20 nm左右的晶粒長大至50~60 nm，晶粒長大的程度較為明顯，但晶粒長大的幅度相對于純金屬在納米壓痕、高壓扭轉(zhuǎn)受力狀態(tài)下要小得多(這兩種情況下長大的晶粒尺寸最大可達幾百納米)[22-23]。這可能有兩個方面的原因：1) 拉伸狀態(tài)下的應(yīng)力要明顯地低于納米壓痕和高壓扭轉(zhuǎn)狀態(tài)下的應(yīng)力；2) 納米晶Ni-15.4%Co合金中含有一定量的Co原子，微觀晶界結(jié)構(gòu)不同于純金屬中的情況，因而應(yīng)力狀態(tài)下晶界的滑移、遷移性質(zhì)也將發(fā)生改變。

采用分子動力學(xué)模擬納米尺度雙相Al-Pb合金塑性變形過程中，發(fā)現(xiàn) Pb原子偏聚在晶界上可以強烈地抑制應(yīng)力誘發(fā)晶粒長大[25]。而且，SORE等[26]分別對比了超細晶純Al和超細晶Al-Mg合金在原位拉伸前后的TEM組織變化，發(fā)現(xiàn)溶質(zhì)Mg原子具有釘扎位錯、阻礙晶界遷移的作用，抑制了應(yīng)力作用下晶粒的長大。根據(jù)這些結(jié)果可知，Ni-15.4%Co合金中Co原子可能起到類似的作用，對于 Co原子在組織中的分布及對晶界結(jié)構(gòu)的影響有待進一步研究。

對于本研究中高鈷含量的納米晶 Ni-59.3%Co合金，拉伸斷口處的 TEM 組織表明拉伸過程中也存在著晶粒長大，但僅僅是鍍態(tài)組織中10 nm左右的晶粒長大到20~30 nm，相對于低鈷的Ni-15.4%Co合金，拉伸應(yīng)力狀態(tài)下晶粒長大的程度要小得多。這表明在本研究中僅獲得單相固溶體的鈷含量范圍內(nèi)，隨著鈷含量的增加，變形過程中抑制應(yīng)力誘發(fā)晶粒長大的能力增強。結(jié)合2.2節(jié)中的拉伸數(shù)據(jù)，表明隨著鈷含量的增加，應(yīng)力誘發(fā)晶粒長大逐漸被抑制，塑性失穩(wěn)被延遲，從而納米晶中、高鈷合金獲得的塑性明顯地高于納米晶低鈷合金，中、高鈷合金的斷裂伸長率高達14.5%，比低鈷合金高3%。

在本研究中獲得單相固溶體的鈷含量范圍內(nèi)，鈷含量的增加將造成晶粒尺寸減小、變形機制轉(zhuǎn)變，造成微觀晶界結(jié)構(gòu)發(fā)生改變，同時也造成固溶 Co原子對晶界的釘扎作用、不全位錯運動等方面產(chǎn)生不同影響。這些都有待于進一步的研究。但是，從純金屬的動力學(xué)模擬和納米壓痕等實驗結(jié)果來看，晶粒尺寸對應(yīng)力誘發(fā)晶粒長大的傾向無明顯的影響。在幾納米的小晶粒和幾十納米的大晶粒中都可觀察到應(yīng)力誘發(fā)晶粒長大[17-19,23]，因此，雖然2.3節(jié)中提到在11 nm的晶粒中可能存在變形機制的轉(zhuǎn)變，但這不影響納米晶粒在應(yīng)力作用下的長大。

綜上所述可知，增加固溶合金含量能夠阻礙納米晶金屬在應(yīng)力作用下的晶粒長大，推遲塑性失穩(wěn)，從而顯著地提高納米晶金屬的塑性。

3 結(jié)論

1) 在氨基磺酸鹽體系中，通過脈沖電沉積制備出平均晶粒尺寸為11~24 nm、鈷含量范圍為2.4%~59.3%的納米晶鎳鈷合金。鎳鈷合金的平均晶粒尺寸隨鈷含量的增加而減小。

2) 納米晶鎳鈷合金的強度、塑性均隨鈷含量的增加而增加，抗拉強度范圍為1 300~1 650 MPa，斷裂伸長率范圍為10.5%~14.5%。

3) 隨著鈷含量不斷增加，鎳鈷合金的晶粒在單向拉伸過程中的應(yīng)力誘發(fā)晶粒長大被逐漸抑制，加工硬化率提高，塑性失穩(wěn)被延遲，從而獲得高塑性。

REFERENCES

[1] WANG N, WANG Z, AUST K T, ERB U. Room temperature creep behavior of nanocrystalline nickel produced by an electrodeposition technique[J]. Mater Sci Eng A, 1997, 237(2):150-158.

[2] DALLA T F, van SWYGENHOVEN H, VICTORIA M.Nanocrystalline electrodeposited Ni: Microstructure and tensile properties[J]. Acta Materialia, 2002, 50(15): 3957-3970.

[3] LEGROS M, ELLIOTT B R, RITTNER M N, WEERTMAN J R,HEMKER K J. Microsample tensile testing of nanocrystalline metals[J]. Philosophical Magazine A, 2000, 80(4): 1017-1026.

[4] WANG Y M, CHENG S, WEI Q M, MA E, NIEH T G, HAMZA A. Effects of annealing and impurities on tensile properties of electrodeposited nanocrystalline Ni[J]. Scripta Materialia, 2004,51(11): 1023-1028.

[5] YIM T H, YOON S C, KIM H S. Tensile properties of electrodeposited nanocrystalline nickel[J]. Mater Sci Eng A,2007, 449/451: 836-840.

[6] SHEN Y F, LU L, LU Q H, JIN Z H, LU K. Tensile properties of copper with nano-scale twins[J]. Scripta Materialia, 2005, 52(10):989-994.

[7] YOUSSEF K M, SCATTERGOOD R O, LINGA MURTY K,HORTON J A, KOCH C C. Ultrahigh strength and high ductility of bulk nanocrystalline copper[J]. Applied Physics Letters, 2005,87(9): 091904-1-3.

[8] WANG Y M, CHEN M W, ZHOU F H, MA E. High tensile ductility in a nanostructured metal[J]. Nature, 2002, 419:912-915.

[9] WANG Y M, MA E. Strain hardening, strain rate sensitivity, and ductility of nanostructured metals[J]. Mater Sci Eng A, 2004,375/377: 46-52.

[10] WEI H, HIBBARD G D, PALUMBOB G, ERB U. The effect of gauge volume on the tensile properties of nanocrystalline electrodeposits[J]. Scripta Materialia, 2007, 57(11): 996-999.

[11] LI H, EBRAHIMI F. Transition of deformation and fracture behaviors in nanostructured face-centered-cubic metals[J].Applied Physics Letters, 2004, 84(12): 4307-4309.

[12] GU C, LIAN J, JIANG Q, JIANG Z. Ductile-brittle-ductile transition in an electrodeposited 13 nanometer grain sized Ni-8.6 wt.% Co alloy[J]. Mater Sci Eng A, 2007, 459(1/2): 75-81.

[13] JEONG D H, ERB U, AUST K T, PALUMBO G. The relationship between hardness and abrasive wear resistance of electrodeposited nanocrystalline Ni-P coatings[J]. Scripta Materialia, 2003, 48(8): 1067-1072.

[14] DETOR A J, SCHUH C A. Tailoring and patterning the grain size of nanocrystalline alloys[J]. Acta Materialia, 2007, 55(1):371-379.

[15] LI H, EBRAHIMI F. Synthesis and characterization of electrodeposited nanocrystalline nickel-iron alloys[J]. Mater Sci Eng A, 2003, 347(1/2): 93-101.

[16] KUMAR K S, SURESH S, CHISHOLM M F, HORTON J A,WANG P. Deformation of electrodeposited nanocrystalline nickel[J]. Acta Materialia, 2003, 51(2): 387-405.

[17] SCHIOTZ J, JACOBSEN K W. A maximum in the strength of nanocrystalline copper[J]. Science, 2003, 301(5638):1357-1359.

[18] FARKAS D, FROSETH A, van SWYGENHOVEN H. Grain boundary migration during room temperature of nanocrystalline Ni[J]. Scripta Materialia, 2006, 55(8): 695-698.

[19] FARKAS D, MOHANTY S, MONK J. Strain-driven grain boundary motion in nanocrystalline materials[J]. Mater Sci Eng A, 2008, 493(1/2): 33-40.

[20] SHAN Z W, STACH E A, WIEZOREK J M K, KNAPP J A,FOLLSTAEDT D M, MAO S X. Grain boundary–mediated plasticity in nanocrystalline nickel[J]. Science, 2004, 305(5684):654-657.

[21] BRANDSTETTER S, ZHANG K, ESCUADRO A,WEERTMAN J R, van SWYGENHOVEN H. Grain coarsening during compression of bulk nanocrystalline nickel and copper[J].Scripta Materialia, 2008, 58(1): 61-64.

[22] LIAO X Z, KILMAMETOV A R, VALIEV R Z, GAO H, LI X,MUKHERJEE A K, BINGERT J F, ZHU Y T. High-pressure torsion-induced grain growth in electrodeposited nanocrystalline Ni[J]. Applied Physics Letters, 2006, 88(2): 021909-1-3.

[23] ZHANG K, WEERTMAN J R, EASTMAN J A. The influence of time, temperature, and grain size on indentation creep in high-purity nanocrystalline and ultrafine grain copper[J].Applied Physics Letters, 2004, 85(22): 5197-5199.

[24] FROSETH A D, DERLET P M, van SWYGENHOVEN H.Twinning in nanocrystalline fcc metals[J]. Advanced Materials and Engineering, 2005, 7(1/2): 16-20.

[25] JANG S, PUROHIT Y, IRVING D, PADGETT C, BRENNER D,SCATTERGOOD R O. Molecular dynamics simulations of deformation in nanocrystalline Al-Pb alloys[J]. Mater Sci Eng A,2008, 493(1/2): 53-57.

[26] SOER W A, de HOSSON J Th M, MINOR A M, MORRIS J M Jr, STACH E A. Effects of solute Mg on grain boundary and dislocation dynamics during nanoindentation of Al-Mg thin films[J]. Acta Materialia, 2004, 52(20): 5783-5790.

Effect of Co content on structures and mechanical properties of electrodeposited nanocrystalline Ni-Co alloys

XU Wei-chang1, DAI Pin-qiang1,2, ZHENG Yao-dong1
(1. College of Materials Science and Engineering, Fuzhou University, Fuzhou 350108, China;2. Department of Materials Science and Engineering, College of Fujian Engineering, Fuzhou 350108, China)

Ni-Co alloys with Co content varying from 2.4% to 59.3% were prepared by pulse electrodeposition nanocrystalline. The microstructures of the nanocrystalline Ni-Co alloys were characterized by XRD and TEM. The analysis of XRD indicates that nanocrystalline Ni-Co alloys are all face-centered cubic structure, single-phase solid solution with an average grain size in the range of 11-24 nm, and the average grain size decreases with increasing Co content. The grain size observed in the TEM structures of as-deposited Ni-Co alloys is consistent with that measured by XRD. For nanocrystalline Ni-Co alloys, the ultimate tension strength is in the range of 1 300-1 650 MPa and the elongation to failure is in the range of 10.5%-14.5%. Both the ultimate tension strength and the elongation to failure increase with increasing Co content. With increasing Co content, the grain growth in the process of tension deformation is gradually suppressed leading to improved work hardening rate and delayed plasticity instability, which aids to obtain enhanced ductility.

Ni-Co alloy; nanocrystalline; mechanical property; grain growth; deformation mechanism

TG 174.441

A

1004-0609(2010)01-0092-08

福建省自然科學(xué)基金資助項目(E0810006)；福州大學(xué)創(chuàng)新計劃資助項目

2009-03-09；

2009-08-25

戴品強，教授，博士；電話：0591-83376719；E-mail: pqdai@126.com

(編輯 李向群)