北科大《Scripta》:“晶内超细纳米析出”同时提升多晶铜合金的强度和塑性!
2023-06-05 13:37:38 作者:材料学网 来源:材料学网 分享至:

 

高强度材料常因缺乏加工硬化而受到损害,使其易出现开裂和灾难性失效。具体来说,通过添加一种或多种元素的合金化方法可以提高纯金属和合金的强度,但往往会不可避免地降低塑性和韧性。由于元素在晶界( GBs )的偏析,合金化有时会面临晶间脆化问题 例如,锡青铜合金(添加了2~20 wt.%Sn以及其他元素如ZnPbNiAl )已被广泛研究,以获得比纯铜更高的强度。但是由于脆性富锡δ偏析相沿晶界处填充,会诱发灾难性的沿晶断裂,导致锡青铜合金表现出有限的加工硬化稳定性,因此其塑性变形能力较低 

最近一种具有吸引力的方法是利用纳米析出相来显著强化金属而不损失甚至提高塑性。其优异的强度源于共格或半共格的  纳米析出相,这些析出相呈均匀分布,产生大量的共格应变。同时,具有较小晶格失配的共格或半共格纳米析出相-基体界面有助于减少位错的塞积,从而缓解了加载时界面处的应力集中,降低了界面开裂的倾向,有利于保持良好的塑性。尽管如此,在多元合金(一类具有广阔应用潜力的高强度低塑性材料)在保持强度提高的前提下实现显著的塑性提升仍然具有挑战性。

在这里,北京科技大学王自东教授、陈凯旋副教授等人报告了一种晶内超纳米析出策略,在塑性差的锡青铜合金(Cu-12Sn-1.5Ni合金)中实现了一种非常稳定的应变硬化响应,显著提高了塑性,并且伴随着强度的提升。具体来说,原始铸态Cu-12Sn-1.5Ni合金的抗拉强度 σu 327.36±11.55 MPa,屈服强度σy182.58±1.39 MPa,大约是粗晶纯铜的3(63±3 MPa ), 但伴随着较差的均匀延伸率εu6.70±1.49%,约为纯铜(32±2% )1/8。通过添加微量Fe元素<0.1 wt.%),我们在Cu-12Sn-1.5 Ni合金晶粒内部实现了高数量密度的超细Fe纳米析出相ultra-nano Fe precipitation,简写为un-Fe)的均匀弥散分布,并且这些纳米Fe析出相具有极小的晶格错配度。细小弥散分布的晶内纳米Fe相不仅缓解了晶间断裂,还通过纳米Fe-位错相互作用激活了稳定的应变硬化机制,从而形成超高性(εu约为20%)和强度提高σu约为400 MPaσy约为200 MPa)的独特组合。晶内超细纳米析出是一种很有前景的方法,未来可以广泛用于制造高塑韧性和高强度的合金。

1abdeghOM显微组织表征表明,Cu-12Sn-1.5Ni-xFe (x=0, 0.08, 0.83 wt. %)铸态合金均具有粗大的树枝状枝晶组织,并且枝晶之间存在δ相。OM表征表明,与Cu-12Sn-1.5Ni合金(dgrain=97.0±16.8 μmAδ=11.20±1.26)相比,Cu-12Sn-1.5Ni-0.08Fe合金的晶粒尺寸(dgrain)和δ相的面积分数(Aδ)略有降低(dgrain=95.6±15.5 μmAδ=10.12±1.79%)。而在Cu-12Sn-1.5Ni-0.83Fe合金中,可以观察到晶粒尺寸dgrain明显降低至80.7±13.3 μm,同时Aδ10.25±1.66%,与Cu-12Sn1.5Ni-0.08Fe合金相近。晶粒尺寸的减小与先前报道的Fe掺杂在 [24]合金[13,14,,]中诱导晶粒的细化的结果一致,这是由于原位形成的Fe纳米析出相的异质形核作用 [13,14]

1f中的TEM图显示,Cu-12Sn-1.5Ni-0.08Fe合金中析出了高数量密度的(1.3×1023 m3,见表1)超细点状Fe纳米析出相(直径为5.0 ± 2.7 nm,见图1k),且分布高度均匀。相比之下,图1i可以看到,在Cu-12Sn-1.5Ni-0.83Fe合金中,分散良好的点状(直径为5.7 ± 1.7 nm,图1l)和球状(直径为35.4 ± 7.6 nm,图1m)的Fe纳米析出相的数量密度较低(0.1×1023 m3,表1)。后者合金中的Fe纳米析出相的尺寸分布更宽(图1k-m),且体积分数更高(表1)。通过STEM-EDS对点状和球状Fe纳米析出相的富铁成分进行了验证(图1j)。关于析出相特征的详细评估可参见补充数据的第1节。由于在Cu-12Sn-1.5Ni-(0.08, 0.83)Fe合金中,点状Fe纳米析出相的尺寸极小,因此将点状的Fe细纳米析出相被称为超细纳米Feun-Fe)。而在Cu-12Sn-1.5Ni-0.83Fe合金中尺寸分布更宽的球状Fe纳米析出相(15-55 nm,图1ilm)被称为纳米Fen-Fe)。纳米颗粒诱导的晶粒细化只有在颗粒具有高效能(良好的晶体学匹配关系且尺寸适当)、足够的数量密度、合适的尺寸和足够宽的尺寸分布时才会发生[32,33]。在这种情况下,不同于Cu-12Sn-1.5Ni-0.83Fe合金中具有良好组合un-Fen-Fe的明显晶粒细化效果(图1g),单独具有超细尺寸且尺寸分布范围较窄的un-Fe铜熔体的异质成核能力和效率较低,因此对铜晶粒细化效果很弱(图1d

1. Cu-12Sn-1.5Ni-xFe (x=0, 0.08, 0.83 wt. %)合金铸态显微组织的(a, b, d, e, g, h) OM和 (c, f, i, j) TEM照片 (a-c) Cu-12Sn-1.5Ni合金中粗大的枝晶和枝晶间的δ; (d-f) Cu-12Sn-1.5Ni-0.08Fe合金中粗大枝晶的晶粒内部弥散分布着点状超细纳米Fe颗粒以及位于晶界的δ; (g-i) Cu-12Sn-1.5Ni-0.83Fe合金中细化的枝晶晶粒内分散着点状超细纳米Fe颗粒(un-Fe和球状纳米Fe颗粒n-Fe)以及枝晶间δ; (j)分布在Cu-12Sn-1.5Ni-0.83Fe合金基体中的un-Fen-Fe颗粒分布在Cu基体中的明场(BF)-STEM图像及其对应的元素分布图。三个un-Fe颗粒用黄色虚线圈标出;(k-m) Cu-12Sn1.5Ni-0.08Fe合金超纳米Fe颗粒(k)尺寸分布直方图,以及Cu-12Sn-1.5Ni-0.83Fe合金中超纳米Fe(i)和纳米Fe颗粒(m)的尺寸分布直方图。

采用HRTEMun-Fen-Fe颗粒进行表征(图2)。从<112>Cu带轴拍摄的图像(图2a)的快速傅里叶变换(FFT)图谱显示,un-Fe颗粒和基体均为面心立方(FCC)结构,二者呈cube-on-cube的取向关系(OR)。图2a表明,un-Fe/Cu界面清晰且完全共格,理论晶格错配度δ值极低,仅为0.0069un-Fe颗粒周围没有明显的晶格畸变。需要注意,0.0069δ值是通过理论计算得出的,计算公式为δ=2(aCu-aFe)/(aCu+aFe,其中aCuaFe分别是纯Cuγ-Fe的晶格参数 (aCu=0.3615, aFe=0.359 [,])。原则上,un-Fe颗粒和基体之间的晶格错配度受到其他合金元素(如SnNi)的影响。颗粒主要由Fe组成,而基体主要由Cu组成,因此此处的晶格失配仅考虑纯Cu和纯Fe。此外,以真实原子尺度分辨率在图2b15个平面层进行测量计算得到了un-Fe颗粒和Cu基体的(111)面的晶面间距d(111),其平均值分别为0.1976 nm0.1959 nm。因此实验计算(111)γ-Fe (111)Cu 晶面之间的d值错配度为0.008nm。这种低的晶格错配度降低了析出相的形核势垒,从而使具有高数量密度和超细尺寸的un-Fe析出相得以形成和稳定。结合FFT滤波图像(图2b)和晶格条纹的强度变化(图2c),可以在HAADF-STEM下确定单个颗粒的尺寸。HAADF成像的衬度来源于低原子序数,因此,暗柱应该由Fe原子的分区引起。

 

2. (a-c) 纳米Fe (un-Fe)颗粒  (d-f) 纳米Fe (n-Fe) 颗粒的高分辨透射电子显微 (HRTEM) 表征。其中,(a)是沿 [112]Cu带轴拍摄的un-Fe颗粒附近局部原子结构的高分辨 HAADF-STEM 图像,插图中的FFT图证实了这一点(b)(a)图中FFT滤波图像(c)(b)图中直线的强度分布图,观察到un-Fe颗粒区域原子强度的降低。(d)沿[111]n-Fe轴拍摄的n-Fe颗粒的HRTEM图像,插图中的FFT证实了这一点 (e)(d)FFT滤波图像。(f)(e)图中直线的强度分布图。在(c, f)中,黄线代表Cu基体平均原子强度的90%,作为估计un-Fe颗粒直径(在(c)中为4.7 nm)和n-Fe颗粒直径(在(f)中为22.2 nm)的截断强度。注意,(a)(d)FFT图中的额外衍射斑点是由于TEM样品的表面氧化引起的。
相比之下,图2d中沿[111]n-Fe方向的FFT图谱显示,直径为22.2 nmn-Fe颗粒为体心立方(BCC)结构,并与Cu基体呈K-S取向关系(即(011)[111]n-Fe//(111)[011]Cu)。n-Fe颗粒与基体呈半共格关系(晶格错配度为0.03[,]),颗粒周围存在晶格畸变。缺陷n-Fe/Cu界面结构的更多细节在我们先前的原子尺度研究中已被阐明[]。由位错组成的n-Fe/Cu界面附近存在明显的晶格失配应变。
通过拉伸试验揭示了Cu-12Sn-1.5Ni-(0, 0.08, 0.83 wt. %)Fe合金的力学性能。图3a为无Fe0 wt. % Fe)、单独un-Fe增强(0.08 wt. % Fe)和un-Fe + n-Fe同时增强(0.83 wt. % Fe合金的典型拉伸应力-应变曲线。与无Fe合金对比,Fe增强合金的强度和塑性同时提高。当铁含量分别为0.08 wt.% Fe0.83 wt.%时,σy分别增加到208.57±0.82 MPa241.18±1.09 MPa(图3a, d)。除塑性屈服外,Fe增强合金经历了显著的应变硬化直至失效,使得0.08 wt.% Fe0.83 wt. % Feσu分别达到395.67±7.80 MPa393.40±5.08 MPa,对应的εu增加到17.33±2.09%9.16±0.69%(图3a, d)。值得注意的是,un-Fe增强合金的εu明显优于无Feun-Fe + n-Fe共增强合金,几乎是其2~3倍(图3a, d)。

 

3.铸态Cu-12Sn-1.5Ni-(0,0.08,0.83wt.%)Fe合金的力学性能。(a)Feun-Fe增强和un-Fe+n-Fe共增强铜合金(分别为00.080.83wt.%Fe) 的工程应力-应变曲线;(b) 实验测得的三种Cu合金的应变硬化率Θ=dσ/dε(其中σε分别为真应力和真应变);(c)应变硬化指数(n=d(lnσ)/d(lnɛ))随真应变的变化。(d)拉伸性能和硬度柱状图(HV0.3),其中误差棒代表标准差,表示每种状态下进行的多次测试的离散程度;(e) un-Fe增强铜合金与其他铸造锡青铜合金的抗拉强度与总伸长率(ɛtotal)的比较[14,48-56] ,表明un-Fe增强超出了传统的塑性与强度关系范围;(f) 分别采用分子动力学模拟得到的嵌有球状FCC Fe粒子(直径分别为15.880 nm12.410 nm6.896 nm3.998 nm)的30.3×30.3×30.3 nm³ Cu-Fe体系下沿[001]方向的工程应力-应变曲线(详见附加数据中的图S3,第4节),表明较小的颗粒产生更大的抗拉强度和塑性。

根据Hall-Petch关系[,],在Cu-12Sn-1.5Ni-(0.08, 0.83 wt. %) Fe合金中,晶粒细化有限,平均晶粒尺寸减小了1.4 μm16.3 μm,对屈服强度σy的贡献很小,分别为0.1 MPa1.3 MPa,因此Fe增强合金屈服强度的提高主要归因于纳米析出强化。在该材料中,un-Fen-FeCu基体内提供了更强的相界面,需要更高的应力才能使位错切过或绕过。我们结合位错-颗粒相互作用的TEM表征研究了Fe增强合金的强化机制。图4为预先经过0.5%变形处理的Cu-12Sn-1.5Ni-(0.08, 0.83)Fe合金中位错与Fe纳米析出相相互作用的BF-TEM图像。位错在n-Fe/Cu界面上堆积(图4a中的I区域)或者弓出(图4a中的II区域)。显然,n-Fe颗粒没有被滑移位错剪切。相反,位错被un-Fe/Cu界面钉扎,归因于位错与un-Fe颗粒之间的相互作用,un-Fe似乎被位错剪切(图4b中黄色箭头标注)。因此,由un-Fen-Fe颗粒引起的位错钉扎促进了位错相互作用而提高强度 []

研究表明,颗粒剪切和Orowan环机制[26,,]描述了纳米析出强化的屈服强度。因此,我们通过使用模量强化(∆σModulus)和共格强化(∆σCoherency)模型[46],估了完全共格的un-FeCu-12Sn-1.5Ni-0.08Fe合金的σy贡献分别为约38 MPa和约46 MPa,接近实验结果的25.99 MPa。同样在Cu-12Sn-1.5Ni-0.83Fe合金中,un-Fe (∆σModulus模量强化约13 MPa∆σCoherency共格强化约16 MPa) 和半共格的n-Fe (~123 MPa,通过Orowan环模型估计,二者对σy的总强化贡献约为~136/~139 MPa,基本上与实际σy增量58.60 MPa一致。关于强化响应的估计细节请参阅补充资料的第2部分。需要注意的是,由于强化模型中使用的参数(表S2,补充资料)以及纳米析出相的统计结果(表1)不可避免的存在偏差,因此估算的强化贡献不能与实验值完全一致。


4. 拉伸变形后(0.5%应变)的Cu-12Sn-1.5Ni-(0.08, 0.83)Fe合金的BF-TEM照片,显示了位错与纳米Fe析出相之间的相互作用。(a) 描述了Cu-12Sn-1.5Ni-0.83Fe合金中球状纳米Fen-Fe颗粒的不可剪切性。区域I:位错在n-Fe/Cu界面上堆积。区域II:位错在n-Fe/Cu界面上弓出。(b) Cu-12Sn-1.5Ni-0.08Fe合金中可剪切的超细纳米Feun-Fe颗粒对位错的钉扎。
综上所述,我们的工作(即通过构建晶内超细纳米析出)来克服多晶金属合金材料(如锡青铜)的塑性差这一主要缺点上迈出了重要一步。我们的研究表明,超细纳米Feun-Fe)颗粒在晶内均匀弥散分布是实现极其稳定和更大加工硬化的有效途径,从而在提高强度的同时获得超高的塑性。un-Fe颗粒在晶粒内的均匀分布有效地降低了应力集中和晶间断裂。此外un-Fe颗粒非常细小,具有FCC结构,其晶格参数接近FCC-Cu基体,因此减小了颗粒与切割位错之间的弹性相互作用,从而避免了un-Fe/Cu界面由于可忽略的应变积累而导致的微裂纹形核。通过纳米析出-位错相互作用来激活这些持久的硬化机制,从而改善加工硬化,实现优异的塑性和高强度的特殊组合。因此,晶内超细纳米析出是一种很有前途的方法,为未来制造-塑双增的金属合金材料提供了思路。

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