金属顶刊《Acta materialia》：屈服达2030 MPa！具有超高密度和超细析出相的低密度超强钢！

2022-10-24 14:54:28 作者：材料学网来源：材料学网分享至：

通过对位错、晶粒结构、固溶体、纳米级分散和第二相的控制，开发轻质高强钢一直是结构材料面临的长期挑战。金属间相在晶界和位错等晶体缺陷周围成核，可用于强化金属合金的力学性能。为提高钢的强重比，在钢中引入低密度铝，研制出密度6.5 g/cm3的轻量化合金Fe-Mn-Al-C。根据Mn和C的含量，基体相可以是铁素体、奥氏体或两者的混合物（双相钢）。对于重合金钢，可以形成不同类型的析出相，其大小、形态和分布都是为提高其力学性能而量身定制的。有研究表明，在550°C时效15小时后，淬火奥氏体基体中可析出高密度纳米级k-碳化物（（Fe, Mn）3AlC型），材料达到了高达1100MPa的高屈服强度。然而，碳化物很容易被位错剪切，这限制了它们增强金属的能力。塑性变形可以诱导高密度的细小析出相的成核。其主要思想是在基体中引入缺陷，以促进沉淀过程。Kim等人在研究中成功地引入了B2相，使B2相在热轧后晶界和变形剪切带上成核。硬质FeAl-B2型金属间相分散在奥氏体基体中以提高强度。进一步的研究表明，含有B2相的奥氏体基体的硬度在8.2GPa左右。虽然通过传统热处理或热轧引入硬质B2可以提高钢的强度，但目前B2析出相较粗（200-1000nm），不能达到强度和塑性兼备。均匀分布的超细金属间物B2相的析出是进一步提高金属合金力学性能的关键。

激光冲击强化是一种高应变率塑性变形过程。激光冲击强化过程中，等离子体产生的较大冲击压力传递到基体上，使材料发生塑性变形。加工温度对合金的强度和显微组织有重要影响。通过将衬底预热到较高的温度，沉淀物可能形成。近年，有研究者发现，当7075铝合金或AISI 4140钢预热到300℃时，高密度MgZn2颗粒或10 nm碳化物可从基体中析出。热激光冲击强化过程是位错产生和动态沉淀形成相结合的热-机械过程。如图1（a）所示，高应变率塑性变形导致一些位错。这些新产生的位错为析出相提供了有利的成核位置。温度升高有利于溶质原子的扩散，使成核速率大大提高，发生动态沉淀。在塑性变形过程中，沉淀物的存在钉住位错并阻碍位错的运动。为了使变形继续，需要产生更多新的位错，从而提供更多的成核位点。这样可以在短时间内产生高密度位错和均匀分布的纳米沉淀物。与热轧产生的剪切带相比，wLSP产生的位错密度更高，可以更有效地产生高密度纳米尺度的析出相。

计算模型被广泛应用于理解热机械加工过程中的相变和塑性变形。相场法已广泛应用于凝固和析出模拟，如ni基高温合金中的析出相、Ni-Al合金中的Ni3Al析出相、Mg-Al合金中的Mg17Al12析出相、Al-Cu合金中的Al2Cu析出相。位错动力学模型可以通过求解位错运动控制方程来模拟位错在塑性变形作用下的演化过程。采用位错动力学模型模拟了激光冲击强化作用下的位错行为。

美国普渡大学程佳瑞（Gary J. Cheng）团队在研究中对低密度Fe-Mn-Al-C钢进行了温激光冲击强化处理。测试了不同的预热温度，以评估其对微结构和力学性能的影响。wLSP过程中的微观结构演变包括位错的形成和金属间相的析出。为了说明wLSP过程中位错和析出相急速倍增的耦合效应，基于耦合相场和位错动力学模型进行了模拟，并通过实验进行了验证。该轻量化高强钢的屈服强度达到2030 MPa，极限强度为2850MPa，是轻质碳素钢中最高的。这项工作为生产具有超高密度和超细金属间质的高强度、高延展性的轻量化金属提供了新的思路。相关研究成果以题为Ultrahigh strength in lightweight steel via avalanche multiplication of intermetallic phases and dislocation发表在Acta Materialia上。

链接：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2022.118436

图1.

（a）温激光喷丸工艺示意图。（b）热激光冲击强化过程中位错和析出相的雪崩形成。（c）耦合相场和位错动力学模型，模拟析出相和位错的演化过程。

图2.

机械性能。（a）溶液处理样品和LSP处理样品的硬度。（b）溶液处理和LSP处理样品微柱压缩后的真应力应变曲线。（c）-（f）压缩后微柱对应的SEM图像。

图3

溶液处理和激光冲击强化处理样品的XRD图。

图4

明亮场TEM图像显示位错和B2金属间沉淀物a）在25°C激光冲击强化。B） 200°激光冲击喷丸。C） 400°激光冲击强化。d） 25°C时LSP的粒子分布为红框所示。e）用随机黄线测量LSP在25°C时的位错密度。F）基体的选定区域电子衍射图。g）显示一个沉淀的高分辨率TEM图像。h） HR TEM图像的傅里叶变换模式。

图5

t=5ns, 10ns, 15ns和20ns激光冲击强化后粒子演化的相场模拟结果。（a） 25°C （b） 400°C

图6

在25℃、200℃、300℃、400℃和450℃条件下位错微观结构诱导的冯米塞斯应力σ1。

图7

粒子演化的相场模拟结果。a）在25°C、200°C、300°C、400°C和450°C时的面积百分比演化。b）-f）分别在25°C、200°C、300°C、400°C和450°C条件下，t=10ns和20ns时的粒径分布。

图8

t=0ns、5ns、10ns和15ns时位错生成和移动的位错动力学结果。（蓝线表示位错，红线表示颗粒）a）室温下的激光冲击喷丸；b） 400°C下的热激光冲击喷丸。

图9

位错演化的DD模拟结果。a）位错密度在25°C、200°C、300°C、400°C和450°C时的演化。b）-f）在25°C、200°C、300°C、400°C和450°C条件下t=20ns时的位错和粒子分布。

在这项工作中，将温暖的激光冲击强化工艺应用于Fe-Al-Mn-C轻质钢上。实验结果表明，激光冲击喷丸工艺能够成功地在钢中引入高密度位错和纳米金属间B2沉淀，而无需较大的纵梁带。通过将预热温度提高到400 ℃，可以显著提高B2纳米沉淀物和位错的密度，屈服强度达到2030 MPa。力学性能的巨大改善归因于应变硬化和纳米沉淀硬化的结合。采用耦合相场和位错动力学模型模拟暖激光冲击喷丸强化过程中的微观结构演化。相场模型模拟析出成核和生长，位错动力学模型模拟位错产生和运动。实验粒子分布与预测粒子分布与位错密度吻合良好，并说明了析出物和位错的崩解增殖。耦合相场和位错动力学模型有望预测暖激光冲击喷丸过程中的复杂相变和位错产生。

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