七校联合发表金属顶刊《Acta》：突破铝基复合材料的强度-塑性权衡困境！

2022-11-04 14:18:15 作者：材料学网来源：材料学网分享至：

导读：在大多数工程材料中，强度-塑性权衡通常是不可避免的情况，也包括增强颗粒显著降解的金属基复合材料（MMC）塑性。为了应对延性下降这一挑战，本文在此提出了一种析出辅助界面调控（PAIT）机制，通过引入界面相（IP）来提高增强颗粒与基体界面凝聚力。为了实现这种 PAIT 机制，我们设计了一个结合传统铸造、搅拌摩擦加工(FSP)、热挤压和热处理的生产工艺。用这种工艺制造的 TiB2/Al-Zn-Mg-Cu 复合材料显示出更高的强度和塑性。在这个复合材料中，通过将高失配 TiB2/Al 界面转化为低失配 TiB2/IP/Al 多界面（即三明治结构），引入 Mg(Zn1.5Cu0.5) IP 来提高 TiB2/Al 界面的相干性和强度，有效地促进了位错的增殖和随后的位错湮灭从而导致更高的塑性。我们的研究目的是通过定制界面结构来克服MMC的强度-塑性权衡，这可以深入了解高性能 MMC 的生产。

强度和塑性是金属的两个基本力学性能。然而，他们通常是相互排斥的，即强度的增加不可避免地以塑性为代价，反之亦然。因此，对于材料研究人员和工程师来说，解决这种强度-塑性权衡难题是一个长期的挑战。随着新型纳米晶材料的兴起，在过去的几十年中已经报道了许多成功的策略，例如：引入纳米孪晶、梯度纳米晶粒结构、薄片、分层缺陷和化学边界成金属。总的来说，他们的共同点旨在通过有意识地提高加工硬化率以稳定均匀的塑性变形产生异质纳米结构。尽管取得了可喜的成果，但大多数之前所报道的纳米材料是在实验室生产的，由于它们复杂的加工技术，成本通常会飙升，这限制了它们的工业应用。

金属基复合材料（MMC）将增强材料集成到金属基体中，从而改善力学性能，尤其对于在高强度和杨氏模数是必要的。作为典型的纳米级异质体之一，陶瓷纳米粒子（CNPs）和碳纳米管（CNTs）已被广泛用作增强材料并成功验证通过延缓塑料的不稳定性可以提高加工硬化率。因此，至少在理论上，预计 MMC 具有强大的潜力规避强度-塑性的权衡。此外，CNPs 和 CNTs 具有热稳定性，因为增强复合材料和扩大生产规模是可能的，这使得这种材料更有吸引力。然而，目前复合材料的生产遇到了两个限制其工业应用的关键问题。

第一个是难以将纳米级增强材料均匀分散在金属基体中，尤其是通过传统铸造。在金属凝固的形核阶段，由于具有吸引力的范德华力，引入的 CNP 倾向于在熔体中聚集。结果是在生长过程中，这种纳米尺寸的增强材料作为簇被拒绝到凝固前沿随后在铸件中沿晶界偏析。沿晶界的纳米级增强簇会引起严重的应力在成型过程或应用过程中的浓度，这显著降低了MMC的塑性。另一个问题是界面共格率低，即使在钢筋和金属基体之间的分布增强材料可以分散和均匀化，这也会削弱粘合强度。由于传统的 CNP/金属界面不连贯，滑动位错很容易被捕获并堆积在塑性变形过程中的界面，引起应力集中。错位堆积也存在于随后的错位运动和增殖中，导致应变局部化和塑性不稳定，这会降低塑性。

在此，法国里尔大学、上海交通大学、中南大学等国内外知名学者为了解决上述强度-塑性权衡问题，增强分散CNPs与基体的界面一致性变得至关重要。在这里，他们展示一种新的设计策略，包括三步微观结构优化过程，以制造具有优异强度和塑性平衡的铝基复合材料。第一步是将CNP原位引入Al基体，获得“纯净”的半共格CNP/Al 界面，这有助于随后的界面沉淀。第二步，他们进行了塑料变形以使高密度CNP均匀分散在Al晶粒内。终于实现了这个通过热处理将初始的高失配 CNP/Al 界面转变为通过沉淀辅助界面剪裁 (PAIT) 的 CNP/界面 (IP)/Al 多界面进一步增强CNP / Al相干性的机制。为了验证这个设计策略，我们选择并制造了TiB2纳米粒子增强的Al-Zn-Mg-Cu（7075Al）基复合材料（以下称为 TiB2/7075Al）作为示例材料，因为 TiB2 是一种用于铸造铝合金和铸锭的常见的晶粒细化剂。

相关研究成果以题“Break through the strength-ductility trade-off dilemma in aluminum matrix composites via precipitation-assisted interface tailoring”发表在期刊Acta Materialia上。

链接：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2022.118470

图1

7075Al-PA 和 TiB2/7075Al-PA 样品的晶粒结构：（a）和（b）分别重建了7075Al-PA 和 TiB2/7075Al-PA 样品的 3D 反极图；(c-e) (a) 中 C、D 和 E 截面的相应晶粒度分布；(f-h) 对应(b) 中 F、G 和 H 截面的晶粒度分布；(a) 和 (b) 中的 ED、LT 和 ST分别表示挤压、长横向和短横向。

TiB2/IP/Al多接口由于在设计中引入IP而形成TiB2/7075Al 复合材料，采用传统和可升级的加工工艺，包括铸造、FSP、PA 热挤压。该IP被确定为 Mg(Zn1.5Cu0.5) 相。

图2

（a-c）TiB2/7075Al-WQ和(d-i) TiB2颗粒在TiB2/7075Al-WQ中的分布和形貌TiB2/7075Al-PA 样品：（a-b） TEM 明场和 STEM-HAADF 图像显示iB2纳米颗粒均匀分散在晶粒内部；（c）对应的 EDS 图(b)的Ti元素；（d-e）显示 TiB2 均匀分散的 TEM 明场图像TiB2/7075Al-PA 样品晶粒内部的纳米颗粒；（f-i）相应的 EDS(e)的Ti、Zn、Mg和Cu元素图；（j-n）放大的 STEM-HAADF 图像和（e）区域7中Ti，Zn，Mg和Cu元素的相应EDS图。界面在 TiB2/7075Al-PA 样品中观察到沉淀现象，其中一些是由编号为 1-7 的白色虚线圆圈表示。请注意，高放大倍率是必要的，揭示了界面区域中的铜富集，具有几纳米尺寸的微小界面，因为Mg(Zn1.5Cu0.5)界面中Cu含量远低于Zn和Mg。

图3

TiB2/7075Al-PA中的界面析出现象及IP识别样品：（a）显示TiB2/IP/Al三明治结构的STEM-HAADF i图像;（b）快速傅里叶（a）中红色区域 A 的 IP 的变换（FFT）;（c）和（d）反高频（IFFT）知识产权图像（a）中的红色区域A，使用不同的反射对在相应的FFT模式中选择插图。

图4

TiB2/7075Al-PA样品中析出物的STEM-HAADF图像：（a-b）板状GP区域和矩形 η' 相；（c-e）（b）中 A、B、C 区域的相应 FFT 图像。这里A，B和C分别代表Al基体、η'相和GP区。

TiB2/IP/Al多界面的界面相干性和界面强度与 MMC 中的传统 TiB2/Al 界面相比明显增强。原TiB2/Al与棱柱形 {0-10}TiB2 平行的界面刻面显示出 38.03% 的高度错配，而新形成的TiB2/IP接口(01-10)TiB2// (11-28)IP 和 IP/Al 接口 (11-24)IP // (11-1)Al 显示低得多的失配值分别为 2.94 % 和 0.08 %。

图5

代表性TiB2/Al界面和TiB2/Mg(Zn1.5Cu0.5)/Al的原子结构显示界面相干性演变的多界面。高分辨率 STEM-HAADF（a） TiB2/Al 界面平行于棱柱形{0-10}面和（c）TiB2/Mg(Zn1.5Cu0.5)/Al多界面(01-10)TiB2// (11-28)IP 和 (11-24)IP // (11 -1)Al; （b）和（d）分别（a）和（c）的相应IFFT图像，以突出界面不匹配错位和连贯性。投影轴为 [2-1-10]TiB2// [101]Al 和 [1-100]IP // [2-1-10]TiB2// [101]Al。

图 6

TiB2/Al 界面的其余部分和 TiB2/Mg(Zn1.5Cu0.5)/Al 多界面的原子结构显示了界面相干性的演变。高分辨率 STEM-HAADF 图像TiB2/Al 界面平行于（a）的基面 {0001} 和（c）锥体 {01-11} 面纳米粒子；（b）和（d）分别是（a）和（c）的对应 IFFT 图像，突出界面错配位错。投影方向为[2-1-10]TiB2// [101]Al。高的TiB2/Mg(Zn1.5Cu0.5)/Al 多界面的分辨率 STEM-HAADF 图像，包括IP/Al 接口 (0008)IP // (020)Al, (11-2 0)IP 3°从(20-2)Al和TiB2/IP 接口 (01-11)TiB2//(0008)IP；（f），（g）和（h）是变焦区 f，g 和 h 对应的 IFFT 图像，以此来突出界面配位错。投影轴为 [101]Al // [1-100]IP // [2-1-10]TiB2

图 7

力学性能和相应的断口形貌：（a）室温TiB2/7075Al-WQ 和 TiB2/7075Al-PA 复合材料的拉伸应力-应变曲线和商业 AA7075 铝合金。屈服强度的开始和均匀伸长的结束是分别用圆圈和空心方块标记；（b）屈服应力与均匀应力的总结各种铝材料的伸长率。红色虚线近似代表强度-塑性的边界；（c-d）断裂207075Al-PA 和 TiB2/7075Al-PA 样品的外观，（c）和（d）中的插图是对应的高倍图像。

设计的 TiB2/7075Al-PA 表现出更高的强度和塑性组合（屈服应力~ 610 MPa；均匀伸长率~11.5%）由于 PAIT 机制，它在大多数可用的铝基材料中十分突出。由于IP的引入，接口强度TiB2/IP/Al 多界面的数量增加，导致约5倍的承重与仅含 TiB2/Al 的传统复合材料相比，强化了增量界面。

图 8

（a）减去屈服应力后加工硬化率随流变应力的变化TiB2/7075Al-WQ，（b） 7075Al-PA 和 TiB2/7075-PA 样品。

图 9

沿匹配方向的失配和匹配间失配的计算值使用 E2EM 模型在 Al、TiB2 和 IP 之间的平面。

图 10

（a）不同 TiB2/Al 和 TiB2/IP/Al 接口的 DFT 宽松接口模型（案例）第1-6段）;（b）案例1-6的附着力（Wad）计算结果（数据列于表S1），以及（c）Al-X二聚体之间的相互作用。

图 11

STEM-HAADF 图像显示了 TiB2/7075Al-WQ 和 TiB2/7075Al PA 样品在 1.5% 拉伸应变后的位错：（a）TiB2/7075Al-WQ 样品；（b）TiB2/7075Al-PA 样品；（c）TiB2/7075Al-PA样品的TiB2/IP/Al夹层结构；（d-i）六个 A 的 IFFT 图像，（c）中的 B、C、D、E 和 F 红色区域，在相应的 FFT 模式中选择反射对插图。（a）和（b）中的白色箭头是 Orowan 环。

高共格的 TiB2/IP/Al 界面改变了位错运动的行为和增殖。就 Orowan 环而言，在变形过程中，更多位错存储在此类界面中，而不是堆积在 TiB2/Al 界面内。因此，所设计的复合材料通过有效促进具有较高的加工硬化率位错倍增和湮灭，从而导致更高的塑性。

图 12

CNP/7075Al 复合材料中提出的 PAIT 机制示意图：（a）高失配 CNP/Al 界面通过峰值老化期间的界面沉淀来定制处理方式;（b）定制的 CNP 和均质纳米沉淀物的概述在峰值老化期间分散在基质中；（c）和（d）MMCs 的位错结构演化分别在塑性变形过程中没有 PAIT 和有 PAIT 机制。

在这项研究中，我们提出了一种有效的策略：通过定制 CNP/矩阵界面来打破传统 MMC 中长期存在的强度塑性权衡。我们澄清了PAIT 机制，其 CNP/matrix 接口具有更高的一致性，可以通过E2EM 模型并通过 IP 沉淀实现。值得注意的是，只考虑了基体中细小等轴晶粒（几微米）的获得，与任何在纳米晶材料中报道过的策略相比，这排除了相似性，开辟了一条新的突破途径来降低工程材料的强度-塑性权衡。

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