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七校聯合發表金屬頂刊《Acta》：突破鋁基復合材料的強度-塑性權衡困境！

2022-11-04 14:18:15 作者：材料學網來源：材料學網分享至：

導讀：在大多數工程材料中，強度-塑性權衡通常是不可避免的情況，也包括增強顆粒顯著降解的金屬基復合材料（MMC）塑性。為了應對延性下降這一挑戰，本文在此提出了一種析出輔助界面調控（PAIT）機制，通過引入界面相（IP）來提高增強顆粒與基體界面凝聚力。為了實現這種 PAIT 機制，我們設計了一個結合傳統鑄造、攪拌摩擦加工(FSP)、熱擠壓和熱處理的生產工藝。用這種工藝制造的 TiB2/Al-Zn-Mg-Cu 復合材料顯示出更高的強度和塑性。在這個復合材料中，通過將高失配 TiB2/Al 界面轉化為低失配 TiB2/IP/Al 多界面（即三明治結構），引入 Mg(Zn1.5Cu0.5) IP 來提高 TiB2/Al 界面的相干性和強度，有效地促進了位錯的增殖和隨后的位錯湮滅從而導致更高的塑性。我們的研究目的是通過定制界面結構來克服MMC的強度-塑性權衡，這可以深入了解高性能 MMC 的生產。

強度和塑性是金屬的兩個基本力學性能。然而，他們通常是相互排斥的，即強度的增加不可避免地以塑性為代價，反之亦然。因此，對于材料研究人員和工程師來說，解決這種強度-塑性權衡難題是一個長期的挑戰。隨著新型納米晶材料的興起，在過去的幾十年中已經報道了許多成功的策略，例如：引入納米孿晶、梯度納米晶粒結構、薄片、分層缺陷和化學邊界成金屬。總的來說，他們的共同點旨在通過有意識地提高加工硬化率以穩定均勻的塑性變形產生異質納米結構。盡管取得了可喜的成果，但大多數之前所報道的納米材料是在實驗室生產的，由于它們復雜的加工技術，成本通常會飆升，這限制了它們的工業應用。

金屬基復合材料（MMC）將增強材料集成到金屬基體中，從而改善力學性能，尤其對于在高強度和楊氏模數是必要的。作為典型的納米級異質體之一，陶瓷納米粒子（CNPs）和碳納米管（CNTs）已被廣泛用作增強材料并成功驗證通過延緩塑料的不穩定性可以提高加工硬化率。因此，至少在理論上，預計 MMC 具有強大的潛力規避強度-塑性的權衡。此外，CNPs 和 CNTs 具有熱穩定性，因為增強復合材料和擴大生產規模是可能的，這使得這種材料更有吸引力。然而，目前復合材料的生產遇到了兩個限制其工業應用的關鍵問題。

第一個是難以將納米級增強材料均勻分散在金屬基體中，尤其是通過傳統鑄造。在金屬凝固的形核階段，由于具有吸引力的范德華力，引入的 CNP 傾向于在熔體中聚集。結果是在生長過程中，這種納米尺寸的增強材料作為簇被拒絕到凝固前沿隨后在鑄件中沿晶界偏析。沿晶界的納米級增強簇會引起嚴重的應力在成型過程或應用過程中的濃度，這顯著降低了MMC的塑性。另一個問題是界面共格率低，即使在鋼筋和金屬基體之間的分布增強材料可以分散和均勻化，這也會削弱粘合強度。由于傳統的 CNP/金屬界面不連貫，滑動位錯很容易被捕獲并堆積在塑性變形過程中的界面，引起應力集中。錯位堆積也存在于隨后的錯位運動和增殖中，導致應變局部化和塑性不穩定，這會降低塑性。

在此，法國里爾大學、上海交通大學、中南大學等國內外知名學者為了解決上述強度-塑性權衡問題，增強分散CNPs與基體的界面一致性變得至關重要。在這里，他們展示一種新的設計策略，包括三步微觀結構優化過程，以制造具有優異強度和塑性平衡的鋁基復合材料。第一步是將CNP原位引入Al基體，獲得“純凈”的半共格CNP/Al 界面，這有助于隨后的界面沉淀。第二步，他們進行了塑料變形以使高密度CNP均勻分散在Al晶粒內。終于實現了這個通過熱處理將初始的高失配 CNP/Al 界面轉變為通過沉淀輔助界面剪裁 (PAIT) 的 CNP/界面 (IP)/Al 多界面進一步增強CNP / Al相干性的機制。為了驗證這個設計策略，我們選擇并制造了TiB2納米粒子增強的Al-Zn-Mg-Cu（7075Al）基復合材料（以下稱為 TiB2/7075Al）作為示例材料，因為 TiB2 是一種用于鑄造鋁合金和鑄錠的常見的晶粒細化劑。

相關研究成果以題“Break through the strength-ductility trade-off dilemma in aluminum matrix composites via precipitation-assisted interface tailoring”發表在期刊Acta Materialia上。

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

圖1

7075Al-PA 和 TiB2/7075Al-PA 樣品的晶粒結構：（a）和（b）分別重建了7075Al-PA 和 TiB2/7075Al-PA 樣品的 3D 反極圖；(c-e) (a) 中 C、D 和 E 截面的相應晶粒度分布；(f-h) 對應(b) 中 F、G 和 H 截面的晶粒度分布；(a) 和 (b) 中的 ED、LT 和 ST分別表示擠壓、長橫向和短橫向。

TiB2/IP/Al多接口由于在設計中引入IP而形成TiB2/7075Al 復合材料，采用傳統和可升級的加工工藝，包括鑄造、FSP、PA 熱擠壓。該IP被確定為 Mg(Zn1.5Cu0.5) 相。

圖2

（a-c）TiB2/7075Al-WQ和(d-i) TiB2顆粒在TiB2/7075Al-WQ中的分布和形貌TiB2/7075Al-PA 樣品：（a-b） TEM 明場和 STEM-HAADF 圖像顯示iB2納米顆粒均勻分散在晶粒內部；（c）對應的 EDS 圖(b)的Ti元素；（d-e）顯示 TiB2 均勻分散的 TEM 明場圖像TiB2/7075Al-PA 樣品晶粒內部的納米顆粒；（f-i）相應的 EDS(e)的Ti、Zn、Mg和Cu元素圖；（j-n）放大的 STEM-HAADF 圖像和（e）區域7中Ti，Zn，Mg和Cu元素的相應EDS圖。界面在 TiB2/7075Al-PA 樣品中觀察到沉淀現象，其中一些是由編號為 1-7 的白色虛線圓圈表示。請注意，高放大倍率是必要的，揭示了界面區域中的銅富集，具有幾納米尺寸的微小界面，因為Mg(Zn1.5Cu0.5)界面中Cu含量遠低于Zn和Mg。

圖3

TiB2/7075Al-PA中的界面析出現象及IP識別樣品：（a）顯示TiB2/IP/Al三明治結構的STEM-HAADF i圖像;（b）快速傅里葉（a）中紅色區域 A 的 IP 的變換（FFT）;（c）和（d）反高頻（IFFT）知識產權圖像（a）中的紅色區域A，使用不同的反射對在相應的FFT模式中選擇插圖。

圖4

TiB2/7075Al-PA樣品中析出物的STEM-HAADF圖像：（a-b）板狀GP區域和矩形 η' 相；（c-e）（b）中 A、B、C 區域的相應 FFT 圖像。這里A，B和C分別代表Al基體、η'相和GP區。

TiB2/IP/Al多界面的界面相干性和界面強度與 MMC 中的傳統 TiB2/Al 界面相比明顯增強。原TiB2/Al與棱柱形 {0-10}TiB2 平行的界面刻面顯示出 38.03% 的高度錯配，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 顯示低得多的失配值分別為 2.94 % 和 0.08 %。

圖5

代表性TiB2/Al界面和TiB2/Mg(Zn1.5Cu0.5)/Al的原子結構顯示界面相干性演變的多界面。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）分別（a）和（c）的相應IFFT圖像，以突出界面不匹配錯位和連貫性。投影軸為 [2-1-10]TiB2// [101]Al 和 [1-100]IP // [2-1-10]TiB2// [101]Al。

圖 6

TiB2/Al 界面的其余部分和 TiB2/Mg(Zn1.5Cu0.5)/Al 多界面的原子結構顯示了界面相干性的演變。高分辨率 STEM-HAADF 圖像TiB2/Al 界面平行于（a）的基面 {0001} 和（c）錐體 {01-11} 面納米粒子；（b）和（d）分別是（a）和（c）的對應 IFFT 圖像，突出界面錯配位錯。投影方向為[2-1-10]TiB2// [101]Al。高的TiB2/Mg(Zn1.5Cu0.5)/Al 多界面的分辨率 STEM-HAADF 圖像，包括IP/Al 接口 (0008)IP // (020)Al, (11-2 0)IP 3°從(20-2)Al和TiB2/IP 接口 (01-11)TiB2//(0008)IP；（f），（g）和（h）是變焦區 f，g 和 h 對應的 IFFT 圖像，以此來突出界面配位錯。投影軸為 [101]Al // [1-100]IP // [2-1-10]TiB2

圖 7

力學性能和相應的斷口形貌：（a）室溫TiB2/7075Al-WQ 和 TiB2/7075Al-PA 復合材料的拉伸應力-應變曲線和商業 AA7075 鋁合金。屈服強度的開始和均勻伸長的結束是分別用圓圈和空心方塊標記；（b）屈服應力與均勻應力的總結各種鋁材料的伸長率。紅色虛線近似代表強度-塑性的邊界；（c-d）斷裂207075Al-PA 和 TiB2/7075Al-PA 樣品的外觀，（c）和（d）中的插圖是對應的高倍圖像。

設計的 TiB2/7075Al-PA 表現出更高的強度和塑性組合（屈服應力~ 610 MPa；均勻伸長率~11.5%）由于 PAIT 機制，它在大多數可用的鋁基材料中十分突出。由于IP的引入，接口強度TiB2/IP/Al 多界面的數量增加，導致約5倍的承重與僅含 TiB2/Al 的傳統復合材料相比，強化了增量界面。

圖 8

（a）減去屈服應力后加工硬化率隨流變應力的變化TiB2/7075Al-WQ，（b） 7075Al-PA 和 TiB2/7075-PA 樣品。

圖 9

沿匹配方向的失配和匹配間失配的計算值使用 E2EM 模型在 Al、TiB2 和 IP 之間的平面。

圖 10

（a）不同 TiB2/Al 和 TiB2/IP/Al 接口的 DFT 寬松接口模型（案例）第1-6段）;（b）案例1-6的附著力（Wad）計算結果（數據列于表S1），以及（c）Al-X二聚體之間的相互作用。

圖 11

STEM-HAADF 圖像顯示了 TiB2/7075Al-WQ 和 TiB2/7075Al PA 樣品在 1.5% 拉伸應變后的位錯：（a）TiB2/7075Al-WQ 樣品；（b）TiB2/7075Al-PA 樣品；（c）TiB2/7075Al-PA樣品的TiB2/IP/Al夾層結構；（d-i）六個 A 的 IFFT 圖像，（c）中的 B、C、D、E 和 F 紅色區域，在相應的 FFT 模式中選擇反射對插圖。（a）和（b）中的白色箭頭是 Orowan 環。

高共格的 TiB2/IP/Al 界面改變了位錯運動的行為和增殖。就 Orowan 環而言，在變形過程中，更多位錯存儲在此類界面中，而不是堆積在 TiB2/Al 界面內。因此，所設計的復合材料通過有效促進具有較高的加工硬化率位錯倍增和湮滅，從而導致更高的塑性。

圖 12

CNP/7075Al 復合材料中提出的 PAIT 機制示意圖：（a）高失配 CNP/Al 界面通過峰值老化期間的界面沉淀來定制處理方式;（b）定制的 CNP 和均質納米沉淀物的概述在峰值老化期間分散在基質中；（c）和（d）MMCs 的位錯結構演化分別在塑性變形過程中沒有 PAIT 和有 PAIT 機制。

在這項研究中，我們提出了一種有效的策略：通過定制 CNP/矩陣界面來打破傳統 MMC 中長期存在的強度塑性權衡。我們澄清了PAIT 機制，其 CNP/matrix 接口具有更高的一致性，可以通過E2EM 模型并通過 IP 沉淀實現。值得注意的是，只考慮了基體中細小等軸晶粒（幾微米）的獲得，與任何在納米晶材料中報道過的策略相比，這排除了相似性，開辟了一條新的突破途徑來降低工程材料的強度-塑性權衡。

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