复杂Ti Ni基晶/非晶合金低温热循环相变的实验和分子动力学研究外文翻译资料

 2022-08-08 11:08

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复杂Ti Ni基晶/非晶合金低温热循环相变的实验和分子动力学研究

摘要

在钛基晶/非晶合金中，晶相的超弹性协调了位错在非晶相中的下沉，从而使合金具有较高的塑性和优异的抗疲劳性能。我们在77K到303K之间对由B2奥氏体相、枝晶间非晶相和少量B19rsquo;马氏体相组成的复杂的Ti Ni合金进行了低温热循环。临界马氏体相变应力随着热循环次数的增加而增加，在10次热循环时达到最大值。初始局限于非晶态的B19rsquo;马氏体经热诱导稳定相变转变为B2奥氏体。在低温热循环过程中，由于热疲劳作用，非晶态和结晶层交替生长，形成片状结构。分子动力学模拟的初始单元是精心准备的，包含着三个不同的相。循环压缩加载和低温热循环模拟结果与实验结果一致。

1.介绍

大量研究突出了金属玻璃独特的力学性能，这源于其无周期性的无序原子结构。非晶结构不具有典型的晶体缺陷，如空位、晶界和位错。这种不同寻常的组织结构提供了高机械强度、优良的耐腐蚀性能、大的弹性极限（～2%）等。然而，与高度局部化剪切带相关的灾难性破坏继续限制其应用。有限的延性是热或机械软化效应的结果，或两者的结合。在过去的十年里，提出了好几种提高金属非晶玻璃本征塑性的方法；例如，适当的成分设计、预变形（轧制、高压扭转、喷丸）和热循环工艺。还有其他关于外部强化的工作。许多研究者通过在非晶基体中弥散有延性的晶体颗粒来提高单调金属非晶玻璃的延性和韧性，从而开发出复合材料。各种Zr-、Ti-、Cu-、Fe-、Ni-基金属玻璃复合材料已被报道，晶体相在其尺寸和体积分数方面对力学性能的作用已被揭示。通过适当的微结构设计可以实现结合晶体和非晶体特征的突出特征。

要获得优异的性能有两个基本原则：首先，提高金属玻璃基体的软质不均匀性；其次，通过匹配微结构的长度尺度与特征长度尺度，防止剪切带的扩展，从而避免裂纹的发展。Wang etal.报道了非晶/晶体界面通过晶界机制在提高纳米晶和金属非晶的延性上起着重要作用。此外，原子模拟结果表面，STZ活动触发位错，在金属玻璃层或晶界中成核，最终在非晶体/晶体界面处沉降吸收。

有趣的是，CuZr-基、TiCu-基和TiNi-基BMG复合材料表现出相变诱导塑性（TRIP）或超弹性（SE）的特性，为新一代BMG复合材料的结构应用开辟了一条有前途的创新之路。TiNi形状记忆合金显示了高温稳定的立方B2奥氏体和低温稳定的单斜B19rsquo;马氏体之间的可逆的相变。这种可逆相变可以由温度和应力引起。因此，具有超弹性的TiNi合金具有良好的延性和抗疲劳性能。

一般来说，机械循环疲劳归因于循环加载过程中内应力的增加和位错的积累。位错的产生和扩展是晶体疲劳的主要原因。可以观察到由奥氏体和马氏体界面传播产生的滑移位错。值得注意的是，机械疲劳在循环相变过程中最显著的特征是临界应力（Sm)。通常，可以通过在奥氏体中加入晶体缺陷尤其是位错和析出相来改善疲劳性能。例如在奥氏体中，奥氏体在冷却后立即形成马氏体。然而，对于B2-BMG复合材料的热疲劳和机械疲劳以及微观组织的变化，目前还没有详细的研究。

本文首先利用基于先前工作的晶体/非晶体结构的Ti40Ni39.5Cu8Zr10Co2Y0.5合金对热低温循环过程以及力学响应进行了研究。TiNi基复合合金具有较高的强度（2500MPa）和良好的延性（塑性变形大于20%），其复合结构提供了非晶基体和B2相的良好组合性能，包括TRIP效应。在低温热循环过程中，再生过程与马氏体相变同时发生。然而，复合结构应约束各相，并对上述两种不同现象产生互补作用。因此，为了进一步提高B2-BMG复合材料的力学性能，需要系统地了解其在低温热循环过程中的微观结构变化及其应用机理。

通过压缩和纳米压痕实验评价了铸态合金和低温热循环试样的力学行为。采用电子扫描电镜（SEM）、透视电镜（TEM）和能谱仪（EDX）对铸态组织进行分析。然后，利用扫描电镜（STEM）、差示扫描量热法（DSC）和X射线衍射（XRD）等方法，研究了材料的原子尺度微观结构变化。如下面的报告中所示，我们认为非晶基体在结构变化及其力学性能改变的后果中起着至关重要的作用。该实验分析成功地与含有相似组织的铸态合金的分子动力学（MD）模拟相比较。在低温热循环过程后，晶体相和非晶相的共存诱导了相变并调节了材料的力学行为。

    1. 实验方法

在氩气气氛下，用Ti吸气剂净化了原始金属，用电弧熔炼法制备了标称的Ti40Ni39.5Cu8Zr10Co2Y0.5和Ti49.5Ni50.5原子成分百分比组成的中间合金。采用氩气超压法将两种合金的圆柱形试样压入铜模中，制成2mm的圆柱形试样。为了比较，我们采用单铜轮在不同转速下熔体纺丝法制备了Ti40Ni39.5Cu8Zr10Co2Y0.5带以控制非晶相的体积分数。在低温热循环的每个循环中，先将样品浸入77K的液氮中，然后在近室温的303K的乙醇中浸泡1min。

用单色Cu Kalpha;辐射X射线衍射仪（XRD, Bruker D8高级衍射仪）和差示扫描量热仪（DSC, Perkin Elmer 8500）对样品的性质进行了表征。用场发射扫描电子显微镜（SEM;日立 S-4800）结合了能量色散X射线光谱（EDX）。

压缩力学实验在INSTRON-5581试验机中进行。圆柱形试件（径高比为1：2）的压缩变形速率为1x10-4。使用MTS NanoindentationTMG200用Berkovich压力测试样品的硬度和弹性模量，在加载速率为4mN/s的情况下，最大载荷为100mN。对于每个样品，硬度和弹性模量从至少25次测量中取平均值。采用纳米压痕法对Ti40Ni39.5Cu8Zr10Co2Y0.5晶体/非晶体样品与Ti40Ni39.5Cu8Zr10Co2Y0.5完全无定形带样和Ti49.5Ni50.5单一B2相散装样品进行比较。利用动态力学分析仪（DTA；TAQ800）在拉伸模式下测量损耗模量。在温度梯度为 3k/min的条件下，应用振幅为～0.1%和频率为0.1～8赫兹的正弦压力。通过JEOL JEM-2100F TEM/STEM系统（运行在200千伏）的透视电子显微镜（TEM）对原子结构进行了表征。用3 keV Ar离子和0.5 KeV离子研磨（Gatan PIPSII 695），在液氮温度下进行了最终抛光。

利用LAMMPS代码，采用第二近邻修正嵌入原子法（2NN MEAM）对Ti-Ni二元体系进行了分子动力学模拟（MD）。这种原子间势可以准确地再现等原子TiNi形状记忆合金的奥氏体（B2）和马氏体（B19rsquo;）组织在温度和应力诱导下的相变过程。最初使用Voronoi构建方法生成纳米晶胞，其B2奥氏体相的位置和晶体学取向是随机的。制备了一种共5个晶粒的立方体模拟单元，初始平均晶粒直径为10nm。

为了研究非晶相对变形行为的影响，制备了不同非晶相组分的纳米晶胞。这是通过利用高温下的晶界预熔行为来实现的。当生成的纳米晶胞在高温下保持时，非晶样晶界区域的比例随着时间逐渐增加。本研究采用不同退火时间（0、20、40、60、80 ps），在1800K条件下进行MD模拟，获得了不同比例的非晶相纳米晶胞。在温度控制模拟过程中，在零压等压-等温（NPT）下，考虑周期边界条件下胞体尺寸、胞体角度和单个原子位置的完全弛豫，以2fs的时间步长在指定温度下进行了弛豫。

在最大应力为2GPa、加卸载速率为plusmn;12.5MPa/ps的应力控制下，研究了纳米晶胞的力学响应。在机械加载过程中，允许与加载方向正交的单元尺寸松弛，产生对加载应力的动态响应。利用OVITO程序中实现的自适应截止共邻域分析（AC-CNA）算法分析了微结构的演变过程。AC-CNA快照中，奥氏体、马氏体和非晶（晶界区）相分别以蓝色、红色和灰色为主。事实上，由于CNA算法最初并没有开发用于识别B19rsquo;马氏体相，因此不适合像之前的MD研究所指出的那样区分稳定的B19rsquo;和亚稳定的B19马氏体相。我们证实，它仍然很适合于识别奥氏体和马氏体相之间发生相变的目的。

结果与讨论

图1a-e显示了铸态Ti40Ni39.5Cu8Zr10Co2Y0.5抛光截面中不同元素的背散射SEM图像和相应的EDS图像。明暗对比区揭示了包括晶体和非晶相在内的双相结构。暗区为数微米的B2-TiNi奥氏体相，光区为丰富的非晶相。铸态也出现少量的B19rsquo;马氏体相。在变形过程中，晶体周围的非晶相阻碍了晶粒间的位错运动。如图1b-e所示，在两个区域（由于Co和Y含量较低，几乎不计算）的EDS图谱上得到了Ti、Ni、Cu和Zr的摩尔分数。暗区富集了Ti和Ni，是典型的TiNi奥氏体相，而亮区富集Cu和Zr，稳定了非晶相，体积在20%左右。

与BMGs的锯齿状塑性流动不同，该合金的压缩应力-应变曲线平滑，无锯齿。双S曲线（图1f）是结晶TiNi合金的共同特征。不同端部加载应力（0、650、1700和2000MPa）对应的XRD图谱（图1f中的插入部分）揭示了变形过程中的相变过程，这在我们之前的工作中讨论过。在平台期，TiNi马氏体和奥氏体之间存在可逆相变，产生超弹性。在TiNi合金中，马氏体转变不仅是由应力引起的，更常见的是由温度变化引起的。图1g显示了Ti40Ni39.5Cu8Zr10Co2Y0.5的DSC示踪，揭示了热诱导相变。在270K附近加热时的吸热峰和在200K附近冷却时的放热峰分别对应奥氏体和马氏体的转变。力学试验在室温298K下进行，结晶相为奥氏体B2稳定态。因此，室温以下发生的温度诱导相变并不影响应力诱导马氏体相变。

图2为温度区间在LN2温度（77K）和接近室温（303K），不同数量的低温热循环下Ti40Ni39.5Cu8Zr10Co2Y0.5的压缩应变。低温热循环处理增加了诱发马氏体相变的临界应力（sigma;m）增加。图2b显示sigma;m开始时随着循环次数的增加而增加，10次循环时达到最大值，比铸态高出10%以上，然后随着循环次数的增加而降低。经过50个循环处理的样品有一个Sm几乎与铸态样品相等。

TiNi合金的循环加载-卸载过程诱发机械疲劳m降低是由于可逆相变过程中残余马氏体相和位错的积累造成的。伴随奥氏体和马氏体相变的低温热循环（DSC示迹图，图1g）被认为是热疲劳，在晶相中积累了残余马氏体和位错。众所周知，在含有单晶B2相的形状记忆合金中，疲劳，无论是机械疲劳还是热疲劳，都导致了sigma;m的降低。相比之下，双相复合合金在低温热循环下的sigma;m值呈上升趋势。非晶相影响复合材料的相变，进而影响循环相变过程中的内应力和位错运动。
图3为不同低温热循环次数后Ti40Ni39.5Cu8Zr10Co2Y0.5复合合金界面的XRD谱图。从图3a中可以看出，B2奥氏体相是主要的组织成分，热处理后B2相的峰值与铸态无明显差异。然而，放大的图形（图3b）显示在主峰（110）附近有一个肩峰。B19rsquo;（单斜）相的（020）峰位于B2（立方）相（110）右侧0.3°。如前所述，室温下TiNi复合材料的稳定相是奥氏体B2相。淬后检测到的B19rsquo;马氏体是受到周围非晶相的限制而形成的。当从熔体冷却时，B19rsquo;相在非晶基体中形成，可能是由于玻璃相和结晶相之间热膨胀系数的差异而产生的内应力。这一过程在室温下产生应力诱导的B19rsquo;相。

图3c为根据热循环次数得出的B19rsquo;相体积分数，B19rsquo;相体积分数呈先减小后增大的趋势。XRD图谱（如图3c所示）与以2Ѳ值为中心的三个高斯函数峰（41.22plusmn;0.01，41.46plusmn;0.01，41.80plusmn;0.01）进行拟合，分别对应非晶态相、B2奥氏体相和B19rsquo;马氏体相。铸态试样中的B19rsquo;相的含量远高于热循环10次的试样。这一差异表明，初始低温热循环后，淬火态马氏体的体积分数降低，图11a中的MD模拟结果验证了这一点。热循环处理使铸态马氏体在室温下发生可恢复的相变，转变为奥氏体。在室温下至多进行10次热循环后，初始马氏体越来越少，几乎没有出现B19rsquo;峰。经过多次循环后，B19rsquo;相出现并主导残余马氏体，B19rsquo;相的（020）峰在30次循环后再次出现。
马氏体相具有相对较低的屈服应力，因此如报道所说，通常较高的奥氏体相会导致较高的整体相变应力

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