金属材料同时具备高强度和高延展性是工程应用中极为重要的要求，而这两者通常是相互排斥的。这种强度和延展性之间的权衡在含有晶间增强体的金属基复合材料（MMC）中尤为普遍，通常会在晶界（GBs）产生明显的位错堆积和严重的应力集中。因此，大量研究都依赖于操纵增强材料的分布，以此作为一种创新方法，对 MMC 的微观结构进行工程设计，以解决这一难题。一些开创性的研究成果初步证实了在MMCs 中使用粒内纳米级钢筋具有显著优势，可实现前所未有的强度-电导率组合。有研究阐明，密集的强化-位错交叉导致位错在晶粒内部扩散，并减少了 GB 附近的位错耗散，有利于提高 MMC 的机械性能。然而，目前人们对这类多孔金属中的位错机制和由此产生的加工硬化仍缺乏深入了解。特别是，粒内强化材料与金属基体之间的变形相容性和应力平衡的满足，应该会导致长程位错图案化，但这一点仍有待研究和理解。纳米级加固材料的致密粒内分布非常理想，因为它能有效协调铝基复合材料（AMC）中的强度-电导率权衡。
来自天津大学、天津大学-新加坡国立大学福州联合学院的学者报告了对 Al-5 wt.% CuO（Al-5CuO）复合材料中加工硬化和应变局部化的系统研究，其中原位致密粒内纳米级 Al2O3发挥了强度-电导率协同作用。结果表明，Al-5CuO 表现出突出的异质变形诱导（HDI）强化，其 HDI 应力大于有效应力。本研究发现，粒内 Al2O3 的几何必要位错（GND）的显著堆积导致了普遍的运动硬化。而Al2O3 周围由 GND 引起的内应力释放所产生的塑性松弛位错（PRDs）则会产生各向同性硬化。两者都导致了 Al-5CuO 的明显加工硬化。综合表征表明，Al-5CuO 在应变过程中的 GND 分布具有明显的晶内特征，这意味着有效地激发了晶粒内部而不是晶界（GB）/界面区承受塑性应变。基于对晶粒内 Al2O3 的 GNDs 和 PRDs 储存和湮灭的详细描述，基于微观结构的应变硬化模型能够深入理解 Al2O3在 Al-5CuO 中的运动硬化和各向同性硬化贡献。系统分析进一步证实了粒内 Al2O3 在改善 Al-5CuO 不同结构域之间的应变分配、应变/应力传递和强度匹配方面的重要作用，这极大地促进了应变分散，从而提高了强度-韧性协同效应。这项工作为创新设计具有粒内纳米级增强功能的高强度、韧性 AMC 的结构应用提供了重要启示。相关文章以“Towards the work hardening and strain delocalization achieved via in-situ intragranular reinforcement in Al-CuO composite”标题发表在Acta Materialia。
论文链接：
https://doi.org/10.1016/j.actamat.2023.119110
图 1. Al-5CuO 复合材料微观结构的典型TEM 图像。(a) γ-Al2O3 晶须、(c) δ*-Al2O3 粒子和 (e) θ' 的分布特征；HRTEM 图像显示了 (b) Al 和 γ-Al2O3 晶须、(d) Al 和 δ*-Al2O3 粒子、(f) Al 和 θ' 之间的界面。
图 2. Al-5CuO 与参考样品（包括前 Al2O3/Al-4Cu、Al-4Cu 和 Al）的机械性能对比。(a) 工程应力-应变曲线；(b) 真实应力-应变曲线；(c) 应变硬化率曲线
图 3. Al-5CuO 和 Al-4Cu 的 LUR 测试。(a) Al-5CuO 和 (b) Al-4Cu 的 LUR 和真实应力-应变综合曲线。(c) Al5CuO 中用于计算 HDI 应力和有效应力的完整滞后环。(d) Al-5CuO 和 (e) Al-4Cu 的有效应力和 HDI 应力统计。
图 4. Al-5CuO 在渐进变形应变（即 (a) 和 (d) ~2%；(b) 和 (e) ~4%；(c) 和 (f) ~6%）下的变形微观结构的 t-EBSD 表征。(a)~(c)方向图；(d)~(f) GND 分布图。(g) GND 密度分布和 (h) 变形 Al-5CuO 的整体GND 密度。(i) GND 密度和 LAM 角度，代表 (b) 中点 A（GB）和点 B（晶粒内部）之间所有近邻对的平均错向。
图 5. 在渐进变形应变（即 (a) 和 (d) ~2%、(b) 和 (e) ~4%、(c) 和 (f) ~6%）条件下，Al-5CuO的 (a)~(c) 晶粒内部和 (d)~(f) GB 区的 KAM 图，其中 GB 区的探测点被确定为距离 GB 小于 100 nm。(g)和(h)显示了变形 Al-5CuO 的 GB 区和晶粒内部的平均 KAM 和 GND 密度。
图 6. 典型的 TEM 图像显示了 Al-5CuO 和ex-Al2O3/Al-4Cu 在渐进变形应变下的变形亚结构，即(a)、(b) 和 (i) ~1%；(c)~ (f) 和 (j)~(k) ~2%；(g)、(h) 和 (l) ~6%。(a) 和 (i) 为 STEM 明视场图像，其余为 TEM 图像。
图 7. (a)~(c) 前 Al2O3/Al-4Cu 和(d)~(g) Al-5CuO 在原位拉伸变形过程中的应变演变。(h) 归一化应变强度随位移变化的定量分析。应变张量分量被选为沿加载方向的标称应变。
图 8. 原位拉伸试验显示的 (a)~(d) 前 Al2O3/Al-4Cu和 (e)~(i) Al-5CuO 的断裂过程，其中 (a) 和 (e) 为断裂前的形态，其余为断裂后的形态。(b)和(f)是显示断裂面附近区域的低倍图像。(c)和(d)对应于(b)中显示空洞、裂纹钝化和扩展的区域 I 和 II。(g) (f) 中 III 区域的放大图像，显示空隙和滑移带。高倍放大图像分别显示了(h)远离失效界面的区域和(i)靠失效界面的区域。
图 9. (a) Al2O3晶须/粒子周围存储的奥罗万环和 PRDs 简图。(b) 存储在 Al2O3 晶须和颗粒上的奥罗圈数量与应变的预测关系。(c) 计算得出的 Al2O3 晶须和颗粒对 Al-5CuO 运动硬化的各自和全部贡献与应变的关系，其中包括实验 HDI 应力以作比较。(d) Al2O3 诱导的 PRDs 储存率与应变的预测关系。
图 10. (a) 对 Al-4Cu 和 Al-5CuO 进行纳米压痕的示意图。(b) Al-4Cu 和 Al-5CuO 的载荷-位移曲线，其中插图显示了 Al-5CuO 中具有代表性的残余压痕。(c) Al-4Cu 和 Al-5CuO 的硬度和模量图。(e)硬度和(f)模量的频率直方图，其中蓝色和红色列分别代表 Al-4Cu 和 Al-5CuO。
总之，本研究系统地研究了由原位粒内纳米级 Al2O3 晶须/颗粒增强的 Al-5CuO 复合材料的加工硬化和应变局部化。通过综合表征和基于微观结构的建模，深入了解了 Al-5CuO 中运动硬化、各向同性硬化和应变局部化的基本机制。主要结论如下:(i) 通过加载-卸载-再加载（LUR）拉伸试验确定的 Al-5CuO 异变形诱导应力（HDI）明显大于有效应力，表明其运动硬化优于各向同性硬化。(ii) Al-5CuO 在渐进变形应变下的详细微观结构特征显示，位错与 Al2O3之间的相互作用十分激烈，这促进了位错分布的发展，尤其是在 Al-5CuO 中，在应变过程中，几何必要位错（GNDs）具有明显的晶内特征。
(iii) Al2O3处 GND 的显著积累导致了突出的运动硬化，而 GND 诱导的内应力释放在 Al2O3 周围产生的塑性松弛位错（PRD）则产生了各向同性硬化。两者都是 Al-5CuO 中 Al2O3 诱导的应变硬化的原因。(iv) 基于 GND 和 PRD 在 Al2O3 上的储存和湮灭，本基于微观结构的建模明确而准确地描述了晶内 Al2O3 对 Al-5CuO 机械性能的运动硬化和各向同性硬化贡献。(v) 具有晶内特征的已开发 GND 显著改善了 Al-5CuO 中的应变分配，其中晶粒内部而非 GB/界面区在承受变形应变方面发挥了重要作用。此外，晶粒内的 Al2O3 还改善了应变/应力传递，促进了不同晶粒间的强度匹配。综上所述，可以看出 Al-5CuO（文：SSC）
打印