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中国石油大学《Acta Materialia》织构工程增强铌纳米线在NiTiFe基体中的热稳定性

材料学网 · 公众号 · · 2024-11-22 21:58

正文

导读 : 金属纳米线以其高强度和大弹性应变极限而闻名，在复合材料中表现出非凡的结构和功能特性。然而，它们在高温下的完整性往往会受到破碎和球化的影响，这些过程是由过量的界面能驱动的。在此证明了在 NiTiFe/Nb 纳米复合材料中，通过调整纳米线与基体之间的界面晶体取向关系，可以显著抑制 Nb 纳米线的断裂和球化。通过在 NiTi 中掺入 Fe ，我们抑制了 NiTi 基基体在剧烈变形过程中典型的变形诱导非晶化。常见的（ 111 ） _NiTi //(110) _Nb 织构被固有地抑制，而形成（ 110 ） _NiTiFe //(110) _Nb 织构。这种结构的变化使得 Nb 纳米线在 NiTiFe 基体中高达 700 ° C 时保持完整性，而在同类材料中高达 550 ° C 。模拟结果表明， Nb 纳米线的热稳定性增强是由于（ 110 ） NiTiFe 和（ 110 ） Nb 之间的界面能降低所致。此外， Fe 掺杂提高了 Nb 扩散的迁移能垒，进一步抵抗碎片化和球化。

纳米线、纤维、纳米带或纳米层表现出与它们的块状对应物显著不同的特殊机械和功能特性。因此，它们经常被合并到矩阵中，以创建具有增强性能的复合材料。最近，铌纳米线被集成到热弹性马氏体相变矩阵中以增强超弹性性能。通过利用 Nb 纳米线的弹性变形与基体马氏体相变之间的耦合， NiTi/Nb 纳米复合材料具有低模量、高弹性应变极限和最小应力滞后 。随后的研究开发了一系列 NiTi/Nb 纳米复合材料，每种材料都表现出各种特殊性能，包括增强的超导性，改善的阻尼和无训练的双向形状记忆效应等，这些都归功于将 Nb 纳米线掺入转化矩阵。

然而，由于 NiTi 的变形诱导非晶化，其织构控制具有挑战性。在高压扭转、轧制和拉丝等剧烈塑性变形（ SPD ）条件下，近等原子 NiTi 不可避免地会发生非晶化。因此， NiTi/Nb 复合材料的变形历史或多或少被非晶化抹去，变形后退火导致新的 NiTi 晶粒的形核，取向受到织构的 Nb 纳米线或残余 B2 相的强烈影响。在 NiTi/Nb 纳米复合材料中，变形后退火后， NiTi 在丝轴方向上形成了较强的 [111] _B2 织构，而 Nb 纳米线在同一方向上呈现出较强的 [110] _Nb 织构。考虑到（ 111 ） _NiTi 和（ 110 ） _Nb 在不同界面处存在较大的晶格失配（ ~31% ），推测界面能较高是由非相干引起的。从这个意义上说， 除非能够抑制变形引起的非晶化，否则使用织构工程来增强 NiTi 基体中 Nb 纳米线的热稳定性的想法是不可能的 。

显微组织研究表明， NiTi 的非晶化与剪切带等局部塑性变形事件密切相关，可能是由于形成了集中的反位缺陷。有研究表明，在剧烈塑性变形过程中， 应力诱导的转变可能导致部分位错，从而导致反位缺陷 。从这个意义上说，防止 NiTi 发生马氏体相变可能会抑制非晶化。受此启发， 中国石油大学于开元团队 提出可以通过稳定 B2 相来实现 NiTi 基 /Nb 纳米复合材料的织构工程，从而显著提高 Nb 纳米线的热稳定性。这项研究重点在铌纳米线在铌钛 / 铌纳米复合材料中的热稳定性。 大量的铁（ 9%) 掺杂到 NiTi 基体中，以抑制拉丝过程中基体的应力诱导马氏体转变 。发现与典型的（ 111 ） _NiTi //(110) _Nb 织构相比，这种相稳定性的改变可以形成（ 110 ） _NiTi //(110) _Nb 织构。因此，将铌纳米线的破碎温度提高到 700 ℃。 在密度泛函理论（ DFT ）计算的基础上讨论了可能的机理 。

texture engineering ” 发表在 Acta Materialia 上

链接： https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359645424008747

图 1 不同退火温度下同步加速器 HE-XRD 结果。

(a) 二维衍射图。 (b) 二维环积分得到的一维衍射图。

图 2 不同温度退火试样的透射电镜结果。

(a) 初拉伸。 (b) 400 ℃退火。 (c) 500 ℃退火。 (d) 600 ℃退火。 (e) 700 ℃退火。 (f) 800 ℃退火。

图 2 为不同退火温度下的微观结构。图 2(a) 显示了纵向的亮场 TEM 图像，插入图显示了选定区域的衍射图样（ SAD ）。标记铌钛基体和铌纳米线。测得 Nb 的平均厚度为 15 ± 5 nm ，与 NiTi/Nb 复合材料中 Nb 的厚度一致。基体中存在高密度位错，但未发现非晶态区，这与 HE-XRD 结果一致。 (b)-(c) 分别为试样在 400 ℃和 500 ℃退火后的 TEM 图像。随着退火温度的升高，位错密度逐渐减小。在较高温度（ 600 、 700 和 800 ℃）下退火，如图 2 (d)-(f) 所示，基体发生了完全的再结晶。随着温度的升高，晶粒呈矩形形状，晶粒尺寸增大。在 600 ℃下未观察到 Nb 的碎裂球化现象。在 700 ℃退火时， Nb 纳米线开始碎裂，偶见球化 Nb 颗粒，如图 2 (e) 所示。在 800 ℃退火时，纤维状 Nb 很少出现，且试样中到处可见 Nb 颗粒，说明 Nb 球化严重。

图 3 试样在不同温度下退火的 STEM 结果。

(a) 500℃ 退火，嵌件显示横截面图。 (b) 600℃ 退火。 (c) 700℃ 退火。 (d) 800℃ 退火。

（ e-g ） 600 、 700 、 800℃ 退火试样对应的能谱图。

为了更好地展示 Nb 的形态变化，图 3 给出了 STEM 图像。图 3(a)-(b) 为 500 ℃和 600 ℃退火试样的 STEM 图像。图 3(a) 的插入部分显示了样品的横截面视图，其中纳米线大部分呈非球形。纳米线沿线轴方向排列，平均厚度为 15 ± 5 nm ，间距为 ~55 nm ，长厚比大于 150 ，体积分数为 ~9% 。图 3(c)-(d) 为 700 ℃和 800 ℃退火试样的 STEM 图像。与图 3(e)-(f) 的 TEM 结果相似， Nb 纳米线在 700 ℃时发生碎裂和初始球化，在 800 ℃时发生严重球化。无花果。 3(e)-(g) 为样品在 600 ℃、 700 ℃和 800 ℃退火后的一组能谱图，显示了 Nb 的形貌演变，与 TEM 和 STEM 结果一致。