非常に高い積層欠陥エネルギーを持つ複雑な組成の鋼における高応力双晶化

Nature Communications volume 13、記事番号: 3598 (2022) この記事を引用する 7188 アクセス数 25 引用数 3 Altmetric Metrics 詳細バルク面心立方体では変形双晶はほとんど見られません

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3 オルトメトリック

メトリクスの詳細

双晶変形は、標準的な荷重条件下で積層欠陥エネルギー (SFE) が非常に高いバルク面心立方晶 (FCC) 合金ではほとんど見られません。ここでは、バルクの準静的引張実験の結果に基づいて、双晶化の SFE 領域をはるかに上回る、~79 mJ/m2 という非常に高い SFE を持つマイクロメートル粒度の組成複合鋼 (CCS) における変形双晶化を報告します。 ~50 mJ/m2) FCC 鋼について報告されています。組成の自由度によって可能になるデュアルナノ析出は、当社の CCS で最大 1.9 GPa の超高い真引張応力に貢献します。強化効果により流動応力が強化され、機械的双晶形成の開始に対する高い臨界値に達します。ナノツインの形成により、さらなるひずみ硬化および強化メカニズムが可能になり、機械的性能が向上します。高応力双晶効果により、これまで利用されていなかった強化および靱化メカニズムが導入され、機械的特性が改善された高 SFE 合金の設計が可能になります。

結晶金属材料の機械的性能を左右する塑性変形メカニズムには、転位、双晶、積層欠陥、変位相変態などがあります1。前者の欠陥、つまり転位の運動は格子の一貫性を維持しますが、後者の 3 つのメカニズムは対称性の破れを引き起こし、高密度に詰まった原子面の積層順序の変化によって現れます。この結晶欠陥は積層欠陥と呼ばれ、それに関連するエネルギー的ペナルティは積層欠陥エネルギー (SFE)2 と呼ばれます。運動学的には、双晶、積層欠陥、変位相変態は部分転位によって引き起こされます3。これらの自己エネルギーは完全な格子転位よりも小さいですが、部分転位が活性化されると、局所的に格子が間違った配置に移動し、それによって積層欠陥が形成されます。このため、金属に優れたひずみ硬化特性を与える双晶、積層欠陥、変位相変態は、純粋な Al (166 mJ/m2) や Ni (125 mJ/m2) などの比較的高い SFE を持つバルク材料には通常存在しません。 m2)2,4,5、競合する転位滑りはエネルギー的に低コストです4,6。したがって、マイクロインデンテーション 7 や大きなひずみ速度にさらされたバルク Al 11 によるナノ結晶 Al 膜の変形など、いくつかの極端なケース 7、8、9、10、11、12 を除いて、高 SFE 材料の変形挙動は転位によって支配されます。その結果、高い SFE を持つバルク合金は、今日まで機械的双晶や積層欠陥によってもたらされる優れたひずみ硬化の蓄えを解放することができませんでした。

過去数十年にわたって実施された以前の研究によると、双晶変形は、高 SFE の引張荷重がかかった Fe-Mn-Al-C 鋼 (双晶の上限は約 50 mJ/m2) では発見されておらず、これは有望な材料クラスです。質量密度が低く、機械的特性が優れており、コストが低いため、要求の厳しいエンジニアリング用途に適しています13。 Fe-Mn-Al-C 軽量鋼の変形は、最初は転位の平面滑りによって支配され、変形が進むにつれて高密度の転位からなる滑り帯にさらに発展します 14。ただし、これらの合金では、利用可能なひずみ硬化メカニズムが転位と、転位と粒界および析出物との相互作用に限定されているため、より高い強度と延性の領域は依然としてアクセスできません 15、16、17。双晶誘起可塑性（TWIP）効果は、魅力的な機械的特性を可能にする非常に効果的なひずみ硬化および強化メカニズムとして機能します18,19が、これらの材料ではSFEが高いため、依然として利用できませんでした。

ここでは、SFE が約 79 mJ/m2 の軽量複合鋼 (CCS) における変形双晶化とそれに伴う高い強化効果について報告します。上で述べたように、準静的な引張荷重条件下では、このような高い SFE を備えたバルク材料では双晶変形が発生することは通常不可能であると予想されます。 CCS は、高エントロピー合金 (HEA) の概念を従来の軽量 Fe-Mn-Al-C 鋼の再設計に適用することによって開発された材料のクラスです20。高エントロピーの概念によって導入された組成の自由度により、材料全体の組成を \({{{{{\rm{\kappa }}}}} のデュアルナノ析出の独自のブレンドが形成される領域にシフトすることができます) \)-炭化物 (規則的な面心立方晶、FCC) および B2 (規則的な体心立方晶、BCC) 相が可能になり、機械的双晶を活性化するのに必要な高強度が得られます。

zone axis in the inset of Fig. 1e, and the ordered structure of \({{{{{\rm{\kappa }}}}}}\)-carbide is revealed by superlattice reflections along the <110> zone axis from FFT (fast Fourier transform) patterns, as shown in the inset of Fig. 1f. The three-dimensional morphology and chemical compositions of the precipitates are revealed by APT analysis (Fig. 1g). The atomic maps for each element (Fig. 1g) and one-dimensional compositional profiles (Fig. 1h) show that Ni and Al are enriched in the B2 particle and C partitions into the adjacent \({{{{{\rm{\kappa }}}}}}\)-carbide, confirming the precipitation of B2 and \({{{{{\rm{\kappa }}}}}}\)-carbide in terms of their respective chemical compositions. Energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS) maps in Fig. 1i reveal the co-existence of both (Ni, Al)-rich B2 and C-rich \({{{{{\rm{\kappa }}}}}}\)-carbide precipitates with similar sizes, confirming the other type of topology observed in this dual-nanoprecipitation system./p>matrix//<011>twin system which is the common twin system in FCC alloys (Fig. 2d)./p> Shockley partial dislocations is essential for the formation of deformation twinning (Supplementary Fig. 7). For materials with very high SFEs, dislocation motion proceeds via perfect dislocations 1/2 <110>, since partial dislocations come at the costs of stacking faults and thus require high stresses to form. We estimate that the critical twinning stress in our steel is 1.5–1.7 GPa (see “Methods”). This stress value is much higher than the tensile flow stresses of previously studied lightweight steels with similar SFEs, yet with maximum tensile stress levels below 1.5 GPa (Fig. 2a). The ultrahigh true tensile stress of our steel (up to 1.9 GPa, see Fig. 2a) reaches the required high critical twinning stresses, thus leading to deformation twinning in this material, irrespective of its high SFE./p>

拡散とマグノンの相互作用

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