、金屬強化機制和方法是金屬材料領(lǐng)域非常重要的研究內(nèi)容。因為金屬強度的提高意味著其部件會更安全，但也有利于輕量化。固體溶解強化、沉淀強化、沉淀強化、加工硬化、細晶強化已成為傳統(tǒng)的強化機制。相變強化實際上是一種重要的強化機制，它本身并不新鮮，但在高溫合金中，由于高溫服務(wù)條件下的相變強化效果更好地提高了高溫合金的抗蠕變性能，這一發(fā)現(xiàn)是新的和發(fā)表的Nature上。

　　原因是高溫合金的服務(wù)溫度幾乎達到了材料使用的極限溫度。應該說，幾乎所有可以想到的強化方法都被使用了。加強高溫合金研究進展緩慢。最后一篇文章介紹了采用納米結(jié)構(gòu)提高高溫合金抗蠕變性能的方法。本文介紹的研究成果似乎更有意義。

　　以下是全文和數(shù)據(jù)的附加。由于專業(yè)差異，翻譯不準確是不可避免的。如有任何問題，如有必要，請閱讀原文。

　　文章摘要：

　　近幾十年來，對高溫合金的研究大多集中在提高鎳基超合金的高溫性能上。鎳基高溫合金是噴氣式渦輪發(fā)動機熱段中使用的本材料，可提高發(fā)動機效率，減少二氧化碳排放。本文介紹了700年耐鎳基超合金高溫蠕變變形的新型相變強化機制°C高溫合金中的特定合金元素抑制了納米雙晶的有害變形模式。通過掃描和透射電子顯微鏡的超高分辨率結(jié)構(gòu)和成分分析，結(jié)合密度泛函理論計算，揭示了鈦、鉭和鈮的超級合金，促進了剪切引起的固體變化η相沿γ堆垛層在沉淀物中分布錯誤，通常是雙胞胎變形的前體。納米級η低能生低能結(jié)構(gòu)有利于抑制堆垛層錯增厚成雙晶。高溫合金了高溫合金的蠕變性能。這種相變強化機制和γ-γ到目前為止，加強合金中第二相析出物的操作還沒有得到證實。

　　高性能材料的發(fā)展處于材料科學的前沿。渦輪發(fā)動機的效率和碳排放的降低直接關(guān)系到發(fā)動機的工作溫度。隨著溫度的升高，材料在負載下開始發(fā)生塑性變形，稱為蠕變，最終對材料的性能設(shè)定了嚴格的限制。因此，飛機發(fā)動機和陸基發(fā)電機的性能需要開發(fā)新一代抗蠕變高溫結(jié)構(gòu)材料。在這些材料中，Ni基超合金為蠕變、疲勞和耐腐蝕性提供了獨特的組合。超合金有面心立方(fcc)，具有Cu3Au結(jié)構(gòu)共格沉淀物(γ固溶體基質(zhì)相)(γ相)織結(jié)構(gòu)體積約為50%。γ通過晶格位錯運動提供極好的剪切阻力。所以高達700℃渦輪盤組件的關(guān)鍵能力是具有優(yōu)異的溫度強度。 目前，已理解固溶強化、沉淀硬化和晶界強化三種不同的強化機制，以提高合金的高溫性能。之前的研究探討了如何充分發(fā)揮這三種經(jīng)典強化機制的潛力。自1937年以來Bradley和Taylor在Ni基超合金中γ自表征以來，高溫合金的發(fā)展已逐步進行，上一代合金直接集成了新的進展。了解特定元素在復合超合金中的作用仍然是一種定性和高度經(jīng)驗的努力。雖然基于熱力學和動力學數(shù)據(jù)庫預測微組織結(jié)構(gòu)和相穩(wěn)定性取得了重大進展，但預測給定合金和微組織結(jié)構(gòu)后續(xù)機械性能的能力仍然是材料基因組計劃的主要挑戰(zhàn)。計算導向高溫合金開發(fā)的主要障礙是對控制各種合金成分、溫度和應力下高溫行為的變形機制缺乏定量和全面的了解。 本研究的主要目標是定量分析各種合金元素對特定條件下變形機制的影響。條件與先進發(fā)動機的設(shè)計有關(guān)，合金與先進渦輪板材料密切相關(guān)。涉及原子分辨率成像和先進能量色散X射線的應用集成計算材料科學與工程(EDX)光譜和密度泛函理論(DFT)計算。結(jié)果發(fā)現(xiàn)了一種高溫強化機制，稱為相變強化。該機制的識別和機械理論可以促進高溫合金設(shè)計的進步。 我們研究了兩種類似的方法來證明新強化機制的效果Ni基超合金，ME3和ME我們目的的主要區(qū)別是501η相形成劑(Nb，Ta，W，Hf，Ti)，對于ME3為9.1wt％，對于ME501為13％。圖1給出[001]取向ME3和ME501在760℃下壓縮蠕變下，下壓縮蠕變響應的時間取決于塑性應變。 顯示渦輪發(fā)動機盤材料所需的高尺寸穩(wěn)定性非常重要ME501在760℃和552MPa(綠藍曲線)和ME與抗蠕變性能相比，3顯著提高。準確評估兩種合金之間的變形機制MPa應力下重復ME3壓縮蠕變以獲得更可比的應變率(紅色曲線)。 后蠕變STEM分析表明，對于兩種合金，在γ基體中存在的類型是?位錯的Burgers矢量位錯，以及在γ如在[001]場觀察，沉淀物中的層錯(BF)圖像。 1b，c分別表示ME3和ME501.高分辨率、高角度環(huán)形暗場(HAADF)STEM表明，在ME三中觀察到的橫跨γ和γ層錯為納米孿晶，如圖1所示d所示。然而，這些納米孿晶正在變形ME它不存在于501中，但可見許多孤立的堆垛層錯誤，其局限性在于γ'相中。高分辨率HAADF-STEM這些孤立的故障也被揭示為外部故障(即超晶格外堆疊錯誤(超晶格外堆疊錯誤)，如圖1所示 e所示，由在γ{111}平面上的堆垛層錯形成相鄰的緊密堆積。

　　圖1:壓縮蠕變數(shù)據(jù)和變形機制。(a)分別為ME3和ME501在760℃和552MPa和ME3在414MPa壓縮蠕變曲線(紅色)下，實現(xiàn)可比應變率(5)×10-9 s-1)。[001]晶帶軸BF-STEM圖像揭示后[001]蠕變(b) ME3和(c)ME孤立在501晶體中的超晶格外堆疊層錯誤和納米孿晶。HAADF-STEM圖像顯示(d)ME納米雙晶和三中(e)ME501中超晶格外堆疊層錯誤。(d)圖顯示了更高的放大倍率ME三中雙晶界面。 b，c，標為500nm。d，標尺為5nm(插圖，2nm)。 e，標尺為2 nm。 層錯原子尺度表征。我們開始用它來理解變形模式中的這些差異HAADF-STEM分析孤立超晶格外堆疊層的錯誤，如圖2所示a，b中的ME3和ME顯示501晶帶軸圖像。在這兩種情況下，觀察層錯處局部成分的明顯差異。如初步研究所述，沿著ME在501層錯誤中觀察到的順序可以歸因于沿層錯從γ'到η剪切誘導相變η具有六方晶D024晶體結(jié)構(gòu)(P63 / mmc，a = 0.5096，c = 0.8304，α=β= 90°，γ= 120°)，沿超晶格堆垛層存在局部錯誤。在ME3.由于超晶格外堆垛層的錯誤較大，還觀察到平均原子序數(shù)較亮的對比度； 然而，缺乏原子排序意味著不同的分離。

　　圖2：在ME3和ME501中沿層錯偏析。在[110]晶帶軸上獲得HAADF-STEM圖像揭示(a)沿ME超晶格外堆垛層的偏析和偏析(b)沿ME501中超晶格的外堆疊層是錯誤的η網(wǎng)格狀的偏析和順序EDX線掃描顯示分別沿著(c)ME3和(d)ME501超晶格外堆疊層錯誤元素偏析(a，b)中所示。在這兩種情況下沒有給出Co富集和沿層錯誤Ni標尺為2nm。

　　此外，來自垂直集成EDX超晶格外堆垛層的濃度分布也有明顯差異。對于ME501，發(fā)現(xiàn)Nb、Ta和Ti富集到斷層(圖2)d)-已知有利于形成η當這種相作為微米長度的相出現(xiàn)時，通常被認為是具有損傷強度和延展性的有害相。沿超晶格外堆疊錯誤η相成核所需的少量偏析意味著η相在γ上面存在被提升的閾值。事實上，一項研究發(fā)現(xiàn)，在IN792中C含量0.15wt.％降低到0.08wt.這增加了塊合金中碳化物的形成元素(Ta，Nb和Ti)的含量，η相開始形成。可能是ME501的組成接近閾值ME3中，觀察到Cr和Mo沿斷層偏析(圖2)c)，眾所周知，它們有利于形成γ相的元素。

　　在先前的Ni基超合金單晶研究發(fā)現(xiàn)，促進納米雙胞胎的方向會導致蠕變性能差。事實上，在Ni納米雙胞胎在基超合金單晶蠕變試驗中被推測為各向異性拉伸/壓縮的來源，促進納米雙胞胎方向蠕變強度差。

　　ME3與ME與501相比，蠕變強度較差。這與上述研究結(jié)果一致，因為它只存在ME3.觀察納米雙胞胎。為了更深入地了解超晶格外堆垛層錯誤s與納米雙胞胎的關(guān)系以及原子排列的作用，對不同元素分布的位點進行特異性分析非常重要。 在元素分布研究中，常用的方法是EDX。但由于信號的隨機性，即使在薄箔中，由于相互作用體積和大量合金元素的存在，EDX空間分辨率一直局限于納米超級合金。然而，先進的高靈敏度x射線探測器系統(tǒng)的更新開發(fā)打開了使用x射線發(fā)射分析之前無法獲得的空間分辨率表征的材料。事實上，我們第一次在結(jié)構(gòu)金屬合金中證明了原子分辨率EDX圖，如圖3所示。并提供溶質(zhì)原子的定量和位點特異性偏析，從而得到明確的證實ME局部形成501堆疊層η相。

　　圖3：在ME501合金中跨越超晶格外堆疊層錯高分辨率元素分布圖。在γ形成相中兩層堆疊層的錯誤η量子化原子分辨率的相原子尺度EDX元素分布圖。左上圖為層錯內(nèi)顯示特征排序強度的層錯HAADF-STEM圖像; Ni亞晶格(綠色)； 偏析到Ni位點的Co(黃色)；偏析Wyckoff 2a位點的Ta(藍色)；Al和Ti(分別是紅色和洋紅色)，偏析Wyckoff 2d位點。所有元素值均為原子百分比含量。標尺為0.5nm。 堆垛層錯處可見，Ta和Nb指示的(圓圈)位置優(yōu)先，即體相η相的Wyckoff 2a位置。另外，觀察Al和Ti偏析到體相η相的Wyckoff 2d位置，可見Co偏析到Ni亞晶格。這些特異性結(jié)果不僅結(jié)果HAADF-STEM在圖像中觀察Z-他們還證實了比較強η沿著超晶格外堆疊層錯成核的斷言相，首先是匹配Pickering等人描述的順序。不同合金(718) plus)也含有高的Ti、Nb和Ta含量。

　　計算密度泛函理論。簡而言之，圖2和圖3顯示，這兩種重要商業(yè)合金中的元素偏析首次出現(xiàn)在堆垛層中。元素分離和η相的成核發(fā)生在ME501層錯位。ME3.偏析表明堆疊層錯誤形成γ使用相的趨勢明顯不同Cr和Mo代替Al。本分析的幾份報告發(fā)現(xiàn)，納米孿生發(fā)生在有利于超晶格外堆垛層形成錯誤的方向。注意原因Shockley偏差引起的額外剪切事件會導致納米雙晶堆疊層錯誤增加，機制上可以合理化，如圖4所示。

　　圖4：超晶格外堆垛層錯向納米雙晶轉(zhuǎn)換。(a)DFT細胞顯示在ME3.偏析沿超晶格外堆疊層的錯誤。(b)左側(cè)是雙層超晶格外疊層錯誤Shockley不全位錯剪實驗HAADF-STEM圖像，在γ-γ界面附近產(chǎn)生在界面附近。右邊是HAADF-STEM圖像對稱中心分析。(c)顯示在(b)雙晶是通過觀察獲得的DFT細胞。標尺1nm。

　　模擬單元胞(如圖1所示)已經(jīng)進行了，以了解兩種合金之間觀察到的不同偏析/相變現(xiàn)象如何影響有害納米雙胞變形模式的形成DFT計算，如圖4a和c，利用圖3和圖2 HAADF STEM圖像定位的EDX圖中收集的知識創(chuàng)造，使用ViennaAb-Initio Simulation Package(VASP)。圖5a鎳基高溫合金研究雙晶形成過程中顯示的熱力學。圖5a鎳基高溫合金研究雙晶形成過程中顯示的熱力學。

　　圖5:超晶格外堆疊層錯誤和納米雙晶動力學DFT計算。(a)實驗中觀察到，通過隨機固溶體Ni3Al中，ME501中超晶格外堆疊層錯誤剪切的雙晶重新排序前形成的能量消耗，即無偏析(RSS)，并且ME50

　　1，其中η沿層錯形核，是的。注意沿著η超晶格外堆疊層錯形成雙晶能耗大。(b)雙胞胎產(chǎn)生后重排序產(chǎn)生的能量差異。 ME較小的差異表明替代Ni和Al的γ相形成元素(Co，Cr和Mo)去除了層錯附近沉淀物中相鄰的違規(guī)行為ME雙胞胎更容易。

　　一旦形成超晶格外堆疊層的錯誤結(jié)構(gòu)，需要兩個額外的部分來切割相鄰的平面，以產(chǎn)生四層納米雙晶體結(jié)構(gòu)，如圖4所示。然而，在沒有元素偏析的擴散和重排的情況下，該過程產(chǎn)生了接近相鄰反向的高能原子平面。我們認為這種結(jié)構(gòu)被用作有序的能量勢壘γ如圖5所示，超晶格中增厚成雙晶aNi3Al，該勢壘為364mJ m-2，對于合金ME溶質(zhì)作為無規(guī)固溶體分布(表示RSS)，勢壘為481mJ m-2.相位勢壘743mJ m-2?？梢缘贸鼋Y(jié)論，在ME501中超晶格外疊層觀察有序η在納米金系統(tǒng)中創(chuàng)造納米雙晶的顯著障礙。

　　在鄰近SESF假設(shè)平面剪切后，原子重排序是產(chǎn)生低能納米孿晶的必要條件。為了通過Shockley形成一些錯誤的運動SESF為了消除沿層錯誤和雙胞胎的高能量，并錯誤地接近相鄰鍵，雙胞胎必須進行重新排序。Kolbe和Kovarik等人描述在γ相似的標記Shockley通過局部擴散過程對相鄰{111}平面剪切產(chǎn)生的層錯進行重新排序，以消除相鄰的錯誤。在圖5b在這個過程中，我們還考慮了能量，發(fā)現(xiàn)了大量與這些原子重排相關(guān)的能量釋放：純度Ni3Al，375mJm-2。對于ME在合金的情況下，這個過程幾乎不釋放任何能量:只有15mJm-2.遠小于與雙胞胎形成相關(guān)的能量。ME3.能量減少是γ由于沉淀物中相鄰物質(zhì)的損失，γ'沉積物是γ高強度超析形成物高強度超合金的重要貢獻者。 圖5從DFT圖6總結(jié)了計算的影響ME3的情況下，γ形成元素(Co，Cr，Mo)分析向?qū)渝e誤，將層錯變成類似γ如圖6所示b所示。新肖克利不全位錯γ-形成界面相互作用SESF?？梢赃M入這些不全位錯誤γ′沉淀和沿SESF剪切沒有能量損失。類似的γ相沿SESF隨后能量勢壘較低，形成剪切，消除近鄰違規(guī)，促進不全位錯誤。因此，雙晶通過γ和γ′剪相(圖6c、d)能形成并擊敗它γ′沉淀強化效果。這就解釋了在ME高頻中觀察到高頻孿晶。

　　圖6：ME501中相變強化。(a)在γ孤立于相沉淀物SESF的示意圖。(b)γ形成元素(Co，Cr和Mo)沿ME3中的SESF偏析。(c)在ME3中的SESF附近的γ-γ界面處，兩個以上的位錯相互作用。(d)兩個以上的肖克利不全位錯誤SESF剪切，形成剪切γ和γ沉淀物的四層孿晶 (e)在ME501中沿著SESF偏析的η相形成元素(Co，Ta，Ti和Nb)。 (f)在ME501中的SESF附近的γ-γ界面處，兩個以上的位錯相互作用。(g)圖5中，位錯在ME501中不能形成雙晶。

　　在ME501的情況下，η相形成元素（Nb，Ta和Ti）偏析到SESF，如圖6e 所示。當Shockley不全位錯與γ-γ當界面上的層錯相互作用時，缺少納米孿生意味著沿層錯剪切是罕見的DFT如計算4所示，計算確認了非常大的能量屏障，以防止這些不完整的錯誤切割成沉淀物a，b。所以，沿著孤立SESF形成η蠕變強度和高溫能力通過限制納米新的強化機制和納米雙晶的形成大大提高。

　　從概念上講，兩種合金中觀察到的明顯界面結(jié)構(gòu)類似于幾種陶瓷和金屬系統(tǒng)中晶體邊界中確定的界面復合物的形成。復合物是一種界面穩(wěn)定狀態(tài)，它不同于基質(zhì)的結(jié)構(gòu)和組成，并局限于它們形成的區(qū)域。這一概念最近擴展到沿鐵素體鋼邊緣位錯的線性復合物，顯示了位錯的核心區(qū)域FCC結(jié)構(gòu)。

　　之前工作的共同點是，這些特殊的結(jié)構(gòu)狀態(tài)出現(xiàn)在熱暴露期間，所以當局部化到缺陷時，熱力學似乎是穩(wěn)定的，不傾向于隨著時間的推移(即晶體邊界變厚)。因此，在合金中ME在3的情況下，γ合金ME晶胞厚度在501中形成η堆疊錯誤似乎具有復合物的特性，但目前的觀察是，這些特殊的結(jié)構(gòu)狀態(tài)在高溫變形應力下動態(tài)發(fā)展。與靜態(tài)退火相反，它們可以準確地描述為動態(tài)復合物，直接和深遠地影響超合金的強度。

　　因此，這里討論的高溫強化機制有兩個重要的有益方面。首先，堆垛層錯誤的二次有序成核將操作納米雙晶所需的額外不完整能量翻倍； 第二，抑制γ形成元素偏析堆垛層錯處，導致層錯處局部產(chǎn)生γ-這將促進納米孿生變形。這種相變強化機制和γ-γ合金中第二相析出物的強化是目前尚未確認的強化機制。事實上，該機制可以進一步提高下一代超合金關(guān)鍵結(jié)構(gòu)應用的高溫性能。