导读：控制不连续和连续析出对于调整NiAl强化钢的组织和力学性能至关重要。本文证明了铜不仅有效促进了纳米级连续NiAl沉淀，而且还抑制了粗大的NiAl在晶界处的不连续析出，成功开发出具有高屈服强度（1400 MPa）和良好延展性（10％）的新型NiAl强化钢。

高强度低碳钢在汽车，造船和能源工业等行业具有重要工程应用。金属纳米粒子的均匀沉淀是强化低碳钢的最有效方法之一，可开发具有高强度，高延展性和可焊性的高级钢。在用于强化沉淀的各种潜在沉淀物中，NiAl是最有效的相之一。NiAl的B2有序结构是体心立方（bcc）结构的衍生，其晶格参数（？0.2886 nm）接近bcc-Fe（？0.2866 nm）。这样，NiAl沉淀物与bcc-Fe表现出很高的共格性，并且可以以足够细的尺度（直径小于5 nm）沉淀，从而提供高的强化效果。NiAl强化钢的机械性能高度依赖于析出物的微观结构，包括NiAl析出物的大小、数量密度、形态和空间分布。为了获得最佳的机械性能，必须获得有关NiAl强化钢的析出机理的详细知识。

钢中的NiAl析出有两种竞争模式，即连续析出（CP）和不连续析出（DP）。CP是指球状的NiAl纳米颗粒的均匀沉淀，这是与在该基质组合物连续变化相关。相比之下，DP在晶界处开始，并通过移动的晶界后面的交替的NiAl沉淀物板和溶质贫化基体的胞状生长进行，导致晶粒边界附近的粗大NiAl棒析出不均匀。研究表明，CP和DP在NiAl强化钢中经常同时发生。从强化的角度来看，CP纳米粒子主要负责沉淀强化，而DP棒由于其粗糙和分布不均匀而显示出有限的强化能力。此外，DP恶化晶粒边界的强度，这会导致较差的韧性和抗疲劳性。因此，最小化或完全抑制DP反应对于优化NiAl强化钢的机械性能至关重要。可以通过改变沉淀热力学或改变沉淀动力学从根本上改变沉淀反应。虽然大多数研究都集中在Cu对连续NiAl沉淀的影响上，但很少进行关于Cu对不连续NiAl沉淀的影响的研究。因此，抑制NiAl强化钢晶界处DP的策略和基本机理仍然知之甚少。

基于此，香港理工大学焦增宝团队以NiAl纳米析出强化钢为模型，探索了高强钢的晶界不连续析出机制及调控机理，发现Cu不仅有效地促进了晶粒内部连续NiAl纳米颗粒的形成，而且还抑制了不连续NiAl棒沿晶界的析出，从而导致了新型NiAl强化钢的发展。开发出具有高屈服强度（1400 MPa）和良好延展性（10％）的新型NiAl增强钢。相关研究成果以题“Mechanisms for suppressing discontinuous precipitation and improving mechanical properties of NiAl-strengthened steels through nanoscale Cu partitioning”发表在金属顶刊《Acta Materialia》上。

论文链接：DOI: 10.1016/j.actamat.2020.116561

作者证明了Cu有效地抑制了沿晶界的粗大不连续NiAl析出并促进了晶粒内部的纳米级连续NiAl析出，从而使铁素体Fe-Cu-Ni-Al钢的强化增强了两倍。铁素体钢中的NiAl沉淀以两种模式发生，即形成纳米级CP颗粒和粗尺寸DP棒。在0Cu钢中，显微组织由沿晶粒边界的粗大尺寸DP棒和晶粒内部的纳米级CP颗粒组成。使用适量的Cu（1.5 wt. ％），可以完全抑制粗大尺寸DP棒的形成，从而导致NiAl纳米颗粒在整个基体中均匀沉淀。

图1。0Cu钢在不同条件下的微观结构：（a）淬火，（b）550°C时7.5分钟，（c）550°C时30分钟，（d）550°C时2 h。（e）0h钢在2 h时效条件下的SAED图案和（f）DP区的DF-TEM图像。

图2。APT原子图，0％钢中DP区域的25％（Ni + Al）等浓度表面和DP区域的接近直方图：（a）在550°C时7.5分钟，（b）在550°C时30分钟，以及（c）2 h在550°C下

DP反应的抑制主要归因于通过Cu分配给NiAl沉淀物而加速CP反应，这通过快速降低过饱和度而降低了DP生长的化学驱动力。第一性原理计算表明，Cu增强了Ni-Al对的相互作用并促进了NiAl的析出，从而加速了NiAl纳米粒子的析出。

图3。含铜钢在不同条件下的显微组织：（a）0.5Cu，在550°C下7.5分钟；（b）0.5Cu，在550°C下30分钟；（c）0.5Cu，在550°C下2小时， （d）1Cu，550°C时7.5分钟，（e）1Cu，550°C时30分钟，（f）1Cu，550°C时2 h，（g）1.5Cu，550°C时7.5分钟，（ h）1.5Cu，在550°C下30分钟，和（i）1.5Cu，在550°C下2 h。

图4。0Cu，0.5Cu，1Cu和1.5Cu钢的DP区域的面积分数与时效时间的关系

APT显示，在时效早期，Cu偏析在Fe-Cu-Ni-Al钢的晶界处，这降低了晶界能。根据Fournelle和Clark的机理，Cu引起的晶界能的降低很可能会降低DP的成核速率，从而有助于抑制含Cu钢中的DP反应。这是铜分配对抑制NiAl强化钢的DP反应的较小影响。

图5。0Cu和1.5Cu钢在不同时效条件下的CP纳米颗粒：（a）0Cu，在550°C下7.5分钟，（b）0Cu，在550°C下30分钟，（c）0Cu，在550°C下2 h，（ d）1.5Cu，在550°C下7.5分钟，（e）1.5Cu，在550°C下30分钟，（f）1.5Cu，在550°C下2小时。

图6。（a）0Cu和1.5Cu钢的CP纳米颗粒的半径和（b）时效时间的函数。

图7。0Cu和1.5Cu钢在不同时效条件下的CP纳米颗粒的接近度直方图：（a）0Cu，在550°C下7.5分钟，（b）1.5Cu，在550°C下7.5分钟，（c）0Cu，在30°C下30分钟550°C，（d）1.5Cu，在550°C下30分钟，（e）0Cu，在550°C下2 h，以及（f）1.5Cu，在550°C下2 h。插图显示了具有代表性的纳米粒子的1 nm厚的原子图，该图显示了Ni（绿色），Al（青色）和Cu（红色）原子的分布。

图8。1.5Cu钢在不同条件下的晶界显微组织：（a）在1分钟时效条件下C，Cu，Ni和Al的原子图，以及（b）C，Cu，Ni和Al的原子图， 25 h（Ni + Al）等浓度表面，在2 h时效条件下晶界沉淀物的接近直方图。

铜的添加大大增强了铁素体钢中NiAl析出物的强化响应，从而导致了新的NiAl强化钢的开发，该钢具有高屈服强度（1400 MPa）和良好的延展性（10％）的良好组合。强化模型表明，CP纳米颗粒比NiAl强化钢中的粗大尺寸DP棒表现出更有效的强化效果。

图9。0Cu和1.5Cu钢的机械性能：（a）在550°C时效时效的函数，其维氏显微硬度，以及（b）在淬火和2 h时效时的应力-应变曲线条件。

图10。无铜和含铜超级电池中Ni-Al对形成能的第一性原理计算。六个超级电池的组成为Fe 126 Ni 1 Al 1，Fe 125 Ni 1 Al 1 Cu 1，Fe 124 Ni 2 Al 2，Fe 123 Ni 1 Al 1 Cu 1，Fe 122 Ni 3 Al 3和Fe 121 Ni 3 Al 3 Cu 1。

图11 含或不含铜的NiAl强化钢的析出机理示意图。