激光冲击强化作用下金属玻璃中微观变形与宏观塑性之间的跨尺度映射关系

《Journal of Materials Research and Technology》：Cross-Scale Mapping Relationship of Micro-Deformation to Macro-Plasticity in Metallic Glasses Regulated by Laser Shock Peening

　　李彦森|赵胜奇|袁浩阳|谢新怡|李晨|段静波|张坤|魏冰辰
中国石家庄铁道大学工程力学系，石家庄050043

摘要
本研究采用激光冲击强化（LSP）对基于锆的金属玻璃（MG）进行可控的表面预处理，然后利用纳米压痕蠕变试验作为高空间分辨率的探针，系统探讨了LSP对MG时间依赖性变形行为的影响。结果表明，LSP显著提高了MG的蠕变抗力——最小抑制率高达64%。微观机制分析证实，LSP同时减少了剪切变形区（STZs）的特征体积和热激活体积（ΔV*）59-61%，从而导致蠕变机制的转变。宏观力学评估进一步表明，LSP处理后MG的弯曲塑性得到改善，其断裂模式从典型的解理脆性断裂模式转变为以剪切为主的模式。通过对多尺度实验结果的综合分析，发现LSP通过构建功能性的表面阻力层，细化STZ尺度，并抑制其长程协同演化，重新配置了MG中微观塑性流动的分布和动态路径，从而促使变形从突然的剪切带破裂发展为多核、分离且稳定的渐进剪切流动，最终实现了宏观塑性的协同增强。本研究不仅揭示了LSP作用下MG微观变形与宏观塑性之间的跨尺度映射关系，还为设计新的MG增韧策略提供了可靠的实验和理论依据。

1. 引言
由于金属玻璃（MG）具有长程无序和短程有序的独特结构，它们表现出优异的机械和化学性能，如接近理论弹性极限的高强度（通常约为2%）以及出色的耐腐蚀性[1]、[2]、[3]、[4]。这些优异的性能使它们成为结构或功能材料的理想候选者。然而，尽管MG具有较好的机械特性，但其室温下的塑性几乎为零[5]、[6]，在外加载作用下会发生灾难性的脆性断裂；在加载过程中，变形高度集中在纳米级剪切带范围内，并通过剪切带的不断 nucleation 和 propagation 进行[7]、[8]、[9]、[10]。因此，MG在承重或关键应用中的前景并不十分乐观。
在过去的几十年里，进行了大量研究来改善MG的室温塑性，从探索其变形机制开始，然后促进多个剪切带的 nucleation 并抑制其不稳定的演化[11]、[12]、[13]。Stolpe等人[12]发现，对于冷轧的基于锆的MG，剪切带的密度与真实塑性应变的平方根成正比增加。自由体积（由松弛焓表征）与剪切带密度呈正相关：在低应变下，硬度随自由体积的积累而降低（软化），而在高应变下，由于压缩残余应力的产生而增加（硬化），这表明剪切带诱导的软化和残余应力诱导的硬化之间存在竞争。除了使用喷丸处理提高MG的表面塑性应变外，Zhang等人[14]还在压缩试验中诱导了更高的表面塑性应变，塑性应变从平均6%增加到最大22%。研究者将这种增强归因于压缩残余应力对表面裂纹起始和生长的抑制，以及喷丸处理产生的现有剪切带使变形更加均匀。此外，纳米压痕技术也被越来越多地用于研究MG的微观塑性变形机制，并提供关于亚微米尺度局部应力-应变行为和剪切带 nucleation 的定量见解。这种方法越来越受到关注，因为它与MG中剪切带起源和塑性流动的潜在机制密切相关。Marimuthu等人[15]研究了Zr65Cu15Al10Ni10 MG在三种纳米压痕模式下的机械响应。他们发现硬度在较大的压痕深度范围内几乎保持不变；同时，弹性模量随压痕深度的增加而显著增加（从137 GPa增加到163 GPa）。这些作者将这种现象归因于压痕周围的物质堆积，导致使用 Oliver-Pharr 方法时对实际接触面积的高估，从而在评估的模量中产生了尺寸效应。Gunti等人[16]研究了冷轧对不同取向平面（NR、RW和NW）的Vit1 MG的纳米压痕性能的影响。他们发现表面硬度随冷轧程度的不同而非单调变化，CR4.5和CR31试样表现出明显的软化，而CR10和CR20则没有。相比之下，核心区域（NW平面）的性能保持不变。这可以通过自由体积的积累（软化）与自由体积的湮灭（结构致密化、硬化）之间的竞争来解释。在机制层面，Liao等人[17]研究了Pd基MG在锯齿流过程中的剪切变形区（STZ）特性，并提出了一种通过统计锯齿流事件来估算STZ体积的方法。结果表明，STZ体积随压痕深度的增加而增加，STZ的激活促进了材料的塑性。这些研究阐明了MG在各种测试方法、加工路线和变形机制方面的结构-性能关系。
然而，传统方法无法控制剪切带的尺度和分布，更无法获得剪切带的精细结构。激光冲击强化（LSP）是一种表面处理技术，能够提高金属零件的疲劳抗力和塑性[18]、[19]、[20]。在LSP过程中，高功率密度（GW/cm2）的激光脉冲在含有吸收层的材料表面照射几纳秒，产生等离子体。等离子体在透明覆盖层的限制下迅速膨胀，形成强度高达GPa到Tpa的冲击波。此外，这种冲击波在超高应变率（>10?/s）下引起塑性变形，从而在处理部件的近表面产生大量的细小剪切带[21]、[22]、[23]。这种精确控制剪切带结构的能力为提高MG的塑性提供了强有力的途径——这一观点已被许多论文验证。Wei等人[24]报告称，LSP在材料中产生了超深的受影响区域，其中包含大量弧形的剪切带，这些剪切带沿激光照射方向汇聚成有利于塑性变形的微观结构。Zhu等人[25]也观察到类似的现象，他们报告说LSP增加了基于锆的MG的自由体积，并由于其高自由体积而使其塑性应变提高了1.83倍。Liang等人[26]进一步阐述，高自由体积为剪切带提供了更多的 nucleation 点，而压缩残余应力抑制了它们的传播。这两种效应的协同作用增强了MG的塑性。
尽管上述研究解释了LSP对MG塑性增强的一些微观机制方面，但这些研究主要关注冲击加载后的静态结构特性，对于变形特征的时间分辨演化提供的洞察有限。由于蠕变行为基本上是一种典型的时间依赖性塑性响应，因此它可以提供一种有用的补充研究方法，以全面理解MG的内在变形机制。在本研究中，采用纳米压痕蠕变试验作为局部探测技术，探讨LSP影响MG变形行为的特定过程。研究了LSP处理前后MG的蠕变行为，并定量评估了LSP诱导的微观结构变化对宏观尺度弯曲塑性的影响。这项工作试图揭示微观结构变形演化与宏观机械响应之间的内在关联，从而阐明LSP作用下MG的多尺度机械响应机制。

2. 实验方法
Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5（按重量百分比）合金的锭是通过在Ti-getter高纯度氩气氛围中电弧熔炼大量纯金属（99.99%）制备的。为了保证化学均匀性，每个锭至少重熔了五次，并通过吸铸法浇注到水冷铜模具中制成非晶板。为了确保成分的准确性，每个锭在五次重熔循环后的质量损失被精确测量并保持在0.1 wt.%以下[27]、[28]。铸态板被切割成尺寸为25 mm × 4 mm × 2 mm的四点弯曲样品，使用配备金刚石磨料线的线切割机进行加工。使用Cu Kα射线的X射线衍射（XRD）验证了样品的非晶结构。所有样品都按照常规的金相程序进行研磨和抛光，以达到镜面效果，然后在测试前用无水乙醇进行超声清洗。LSP使用波长为1064纳米的Q-switched Nd:YAG激光器进行。具体的激光参数设置为：脉冲宽度10 ns，光斑直径2.5 mm，光束重叠率为50%。实验装置包括一层铝箔热吸收层和一层流动水约束层。
样品的表面和断裂形态使用扫描电子显微镜（SEM，Zeiss GeminiSEM 300）在10 kV的加速电压下进行表征，采用二次电子（SE）模式。纳米压痕试验使用KLA iMicro纳米压头进行，压头为金刚石Berkovich压头，加载率为5 mN/s，峰值载荷分别为100 mN、200 mN和300 mN。每个峰值载荷后保持300秒。每个载荷至少进行五次测试，相邻压痕之间保持50 μm的间隔，以防止潜在的相互作用。纳米压痕蠕变样品暴露于2 J脉冲能量的单激光脉冲处理下。四点弯曲试验在Instron万能试验机（型号LE3503-H600）上进行，准静态加载，位移率为0.1 mm/min。内跨距（S1）和外跨距（S2）分别设置为10 mm和20 mm。四点弯曲样品暴露于1 J和2 J能量梯度的单激光脉冲处理下。所有能量选择均基于我们之前关于激光冲击的研究[24]、[29]、[30]。

3. 结果与讨论
3.1. 蠕变行为分析
图1显示了铸态和LSP处理样品的X射线衍射（XRD）图案。铸态样品仅显示宽的衍射晕圈，没有明显的晶体峰，证实其完全非晶结构。LSP处理后的样品仍然显示非晶相的特征宽晕圈，没有可检测的布拉格峰，表明LSP没有引起结晶。
图2显示了在100 mN到300 mN峰值载荷下，铸态和LSP处理样品的纳米压痕载荷-深度（P–h）曲线。施加载荷后，最大压痕深度（hmax）和残余深度（hres）均有所增加，但LSP处理后的样品在所有载荷下始终表现出较低的hmax和hres值。在纳米压痕中，hmax反映了峰值载荷下的总变形，包括弹性和塑性贡献，是硬度、弹性模量和塑性的函数。hres是卸载后不可恢复的塑性变形，直接与材料的塑性相关。在300 mN的峰值载荷下，铸态样品的hmax和hres值分别为1548 nm和1366 nm，而LSP处理后的样品分别为1498 nm和1220 nm。可以看出，LSP增强了这种材料的变形能力。此外，LSP样品的hres/hmax始终低于铸态样品的hres/hmax。在300 mN时，LSP和铸态条件下的比率分别为81%和88%，这意味着LSP处理样品的弹性恢复更好，塑性变形更小。因此，LSP导致了表面硬化，从而产生了压缩残余应力并使微观结构更加致密。下载：下载高分辨率图像（411KB）下载：下载全尺寸图像图2. 不同加载条件下MG的载荷-深度（P-h）曲线。此外，两种样品的P-h曲线在每个峰值载荷下的斜率变化几乎相同。随着载荷的增加，深度增长速度加快，并呈现非线性增长趋势，显示出MG在高载荷下可能发生塑性软化或蠕变的特点。尽管LSP处理样品的硬化效果更强，但随着载荷增加深度的增加相当温和，整体累积残余深度较低。这种现象归因于激光冲击过程：自由体积增加，原子重新排列，可以抑制局部变形，从而提高材料的结构稳定性和应变硬化性能。图3显示了不同样品的硬度。随着峰值载荷从100 mN增加到300 mN，铸态样品的硬度从3.69 GPa连续增加到5.19 GPa。这种硬化可以归因于MG的固有应变硬化，因为在压痕蠕变过程中局部自由体积减少以及多个剪切带之间的相互作用导致硬度增加。对于LSP处理样品，结果有所不同。在较低载荷（100, 200 mN）下，硬度迅速增加，从3.94 GPa增加到5.22 GPa，甚至在200 mN时，LSP样品的硬度远高于铸态样品。这种改善是由于LSP引入的压缩残余应力和强化表层提高了材料的变形抗力。许多研究[24],[26]已经证明了激光诱导的压缩残余应力的效果。这种现象源于材料对超过Hugoniot弹性极限[31]的冲击压力的响应。然而，当载荷增加到300 mN时，LSP处理样品的硬度略微下降至5.12 GPa，略低于铸态值。这种现象与先前研究[29]中建立的LSP影响区的三段结构一致，其中高硬度表层下面是一个由释放波引起的软化区域。在这个载荷下，压痕深度超过了硬化层的厚度，使得压头能够探测到更软的次表层区域，从而导致观察到的硬度降低。图4显示了在不同加工条件下MG的蠕变行为曲线。由于从纳米压痕获得的载荷-压痕深度数据是离散点集，直接分析原始数据可能会产生误差。因此，使用了一个经验公式来拟合压痕深度（h）和保持时间（t）之间的关系[32]。图4中的拟合曲线与实验数据吻合得很好，拟合优度（R2）> 0.98。图4. 蠕变位移与保持时间曲线，加载速率：dP/dt=5 mN/s（黄色实线代表拟合曲线）。铸态和LSP处理样品的蠕变行为都表现出两阶段特征。第一阶段是瞬态蠕变阶段，发生在载荷保持之后，期间蠕变深度迅速增加，反映了加载过程中积累的塑性流动能量的释放，表明蠕变抗力较低。第二阶段是稳态蠕变阶段，蠕变速率减小并稳定下来，表明塑性流动缓慢。实验结果表明，蠕变深度随峰值载荷的增加而增加，表明有更多的材料参与了塑性流动。这一趋势在铸态样品中尤为明显，在300 mN时蠕变位移为158.75 nm。相比之下，LSP处理样品在同一载荷下的蠕变深度仅为55.95 nm，蠕变抑制率达到了64%。LSP处理在较低载荷（100, 200 mN）下提供的蠕变抗力更为显著，蠕变抑制率分别达到了79%（26.45 nm）和76%（33.72 nm）。尽管两种样品都对峰值载荷非常敏感，但在≤200 mN的较低载荷下，LSP处理样品表现出更优越的蠕变抗力。为了进一步研究变形特性，分析了蠕变应变率（图5）。纳米压痕理论将保持阶段的蠕变应变率定义为：图5. 蠕变应变率与保持时间的关系。应变率与时间（?t）曲线在初始蠕变阶段显示出较高的初始应变率，随后衰减并在一个狭窄范围内稳定。这一趋势与蠕变时间曲线中观察到的瞬态到稳态的转变一致。初始阶段的高dh/dt值导致急剧上升，而随后较慢的蠕变深度增长则与时间和深度呈负相关。在铸态样品中，增加载荷会在初始蠕变的各个时间点降低应变率，这与MG中STZ的激活机制密切相关。然而，LSP-300 mN样品偏离了这一趋势，因为穿透强化层破坏了应力场的均匀性。因此，在相同载荷下，其初始应变率显著高于铸态样品。在纳米压痕蠕变测试中，使用蠕变应力指数（m）来表征材料蠕变率对施加应力的敏感性。它是根据压痕应力与蠕变阶段应变率的双对数曲线的斜率确定的，本研究中的所有蠕变应力指数（m）计算仅使用了图6中黄色框内的初始稳态蠕变阶段数据，如下方程所示[33]：图6. 蠕变应变率与应力的双对数曲线。通过结合方程（1）、（2）、（3）并对两边取对数，我们得到：图6显示了ln 与lnσ之间的关系。对于铸态样品，m遵循幂律蠕变关系（∝ σm），并且在所有测试载荷下都接近1。这表明蠕变机制是一致且稳定的，主要由应力主导的自由体积扩散控制，变形相对均匀，类似于粘性流动。相比之下，LSP处理样品在100 mN和200 mN时的m值要高得多，明显超过1。这样高的m值表明变形主要由金属玻璃中STZ的激活所主导。LSP引入的高自由体积密度为STZ提供了丰富的成核位点。在施加应力下，新STZ的连续激活使蠕变率对应力非常敏感，从而增加了m值。当载荷达到300 mN时，LSP处理样品的m值从1.45降至0.65，这与300 mN时的硬度下降相关。这两种效应都归因于穿透强化层。即使在这样的条件下，LSP处理样品的m值仍然高于铸态样品，表明覆盖的LSP诱导的强化层及其残余应力场继续限制了塑性流动。3.2. 蠕变抗力机制Johnson-Samwer协同剪切模型（CSM）为量化金属玻璃中的STZ体积提供了理论基础[34]。Pan等人[35]在此模型的基础上提出了一种使用纳米压痕在不同加载速率下确定STZ体积的方法。该模型的核心本构方程将非弹性应变率（）与STZ激活能垒（W*）相关联：图5. 蠕变应变率与保持时间的关系。应变率与时间（?t）曲线在初始蠕变阶段显示出较高的初始应变率，随后衰减并在一个狭窄范围内稳定。这一趋势与蠕变时间曲线中观察到的瞬态到稳态的转变一致。初始阶段的高dh/dt值导致急剧上升，而随后较慢的蠕变深度增长则与时间和深度呈负相关。在铸态样品中，增加载荷会在初始蠕变的各个时间点降低应变率，这与MG中STZ的激活机制密切相关。然而，LSP-300 mN样品偏离了这一趋势，因为穿透强化层破坏了应力场的均匀性。因此，在相同载荷下，其初始应变率显著高于铸态样品。在纳米压痕蠕变测试中，使用蠕变应力指数（m）来表征材料蠕变率对施加应力的敏感性。它是根据蠕变阶段压痕应力与应变率的双对数曲线的斜率确定的，本研究中的所有蠕变应力指数（m）计算仅使用了图6中黄色框内的初始稳态蠕变阶段数据，如下方程所示[33]：图6. 蠕变应变率与应力的双对数曲线。通过结合方程（1）、（2）、（3）并对两边取对数，我们得到：图6显示了ln 与lnσ之间的关系。对于铸态样品，m遵循幂律蠕变关系（∝ σm），并且在所有测试载荷下都接近1。这表明蠕变机制是一致且稳定的，主要由应力主导的自由体积扩散控制，变形相对均匀，类似于粘性流动。相比之下，LSP处理样品在100 mN和200 mN时的m值要高得多，显著超过1。这样高的m值表明变形主要由金属玻璃中STZ的激活所主导。LSP引入的高自由体积密度为STZ提供了丰富的成核位点。在施加应力下，新STZ的连续激活使蠕变率对应力非常敏感，从而增加了m值。当载荷达到300 mN时，LSP处理样品的m值从1.45降至0.65，这与300 mN时的硬度下降相关。这两种效应都归因于穿透强化层。3.3. 宏观弯曲行为图7(a)展示了不同样品的准静态四点弯曲应力-应变曲线。样品的机械参数在表2中给出。由于金属玻璃中没有明显的屈服点，屈服强度定义为0.2%残余塑性应变时的应力。在图7(b)中，铸态样品表现出典型的脆性断裂行为，在弹性阶段后不久就断裂，塑性变形可以忽略不计（塑性应变≈0.08%）。其抗弯强度达到2483.4 MPa。由于MG的长程无序结构中缺乏塑性变形机制（例如位错），断裂前的应力略有下降，导致裂纹在表面缺陷处形成并不稳定地扩展。这阻止了应力维持在峰值水平，并在断裂前导致了宏观应力下降。下载：下载高分辨率图像（549KB）下载：下载全尺寸图像图7。(a) 四点弯曲下的准静态应力-应变曲线。(b)、(c) 和 (d) 分别表示(a)中标记位置的样品的锯齿状流动特性。表2. 准静态四点弯曲载荷下的机械参数空白单元屈服强度（GPa）弹性应变（%）塑性应变（%）AS-CAST2.272.810.08LSP1J2.812.930.26LSP2J2.893.210.60在1 J和2 J的LSP处理下，样品在断裂前的塑性变形明显优于铸态样品，同时弯曲强度也显著提高，分别达到了2968.6 MPa和2982.7 MPa。它们的应力-应变曲线在弹性阶段后也显示出一个明显的平台期。2 J样品在弹性应变达到3.21%后，塑性应变仅为0.60%，而没有出现铸态样品中的应力下降，这证实了LSP增强了样品的韧性。尽管塑性显著提高，但LSP处理后的样品的弯曲强度几乎相同（差异< 0.5%），表明LSP提高了MG的塑性而不影响其强度。锯齿状流动是宏观机械响应中微观变形机制的直接体现。铸态样品（图7(b)）在断裂前经历了弱而稀疏的应力波动，表明变形高度局部化。少数大的STZ迅速聚集导致单个剪切带的不稳定传播，从而在塑性应变能够在多个剪切带之间重新分布之前就发生了断裂。相比之下，LSP处理后的样品（图7(c, d)）显示出更高的锯齿幅度（Δσ）和应变增量（Δε），以及更高的波动频率。每次应力下降对应于少量的塑性应变，这与表1中的纳米压痕结果一致，其中铸态STZ体积（Ω）范围为0.0584至0.0692 nm3。在100–200 mN的载荷下，LSP处理后的样品显示出更小的Ω，为0.0246–0.0284 nm3，减少了59–61%。平均Δε（表3）从0.17%增加到0.42%，同时平均Δσ也上升，表明每次剪切事件释放了更多的应力，即强度得到增强，并且同时容纳了更大的局部塑性应变，从而提高了整体塑性。这证明了材料在协调变形方面的能力得到了改善。表3. 不同预处理条件下断裂前的Δε和Δσ平均值空白单元AS-CASTLSP1JLSP2J断裂前Δε（%）0.170.360.42断裂前Δσ（MPa）1.143.755.08在微观层面上，LSP引入的压缩残余应力促进了近表面区域的自由体积湮灭，从而导致原子簇的密集化以及STZ大小的相应减小。为了适应宏观塑性变形，需要更多的局部剪切事件。在弯曲载荷下，变形不再由单一主导剪切带控制，而是多个剪切带同时被激活并相互竞争。这在宏观上表现为弯曲过程中的频繁应力波动，即快速的下降和随后的恢复，每次锯齿对应于多个STZ的协同激活和剪切带的分支。随着塑性应变的积累，剪切带开始相互交叉和聚合，逐渐增加了单个剪切事件的规模（Δε）和应力释放的幅度（Δσ）。1 J和2 J处理的样品的平均Δσ值分别比铸态样品高229%和346%。这种明显的正相关关系证实了更高的冲击能量进一步细化了STZ的大小，并促进了多个剪切带的竞争性演变。我们的结果显著延长了从均匀变形到局部断裂的转变过程（特别是从Δε和Δσ的最大值来看，这些值直接反映了最大的宏观塑性）。图8(a)显示了以67°角度断裂的铸态样品，这个角度几乎垂直于最大正应力，表明了脆性断裂的特征。未经处理的样品的断裂表面表现出典型的脆性形态特征，证实了脆性破坏的主导地位。然而，经过LSP处理后，1 J和2 J样品的断裂角度分别降至54°和39°，2 J样品的断裂面还显示出弯曲变形。断裂表面显示出更明显的剪切特征，如阶梯状或锯齿状形态，这表明向剪切主导的断裂转变以及断裂过程中局部塑性变形的增加。下载：下载高分辨率图像（1003KB）下载：下载全尺寸图像图8. 准静态载荷下MGs侧视图断裂表面的扫描电子显微镜（SEM）显微照片。图像显示了铸态样品（a）、1 J LSP处理样品（c）和2 J LSP处理样品（e），(b)、(d)和(f)分别是(a)、(c)和(e)中框选区域的放大视图。LSP在表面层引入的梯度压缩残余应力抑制了裂纹的扩展。当裂纹从表面开始并向内扩展时，它们遇到了逐渐增加的闭合应力，导致裂纹偏转和较小的断裂角度。减少的STZ体积也激活了更多的次级剪切带，如图7(d)中锯齿密度的增加所证明的那样，这分散了变形能量并抑制了主裂纹的不稳定扩展。多个剪切带在断裂表面附近形成了网络，导致断裂路径更加倾斜。铸态样品的裂纹起始区（图8(b)）显示出一条垂直于表面的直线传播路径，没有可见的剪切带，与脆性断裂一致。经过1 J能量处理的样品（图8(d)）后，断裂形态发生了显著变化。主剪切带分支成多个相距约5–10 μm的次级剪切带，形成了一个初始网络，这在宏观上对应于裂纹的偏转。2 J处理的样品（图8(f)）显示出更明显的韧性增强。观察到许多剪切带分支，分支密度更高，多方向剪切带交织形成了复杂的网络。图9显示了不同处理条件下样品的断裂表面。铸态样品的形态均匀，整体上具有脆性断裂特征，裂纹仅沿一条直线扩展，没有明显的塑性变形。局部区域有许多不规则的台阶状特征和由于快速裂纹扩展过程中的轻微不稳定性和偏转引起的轻微起伏，表明能量损失很小。经过LSP处理的样品在断裂表面有三个明显区分的区域。区域I（处于拉伸应力下）呈现一个平滑、无特征的区域，在铸态样品中则由台阶状结构包围。这种形态表明在高密度剪切带网络中发生了断裂 nucleation。区域II从拉伸应力转变为压缩应力，出现了类似脉纹的图案，对于更高的激光冲击能量来说，这些图案更大且更密集。这种形态的演变同样反映了裂纹运动过程中能量释放方式的改变，从慢速变为快速。对于区域III（压缩应力），有许多撕裂皱纹和变形带，显示出样品的最终快速撕裂。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像图9. 不同处理条件下正面断裂表面的SEM显微照片。面板(a)、(c)和(e)分别显示了铸态、1 J LSP处理和2 J LSP处理的样品。面板(b)、(d)和(f)分别是(a)、(c)和(e)中框选区域的放大视图。这三个不同区域直接体现了LSP改善MG机械性能的机制。LSP为样品提供了能量，带来了自由体积和压缩残余应力。断裂可以被视为一种能量耗散机制。除了主裂纹生长所消耗的能量外，生长中的单个剪切带的 nucleation和生长也吸收了一部分积累的变形能量。这种能量耗散机制的变化改变了断裂模式并提高了弯曲塑性。比较LSP-1 J和LSP-2 J样品的断裂表面面积，发现后者样品（图9(e)的区域I面积比例更大，区域II的面积比例更小，区域III的面积比例更大。然而，这种分布是由于LSP提供的更高冲击能量，它提供了更多的自由体积和压缩残余应力，并提高了断裂的能量障碍。在LSP-2 J样品中，主导裂纹的扩展激活了更多的分散剪切带（图8(f)），消耗了更多的能量。更高的LSP能量输入增加了样品内的能量密度，导致大量变形能量的积累。压缩残余应力场限制了裂纹尖端的扩展，并提高了裂纹起始的阈值，这在断裂表面表现为扩展的平滑无特征区域（区域I）。此外，LSP-2 J样品中区域II的面积比例较小，区域III的面积比例增加，表明裂纹扩展方式发生了变化，同时总能量耗散也增加了。在区域I中积累的能量迅速释放，形成了区域II中看到的波动形态。2 J样品中较大的区域I反映了更多的储存能量，一旦超过临界阈值，这些能量就被迅速释放。高水平的储存能量导致了高释放率，而强烈的裂纹驱动力加上由密集剪切带网络引起的快速微观损伤连接，共同抑制了稳定的缓慢裂纹生长，减少了区域II的大小，并使样品提前进入区域III的扩展阶段。图9(b, d, f)展示了不同样品中区域II的代表性断裂形态，直接说明了激光冲击能量对裂纹扩展稳定性和能量释放模式的影响。铸态样品的中心有一个平滑的镜面区域，周围环绕着大约5–10 μm大小的放射状脉纹图案，形状不规则，边界模糊。这些径向图案显示出松散的分支和某些区域的不连续分布，表明在扩展过程中抵抗能力较低，塑性变形程度有限。在1 J LSP处理的样品（图9(d)中，放射状图案的大小增长到10–20 μm，中心平滑区域变小。脉纹图案的分布密度更高，但延长的脉纹在分支形态上显示出更明确的方向性。一些区域形成了几乎对称的径向结构，边界清晰。当激光冲击能量增加到2 J（图9(f)时，放射状图案扩展到20–50 μm，中心平滑区域进一步减小或几乎消失。脉纹图案排列规则，分支间距均匀，边界清晰，形成了复杂的星状或树枝状网络。次级分支在一些主分支的末端可见，这共同反映了在高能量LSP下的不稳定扩展和强烈的能量释放。此外，2 J样品的断裂表面包含散落的熔融滴。Lewandowski等人[36]表明，金属玻璃的断裂过程释放了大量能量，导致局部温度升高，可能达到数千开尔文。这种极端温度可以在剪切带内熔化材料，形成熔融层和断裂表面的熔融滴，这支持了我们实验中2 J样品区域II观察到的强烈能量释放。图10中2 J LSP样品的断裂表面有两个区域具有更高的塑性。拉伸断裂区域（图10(b)主要由典型的河流状图案组成，由密集的平行或径向条纹组成，间距从亚微米到几微米不等。表面覆盖着直径为0.5–2 μm的散落熔融滴，直接表明了金属玻璃中的绝热剪切变形。当剪切带中的应变率超过阈值时，温度的瞬时增加超过了其玻璃转变温度（Tg），导致局部熔化和随后的飞溅固化。图10(c)中的压缩断裂区域显示了密集排列的血管，这些血管具有高度规则的平行通道、均匀的间距以及较小的空间，相邻通道之间几乎没有空隙，形成了一个连续的网络。血管表面光滑，局部可见少量的反向分支血管。与拉伸区域相比，压缩区域几乎没有任何熔融液滴。下载：下载高分辨率图像（570KB）下载：下载全尺寸图像图10. LSP-2J样品断裂表面的扫描电子显微镜（SEM）图像。综合上述讨论，可以从能量角度解释样品中出现锯齿状流动的原因：当应力进一步增加时，应变能以热的形式释放出来。这种温度升高降低了局部粘度，导致细小熔融液滴的形成，并产生了许多剪切带，这些剪切带传播开来，形成了锯齿状的应力下降。随后，局部温度迅速恢复到初始值，阻止了剪切带的进一步传播。如果温度恢复延迟，应力下降幅度会更大，剪切带的传播速度也会更快。

3.4. 蠕变流动与宏观弯曲塑性之间的相关性
纳米压痕实验揭示的微观流动特性为理解LSP处理如何提高MG的宏观弯曲塑性提供了依据。较浅的压痕深度、更强的硬度以及显著抑制的蠕变位移表明，LSP在近表面区域形成了一个更强的、具有更大流动阻力的层。这一层的一个关键微观结构特征是STZ体积和激活体积（ΔV*）的改善，如表1所讨论的，这意味着需要更多的能量来启动原子重排（即更大的流动阻力）。微观流动阻力的增强推动了宏观弯曲测试中观察到的流动锯齿现象和塑性流动的发展（图11(a)）。图11(b)显示，铸态样品中较大的STZ体积促进了少量剪切带的聚集，这些剪切带迅速形成了一个主导的剪切带，导致宏观层面的脆性断裂。相比之下，经过LSP处理后，精细化的STZ在弯曲载荷下难以聚集成大规模的剪切带。这迫使材料通过激活更多的小尺度STZ来适应塑性变形。这种映射关系表现为：
(1) 应力-应变曲线上的锯齿频率和幅度的增加：每次应力下降都对应于多个微小STZ和剪切带的集体激活。LSP处理后STZ尺寸的减小增加了剪切事件的频率，每次剪切事件由于流动阻力的增加而释放出更多的局部累积应力，从而导致更大的应力下降。
(2) LSP诱导的流动阻力层的形成：LSP产生的压缩残余应力造成了较高的微观流动阻力，限制了原子运动。这提高了弯曲变形过程中单个剪切带传播所需的能量。然而，这一层包含了许多更易于激活的小尺度STZ，这些STZ优先被触发以产生有限的局部流动，从而适应施加的应变。这阻碍了主导剪切带的形成。这种机制促进了多个剪切带的启动和相互作用，从而使塑性变形分布在更大的体积上。最终，通过广泛的剪切带网络持续耗散能量，抑制了局部变形，从而提高了宏观塑性应变能力。
(3) 裂纹路径曲折度的增加：一旦裂纹开始形成，裂纹尖端的STZ在载荷作用下会依次被激活。当激活的STZ数量达到临界值时，裂纹尖端会沿着最大应力方向发生剪切。这导致裂纹传播路径偏离I型（张开）方向，如图11(c)中的蓝色箭头所示。然而，与局部流动相关的应力下降逐渐将裂纹尖端的应力降低到MG的屈服强度以下，从而阻止了进一步的偏转，并使裂纹重新沿着拉伸应力方向或最大应力方向传播。

不同激光冲击能量的影响体现在强化层的深度和微观结构改性的程度上。在1 J的低能量下，表面区域的STZ得到了中等程度的细化，最初改善了塑性。相比之下，2 J的高LSP能量产生了更深的强化层和更显著的STZ细化，激活并维持了更多的剪切事件，显著提高了MG的宏观塑性。

4. 结论
本研究展示了LSP对Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5 MG的纳米压痕蠕变和宏观弯曲性能的影响。结果表明，LSP在近表面区域形成了具有压缩残余应力的流动阻力层，大大提高了MG的硬度和蠕变抗力。纳米压痕实验结果显示，LSP细化了MG的STZ体积和激活体积（ΔV*），同时增加了蠕变应力指数，表明蠕变机制从以粘度为主导的流动转变为由STZ激活控制的变形。在宏观力学性能上，LSP显著提高了弯曲塑性变形能力，同时保持了高强度。断口观察显示，LSP还诱导了失效模式的转变，从类似脆性的断裂转变为以剪切为主的韧性断裂。总体而言，LSP调节了MG的微观流动，并在其表面形成了一个流动阻力层，细化了STZ并阻碍了它们的协同聚集。这使得变形机制从高度局部化转变为更加均匀和扩散的流动模式，最终提高了宏观塑性。

未引用的参考文献[25]。

CRediT作者贡献声明
李彦森：撰写——原始草稿、审阅与编辑、可视化、研究、形式分析、资金获取。
赵胜奇：撰写——原始草稿、验证、数据管理、研究、形式分析。
袁浩阳：研究、验证、形式分析。
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