導讀：本文研究了bcc高熵合金（HEAs）激波前沿后的位錯結構。與bcc元素金屬相比，在沖擊壓縮TiZrNb和NiCoFeTi HEAs中發現了具有高穩定性的異常“擴展”刃位錯結構（6~8伯氏矢量）。獨特的位錯結構使位錯運動加快，從而抑制了變形孿晶的早期成核。結合連續彈性理論，表明“擴展”位錯結構可以歸因于存在的低彈性穩定性的局部結構，這是由納米尺度的化學非均勻性所賦予的。

位錯對于理解材料的機械性能至關重要，因為它們直接影響強度和塑性變形。連續彈性理論很好地描述了長度尺度超過幾個晶格間距的位錯的長程彈性應變，但它在位錯中心周圍的區域（稱為位錯核心）中發生了分解，在該區域應變場中出現奇異點。在這個核心區域中，位錯在滑移平面上產生了原子位移的異質分布。由于位錯在許多與晶體塑性有關的現象中起著重要的作用，人們低在原子尺度上準確描述位錯核結構很感興趣。位錯的成核和運動通常需要在擴展的位錯核心中的空間的擴展區域上重新配置原子間鍵。這些擴散核限制了位錯的形核和遷移率，并確定了固體的固有延展性或脆性。此外，位錯核心的范圍，無論寬還是窄，對于控制位錯過程（即，交叉滑移或爬升）和塑性變形機制（波狀滑移，變形孿生）都是至關重要的。

過去，在準靜態或低應變率加載條件下，已經投入了相當大的努力來揭示位錯核心結構。在極端動態壓縮下，位錯活動仍然很重要。然而，我們對核心結構的理解還很不完整。高剪切應變率或應力是影響核心結構的一個突出因素。鐵中的螺位錯核心受到高應力時會出現不穩定性，例如，隨著應力水平的增加，它們經歷從平滑運動到粗糙運動到孿晶成核的動態轉變。相關研究還表明，如果位錯以高速度產生并受到高剪切應力，鎢中的刃位錯芯可以在跨音速和超音速區域穩定移動。隨后的原子模擬表明，在高應力下，刃位錯可以通過解離成部分位錯而直接從穩定構型加速到超音速遷移。實際上，在沖擊壓縮硅的分子動力學模擬中可以直接觀察到超音速部分位錯，但是在高速下部分位錯是高度瞬態的，因為剪切應力很快被釋放。

動態壓縮下的壓力也會對位錯核心產生直接影響。首先，位錯核心的穩定性會隨著從一個階段到另一個階段的轉變而改變。其次，取決于壓力，可以促進位錯位移（例如，通過降低Peierls應力）或阻止位錯位移。另外，施加的壓力將改變材料的彈性，即彈性常數。在大多數情況下，壓力趨于使材料變硬，并且與位錯相關的應變場將與零壓力情況不同。綜合考慮，這些因素會影響位錯核心，從而影響材料在沖擊壓縮下的可塑性。

最近，高熵合金（HEA）或復雜的濃縮合金已成為一種相對較新的材料類別，由于其獨特的成分，結構和機械性能已吸引了廣泛的關注。等原子比或接近等原子比的多個主要元素使HEAs形成具有高濃度組成元素的簡單單相結構，而傳統的固溶強化稀合金中不存在溶質原子，高濃度的組成元素是不存在的。這種集中的濃度/結構的不均勻性導致了位錯線的波動和位錯核心結構的變化，從而增加了控制位錯運動所需應力的能壘。在bcc HEAs中，螺位錯的遷移率異常接近刃位錯，因為刃位錯運動在局部成分波動晶格中是速率控制的。但是，這種理解取決于環境壓力下的準靜態載荷情況。在存在大的峰值應力，高應變率和由于沖擊而產生的顯著的非彈性應變的情況下，位錯動力學可能不同于在更長的時間尺度或更準靜態條件下觀察到的位錯動力學。

在這項工作中，西安交通大學丁向東教授課題組使用分子動力學（MD）模擬來研究bcc HEAs的沖擊響應，發現位錯結構以高遷移率提高了位錯的穩定性，從而提高了高應變速率下的可塑性。作者發現異常位錯行為可以歸因于HEAs中納米級化學異質性引起的具有低彈性穩定性的局部結構的存在。它為我們提供了新的方向，以了解多成分固溶對極端動態壓縮下塑性變形機制的影響。以使我們能夠比較位錯結構和位錯運動。我們的模擬結果表明，納米級化學異質性可以使bcc HEAs具有異常擴展的位錯結構和在沖擊壓縮下的獨特塑性變形行為。位錯結構以高遷移率提高了位錯的穩定性，從而提高了高應變速率下的可塑性。特別是，我們發現異常位錯行為可以歸因于HEAs中納米級化學異質性引起的具有低彈性穩定性的局部結構的存在。它為我們提供了新的方向，以了解濃縮固溶對極端動態壓縮下塑性變形機制的影響。另外，作者還討論了原子間勢對沖擊壓縮bcc HEAs中位錯結構的影響。特別是，我們展示了如何使用機器學習原子間勢（MLIP）計算的狀態方程（例如TiZrNb），并與EAM勢進行比較。

相關研究成果以“Anomalous dislocation corestructure in shock compressed bcc

high-entropy alloys”發表在期刊“Acta Materialia”

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https：//doi.org/10.1016/j.actamat.2021.116801                 

圖1 壓力與體積的狀態方程（EOS）曲線。Nb和Mo的實驗觀察來自DAC實驗。EAM電位數據與60GPa以下的元素金屬（Mo，Nb）的實驗測量和DFT計算非常吻合。對于bcc TiZrNb HEA，EAM數據（紫色圓圈）與我們對機器學習的原子間勢模型（紫色虛線）的預測一致。

圖2 速度為450 m/s的沖擊壓縮下TiZrNb HEAs的非平衡MD模擬（a）通過中心對稱參數提取的位錯結構的演變。（b）沿樣品深度在8、12和16 ps時的縱向和切應力曲線。穩定的壓力-位置或應力-位置分布顯示出雙波結構的特征。

圖3 bcc NiCoFeTi和TiZrNb HEAs波前的典型位錯結構。原子結構由公共近鄰分析（CNA）識別，藍色：bcc，白色：缺陷。紅線表示移動位錯的輪廓。插圖顯示了相應的納米孿晶核在最高沖擊速度下的放大。

圖4 具有前位錯環的TiZrNb樣品在沖擊波前沿的位錯核心結構。活塞速度為350 m/s，（a）和（b）分別為激波前緣掃掠前后位錯分析（DXA）特征的位錯剖面。（c）位錯線在（b）中橙色方框中的原子結構。原子用公共近鄰分析（CNA）著色，藍色為bcc，白色為缺陷。

圖5 在元素金屬（Nb：紅色圈，Mo：橙色圈）和bcc HEAs （NiCoFeTi：藍色圈，TiZrNb：綠色圈，TiZrNb時效：黃色圈）中位錯核寬度隨沖擊速度的變化。采用隨機固溶法制備NiCoFeTi和TiZrNb樣品，而TiZrNb時效則顯示TiZrNb樣品具有局部化學短程有序性。不確定度顯示為誤差棒。

圖6 bcc TiZrNb HEA中塑性波前的位錯運動機制。虛線表示滑移前的彎曲位錯，而紅色實線表示滑移后位錯線的狀態。這表明在TiZrNb HEA中的位錯滑移是通過位錯片段的捕獲-脫附實現的。紅色箭頭指出局部脫附。

圖7 θ<l，b>的概率分布是激波速度的函數，其中θ<l，b是局部位錯線與伯氏矢量之間的夾角。（a）比較不同沖擊強度下Nb和TiZrNb的位錯形貌，其分布不同：Nb：藍色陰影區，TiZrNb：紅色陰影區。黑色曲線為Nb和TiZrNb的初始位錯形態。（b）在650 m/s沖擊速度下，隨機固溶和局部化學短程有序（SRO）處理時，TiZrNb HEAs的位錯形態。

圖8機器學習原子間勢（MLIP）的性能。通過DFT和MLIP計算得到彈性常數（a）和層錯能（b）。（c） MLIP-MD模擬450m /s沖擊波加載的位錯核心結構。原子被公共近鄰分析（CNA）著色，藍色：bcc，白色：缺陷。紅線表示運動位錯的輪廓。

圖9 bcc單晶中刃位錯結構與位錯移動的關系。（a） X、Y、Z分別對應[1 1 1]、[`1 1 0]和[1 1`2]方向的仿真模型示意圖。（b） Nb和TiZrNb的位錯速度隨剪切應力的變化。（c）和（d）表示移動位錯的相應結構。原子通過公共近鄰分析（CNA）著色，綠色表示fcc，橙色表示hcp，藍色表示bcc，其他表示缺陷結構。紅線表示位錯的位置和輪廓。

 圖10 bcc單質金屬（Nb）和HEA （TiZrNb）中運動位錯的原子結構。（a）移動刃位錯在不同剪應力下的穩定性。插圖顯示了微孿晶形核的結晶學特征。原子是根據它們的勢能來著色的。（b） TiZrNb HEA中亞聲速位錯的結構演變。位錯分解成兩個部分[1 1 1]（孿晶部分）和（“無柄”部分）[1 1 1]。原子是由公共近鄰分析（CNA）著色的，綠色代表fcc，橙色代表hcp，藍色代表bcc，其他代表缺陷。

圖11 能量輻射對位錯移動的依賴性。當位錯移動速度接近禁帶速度時，Nb中的能量輻射率（GR）增大。在TiZrNb HEA中，整個亞聲速區域的能量輻射都很高。

圖12 （a）不同元素金屬（Mo、Nb）和HEAs （TiZrNb、NiCoFeTi）的層錯能熱圖。顏色條顯示了局部SFE的大小，單位為mJ/m2。（b）位錯核相圖及局部剪切模量（Gatom）空間分布。虛線將空間劃分為兩個區域：局部剪切模量小的擴展核心區域和剪切模量大的致密核心區域。顏色強度代表局部剪切模量的統計分布。

綜上所述，我們通過大規模分子動力學模擬研究了沖擊壓縮條件下bcc HEAs中的位錯行為。結果表明：

（1）bcc TiZrNb和NiCoFeTi HEAs均表現出擴展的刃位錯核心結構，這些結構主導了激波前沿的塑性變形。在原子水平上，位錯以一種緩慢的方式滑移，這是位錯小段的捕獲-脫附的結果；

（2）在高應變速率下，擴展型位錯結構相當穩定，在跨聲速區域內位錯運動較快，而傳統觀點認為高強沖擊壓縮有利于孿晶早期形核；

（3）將激波壓縮下的異常位錯結構歸因于HEAs中納米級化學非均勻性所造成的局部結構的低彈性穩定性。由于納米尺度的化學非均質性在不同的固溶濃縮合金中廣泛存在，我們的研究結果有望應用于一般的bcc HEAs。