在工程應用、節能減排和科學研究中，對高強度、大延展性、低密度材料的需求和追求從未消退。近年來，為了在看似無限的合金成分空間中追求最佳力學性能，一種快速出現的范式，即所謂的高熵合金(HEA)或復質濃縮合金(CCA)，與稀釋的同類相比，表現出明顯的優勢。迄今為止，主要致力于克服強度-塑性的平衡困境，推出了許多新的CCA，如亞穩態工程CCAs，相干納米顆粒強化CCAs，背應力硬化CCAs，有序氧配合物強化CCA等。在這些CCA中實現了高強度和大延展性，然而，具有相對較高的密度，通常在7至20 g cm^-3之間。因此，研究輕量級CCAs是迫切而必要的。

在過去十年中，開發了幾種密度在1.5 ~ 6.5 g cm^-3的輕質CCA，如Al₂₀Li₂₀Mg₁₀Sc₂₀Ti₃₀ (at.%)和Al₂₀Be₂₀Fe₁₀Si₁₅Ti₃₅。然而，大多數輕量級CCA本質上是脆弱的。近年來，輕質耐火CCAs (LRCCAs)是輕質CCAs的一個新發展分支，其密度為4-6.5 g cm^-3,如(Zr_0.5Ti_0.35Nb_0.15)₉₀Al₁₀,Al₂₅Nb₂₅Ti₂₅V₂₅， Zr_22.6V_15.1Nb_18.9Ti_37.7Al_5.7 ， Ti_42.55V_28.37Zr_14.19Nb_14.19Mo_0.7 (at.%)等，它們由輕質和耐火元素組成，在室溫下具有較高的強度和潛在的拉伸延展性。以及在600至800°C溫度下保持高強度的趨勢。由于熱力學中的主導熵貢獻，LRCCAs具有固有的高相穩定性和高強度。然而，LRCCAs幾乎完全是體心立方(BCC)結構，自然繼承了BCC HEAs/CCAs的缺陷，如應變硬化率低，阻礙了其在工程中的應用。

因此，為了提高LRCCAs的性能，研究了許多有效的加工硬化機制，如變形孿晶和相變機制，分別對應于孿晶誘導塑性(TWIP)和相變誘導塑性(TRIP)效應。然而，形變孿晶硬化和相變硬化只能發生在特定的合金體系中，且強烈依賴于堆積故障能(SFEs)。其他硬化機制，如調節位錯亞結構(如微帶、高密度位錯壁)，可在非TWIP和非TRIP合金中產生許多硬化效應，特別是在具有高SFEs的合金體系中。因此，在LRCCAs中引入位錯硬化機制，提高LRCCAs的應變硬化能力，從而保證低密度合金具有較高的屈服強度和足夠的拉伸延性具有重要意義。

在本研究中，我們報道了高強度延性LRCCA的多級應變硬化行為，即軋制和退火(Ti₄₄V₂₈Zr₁₄Nb₁₄)_98.5Mo_1.5合金(M1.5A-LRCCA)。此外，采用組織復雜的鑄態(Ti₄₄V₂₈Zr₁₄Nb₁₄)_98.5Mo_1.5合金(M1.5C-LRCCA)和組織均勻的軋態退火Ti₄₄V₂₈Zr₁₄Nb₁₄合金(M0-LRCCA)對比研究了組織對變形行為的影響。研究發現，M1.5A-LRCCA顯微組織均勻，亞微米析出物分布均勻，初始平均位錯密度適中，易形成包括滑移帶、泰勒晶格、微帶、致密位錯壁、剪切帶和變形孿晶等多種位錯亞結構。這些子結構在多級應變硬化行為中達到頂峰。多級應變硬化效應是M1.5A-LRCCA在保持足夠延性的同時具有高強度的原因。

上海大學王剛教授團隊對此進行了研究，相關研究成果以題為“Multistage strain-hardening behavior of ultrastrong and ductile lightweight refractory complex-concentrated alloys”發表在期刊Journal of Materials Science& Technology上。

鏈接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1005030223000543

圖1所示：M0-LRCCA、M1.5C-LRCCA和M1.5A-LRCCA的室溫拉伸性能。(a)真應力-應變曲線。(b)應變硬化率與真應變的函數關系。

圖2所示：三種樣品的原始微觀結構分析。(a) M0-LRCCA的BSE圖像顯示等軸晶粒。(b) M1.5C-LRCA的BSE圖像顯示樹突晶體。(c) M1.5A-LRCCA的BSE圖像顯示等軸晶粒。(d) XRD譜圖。

圖3所示：M1.5C-LRCCA的元素分布分析。(a)BSE圖像。(b-f) Ti, V, Zr, Nb, Mo的EPMA映射。(g, i)亮場(BF)和暗場(DF)圖像。(h) (g)沿zone =[001]和[310]方向的SAED模式。Ti、V、Zr、Nb、Mo為(g)對應的EDS映射圖像。

圖4所示：M0-LRCCA和M1.5A-LRCCA的透射電鏡組織。(a) M0-LRCCA單相的BF圖像。插入圖像顯示沿[001]區域的SAED模式。(b) TEM-BF圖像顯示M1.5A-LRCCA的雙相結構。插入顯示SAED模式的圖像。(c)顯示M1.5A-LRCCA中BCC基質和沉淀物的元素分布的STEM-EDS線剖面。(d)顯示沉淀物形態的STEM圖像。STEM-EDS圖譜顯示了Ti、V、Zr、Nb和Mo的相應元素分布，比例尺為200 nm。

圖5所示：基體和富鋯相的納米壓痕分析。(a)基體和富Zr相的載荷-深度曲線。(b)基體和富Zr相的硬度和模量。

圖6所示：三種試樣變形后的表面形貌。M0-LRCCA (a - c)。(d-f) M1.5C-LRCCA。(g-h) M1.5A-LRCCA。

圖7所示：三個樣品的斷口形貌。左柱展示了大規模的斷口形貌。右柱顯示小規模的斷口。(a, b) M0-LRCCA。(c, d) M1.5C-LRCCA。(e, f) M1.5A-LRCCA。

圖8所示：透射電鏡觀察M0-LRCCA變形組織。(a)應變為~ 3%(階段I)時變形誘導的位錯子結構。插入圖像顯示相應的SAED模式。(b)應變為~ 9%時的變形誘導位錯亞結構(階段II)。(c)應變為~ 15%時的變形誘導位錯亞結構(階段III)。插入圖像顯示相應的SAED模式。

圖9所示：透射電鏡觀察M1.5C-LRCCA變形組織。(a)應變為~ 3%時的變形誘導子結構(I階段)(b, c)應變為6%時的結構(II階段)(d, e)應變為~ 8%時的結構(III階段)。插入圖像顯示相應的SAED模式。(f)應變為~ 10%的結構(第四階段)。

圖10所示：M1.5A-LRCCA在Ⅰ階段應變為~ 3%時位錯構型的TEM圖像。(a)顯示滑移帶陣列的BF圖像。插入顯示SAED圖案的圖像。(b)與(a)對應的TEM-DF圖像。插入圖像為兩束暗場(DF)圖像，表示滑移帶中的位錯。(c, d)顯示位錯與富zr粒子相互作用的TEM BF和DF圖像。(e, f, g)不同位錯構型。

圖11所示：M1.5A-LRCCA在Ⅱ階段應變為~ 6%的變形誘發位錯的TEM圖像。(a)滑移帶由沿主滑移系統滑動并穿過整個晶粒的堆積位錯組成。插入圖像是對應的SAED圖案。(b, c) DF圖像顯示沿衍射矢量(g)[200]的復雜位錯結構。HDDA為高密度位錯區。LDDA代表高密度位錯區。

圖12所示：M1.5A-LRCCA在Ⅲ階段應變為~ 9%的變形誘導位錯亞結構的TEM圖像。(a)顯示泰勒格的BF圖像。插入圖像是對應的SAED圖案。(b, c)顯示高密度位錯亞結構的BF和DF圖像。域邊界指向泰勒晶格域邊界。“P”代表沉淀物。(d)顯示微波段的DF圖像。“GB”為晶界。

圖13所示：M1.5A-LRCCA在應變為~ 12%和~ 15%(Ⅳ和Ⅴ)階段的變形誘導位錯亞結構的TEM圖像。(a, b)Ⅳ階段的DDWs。(c, d)Ⅴ階段DDWs位錯子結構和剪切帶(SBs)。插入顯示相應SAED模式的圖像。

圖14所示：透射電鏡觀察M1.5A-LRCCA斷口附近的顯微組織。(a)顯示變形階數(DSs)和變形帶(DBs)的STEM圖像。(b, c)顯示形變孿生的BF和DF圖像。插入顯示相應SAED圖案的圖像。(d)顯示系統細節的STEM圖像。(e, f) DSs中的形變孿生。插入顯示相應SAED圖案的圖像。

圖15所示：M1.5A-LRCCA中富Zr相與位錯的相互作用。(a)富Zr相的隨機分布。(b)高密度位錯和富Zr相。(c-f)富Zr相與位錯的相互作用過程。(g)富鋯相的位錯。

圖16所示：三種樣品的初始位錯分布和平均位錯密度。左列顯示EBSD KAM地圖。右列顯示了相應的錯向角和計算的平均位錯密度。(a, b) M0-LRCCA。(c, d) M1.5C-LRCCA。(e, f) M1.5A-LRCCA。

圖17所示：多級應變硬化機理示意圖。“TLs”表示泰勒晶格。“MB”代表微帶。DDW代表密集的位錯壁。“SBs”表示剪切帶。“DTs”代表變形雙胞胎。

綜上所述，M1.5A-LRCCA具有較高強度和足夠延性的多級應變硬化行為。研究發現，在應變硬化的不同階段，包括位錯亞結構(滑移帶、泰勒晶格、微帶和ddw)、剪切帶和變形孿晶在內的多種變形亞結構發揮著不同的作用。泰勒晶格域和微帶因其高密度位錯邊界而對提高應變硬化率極為有效。這種多級應變硬化行為使合金具有高強度，同時仍然確保足夠的延展性，特別是在通常具有非常小的拉伸延展性的輕質HEAs或CCA中。這對于輕量化HEAs或CCAs在航空航天等領域的應用具有重要意義。