具有體心立方(BCC)結(jié)構(gòu)的高熵合金(RHEAs)具有優(yōu)異的抗軟化性能，是一種很有前途的高溫材料。然而，大多數(shù)能夠承受1400℃軟化的RHEAs在室溫下通常會(huì)出現(xiàn)脆性，這導(dǎo)致其可加工性較差，限制了其作為高溫結(jié)構(gòu)材料的應(yīng)用。例如，雖然MoNbTaW RHEA在1400℃時(shí)具有421 MPa的高強(qiáng)度，但在室溫下表現(xiàn)為脆性斷裂。HfNbTaTiZr密度低，在室溫下表現(xiàn)出良好的延展性，使其成為一種具有競(jìng)爭(zhēng)力的高溫材料。然而，HfNbTaTiZr RHEA室溫和高溫強(qiáng)度相對(duì)較低，限制了其應(yīng)用。為了克服這種HEA系統(tǒng)的缺點(diǎn)，人們進(jìn)行了一些研究。在合金基體中引入有序氧配合物后，TiZrHfNb HEA的室溫抗拉強(qiáng)度從776 MPa提高到1110 MPa。我們之前的工作表明，Al₂O₃顆粒的加入顯著提高了HfNbTaTiZrV的強(qiáng)度，在室溫下達(dá)到2700 MPa，在1000℃下達(dá)到693 MPa。然而，這種Al₂O₃增強(qiáng)的HfNbTaTiZrV在室溫下的塑性應(yīng)變僅為6%。氧化物與基體之間的非相干界面不僅降低了基體的延展性，而且限制了Al₂O₃顆粒的摻雜量。因此，需要開(kāi)發(fā)一種新的策略來(lái)設(shè)計(jì)低密度的RHEA，以在室溫和高溫下實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度和延展性的平衡。

近年來(lái)的研究表明，雙相材料比單相材料在克服強(qiáng)度-延性權(quán)衡方面更有優(yōu)勢(shì)。層狀共晶合金AlCoCrFeNi_2.1由軟面心立方相(FCC)和硬B₂相交替組成，表現(xiàn)出顯著的強(qiáng)度-延性組合，其極限抗拉強(qiáng)度為1.2 GPa，延伸率為12%。通過(guò)變形熱處理，在CoNiV中熵合金中沿變形剪切帶形成了與BCC基體具有相干界面的L2₁相，使合金具有超強(qiáng)韌性。然而，由于層錯(cuò)能高和固有的脆性，上述提高FCC HEAs力學(xué)性能的方法不適用于BCC RHEAs。一些研究已經(jīng)注意到在RHEAs中添加陶瓷相。碳化物和氮化物等陶瓷顆粒具有高熔點(diǎn)和強(qiáng)度的內(nèi)在特征，適合超高溫應(yīng)用。可作為候選材料引入RHEAs中，提高極端條件下的高溫軟化性能。然而，陶瓷顆粒與基體界面的不協(xié)調(diào)可能是裂紋萌生的原因。

進(jìn)一步提高強(qiáng)度和克服嚴(yán)重脆性的關(guān)鍵是陶瓷相的含量和摻雜方法。一種可行的方法是促進(jìn)與基體具有相干或半相干取向關(guān)系的二次相的原位析出，這可以有效降低析出相與基體之間的彈性失配能，從而由于低界面能而增加位錯(cuò)相互作用。例如，在NbMoTaW RHEA中引入大量C元素，原位制備了具有層狀結(jié)構(gòu)的雙相Re_0.5MoNbW(TaC)_0.5高熵復(fù)合材料，碳化物與基體[15]具有半相干界面。結(jié)合HEAs和碳化物的優(yōu)點(diǎn)，Re_0.5MoNbW(TaC)_0.5在室溫下具有1340 MPa的屈服強(qiáng)度和2347 MPa的極限抗壓強(qiáng)度，塑性為8.90%。在Cx(NbMoTaW) _100-x合金中進(jìn)行了類似的研究，NbMoTaW合金的強(qiáng)度和延展性由于碳化物相的析出而得到了顯著的提高。氮化物的熔點(diǎn)與碳化物的熔點(diǎn)相似。目前對(duì)氮化物增強(qiáng)HEAs的研究主要是微量添加帶來(lái)的間隙強(qiáng)化，其效果與C元素相同。然而，高氮化相含量對(duì)電弧熔煉法制備RHEAs的影響尚未見(jiàn)報(bào)道。設(shè)計(jì)具有相干氮化物相的雙相RHEA是開(kāi)發(fā)具有優(yōu)異高溫軟化性能、室溫強(qiáng)度和延展性的材料的一種有前途的方法。

在此，東南大學(xué)的沈?qū)汖埥淌趫F(tuán)隊(duì)設(shè)計(jì)了一種氮化增強(qiáng)HfNbTaTiV合金，該合金可以通過(guò)在氮化相與基體之間形成半相干界面進(jìn)行強(qiáng)化。該合金在室溫下表現(xiàn)出高強(qiáng)度和大延展性，以及優(yōu)異的高溫強(qiáng)度。本文對(duì)此進(jìn)行了詳細(xì)的微觀結(jié)構(gòu)研究，以揭示力學(xué)行為的起源。FCC氮化相與BCC相的相干界面關(guān)系為設(shè)計(jì)高強(qiáng)度延性HEAs提供了依據(jù)。相關(guān)研究成果以題“Nitride-reinforced HfNbTaTiV high-entropy alloy with excellent room and elevated-temperature mechanical properties”發(fā)表在Journal of Materials Science & Technology上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1005030223000555

圖1 相和微觀結(jié)構(gòu)表征。

(a) (HfNbTaTiV)₉₀N₁₀合金的XRD圖譜，(b)計(jì)算得到的平衡相圖，(c, d)鑄態(tài)HfNbTaTiV和(HfNbTaTiV)₉₀N₁₀合金的SEM-BSE圖像。

圖2 鑄態(tài)HfNbTaTiV和(HfNbTaTiV)₉₀N₁₀合金的EBSD圖像。

(a, b)相位圖，(c, d)核平均方向誤差(KAM)圖。

 圖3 鑄態(tài)(HfNbTaTiV)₉₀N₁₀合金組織。

(a)亮場(chǎng)TEM圖像，(b)對(duì)應(yīng)的(a) EDX圖，(c) HRTEM圖像和(d) BCC和FCC1相的SAED圖，(e) (c)白方的IFFT圖像顯示了BCC和FCC1相之間的界面。

圖4 鑄態(tài)(HfNbTaTiV)₉₀N₁₀合金的STEM圖像。

(a) HAADF-STEM， (b) (a)紅色矩形的HRTEM圖像為BCC和FCC2相的界面，(c) (b)的FFT圖，(d)水平法向應(yīng)變的原子應(yīng)變分布圖。

 圖5 機(jī)械性能。

(a)室溫下HfNbTaTiV和(HfNbTaTiV)₉₀N₁₀在不同溫度下的壓縮工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，(b)室溫下單相或雙相RHEAs的壓縮特性概述，(c)室溫下(HfNbTaTiV)₉₀N₁₀合金的典型載荷-位移曲線顯示彈入事件，(d)納米壓痕試驗(yàn)獲得的硬度和彈性模量。

圖6 (HfNbTaTiV)₉₀N₁₀合金在屈服應(yīng)變條件下1400℃壓縮后的顯微組織。

(a) XRD圖譜，(b) SEM圖像，(c)晶粒取向差分布直方圖，(d) KAM圖。

 圖7 (HfNbTaTiV)₉₀N₁₀合金室溫變形過(guò)程中位錯(cuò)的STEM觀察

(a) 2%應(yīng)變，(b) 6%應(yīng)變，(c) 10%應(yīng)變，(d) (c)中黃色矩形的放大HAADF-STEM。

圖8 (HfNbTaTiV)₉₀N₁₀合金裂紋的典型掃描電鏡圖像。

(a)室溫壓縮，斷裂應(yīng)變;(b) 1400℃壓縮，30%應(yīng)變，黃色箭頭和藍(lán)色箭頭分別突出顯示多條微裂紋，主要包括環(huán)形和彎曲的微裂紋。(C) (HfNbTaTiV)₉₀N₁₀中位錯(cuò)和微裂紋起裂行為的簡(jiǎn)圖。

綜上所述，本文采用電弧熔融法，制備了在室溫和高溫下具有超高強(qiáng)度和延展性的氮化增強(qiáng)HfNbTaTiV RHEA。(HfNbTaTiV)₉₀N₁₀由BCC基體和FCC氮化物相組成。BCC相和FCC相之間的半相干界面促進(jìn)了位錯(cuò)的增殖和螺桿位錯(cuò)的交叉滑移，從而降低了應(yīng)力集中，提供了強(qiáng)應(yīng)變硬化。氮化相顯著提高了耐高溫軟化性能。因此，(HfNbTaTiV)₉₀N₁₀在室溫下克服了強(qiáng)度-塑性的權(quán)衡，表現(xiàn)出2716 MPa的超高屈服強(qiáng)度和10%的大塑性。合金在1200℃時(shí)的屈服強(qiáng)度為639 MPa，在1400℃時(shí)的屈服強(qiáng)度為279 MPa。高溫壓縮后無(wú)相變，表明其具有良好的高溫穩(wěn)定性。(HfNbTaTiV)₉₀N₁₀采用多相非均相結(jié)構(gòu)，實(shí)現(xiàn)了高熔點(diǎn)硬氮化物相與高熵金屬相的協(xié)調(diào)變形。低密度合金在室溫下表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度和較大的延展性，為解決室溫下的脆性提供了一種新的策略。