導讀：單相面心立方( FCC )中熵合金在工程工業中的應用往往受到強度不足的挑戰。本研究成功制備了一種新型非等原子比Ni40Co30Cr20Al5Ti5 MEA。通過精心設計的機械熱處理工藝，我們引入了由67.4 %的細晶和32.6 %的粗晶組成的異質晶粒結構。合金的超高強度主要歸因于非均勻形變誘導強化、晶界強化和沉淀強化。優異的延展性主要歸因于高密度的堆垛層錯和Lomer -科特雷爾鎖。本研究不僅有助于闡明雙異質結構合金的強化和變形機制，而且為開發具有高強度和高塑性的高性能合金提供了有效的策略。

近年來，為了滿足人們對先進結構材料日益增長的需求，開發高強度、高韌性金屬材料具有重要意義。在這些材料中，高/中熵合金( H / MEAs )由于其優異的綜合性能而備受關注。多組分H / MEAs不僅激發了科學前沿，而且在廣泛的組分空間中為微觀結構和力學性能的調整提供了巨大的潛力。迄今為止，具有面心立方( FCC )結構的單相Co Cr Ni MEAs由于具有良好的室溫延展性和強度而成為廣泛研究的焦點。遺憾的是，強度不足嚴重阻礙了其作為功能材料的潛在應用。因此，提高Co Cr Ni合金的強度成為近年來材料科學研究的一個突出領域。

近年來，異質結構( HGS )已成為研究的熱門話題，并被證明是一種有效的方法，可以在不顯著降低延展性的情況下提高強度。目前，多種HGS設計，包括梯度晶粒結構、異質層片結構、層板結構和諧波結構，已被用于增強各種合金性能。根據Hall - Petch關系，多尺寸的晶粒結構會引入局部多級強度。眾所周知，在變形過程中，軟區首先發生塑性變形，而硬區則保持彈性變形。為保證變形的連續性，在軟硬區域交界面附近產生幾何必需位錯( GNDs )。GNDs的累積會產生非均勻變形誘導( HDI )應力，導致背應力強化和塑性失穩的延遲。在各種HGS設計中，部分再結晶結構已被廣泛研究。通過機械熱處理加工，未再結晶區域保持材料強度，再結晶區域利于變形，從而實現強度和塑性的良好結合。然而，最近的研究表明，部分再結晶結構可能并不是設計HGS的理想選擇。這是因為它在未再結晶區域保留了高密度位錯，限制了位錯進一步傳播和存儲的能力，從而導致加工硬化能力的降低。相關研究員研究了部分再結晶HGS的變形機制，觀察到在塑性變形的初始階段，殘余變形晶粒( RDGs )中的GNDs密度顯著降低，導致RGDs的軟化效應。這些發現表明，開發具有完全再結晶的HGS是生產高強度MEAs的更有前途的設計策略。

沉淀強化被認為是提高材料強度最有效的策略之一。常見的析出相類型包括L12、B2和Laves相。其中，高度共格的有序L12相強化被普遍認為是提高FCC H / MEA強度的最有效強化相，且不會嚴重損害其塑性。通過添加微量的Al、Ti和Ta元素，可以在合金中引入有序的L12相，從而提高合金的性能。除了HGS的設計外，還可以在晶粒內部設計各種形狀和尺寸的析出物來制造HGS。這種方法可以誘導晶粒內部的不均勻變形，導致GNDs的形成，并引入HDI強化。例如，一些研究員采用簡單的機械熱處理工藝在Co36Cr15Fe18Ni18Al8Ti4Mo1合金中引入了雙形貌B2相。雙形貌B2相使材料的拉伸屈服強度提高到1120 MPa，同時保持了19 %的延展性，超過了大多數已報道合金的性能。

單純設計HGS或單獨引入異質析出相均不足以有效強化合金。

受上述分析的啟發，燕山大學亞穩態材料科學與技術國家重點實驗室相關研究員展開了深入研究，其目標通過實施雙重異質結構，開發具有良好強度和延展性組合的MEA。研究者選用Ni40Co30Cr20Al5Ti5合金，通過組織觀察發現鑄態合金中存在L12相。通過對機械熱處理工藝的改進，對含L12相的合金進行了冷軋和熱處理。這一過程由于晶粒尺寸的差異和晶內析出物顆粒的不同導致了雙重異質結構的形成。系統地研究了合金的微觀組織，并分析了其中涉及的強化和變形機制。這些發現為高性能合金的設計提供了有價值的見解。相關研究成果以題為Double heterogeneous structures induced excellent strength-ductility synergy in Ni40Co30Cr20Al5Ti5 medium-entropy alloy發表在Journal of Materials Science & Technology上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1005030223008897

圖1 目前Ni40Co30Cr20Al5i5合金的制備路線示意圖。黑色曲線代表冷軋前均勻化的試樣( H1000 )。紅色曲線代表冷軋前未均勻化的試樣( D1000 )。

圖2 Ni40Co30Cr20Al5Ti5 MEAs的物相組成。( a )不同狀態MEA的XRD圖譜。衍射花樣顯示FCC和L12相共存。( b ) ( 311 )衍射峰的去卷積，用于確定D1000合金中FCC和L12的晶格常數。

圖3 D1000合金的顯微組織。( a )代表性Sem圖像。( b ) IPF和( c )全區粒度分布。( D ) CG區和FG區的分布。紫色區域為CG區域。( E ) Kam圖。( f )整個區域的局部取向差。D1000合金呈現出32.6 %的粗晶和67.4 %的細晶的不均勻分布。

圖4 H1000合金的EBSD結果。( a ) Ipf圖。( b )全區粒度分布。( c ) Kam圖。( d )整個區域的局部取向差。H1000合金呈現均勻分布的等軸晶，平均尺寸為10.79 μ m，隨機取向。

圖5 D1000合金的TEM結果。( a )亮場( BF )圖像顯示晶粒內的CGs，FGs和亞微米析出物。沿[ 013 ]方向拍攝的( b , c)暗場( DF )圖像和相應的選區電子衍射( SAED )顯示出L12型亞微米析出相。沿區域軸拍攝的( d , e) DF圖像和相應的SAED顯示了L12型納米析出相。( f , g)各區域亞微米級析出物和納米級析出物的粒徑分布。

圖6 H1000合金的TEM結果。( a )明場( BF )圖像顯示均勻的晶粒和微量的亞微米析出物。沿[ 001 ]方向拍攝的( b , c)暗場( Dark Field，DF )圖像和相應的選區電子衍射( SAED )顯示L12型亞微米析出相。沿[ 011 ]區域軸拍攝的( d , e) DF圖像和相應的SAED顯示L12型納米析出相。( f , g)各區域亞微米級析出物和納米級析出物的粒徑分布。

圖7 D1000合金中L12析出相的相結構和元素分布。( a )顯示析出相的HRTEM圖像和相應的FFT圖像。黃色方框表示L12相的FFT，紅色方框表示FCC基體的FFT。( b )顯示FCC / L12相干界面的藍色方框IFFT。( c ) L12析出相對應的TEM - EDS圖譜。

圖8 H1000合金中L12析出相的相結構和元素分布。( a ) HRTEM圖像和相應的FFT圖像。黃色方框表示L12相的FFT，紅色方框表示FCC基體的FFT。( b )顯示FCC / L12相干界面的藍色方框IFFT。( c ) L12析出相對應的TEM - EDS圖譜。

圖9 Ni40Co30Cr20Al5Ti5在不同狀態下的力學性能。( a ) MEAs在室溫下的工程應力-應變曲線。( b )各種MEA的屈服應力、拉伸應力、總延伸率和均勻延伸率。( c ) D1000和H1000 MEAs的真應力-應變曲線和應變硬化率曲線。( d ) D1000 MEA與其他合金的屈服強度和總延伸率的比較。

圖10 δHDI 對力的貢獻。( a ) D1000合金的加載-卸載-再加載( LUR )真應力-應變曲線。( b ) H1000合金的LUR真應力-應變曲線。( c )增大了4th的磁滯回線。( d ) HDI對真應變和流變應力與HDI應力之比的依賴性。

本文通過對含有析出相的鑄態合金進行直接冷軋熱處理，成功開發了具有雙異質結構的Ni40Cr30Cr20Al5Ti5合金，并獲得了優異的強度和塑性的組合。主要結論如下：

( 1 )合金呈現出由非均勻晶粒結構和分布在晶粒內部的多尺度共格析出相組成的雙重異質結構。細粒區和粗粒區所占比例分別為67.4 %和32.6 %。亞微米和納米析出相的總體積分數分別為18.7 %和11.7 %。

( 2 )雙異質結構Ni40Co30Cr20Al5Ti5合金表現出優異的強度和塑性的結合。合金的屈服強度為1200 MPa，抗拉強度為1560 MPa，總伸長率為33.6 %。與鑄態合金和H1000合金相比，D1000合金的強度和塑性均有所提高。

( 3 )主要強化機制為HDI強化、晶界強化和沉淀強化。HDI強化、晶界強化和析出強化對屈服強度的貢獻分別為530、224和540 MPa。

( 4 )D1000合金的主要變形機制為位錯滑移、高密度層錯和Lomer - Cottrell閉鎖。對于亞微米級析出相，位錯通過旁路機制穿過亞微米級析出相，位錯通過剪切機制剪切納米級析出相。