導讀：對于高熵合金(HEAs)來說，強度和延展性之間的平衡仍然是一個重大挑戰。激光粉末床熔融(L-PBF)中固有的層接層打印方式導致合金中獨特的微觀結構，從而產生意想不到的性能，有望解決這一矛盾。目前，L-PBF技術對近共晶HEAs的顯微組織和力學性能的影響尚未深入研究。本文利用L-PBF成功制備了一種亞穩的、具有優異強度-塑性組合的AlCo0.4CrFeNi2.7亞共晶HEA。通過退火進一步調節合金的析出行為和力學性能。結果表明，L-PBF固有的高冷卻速率促進了面心立方(FCC) +體心立方(BCC)雙相納米片的“偽共晶”結構的形成。此外，在600 ~ 750℃退火后，FCC片層中生成L12和B2相，BCC片層中原始富cr相(BCC)粗化。打印后的樣品具有優異的力學性能，屈服強度為1007?MPa，極限強度為1249?MPa，總伸長率為~ 25.1?%。750℃退火后，拉伸屈服強度和極限強度分別提高到1201?MPa和1512?MPa，伸長率保持在~ 15.1?%。分析結果表明，高強度來源于堅硬的BCC片層和納米片層界面，而良好的延展性來源于柔軟的FCC片層和雙相納米片層的協調變形。此外，通過引入退火誘導的納米沉淀物進一步證實了強度的增加，從而有助于額外的沉淀強化。

高熵合金，通常被稱為多主元素合金，具有優異的機械和功能性能，包括超高強度，優異的延展性，良好的軟磁性能和抗氧化性。這些特性引起了科學和工業領域學者的廣泛關注。大多數研究表明，單相FCC HEAs具有良好的延展性，但強度較低，而單相BCC HEAs具有較高的強度，但塑性變形能力不足。此外，也有研究者探索了FCC + BCC雙相結構的共晶HEAs，該結構結合了單相FCC和BCC結構HEAs的性能優勢，實現了高強度和優異的延展性。傳統的HEAs制備方法，如電弧熔煉法和粉末冶金技術等，不斷產生縮孔、成分偏析等冶金缺陷。這些缺陷給復雜元件的制造帶來了挑戰，從而極大地限制了HEAs的發展和應用。因此，有必要積極探索新的加工技術，實現HEAs的快速高效制備。

激光粉床熔融(L-PBF)是一種增材制造技術，通過激光束選擇性熔化粉床區域，實現復雜部件的精密成形。L-PBF過程中較高的溫度梯度和較高的冷卻速率導致了過飽和固溶體的形成。近年來，將L-PBF技術集成到HEAs中，顯著地擴展了HEAs的性能。目前，幾種具有單相FCC結構的HEA，如CoCrFeMnNi HEA已經成功地使用L-PBF處理，使其強度大幅提高了2-3?倍。然而，盡管有了這些進步，它們的強度仍然不足以用于許多實際應用。此外，由于L-PBF在熔融后具有良好的流動性，已經成功地使用L-PBF制備了共晶HEAs，這表明了L-PBF打印的巨大潛力。Lu等利用L-PBF制備的AlCoCrFeNi2.1共晶HEA比鑄態樣品具有更高的強度和更好的延展性，因此備受關注。值得注意的是，在制備共晶HEAs的過程中，特別是對于大規模組分，可能會出現成分偏差，形成亞共晶或過共晶結構。然而，目前還沒有使用L-PBF制備近共晶HEAs的研究。因此，L-PBF技術對近共晶HEAs的顯微組織和力學性能的影響尚不清楚。

北京科技大學通過用Ni元素取代AlCoCrFeNi2.1共晶HEA中一部分昂貴的Co元素，從而提高FCC相的含量，設計了一種低成本的AlCo0.4CrFeNi2.7亞共晶HEA。在之前的研究中，他們采用電弧熔煉法制備了AlCo0.4CrFeNi2.7亞共晶HEA。結果表明，鑄態試樣除含有大量共晶相外，還含有少量塊狀的富Fe、Co和cr初生相，具有FCC結構。值得注意的是，其力學性能與AlCoCrFeNi2.1共晶HEA相當。

本研究采用L-PBF技術成功制備了AlCo0.4CrFeNi2.7亞共晶HEA。獲得了具有良好強度和延展性協同作用的亞穩“假共晶”結構。通過退火工藝控制合金的析出行為，進一步提高了合金的力學性能。系統分析了在600℃、700℃、750℃、800℃、1000℃等不同溫度下退火后，AlCo0.4CrFeNi2.7亞共晶HEA的組織、析出行為和力學性能的演變。此外，還詳細闡述了其潛在的力學機制。本研究為今后開發具有優異力學性能的異相和多相合金提供了有益的指導。

相關研究成果以“Microstructures and precipitation behaviors of a hypoeutectic high-entropy alloy prepared by laser powder bed fusion”發表在Additive Manufacturing上。

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圖1所示。(a)預合金AlCo0.4CrFeNi2.7亞共晶HEA粉末的形貌和(b)粒度分布。(插圖是印刷樣品的金相圖像。)

圖2所示。打印樣品的相組成和微觀結構。(a) XRD譜圖顯示FCC相和BCC相的存在;(b)納米層狀結構的SEM圖像。沒有發現初級相。黃色虛線表示熔池邊界。插圖是高倍率的掃描電鏡圖像;(c) EBSD-IPF圖。附圖為相應的ebsd相圖，FCC片為綠色，BCC片為紅色;(d) FCC和BCC片層厚度分布;(e) STEM-EDS圖譜，FCC片層富含Fe、Co和Cr元素，BCC片層富含Ni和Al元素。

圖3所示。退火樣品的XRD譜圖。所有退火樣品均保持穩定的FCC和BCC雙相結構。

圖4所示。印刷和退火樣品的顯微組織演變。在600 ~ 750℃退火后，納米層狀結構保持穩定。

圖5所示。打印樣品的STEM分析。(a) FCC+BCC雙相結構的STEM亮場圖像;(b)、(c) FCC和BCC階段的SADP模式;(d) BCC相的高倍率STEM亮場圖像;(e) HR-STEM圖像，顯示析出相與BCC基體之間的完全相干界面。圖示為相對應的FFT圖像;(f) BCC相的STEM-EDS圖，顯示沉淀為富cr元素;(g)沿(f)中的虛線箭頭方向的一維濃度曲線。

圖6所示。HT750樣品的STEM分析。(a) FCC + BCC雙相結構的STEM亮場圖像。插圖為FCC相的高倍STEM圖像，表明FCC基體中存在球形和針狀兩種析出物;(b)、(c) FCC和BCC基質的SADP模式;(d)-(f) HR-STEM圖像，分別為球形和針狀析出相與FCC基體的界面，富cr析出相與BCC基體的界面。插圖分別為三種析出相對應的FFT圖像;(g)-(h) FCC相的STEM-EDS圖和一維濃度分布圖(帶虛線箭頭)，顯示球形和針狀析出物富含Ni和Al元素;(i) BCC相富cr析出物的STEM-EDS圖和一維濃度分布(虛線箭頭所示)。

圖7所示。HT1000樣品的STEM分析。(a) STEM亮場圖像和對應的STEM- eds圖;(b)、(c) FCC和BCC相的SADP模式。

圖8所示。不同退火溫度下AlCo0.4CrFeNi2.7亞共晶HEA析出行為的演變(a)-(d) FCC (L12)相的STEM暗場圖像;(e)-(g) FCC (B2)相的STEM亮場圖像;(h)-(l) BCC(富cr)相的STEM亮場圖像。(注:HT1000樣本數據如圖7所示)。

圖9所示。打印和退火樣品的拉伸性能。(a)工程應力-應變曲線。插圖顯示HT750試樣的韌窩斷口形貌;(b)極限/屈服強度和延伸值;(c)相應的應變硬化曲線;(d)與L-PBF制備的其他傳統合金的力學性能比較，包括鋼、IN718高溫合金、鈦合金、單相FCC HEAs、共晶HEAs。

表1。通過STEM-EDS圖譜對打印樣品和HT750樣品進行化學分析。

圖10所示。HT750試樣的拉伸變形顯微組織。(a)-(c):拉伸應變ε為0%、5%和10%時的STEM亮場圖像;(d)-(f):應變為10%時的高倍STEM圖像，顯示了三種納米析出相(分別為L12、B2和富cr相)與位錯之間的相互作用。

表2。打印樣品和HT750樣品中析出物的體積分數和大小。

圖11所示。不同溫度退火后樣品析出強化的理論貢獻。

在這項工作中，利用L-PBF技術成功制備了亞穩的AlCo0.4CrFeNi2.7亞共晶HEA，在拉伸強度和延展性之間取得了顯著的平衡。通過等溫退火，有效地控制了合金的析出行為，進一步提高了合金的綜合強度。主要結論如下:

1.采用L-PBF制備的AlCo0.4CrFeNi2.7亞共晶HEA形成了亞穩的“偽共晶”結構，形成了FCC + BCC雙相的完全共晶納米層狀結構。這種獨特的微觀結構歸因于L-PBF過程中的高冷卻速率，這抑制了初級FCC相的產生。

2.在600 ~ 750℃退火后，繼承了雙相納米片。此外，FCC片層中生成了L12和B2相，BCC片層中原有的富cr相(BCC)逐漸粗化。熱力學上，負混合焓有利于三種析出相的產生。在動力學上，緩慢退火過程促進了Ni、Al和Cr元素的擴散。

3.拉伸結果表明，該合金具有良好的強度和延展性，抗拉強度為1143 ~ 1512 MPa，拉伸延展性為13.9 ~ 25.1%。

4.高拉伸強度是由于BCC片層的硬度和高熱穩定的納米片層界面。同時，軟FCC片層和雙相納米片層的協同變形是合金具有良好拉伸延展性的關鍵因素。此外，觀察到的退火后拉伸強度的增加主要與退火誘導的納米沉淀物加強析出強化效果有關。