導讀: 激光定向能沉積(DED)技術為制備具有定向納米層狀結構的共晶高熵合金(EHEAs)提供了新的機會。本文采用原位同步加速器高能x射線衍射和x射線斷層掃描技術，研究了由面心立方相(fcc)和有序體心立方相(B2)組成的納米層狀AlCoCrFeNi2.1。3個方向加載的EHEA試樣均表現出明顯的力學各向異性:(i)HEA0沿片層方向加載的試樣抗拉強度和塑性均最高;(ii)試樣HEA45，加載沿45?角板層方向，表現出最低的強度和內側延性;(iii)垂直于板層方向的HEA90試樣強度中等，延性最低。我們發現這種力學各向異性與B2相和fcc相的加工硬化順序以及B2相的馬氏體轉變有關。該研究表明，ded制備的EHEAs在片層方向上表現出最佳的強度-塑性協同作用，并為定向納米片層結構中雙相的共變形行為提供了基本的理解。

具有共晶顯微組織的高熵合金(HEAs)或共晶高熵合金(EHEAs)通常由兩種具有不同性能的相組成。層狀EHEAs，采用軟面心立方(fcc)和硬體心立方(bcc)相交替設計，表現出良好的強度和延展性組合，最流行的EHEAs之一AlCoCrFeNi2.1證明了這一點。各種各樣的加工方法已經被報道可以改善EHEAs的拉伸性能。例如，據報道，通過熱機械加工制備的AlCoCrFeNi2.1樣品在保持良好延性(斷裂應變為~ 16%)的同時，具有~1.5 GPa的高屈服強度。定向凝固制備的Al19Fe20Co20Ni41也表現出較高的強度和延展性。

關于EHEAs的變形機制，以往的研究主要集中在單個fcc或bcc相的強化和增韌上。fcc相通常表現為平面位錯陣列，而含有沉淀的bcc/B2相則通過Orowan機制得到強化。然而，fcc和bcc相的共變形機理復雜，尚未得到很好的理解。例如，在拉伸試驗中，在許多EHEAs中觀察到馬氏體轉變，這可能會增強bcc相的加工硬化。馬氏體相變還與相界位錯和層錯的積累有關。關于相界的影響，一方面，相界可以促進位錯從fcc相向bcc相的形核和傳遞，有利于AlCoCrFeNi2.1的強度和塑性。另一方面，fcc相中大量位錯在相邊界上的積累和堆積導致背應力的產生，從而增強材料。相界在強化fcc相和影響斷裂行為中的作用有待進一步研究。

盡管前人對EHEAs進行了大量的研究，但對ed制備的EHEAs的定向拉伸性能及其fcc與B2相之間的共變形機制的綜合研究卻很少。因此，有幾個問題(1)沿不同方向加載的定向EHEAs中fcc相和B2相的應力應變分配行為如何?(2)馬氏體相變發生在加載的哪個階段，如何促進EHEAs的加工硬化?(3) fcc相的取向相關加工硬化是什么?(4)定向EHEAs的拉伸斷裂行為與取向有關?在本研究中，多倫多大學鄒宇團隊回答上述四個問題，并試圖闡明DED制造的EHEAs的共變形，強化和斷裂行為。

相關研究成果以“Anisotropic co-deformation behavior of nanolamellar structures in additively manufactured eutectic high entropy alloys”發表在Acta Materialia上

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645424002386?via%3Dihub

圖1納米層狀結構AlCoCrFeNi2.1的DED工藝、微觀結構和物相。

(a)用DED法制作的構建板及與建筑方向(Z軸)0?、45?、90?的拉伸試樣示意圖，分別命名為HEA0、HEA45、HEA90。

(b)由HEA制成的ded構建板的宏觀圖像。

(c)定向共晶細胞的OM圖像，具有超細薄片和分枝共晶菌落。

(d1)顯示定向共晶fcc和B2相的EBSD相圖;

(d2) fcc相和B2相對應的極點圖，顯示了兩相之間的K-S取向關系以及相關的MUD。

(d)fcc與B2相的K-S取向關系示意圖。

(f)透射電鏡EDS圖顯示Al和Ni向B2相偏析，Co、Cr和Fe向fcc相偏析。

制備的AlCoCrFeNi2.1呈現出由柱狀晶粒組成的定向凝固組織(圖1(b))，由于高定向溫度梯度，這些柱狀晶粒沿建筑方向(Z軸)連續生長。柱狀晶粒的長度和寬度分別為~10 mm和~1 mm。根據HEXRD分析(補充信息圖S1(a))，沉積樣品包括fcc相和B2相兩種相。圖1(c, d1)的顯微結構顯示了精細的fcc和B2共晶菌落(~ 10-20 μm)，由~ 40%的定向片和~ 60%的支化共晶菌落組成(根據補充信息中的圖S1(b)計算)。三種樣品中fcc相和B2相的含量分別為~ 73%和~ 27%。如圖1 (d2)所示，fcc相的{110}極圖和B2相的{111}極圖均密度(MUD)值在靠近Z方向(即建筑方向)處倍數最大。

圖2 HEA0, HEA45和HEA90樣品的拉伸性能和行為。

(a) HEA0、HEA45、HEA90試樣具有代表性的工程應力-應變曲線。

(b) HEA0、HEA45和HEA90試樣的屈服強度和斷裂伸長率比較，HEA0試樣的屈服強度和拉伸延展性均最高。

(c)拉伸試驗后的三個代表性樣品的宏觀圖像。

(d) HEA0、HEA45和HEA90試樣的WHR隨真應變的函數關系，說明HEA0試樣在斷裂前的WHR在~ 10%應變以上是一致的。

圖3拉伸試樣的HEXRD結果。

(a)同步加速器波束線實驗裝置示意圖。

(b) - (d)分別為HEA0、HEA45和HEA90樣品中fcc和B2相特定平面的真應力與彈性晶格應變的關系。

階段1:fcc相和B2相的彈性變形;第二階段:fcc相和B2相中晶族的順序屈服;

第三階段:fcc相和B2相的加工硬化。

“宏觀屈服”虛線表示的是HEA0、HEA45和HEA90樣品的宏觀屈服強度。

圖4相應力，分配，位錯密度和WHR作為真應變的函數。參考宏觀應力應變曲線

(a)HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90, fcc和B2相的應力應變分配行為。

(d)三種樣品的fcc相應力與b2相應力的比值隨真應變的變化，表明HEA0中fcc相對總真應力的貢獻隨著真應變增大10%以上而增大。

(e)三種樣品fcc相位錯密度的增加，說明HEA0中fcc相位錯密度在低應變時相對較低，但仍在繼續增加。

(f)三種樣品的fcc相WHR隨真應變的變化情況，表明HEA0的fcc相WHR在~ 6%應變以上達到最大值

圖5不同應變后試樣變形的EBSD KAM圖。

(a)HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90樣品在1%應變后的變形。

(d)骨折后HEA0， (e) HEA45， (f) HEA90樣品。

在(d) - (f)中，白色箭頭表示高度的局部定向錯誤。

在HEA0樣品中，在B2相內觀察到高水平的取向錯誤，而在HEA45和HEA90樣品中，取向錯誤沿著相界表現出來。圖右側的“LM”表示局部定向錯誤的程度。

圖6 HEA0、HEA45和HEA90試樣拉伸過程中的馬氏體相變。

(a) HEA0、(b) HEA45和(c) HEA90樣品的綜合強度隨真應力的演化。不對稱B2峰表示相變的發生。循環加載過程中B2-{211}和M-{200}峰的變化表明(d) HEA0、(e) HEA45和(f) HEA90樣品的馬氏體轉變過程具有部分可逆性。拉伸過程中馬氏體相的相對含量分別隨(g)真應變和(h) B2相應力的變化。

表1 HEA0、HEA45和HEA90馬氏體相變的臨界值。U表示馬氏體轉變所需的轉變能。

圖7 SEM圖像顯示HEA0, HEA45和HEA90樣品中不同的滑動線被激活。

(a) HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90樣品在1%應變后的SEM圖像。

(d) HEA0， (e) HEA45， (f) HEA90樣品5%應變后的SEM圖像。

(g) HEA0， (h) HEA45， (i) HEA90試樣斷裂后在斷口附近的SEM圖像。

(h)和(i)的右上角顯示了一幅放大圖像，顯示了滑移線在相界處的堆積。(a)、(b)和(c)中的白色虛線表示I型和II型滑移線。(h)和(i)中的黃色箭頭突出了II型滑移線在相界處的堆積。ⅰ型滑移線垂直于相界，ⅱ型滑移線平行于相界。

圖8 HEA0, HEA45和HEA90樣品在不同應變后變形的亮場透射電鏡圖像。

(a) HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90樣品在1%應變后的TEM圖像。白色箭頭表示脫位。

(d) HEA0， (e) HEA45，

(f) HEA90試樣斷裂后在斷口附近的TEM圖像。白色和黃色箭頭分別表示位錯幾乎垂直于相界和平行于相界。

圖9所示。(a) HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90樣品的fcc相滑移面定向晶格模型示意圖。紫色、黃色、藍色和灰色的平面分別代表(11-1)、(111)、(-111)和(1-11)平面?；移矫娲怪庇诩垙垼虼顺尸F為一條線。在軸系中，a、b、c分別代表[100]、[010]、[001]方向。(d) HEA0， (e) HEA45和(f) HEA90樣品中fcc相的滑移面和方向示意圖。

表2 HEA0、HEA45和HEA90屈服后所有可能激活滑移體系的施密德因子和滑移模式。

圖10 斷裂部位附近區域的SEM圖像。

(a) HEA0， (b) HEA45和(c) HEA90樣品的SEM圖像顯示出明顯的斷裂行為。

在HEA0樣品中，斷裂發生在相界上，而在HEA45和HEA90樣品中，斷裂主要沿相界斷裂。高倍圖像顯示(d) HEA0， (e) HEA45，

(f) HEA90樣品的裂紋成核部位。在HEA0樣品中，裂紋在B2相內形核，而在HEA45和HEA90樣品中，裂紋沿相界形核。裂縫由白色箭頭表示。

圖11基于同步加速器的x射線三維斷層掃描數據顯示了拉伸前后微空洞和裂紋的演變。

(a) HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90拉伸前的內部缺陷分布。

拉伸后(d) HEA0、(e) HEA45、(f) HEA90的微孔和裂紋分布。

(g) HEA0， (h) HEA45， (i) HEA90試樣拉伸前后等直徑內部微孔的相對頻率。“Ave”表示微孔的平均等徑。

圖12納米層狀結構AlCoCrFeNi2.1 EHEA各向異性共變形行為示意圖。

數字1到6代表張力的不同階段。(1) fcc相的屈服;(2)試樣彈塑性變形。HEA0和HEA90試樣的馬氏體相變發生在B2相屈服之前，而HEA45試樣的馬氏體相變發生在B2相屈服之后;

(3) fcc相和B2相的加工硬化;(4) HEA0樣品fcc相WHR顯著增加;(5)裂紋形核;

(6)最終斷裂。fcc相中位錯的數量是加工硬化水平的一個指標。位錯、滑移面和相界之間的關系表明在三個樣品中激活了不同類型的滑移系統。

本研究DED方法制備的定向納米層狀EHEA AlCoCrFeNi2.1的各向異性拉伸行為的起源。在三個加載方向下，平行于納米層狀取向的HEA0樣品的抗拉強度和塑性最高。加載方向對EHEAs的應力-應變分配、馬氏體相變行為、fcc相的加工硬化和斷裂行為有顯著影響。主要成果如下：

(1)雙相EHEA的連續加工硬化促進了其強度和延展性的增強。

(2)EHEAs中馬氏體相變的發生和比例與取向密切相關。對于HEA0和HEA90，馬氏體相變發生在B2相屈服之前;對于HEA45，馬氏體相變發生在B2相屈服后。

(3)對于HEA0樣品，位錯堆積距離遠，相界對位錯運動的抵抗能力強，是其加工硬化能力最高的原因。

(4)在斷裂行為方面，HEA0表現出比HEA45和HEA90更高的抗斷裂性能，這主要是由于HEA0具有一致的加工硬化速率以及fcc和B2相相對協調的共變形。骨折相對較差。