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一篇被引極高的Acta Materilia綜述：高熵合金的力學性能和變形機制

2021-08-18 11:39:21 作者：材料人來源：材料人分享至：

本文屬于綜述類論文，全面總結了近15年以來關于高熵合金力學性能和變形機制，內容主要分為三部分。第一部分是將高熵合金的力學性能與傳統的多晶金屬材料進行對比；第二部分詳細綜述了具有FCC和BCC結構高熵合金的變形機理，主要以CrMnFeCoNi 和TiZrHfNbTa合金為主線展開；第三部綜述了迄今為止的理論和建模工作，旨在提供FCC和BCC HEAs力學性能的定性或定量理解。該綜述包含35張經典圖片，內容深刻而全面，可以在材料科學的角度，為研究高熵合金，中熵合金以及傳統多晶金屬材料的人提供一定的理論知識，并為材料的設計提供新的思路，加深了人們對于高熵合金的理解。

1.力學性能

圖1~3展示了FCC和BCC以及雙相結構的高熵合金與傳統金屬材料，如奧氏體鋼，低碳鋼，孿晶誘導塑性鋼，鋁合金，鈦合金，鎳基高溫合金，鎂合金等在拉伸/壓縮強度和塑性，比強度等力學方面的對比。從中可以得到以下結論：

（1）高溫合金在室溫下具有比傳統金屬更高的強度和延展性，并且可以幾乎覆蓋所有傳統金屬材料的性能；

（2）傳統金屬的壓縮強度位于1000–2300 MPa，塑性則在1~15%，高熵合金則有意義的提高了壓縮強度，可以高達4390 MPa，在一些材料中，室溫壓縮塑性則可以高達97%。這在傳統金屬材料中很難實現。

（3）大多數單相FCC材料展示的拉伸力學性能與鎳基高溫合金與奧氏體鋼相近。但強度要低于第二代高強鋼。對于BCC高熵合金，其大多由難熔金屬組成，力學性能與TRIP和DP鋼相近。對于雙相高熵合金（FCC+BCC），性能與TRIP和DP鋼相近，可以媲美馬氏體鋼，可達8GPa，同時伴有6%的塑性。而對于BCC+HCP高熵合金，力學性能介于第三代奧氏體不銹鋼和馬氏體鋼之間。

（4）對于比強度的對比可以發現，在服役溫度達到600℃以上的時候，其比強度急劇下降。盡管如此，高熵合金還是有替代鎳基高溫合金的潛力。

圖1：文獻中報道的HEAs和CCAs的室溫拉伸強度與斷裂伸長率（a），和壓縮強度與壓縮應變（b）

圖2 圖1a中HEAs和CCAs的室溫單軸拉伸試驗數據（根據組織中存在的相分類），（a） FCC, FCC1+FCC2;（b）（b） BCC, BCC1+BCC2, （c） FCC+BCC, （d） FCC+HCP

圖3 文獻中報道的HEA和CCA的比強度與溫度，顯示了傳統高溫材料的比強度

2. 變形機制

在這一部分，以 FCC和BCC結構的高熵合金為主要參照對象，論文作者從固溶強化，晶粒尺寸效應，臨界剪切應力，激活體積，高低溫變形行為，應變速率效應以及孿晶誘導塑性等角度全面闡述了高熵合金的變形機制及其影響因素。

2.1 FCC合金的變形機制

圖4 CrMnFeCoNi高熵合金屈服強度與溫度和晶粒尺寸的關系

圖5 CrMnFeCoNi高熵合金及其所有FCC中熵和低熵等合金屈服強度的溫度依賴性

圖6 CrMnFeCoNi高熵合金的代表應力-應變曲線

圖7 CrMnFeCoNi高熵合金的剪切模量歸一化真應變硬化速率與真應變的函數關系

圖8 CrMnFeCoNi高熵合金在77k時的低應變（~5%真應變）和室溫時的~22%真應變（~22%真應變）時{111}面上的平面位錯排列（左）和位錯糾纏形成胞狀結構

圖9 在77k和室溫條件下，CrMnFeCoNi高熵合金的位錯密度隨應變的增加而增加

圖10 TEM亮場圖像（左）、暗場圖像（中）和選定區域衍射圖形（右）顯示了在77 K應變到6%的CrMnFeCoNi高熵合金中的位錯糾纏

圖11 TEM亮場圖像（左）、暗場圖像（中）和選定區域衍射圖形（右）顯示了在77 K應變至~9%的CrMnFeCoNi高熵合金中大量的位錯糾纏

圖12 CrMnFeCoNi合金<111>單晶室溫拉伸應力-應變響應。插圖顯示加載過程中原位獲得的法向應變作為DIC等值線圖。

圖13 CrMnFeCoNi合金<111>單晶在77k時的拉伸應力-應變響應。當軸向應力為450 MPa時，第一次載荷下降表示孿晶開始；應變~3%后，將試件卸荷、拋光并重新加載，以便進行EBSD和DIC表征

圖14 DIC等值線圖顯示3~4%應變后正常應變出現滑移和雙條帶

2.2 BCC合金的變形機制

圖15 FCC基HEAs的脆化行為與價電子濃度的關系

圖16 （a） TiZrNbHfTa高熵合金澆鑄和熱等靜壓后的組織（左）。（b） TiZrNbHfTa高熵合金冷軋（減厚65%）、1000℃退火2 h后的SEM背散射圖像

圖17 TiZrNbHfTa高熵合金在三種不同組織狀態下的真應力-應變曲線

圖18 （a）室溫塑性應變為0.85%后TiZrNbHfTa高熵合金位錯亞結TEM亮場圖像。（b） TiZrNbHfTa高熵合金在室溫下塑性應變為0.85%后出現螺位錯，并出現偶極子和位錯環

圖19 TiZrNbHfTa高熵合金在~10?3 s?1應變速率和不同溫度下的壓應力-應變曲線

3. HEAs力學性能的理論、建模與仿真

3.1 理論、建模和/或模擬的主要目標是將基本材料特性與宏觀材料行為聯系起來，主要思路見圖20和21.相關實驗與理論的結合見圖22和23.

圖20 建模的基本思路：將基本材料的性質與特定的變形機制聯系起來，從而觀察到宏觀的力學行為

圖21 一般的建模策略，其中力學預測理論提供材料屬性和機械性能之間的聯系，第一性原理計算提供化學輸入和原子模擬獨立揭示可能的機制，并測試和驗證理論

圖22 FCC CoCrFeMnNi HEA的應力（塑性）應變曲線，在溫度T= 77k（藍色，上）、173k（綠色）、293 K（黃色）和423k（紅色，下）下測量的（符號）和標準模型預測的（線）

圖23 兩種不同HEAs在T = 293 K時測量的位錯激活體積V與初始屈服后應力的Haasen圖

另外，MD模擬也可以在沒有任何基礎理論的情況下應用，以揭示可能的機制或獲得對行為的一些半定量理解。對合金進行MD模擬的主要問題是，多組分合金通常不存在可靠的無人工干擾的原子間相互作用勢。即使是二元合金，高質量的電勢也僅限于少數的FCC情況。

圖24 （a） Zhou等人的原子間作用勢和（b）利用柔性邊界條件的DFT預測了TiZrNb中沿螺位錯線寬度為2b的兩個不同部分的螺位錯核結構的微分位移圖

由于HEA強化是通過通過合金的位錯運動發生的，有一些與金屬強化相關的經典基本概念被重新討論，以與HEA相互驗證。

圖25幾種模型冪律塑料材料的應力應變，與相應的數值推導的每一種合金的硬度值

在接下來的章節中，論文更詳細地闡述了HEAs力學行為的理論和建模進展。

圖26 所示合金的初始屈服強度，預測與實驗改建的數據

圖27 （a） FCC CoCrFeMnNi HEA的固溶（非霍爾-佩奇）對初始屈服強度與溫度的貢獻，如預測的（紅色符號）和測量的（黑色符號）；虛線表示使用略微不同的位錯線張力值的預測。（b） Co-Cr-Fe-Mn-Ni族等成分合金在T=293 K時，非Hall - Petch對初始屈服強度的貢獻，實驗與預測對比

圖28 標準化屈服強度和標準化硬度與（CoCrFeMn）xNi1-x的成分，如測量的（黑色方塊），如Varvenne等人的理論預測的（灰色鉆石），和通過合金彈性模量的估計變化的理論預測的（灰色三角形）。

圖29 測量的標準化初始屈服強度（外推到T = 0 K）與平方根原子位移，如測量的實驗（黑色圓圈，CoCrFeMnNi）或DFT預測（黑色三角形）。

圖30 預測與理論的一系列BCC HEAs的初始屈服應力，

圖31 在T = 300 K時，預測與實驗相比，各種BCC HEAs的屈服。

圖32 Maresca和Curtin的無參數刃型位錯模型預測了三種BCC HEAs的屈服強度與溫度的關系。該理論捕獲了相對于合金成分的強化的總體幅度，盡管不能預測900-1200 K范圍內的強度范圍

圖34 （a）純Ni、稀Ni- Fe和中熵Ni- Fe - Co合金的FCC刃型位錯離解構型的原子預測，表明層錯分離的變異性隨著無序度的增加而增加[246]。（b） Fe-Co-Ni不銹鋼模型的局部堆垛錯能（SFE）的原子映射，SFE是由每個原子周圍的局部成分和合金中邊緣位錯的平衡配置定義的。局部SFE變化很大，部分位錯調整以使涉及貢獻的總能量最小化