北理工&阿贡国家实验室《Acta》：共格有序纳米沉淀强化高熵合金的析出和力学行为

2021-07-06 16:35:04 作者：材料学网来源：材料学网分享至：

导读：共格有序纳米沉淀硬化是打破强度-延展性权衡的有效策略。揭示析出机制及其对力学性能的影响对于进一步优化强化合金具有重要意义。本文研究了新开发的强化 Al 0.5 Cr 0.9 FeNi 2.5 V 0.2 中共格 FCC/L1 2调幅分解纳米结构和纳米层状 BCC 相高熵合金（HEA）的沉淀和机械行为。发现预变形引起的高密度缺陷促进了 Cr 的偏析，导致成分重新分布。L1 2相的有序能增加，促进了连贯的FCC/L1 2旋节线纳米结构的形成。同时，Cr偏析促进了富Cr纳米层状BCC相的析出。在拉伸变形过程中，FCC 相首先屈服，其次是 L1 2和 BCC 相。L1 2和 BCC 强化阶段有助于超高的宏观屈服强度。由于低失配互连的旋节线纳米结构，FCC 和L1 2相之间的相应力差异不显着，可以避免应力集中并保持延展性。该研究不仅揭示了预变形对CONs形成和细化的显著影响，而且揭示了共格有序纳米析出的变形机制，为共格有序纳米析出强化合金的显微组织优化和力学性能改善提供了新的思路。

具有多种主要元素的高熵合金（HEAs）极大地丰富了合金成分的设计空间，为微观结构控制和力学性能优化提供了巨大的潜力。在早期的研究中，HEAs 的设计理念旨在获得单相固溶体，通常表现出强度或韧性不足。为了提高机械性能，各种有效的强化和增韧方法已被引入到 HEA 中，包括固溶强化，相变诱发塑性，孪晶诱发塑性和短程有序强化等。在过去的几年中，相干有序纳米沉淀（CON）强化的 HEA，尤其是具有共格 L1 2纳米沉淀物的FCC 结构的 HEA ，引起了广泛关注。具有共格 FCC/L1 2界面的高含量 L1 2纳米沉淀有助于显着增强强度，而不会造成严重的延展性损失，实现出色的强度-延展性组合。

对于L1 2析出强化合金，有两个问题备受关注：（1） CON 的微观结构控制，如含量、形状、尺寸和分布；（2） CONs的微观结构与力学性能的相关性。对于第一个问题，先前报道的 CON 强化 HEA 中的 L1 2型 CON 通常为球形颗粒，体积分数小于 30%，导致强度增量为 200?800 MPa。刘等人最近证明，提高 CONs 含量会显着促进强化效果。在我们之前的工作中，我们报道了一种 CON 强化的 Al 0.5 Cr 0.9 FeNi 2.5 V 0.2 HEA ，具有通过调幅分解形成的互连网络状 FCC/L1 2纳米结构。该纳米结构中 L1 2型 CON的体积分数超过 50%，导致强度增加超过 1.5 GPa，具有良好的延展性。围绕上述两个问题，本研究的目的有两个：（1）揭示在 Al 0.5 Cr 0.9 FeNi 2.5 V 0.2 HEAs 中获得的 CON 的析出机制；（2）研究 CON 对微机械性能的影响。

为了解决这些问题，北京理工大学薛云飞课题组采用 HEXRD、SEM、TEM 和 EBSD 技术系统地研究了 CON 的析出行为，同时考虑了预变形程度、时效温度和时效时间的影响。在位利用 HEXRD 技术进行分析以阐明 CON 在不同拉伸变形阶段的微观力学响应。该研究将为纳米析出共格强化合金的未来微观结构优化和机械性能改进提供启示。相关研究成果以题“”

本文研究了 Al 0.5 Cr 0.9 FeNi 2.5 V 0.2 CON 强化 HEA的析出行为。在500～700℃时效的预变形合金中获得了具有纳米层状BCC相的连贯的FCC/L1 2调幅分解纳米结构。随着预变形程度的增加，形成尺寸更细、体积分数更高的L1 2和BCC 析出物。随着时效温度的升高，L1 2和BCC 析出物的尺寸增加，而体积分数降低。不同的热机械加工路线在当前合金中实现了广泛的强度-延展性组合。强度和延展性都随着预变形程度的增加而提高。时效温度升高导致延展性增强和拉伸强度降低。

图2。ST 和 CRX-700-1（X=0、35、50 和 72）合金的 HEXRD 光谱。

图3。（a） EBSD 图像显示 ST 合金的均匀等轴晶粒结构。（bk）不同预变形程度的合金在 700°C 时效 1 h 的 SEM 图像：0% （b） 35% （c, d, e）， 50% （f, g, h）， 72% （ i, j, k））。再结晶区和非再结晶区分别标记为A和B。（l）再结晶体积分数（ f Re ）和再结晶晶粒尺寸（ d ）与。预变形度。（m）再结晶区BCC 相（ f BCC ）和 L1 2相（ f L12 ）的体积分数与。预变形度。（n）层间间距（D ）和BCC 相的层状厚度（ w ），以及旋节线结构（SDS）的波长（ λ ）与。预变形度。

图 4。Al 0.5 Cr 0.9 FeNi 2.5 V 0.2 HEAs 在从 200°C 到 1100°C原位加热过程中的相结构演变：（a）在不同温度下收集的 CR72 合金原位HEXRD 光谱的等值线图，显示相结构FCC → FCC+L1 2 +BCC → FCC+L1 2 +BCC+B2 → FCC+B2 → FCC 的演变；（b）峰强度随温度升高而变化，显示相变温度；（c） L1 2 -{211} 和 BCC-{200} 的一维 HEXRD 谱，表明 BCC 的沉淀先于 L1 2的沉淀，其中BCC和L1 2相的析出温度分别用橙色和紫色箭头表示。

在拉伸变形过程中，FCC 相首先屈服，其次是 L1 2相，最后是 BCC 相。L1 2和BCC 析出大大提高了合金的屈服强度。FCC相与L1 2相之间的相应力差异不显着，而FCC/L1 2相与BCC 相之间的相应力差异较大。因此，裂纹在 FCC/L1 2和 BCC 相的界面处开始。BCC 相的纳米层状特征延迟了裂纹扩展，有利于延展性。

图 5。CR72 合金在 500 （a, b）、600 （c, d）、700 （e, f）、800 （g, h）、900 （i, j）和 1000°C （k, l ） 1 小时。再结晶区和非再结晶区分别标记为A和B。（b）、（d）、（f）、（h）、（j）、（l）是（a）、（c）、（e）、（g）、（i）、（k）的放大图）分别。（b）、（d）、（f）、（h）、（j）中的SAED模式表示FCC/L1 2和BCC相之间的KS取向关系。（m）再结晶体积分数（ f Re ）和再结晶晶粒尺寸（ d ）与。老化温度。（n） BCC 相（ f BCC ）和 L1 2相（ fL12 ）在再结晶区vs。老化温度。（o） BCC 相的层间距（ D ）和层厚度（ w ），以及调幅分解结构（SDS）的波长（ λ ）与时效温度。

图 6。CR72 合金在 500°C 等温时效期间的显微组织演变。再结晶区和非再结晶区分别标记为A和B。（a） CR72 合金的 OM 图像，显示出由冷轧引起的大量变形带。（bd） CR72-500-Z （Z=1, 4, 16）合金的 OM 图像，共享橙色和绿色背景的数字分别用于 b 和 d。（ bi -b iv ）部分再结晶 CR72-500-1 合金的 EBSD 和 SEM 图像，显示再结晶晶粒和纳米沉淀。（d i -d iii ）完全再结晶的 CR72-500-16 合金的 EBSD 和 SEM 图像，显示了再结晶的晶粒和纳米沉淀物。

图 7显示了固溶处理合金（ST）、固溶处理后直接时效合金（CR0-700-1）和 72% 冷轧合金随后进行各种时效处理（CR72-500-16、CR72- 600-1、CR72-700-1、CR72-800-1、CR72-900-1 和 CR72-1000-1）。当 ST 合金在 700°C 直接时效（CR0-700-1）时，屈服强度增量仅为~276 MPa，远低于大多数具有预变形的时效合金。对于 CR72-500-16、CR72-600-1 和 CR72-700-1 合金，与 ST 合金相比，屈服强度增量超过 1000 MPa，这得益于共格的 FCC/L1 2调幅分解纳米结构和纳米层状 BCC 相。断口显微组织表明，在 BCC 和 FCC/L1 2相的界面处产生了空隙和裂纹（附录 A 中的图 A.4）。随着时效温度的升高，这些合金表现出强度降低和延展性增加，这可归因于粗化的微观结构。对于 CR72-800-1、CR72-900-1 和 CR72-1000-1 合金，L1 2和 BCC 纳米沉淀物逐渐溶解，导致与 CR72-700-1 合金相比拉伸强度较低。此外，在 CR72-800-1 合金中析出的针状 B2 相促进了应力集中，导致延展性降低。

图 7。不同工艺合金的拉伸工程应力-应变曲线。

图 8。（a）晶格应变与。在LD和TD中应用FCC+L1 2 -{220}、L1 2 -{110}和BCC-{211}的应变曲线。（b）增大的晶格应变vs。LD 中的应用应变曲线。（c）归一化积分强度vs。FCC+L1 2 -{220}、L1 2 -{110} 和 BCC-{211} 的应用应变曲线，表明不同的变形阶段。（d）作为外加应力的函数的相应力。（e） FCC/L1 2和 BCC 相之间的应力分配。（f）应变为 0.6%?2% 时的相应力和应力分配的详细信息。

揭示了共格FCC/L1 2旋节线纳米结构和纳米层状BCC 相的析出机制。由于 Cr 在由预变形引起的变形带处偏析，因此形成了富含 Cr 的 BCC 相和耗尽 Cr 的 FCC 基体的层状纳米结构。成分重新分布导致贫铬基体的热力学状态转变为旋节线状态，然后发生旋节线分解，形成相干的FCC/L1 2调幅分解纳米结构。

图 9。（a） CR0-700-1合金中微尺度L1 2相的析出机制示意图。（b）相干 FCC/L1 2旋节线纳米结构和纳米层状 BCC 相的析出机理示意图：（i）富铬 BCC 相在位错线（红色实线表示）处的成核和 Cr-的形成BCC 相周围的 FCC 基质耗尽；（ii） Cr 耗尽区纳米层状 BCC 相的生长和旋节线分解，其中黄色箭头表示 Cr 原子的扩散方向；（iii）形成具有相干 FCC/L1 2的菌落旋节线纳米结构和纳米层状体心立方相，其中黑色箭头表示转变前沿的迁移方向；（iv）精细再结晶晶粒的最终微观结构，内部具有连贯的 FCC/L1 2旋节线纳米结构和纳米层状 BCC 相。（c）（Ni, Fe）-（Al, V, Cr）伪二元体系的相图示意图[71]。（d） FCC 和 L1 2相在 700°C 温度下的相应假设自由能曲线。

总的来说，我们的工作证明时效处理前的预变形可以有效地增加CONs的含量和细化CONs的尺寸，有利于实现CON强化机制的潜力。此外，我们对 FCC、L1 2和 BCC 相对力学性能的贡献提供了基本的理解，这为提高力学性能的微观结构优化方向提供了启示。具有高含量 CON 的 HEA 的非凡机械性能在汽车、航空航天和制造业的结构应用中具有巨大潜力。此外，CON 强化机制可以应用于其他合金，包括钛合金、先进钢和高温合金，这将显着提高它们的机械性能。

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