导读：单相面心立方( FCC )中熵合金在工程工业中的应用往往受到强度不足的挑战。本研究成功制备了一种新型非等原子比Ni40Co30Cr20Al5Ti5 MEA。通过精心设计的机械热处理工艺，我们引入了由67.4 %的细晶和32.6 %的粗晶组成的异质晶粒结构。合金的超高强度主要归因于非均匀形变诱导强化、晶界强化和沉淀强化。优异的延展性主要归因于高密度的堆垛层错和Lomer -科特雷尔锁。本研究不仅有助于阐明双异质结构合金的强化和变形机制，而且为开发具有高强度和高塑性的高性能合金提供了有效的策略。

近年来，为了满足人们对先进结构材料日益增长的需求，开发高强度、高韧性金属材料具有重要意义。在这些材料中，高/中熵合金( H / MEAs )由于其优异的综合性能而备受关注。多组分H / MEAs不仅激发了科学前沿，而且在广泛的组分空间中为微观结构和力学性能的调整提供了巨大的潜力。迄今为止，具有面心立方( FCC )结构的单相Co Cr Ni MEAs由于具有良好的室温延展性和强度而成为广泛研究的焦点。遗憾的是，强度不足严重阻碍了其作为功能材料的潜在应用。因此，提高Co Cr Ni合金的强度成为近年来材料科学研究的一个突出领域。

近年来，异质结构( HGS )已成为研究的热门话题，并被证明是一种有效的方法，可以在不显著降低延展性的情况下提高强度。目前，多种HGS设计，包括梯度晶粒结构、异质层片结构、层板结构和谐波结构，已被用于增强各种合金性能。根据Hall - Petch关系，多尺寸的晶粒结构会引入局部多级强度。众所周知，在变形过程中，软区首先发生塑性变形，而硬区则保持弹性变形。为保证变形的连续性，在软硬区域交界面附近产生几何必需位错( GNDs )。GNDs的累积会产生非均匀变形诱导( HDI )应力，导致背应力强化和塑性失稳的延迟。在各种HGS设计中，部分再结晶结构已被广泛研究。通过机械热处理加工，未再结晶区域保持材料强度，再结晶区域利于变形，从而实现强度和塑性的良好结合。然而，最近的研究表明，部分再结晶结构可能并不是设计HGS的理想选择。这是因为它在未再结晶区域保留了高密度位错，限制了位错进一步传播和存储的能力，从而导致加工硬化能力的降低。相关研究员研究了部分再结晶HGS的变形机制，观察到在塑性变形的初始阶段，残余变形晶粒( RDGs )中的GNDs密度显著降低，导致RGDs的软化效应。这些发现表明，开发具有完全再结晶的HGS是生产高强度MEAs的更有前途的设计策略。

沉淀强化被认为是提高材料强度最有效的策略之一。常见的析出相类型包括L12、B2和Laves相。其中，高度共格的有序L12相强化被普遍认为是提高FCC H / MEA强度的最有效强化相，且不会严重损害其塑性。通过添加微量的Al、Ti和Ta元素，可以在合金中引入有序的L12相，从而提高合金的性能。除了HGS的设计外，还可以在晶粒内部设计各种形状和尺寸的析出物来制造HGS。这种方法可以诱导晶粒内部的不均匀变形，导致GNDs的形成，并引入HDI强化。例如，一些研究员采用简单的机械热处理工艺在Co36Cr15Fe18Ni18Al8Ti4Mo1合金中引入了双形貌B2相。双形貌B2相使材料的拉伸屈服强度提高到1120 MPa，同时保持了19 %的延展性，超过了大多数已报道合金的性能。

单纯设计HGS或单独引入异质析出相均不足以有效强化合金。

受上述分析的启发，燕山大学亚稳态材料科学与技术国家重点实验室相关研究员展开了深入研究，其目标通过实施双重异质结构，开发具有良好强度和延展性组合的MEA。研究者选用Ni40Co30Cr20Al5Ti5合金，通过组织观察发现铸态合金中存在L12相。通过对机械热处理工艺的改进，对含L12相的合金进行了冷轧和热处理。这一过程由于晶粒尺寸的差异和晶内析出物颗粒的不同导致了双重异质结构的形成。系统地研究了合金的微观组织，并分析了其中涉及的强化和变形机制。这些发现为高性能合金的设计提供了有价值的见解。相关研究成果以题为Double heterogeneous structures induced excellent strength-ductility synergy in Ni40Co30Cr20Al5Ti5 medium-entropy alloy发表在Journal of Materials Science & Technology上。

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

图1 目前Ni40Co30Cr20Al5i5合金的制备路线示意图。黑色曲线代表冷轧前均匀化的试样( H1000 )。红色曲线代表冷轧前未均匀化的试样( D1000 )。

图2 Ni40Co30Cr20Al5Ti5 MEAs的物相组成。( a )不同状态MEA的XRD图谱。衍射花样显示FCC和L12相共存。( b ) ( 311 )衍射峰的去卷积，用于确定D1000合金中FCC和L12的晶格常数。

图3 D1000合金的显微组织。( a )代表性Sem图像。( b ) IPF和( c )全区粒度分布。( D ) CG区和FG区的分布。紫色区域为CG区域。( E ) Kam图。( f )整个区域的局部取向差。D1000合金呈现出32.6 %的粗晶和67.4 %的细晶的不均匀分布。

图4 H1000合金的EBSD结果。( a ) Ipf图。( b )全区粒度分布。( c ) Kam图。( d )整个区域的局部取向差。H1000合金呈现均匀分布的等轴晶，平均尺寸为10.79 μ m，随机取向。

图5 D1000合金的TEM结果。( a )亮场( BF )图像显示晶粒内的CGs，FGs和亚微米析出物。沿[ 013 ]方向拍摄的( b , c)暗场( DF )图像和相应的选区电子衍射( SAED )显示出L12型亚微米析出相。沿区域轴拍摄的( d , e) DF图像和相应的SAED显示了L12型纳米析出相。( f , g)各区域亚微米级析出物和纳米级析出物的粒径分布。

图6 H1000合金的TEM结果。( a )明场( BF )图像显示均匀的晶粒和微量的亚微米析出物。沿[ 001 ]方向拍摄的( b , c)暗场( Dark Field，DF )图像和相应的选区电子衍射( SAED )显示L12型亚微米析出相。沿[ 011 ]区域轴拍摄的( d , e) DF图像和相应的SAED显示L12型纳米析出相。( f , g)各区域亚微米级析出物和纳米级析出物的粒径分布。

图7 D1000合金中L12析出相的相结构和元素分布。( a )显示析出相的HRTEM图像和相应的FFT图像。黄色方框表示L12相的FFT，红色方框表示FCC基体的FFT。( b )显示FCC / L12相干界面的蓝色方框IFFT。( c ) L12析出相对应的TEM - EDS图谱。

图8 H1000合金中L12析出相的相结构和元素分布。( a ) HRTEM图像和相应的FFT图像。黄色方框表示L12相的FFT，红色方框表示FCC基体的FFT。( b )显示FCC / L12相干界面的蓝色方框IFFT。( c ) L12析出相对应的TEM - EDS图谱。

图9 Ni40Co30Cr20Al5Ti5在不同状态下的力学性能。( a ) MEAs在室温下的工程应力-应变曲线。( b )各种MEA的屈服应力、拉伸应力、总延伸率和均匀延伸率。( c ) D1000和H1000 MEAs的真应力-应变曲线和应变硬化率曲线。( d ) D1000 MEA与其他合金的屈服强度和总延伸率的比较。

图10 δHDI 对力的贡献。( a ) D1000合金的加载-卸载-再加载( LUR )真应力-应变曲线。( b ) H1000合金的LUR真应力-应变曲线。( c )增大了4th的磁滞回线。( d ) HDI对真应变和流变应力与HDI应力之比的依赖性。

本文通过对含有析出相的铸态合金进行直接冷轧热处理，成功开发了具有双异质结构的Ni40Cr30Cr20Al5Ti5合金，并获得了优异的强度和塑性的组合。主要结论如下：

( 1 )合金呈现出由非均匀晶粒结构和分布在晶粒内部的多尺度共格析出相组成的双重异质结构。细粒区和粗粒区所占比例分别为67.4 %和32.6 %。亚微米和纳米析出相的总体积分数分别为18.7 %和11.7 %。

( 2 )双异质结构Ni40Co30Cr20Al5Ti5合金表现出优异的强度和塑性的结合。合金的屈服强度为1200 MPa，抗拉强度为1560 MPa，总伸长率为33.6 %。与铸态合金和H1000合金相比，D1000合金的强度和塑性均有所提高。

( 3 )主要强化机制为HDI强化、晶界强化和沉淀强化。HDI强化、晶界强化和析出强化对屈服强度的贡献分别为530、224和540 MPa。

( 4 )D1000合金的主要变形机制为位错滑移、高密度层错和Lomer - Cottrell闭锁。对于亚微米级析出相，位错通过旁路机制穿过亚微米级析出相，位错通过剪切机制剪切纳米级析出相。