金属顶刊《Acta》：高温性能再突破！开发L21-强化复杂成分合金！

2021-05-06 11:57:15 作者：材料学网来源：材料学网分享至：

导读：对于具有纳米沉淀/基体组织的合金，两相间的晶格相干性是决定合金高温力学性能的重要因素。本文系统地研究了Al x Cr 13.3 Fe 71.5-x Ni 11.2 Ti 4（x = 8、10、12、14、16 at％）复杂成分合金，目的是增强BCC基体之间的晶格相干性和通过过改变Al含量来强化Al-Cr-Fe-Ni-Ti CCAs。随着Al从8 at%增加到16 at%，界面结构逐渐由半共格向全共格转变，析出相尺寸减小，晶格失配减少，基体与析出相之间的弹性相互作用增强。由于Al的加入，析出相的晶格紧密度和结构变形分别导致了有效的应变传递和析出相的增强。Al16Cr13.3Fe55.5Ni11.2Ti4合金具有良好的屈服强度（400.8 MPa）和抗拉强度（572.9 MPa）的组合，远远高于以前报道的纳米粒子强化合金，表明该合金在高温结构应用方面具有很大的前景。

在Ni-、Co-和（FeNi）-基高温合金体系中，普遍存在嵌在无序基体中的有序纳米颗粒组成的独特微观结构。由于其优异的机械强度和抗蠕变性能，它们已被开发用于高温承重应用。一些商用镍基高温合金。以FCC-γ基体和长方体L12-γ‘纳米颗粒为特征，即使在1100°C的高温下也表现出明显的蠕变抗力。高温合金具有优异的高温力学性能，这主要是由于大量共格y’纳米相的析出硬化和固溶强化。其中γ相与γ′相间晶格失配较小（16 < 0.5%）的共格界面结构是决定其微观结构稳定性和力学性能的关键因素，进而影响了的高温性能。

在析出相周围形成的相干应变场阻碍了位错的运动，从而提高了合金的强度和抗蠕变能力。析出相与基体间的相干程度取决于析出相的尺寸和晶格失配。半共格界面的发展导致共格应变场的松弛和错配位错加速的管道扩散，降低了合金的高温蠕变抗力。由于这些原因，应特别确保通过组合调整沉淀和基体之间适当的晶格失配。

近年来提出的复杂浓缩合金（CCAs）和高熵合金（HEAs）的概念使探索合金的大成分空间成为可能。总的来说，单相高熵合金在高温下表现出较好的力学性能，这主要是由于晶格畸变效应。如果将共格析出相引入基体，晶格畸变效应可以进一步增强，从而最大限度地提高高温力学性能。在一些CCAs中，发现了由有序纳米颗粒强化的类高温合金组织，由于其与商业镍基高温合金具有相似的性能，因此有可能作为高温结构材料使用。

在此，韩国材料科学研究所Ka RamLim和Hye JungChang（通讯作者）团队通过改变Al含量，系统地设计了L21强化Al-Cr-Fe-Ni-Ti复杂成分合金。对于高温应用，控制L21析出相与BCC基体之间的界面结构，使其具有增强的晶格相干性。发现随着Al的加入，Al Cr13.3Fe71.5-xNi11.2Ti4 （x= 8,10,12,14,16 at%）合金中L21析出相与BCC基体之间的晶格错配逐渐减少。从晶格失配的角度，讨论了析出相的形成机制（尺寸、数密度和体积分数）。基于强化模型和位错结构研究了材料在室温和700℃下的变形行为。通过有效的共格强化和应变转移，得到了具有共格L21纳米颗粒的Al16Cr13.3Fe55.5Ni11.2Ti4合金具有良好的抗拉强度和应变硬化性能。相关研究成果以题“Designing L21 strengthened Al-Cr-Fe-Ni-Ti complex concentrated alloys for high temperature applications”发表在金属顶刊Acta materialia上

论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.116890

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对所有合金试样进行1200℃均匀化处理，然后在空气中冷却。在冷却过程中，主要的L21纳米沉淀物在BCC基体中迅速形成。此外，在较低的冷却温度下形成了细粒奈米颗粒。随着Al含量的增加，BCC基体与初生L21相之间的晶格错配减小，从而降低了成核垒和临界核尺寸。因此，初生L21析出相的平均尺寸和数量密度分别减小和增大。此外，根据成分杠杆法则估算的L21初生析出相体积分数从8Al合金的19.8%不断增加到16Al合金的30.1%。

图1。Al x Cr 13.3 Fe 71.5-x Ni 11.2 Ti 4（at％）合金在1200°C均质处理6小时后的BSE-SEM图像：（a）x = 8，（b）x = 10，（c ）x = 12，（d）x = 14，（e）x = 16。

图2所示。Al,Cr133Fe715Ni11 2Ti4 （at%）合金在1200℃均匀化6小时后的DF-TEM图像和相应的SADPs: （a） x-8，（b） x-10，（C） x-12，（d） x=14，（e） x=16。（f）主要L2析出相的平均尺寸数密度（n）和体积分数（V）随Al含量的变化。这里的平均尺寸指的是析出相的宽度。

随着合金Al含量的增加，L21析出相的晶格收缩，而BCC基体的晶格膨胀，因此。晶格失配减小。这一趋势是由于两相组成元素的原子半径不同所致。原子半径依次减小：Ti >Al> Fe>Ni。当Al取代基体中的Fe和Ni时，析出相中的Ti亚晶格被Al和Fe占据。此外，Al浓度的增加会导致价电子数的减少，从而导致电子结构的不稳定。结果，Al的加入导致了析出相的变形，这被称为带型Jahn-Teller效应，从而导致了各向异性晶格失配。

图3。Al 16 Cr 13.3 Fe 55.5 Ni 11.2 Ti 4（at％）合金的APT结果显示BCC基体和L2 1中的元素分布：（a）Al，（b）Ni，（c）Ti，（d）Cr，（e）铁（f）基于两相化学成分的Al x Cr 13.3 Fe 71.5-x Ni 11.2 Ti 4（x = 8、10、12、14和16 at％）合金的杠杆规则图。

图5。具有FFT模式的HAADF-STEM图像（插入），具有对应的布拉格滤波图像的HR-STEM图像（插入），这些图像是从主图像的平面和拐角区域获得的

在（ac）Al 8 Cr 13.3 Fe 63.5 Ni 11.2 Ti 4（at％），（df）Al 12 Cr 13.3 Fe 59.5 Ni 11.2 Ti 4（at％）和（gi）Al 16 Cr 13.3 Fe 55.5 Ni 11.2中析出Ti 4（at％）合金。从编号的正方形获取的插图经过Bragg滤波的图像显示了位错叉状晶格。但是（h）HRSTEM图像和（i）相应的Al 16 Cr 13.3 Fe 55.5 Ni 11.2中沉淀物的布拉格滤波图像Ti 4 （at％）合金显示出完全相干的界面结构。

随着Al的增加，合金的室温抗压屈服强度从1070.3 MPa （8Al）逐渐增加到1427.0 MPa （16Al），根据强化模型发现，屈服强度的增加主要是固溶强化和沉淀硬化效应所致。当析出相尺寸较大、共凝聚度较低，即Al含量较低时，Orowan位错环是主要的强化机制。然而，当析出相尺寸较小且共格程度高时，即Al含量高的合金，共格强化是主要的强化机制。

图6所示。 AlxCr13.3Fe71.5-xNi11.2Ti4 （x= 8,10,12,14,16 at%）合金在（a）室温压缩实验和（b） 700℃拉伸实验中的应力-应变曲线。（c） 700 c时不同纳米颗粒强化HEAs的屈服强度图，

图7所示。（a）析出相周围基体上的应变分量。（c d） AlgCr13.3Fe63.5Ni11 2Ti，（at%），（e-f） Al2Cr133Fes9,5Ni11.2Ti （at%），（g-h） Al16Cr133Fe55 sn2等21个析出相的应变图。

图8 Al,Cr133Fe71.5在室温下通过析出硬化增加了屈服强度。AlxCr13.3Fe71.5-xNi11.2Ti4 （at%）合金相对析出相平均半径为：（a） x=8，（b） x=10，（c） x=12，（d） x=14，（e） x-16。根据方程计算了相干强化和Orowan位错环化的曲线。（9） -（12）。图中星形符号表示沉淀硬化对试验强度的影响

在高温拉伸试验中，随着Al含量的增加，合金的屈服强度的增加趋势得到进一步增强。在研究的合金中，值得注意的是，由于其出色的加工硬化能力，16Al表现出屈服强度（？400.8 MPa）和极限拉伸强度（？572.9 MPa）的优异组合。这些值大大高于先前报道的纳米沉淀强化的HEA的值。这些结果归因于从基体到析出物的有效应变转移，这是由于晶格相干度更高而产生的，并且由于四方晶格畸变提高了析出物的固有强度。

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