导读: 激光定向能沉积(DED)技术为制备具有定向纳米层状结构的共晶高熵合金(EHEAs)提供了新的机会。本文采用原位同步加速器高能x射线衍射和x射线断层扫描技术，研究了由面心立方相(fcc)和有序体心立方相(B2)组成的纳米层状AlCoCrFeNi2.1。3个方向加载的EHEA试样均表现出明显的力学各向异性:(i)HEA0沿片层方向加载的试样抗拉强度和塑性均最高;(ii)试样HEA45，加载沿45?角板层方向，表现出最低的强度和内侧延性;(iii)垂直于板层方向的HEA90试样强度中等，延性最低。我们发现这种力学各向异性与B2相和fcc相的加工硬化顺序以及B2相的马氏体转变有关。该研究表明，ded制备的EHEAs在片层方向上表现出最佳的强度-塑性协同作用，并为定向纳米片层结构中双相的共变形行为提供了基本的理解。

具有共晶显微组织的高熵合金(HEAs)或共晶高熵合金(EHEAs)通常由两种具有不同性能的相组成。层状EHEAs，采用软面心立方(fcc)和硬体心立方(bcc)相交替设计，表现出良好的强度和延展性组合，最流行的EHEAs之一AlCoCrFeNi2.1证明了这一点。各种各样的加工方法已经被报道可以改善EHEAs的拉伸性能。例如，据报道，通过热机械加工制备的AlCoCrFeNi2.1样品在保持良好延性(断裂应变为~ 16%)的同时，具有~1.5 GPa的高屈服强度。定向凝固制备的Al19Fe20Co20Ni41也表现出较高的强度和延展性。

关于EHEAs的变形机制，以往的研究主要集中在单个fcc或bcc相的强化和增韧上。fcc相通常表现为平面位错阵列，而含有沉淀的bcc/B2相则通过Orowan机制得到强化。然而，fcc和bcc相的共变形机理复杂，尚未得到很好的理解。例如，在拉伸试验中，在许多EHEAs中观察到马氏体转变，这可能会增强bcc相的加工硬化。马氏体相变还与相界位错和层错的积累有关。关于相界的影响，一方面，相界可以促进位错从fcc相向bcc相的形核和传递，有利于AlCoCrFeNi2.1的强度和塑性。另一方面，fcc相中大量位错在相边界上的积累和堆积导致背应力的产生，从而增强材料。相界在强化fcc相和影响断裂行为中的作用有待进一步研究。

尽管前人对EHEAs进行了大量的研究，但对ed制备的EHEAs的定向拉伸性能及其fcc与B2相之间的共变形机制的综合研究却很少。因此，有几个问题(1)沿不同方向加载的定向EHEAs中fcc相和B2相的应力应变分配行为如何?(2)马氏体相变发生在加载的哪个阶段，如何促进EHEAs的加工硬化?(3) fcc相的取向相关加工硬化是什么?(4)定向EHEAs的拉伸断裂行为与取向有关?在本研究中，多伦多大学邹宇团队回答上述四个问题，并试图阐明DED制造的EHEAs的共变形，强化和断裂行为。

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

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

图1纳米层状结构AlCoCrFeNi2.1的DED工艺、微观结构和物相。

(a)用DED法制作的构建板及与建筑方向(Z轴)0?、45?、90?的拉伸试样示意图，分别命名为HEA0、HEA45、HEA90。

(b)由HEA制成的ded构建板的宏观图像。

(c)定向共晶细胞的OM图像，具有超细薄片和分枝共晶菌落。

(d1)显示定向共晶fcc和B2相的EBSD相图;

(d2) fcc相和B2相对应的极点图，显示了两相之间的K-S取向关系以及相关的MUD。

(d)fcc与B2相的K-S取向关系示意图。

(f)透射电镜EDS图显示Al和Ni向B2相偏析，Co、Cr和Fe向fcc相偏析。

制备的AlCoCrFeNi2.1呈现出由柱状晶粒组成的定向凝固组织(图1(b))，由于高定向温度梯度，这些柱状晶粒沿建筑方向(Z轴)连续生长。柱状晶粒的长度和宽度分别为~10 mm和~1 mm。根据HEXRD分析(补充信息图S1(a))，沉积样品包括fcc相和B2相两种相。图1(c, d1)的显微结构显示了精细的fcc和B2共晶菌落(~ 10-20 μm)，由~ 40%的定向片和~ 60%的支化共晶菌落组成(根据补充信息中的图S1(b)计算)。三种样品中fcc相和B2相的含量分别为~ 73%和~ 27%。如图1 (d2)所示，fcc相的{110}极图和B2相的{111}极图均密度(MUD)值在靠近Z方向(即建筑方向)处倍数最大。

图2 HEA0, HEA45和HEA90样品的拉伸性能和行为。

(a) HEA0、HEA45、HEA90试样具有代表性的工程应力-应变曲线。

(b) HEA0、HEA45和HEA90试样的屈服强度和断裂伸长率比较，HEA0试样的屈服强度和拉伸延展性均最高。

(c)拉伸试验后的三个代表性样品的宏观图像。

(d) HEA0、HEA45和HEA90试样的WHR随真应变的函数关系，说明HEA0试样在断裂前的WHR在~ 10%应变以上是一致的。

图3拉伸试样的HEXRD结果。

(a)同步加速器波束线实验装置示意图。

(b) - (d)分别为HEA0、HEA45和HEA90样品中fcc和B2相特定平面的真应力与弹性晶格应变的关系。

阶段1:fcc相和B2相的弹性变形;第二阶段:fcc相和B2相中晶族的顺序屈服;

第三阶段:fcc相和B2相的加工硬化。

“宏观屈服”虚线表示的是HEA0、HEA45和HEA90样品的宏观屈服强度。

图4相应力，分配，位错密度和WHR作为真应变的函数。参考宏观应力应变曲线

(a)HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90, fcc和B2相的应力应变分配行为。

(d)三种样品的fcc相应力与b2相应力的比值随真应变的变化，表明HEA0中fcc相对总真应力的贡献随着真应变增大10%以上而增大。

(e)三种样品fcc相位错密度的增加，说明HEA0中fcc相位错密度在低应变时相对较低，但仍在继续增加。

(f)三种样品的fcc相WHR随真应变的变化情况，表明HEA0的fcc相WHR在~ 6%应变以上达到最大值

图5不同应变后试样变形的EBSD KAM图。

(a)HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90样品在1%应变后的变形。

(d)骨折后HEA0， (e) HEA45， (f) HEA90样品。

在(d) - (f)中，白色箭头表示高度的局部定向错误。

在HEA0样品中，在B2相内观察到高水平的取向错误，而在HEA45和HEA90样品中，取向错误沿着相界表现出来。图右侧的“LM”表示局部定向错误的程度。

图6 HEA0、HEA45和HEA90试样拉伸过程中的马氏体相变。

(a) HEA0、(b) HEA45和(c) HEA90样品的综合强度随真应力的演化。不对称B2峰表示相变的发生。循环加载过程中B2-{211}和M-{200}峰的变化表明(d) HEA0、(e) HEA45和(f) HEA90样品的马氏体转变过程具有部分可逆性。拉伸过程中马氏体相的相对含量分别随(g)真应变和(h) B2相应力的变化。

表1 HEA0、HEA45和HEA90马氏体相变的临界值。U表示马氏体转变所需的转变能。

图7 SEM图像显示HEA0, HEA45和HEA90样品中不同的滑动线被激活。

(a) HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90样品在1%应变后的SEM图像。

(d) HEA0， (e) HEA45， (f) HEA90样品5%应变后的SEM图像。

(g) HEA0， (h) HEA45， (i) HEA90试样断裂后在断口附近的SEM图像。

(h)和(i)的右上角显示了一幅放大图像，显示了滑移线在相界处的堆积。(a)、(b)和(c)中的白色虚线表示I型和II型滑移线。(h)和(i)中的黄色箭头突出了II型滑移线在相界处的堆积。ⅰ型滑移线垂直于相界，ⅱ型滑移线平行于相界。

图8 HEA0, HEA45和HEA90样品在不同应变后变形的亮场透射电镜图像。

(a) HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90样品在1%应变后的TEM图像。白色箭头表示脱位。

(d) HEA0， (e) HEA45，

(f) HEA90试样断裂后在断口附近的TEM图像。白色和黄色箭头分别表示位错几乎垂直于相界和平行于相界。

图9所示。(a) HEA0， (b) HEA45， (c) HEA90样品的fcc相滑移面定向晶格模型示意图。紫色、黄色、蓝色和灰色的平面分别代表(11-1)、(111)、(-111)和(1-11)平面。灰平面垂直于纸张，因此呈现为一条线。在轴系中，a、b、c分别代表[100]、[010]、[001]方向。(d) HEA0， (e) HEA45和(f) HEA90样品中fcc相的滑移面和方向示意图。

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

图10 断裂部位附近区域的SEM图像。

(a) HEA0， (b) HEA45和(c) HEA90样品的SEM图像显示出明显的断裂行为。

在HEA0样品中，断裂发生在相界上，而在HEA45和HEA90样品中，断裂主要沿相界断裂。高倍图像显示(d) HEA0， (e) HEA45，

(f) HEA90样品的裂纹成核部位。在HEA0样品中，裂纹在B2相内形核，而在HEA45和HEA90样品中，裂纹沿相界形核。裂缝由白色箭头表示。

图11基于同步加速器的x射线三维断层扫描数据显示了拉伸前后微空洞和裂纹的演变。

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

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

(g) HEA0， (h) HEA45， (i) HEA90试样拉伸前后等直径内部微孔的相对频率。“Ave”表示微孔的平均等径。

图12纳米层状结构AlCoCrFeNi2.1 EHEA各向异性共变形行为示意图。

数字1到6代表张力的不同阶段。(1) fcc相的屈服;(2)试样弹塑性变形。HEA0和HEA90试样的马氏体相变发生在B2相屈服之前，而HEA45试样的马氏体相变发生在B2相屈服之后;

(3) fcc相和B2相的加工硬化;(4) HEA0样品fcc相WHR显著增加;(5)裂纹形核;

(6)最终断裂。fcc相中位错的数量是加工硬化水平的一个指标。位错、滑移面和相界之间的关系表明在三个样品中激活了不同类型的滑移系统。

本研究DED方法制备的定向纳米层状EHEA AlCoCrFeNi2.1的各向异性拉伸行为的起源。在三个加载方向下，平行于纳米层状取向的HEA0样品的抗拉强度和塑性最高。加载方向对EHEAs的应力-应变分配、马氏体相变行为、fcc相的加工硬化和断裂行为有显著影响。主要成果如下：

(1)双相EHEA的连续加工硬化促进了其强度和延展性的增强。

(2)EHEAs中马氏体相变的发生和比例与取向密切相关。对于HEA0和HEA90，马氏体相变发生在B2相屈服之前;对于HEA45，马氏体相变发生在B2相屈服后。

(3)对于HEA0样品，位错堆积距离远，相界对位错运动的抵抗能力强，是其加工硬化能力最高的原因。

(4)在断裂行为方面，HEA0表现出比HEA45和HEA90更高的抗断裂性能，这主要是由于HEA0具有一致的加工硬化速率以及fcc和B2相相对协调的共变形。骨折相对较差。