現(xiàn)代工業(yè)的發(fā)展對(duì)金屬材料性能的要求不斷提高，以一種或兩種金屬元素為主的傳統(tǒng)合金材料不能滿足要求 因此，有必要研制新型合金材料 2004年Yeh首次提出“多主元合金”材料的設(shè)計(jì)概念，并將其命名為高熵合金(High-entropy alloys, HEAs)[1] 高熵合金打破傳統(tǒng)合金以一種或兩者元素為主的設(shè)計(jì)理念而是多種元素的混合，各元素的百分比為5%~35%，形成單相固溶體 高熵合金具有許多優(yōu)異的性能，例如：高強(qiáng)度，高室溫韌性，以及高耐磨性，耐蝕性和熱穩(wěn)定性[2,3,4,5,6] 但是怎樣在實(shí)現(xiàn)合金高強(qiáng)度的同時(shí)保證其延展性，一直是研究者們的追求目標(biāo) 合金材料的強(qiáng)韌化機(jī)制，有固溶強(qiáng)化[7]，細(xì)晶強(qiáng)化[8,9]，彌散強(qiáng)化[10]，相變誘導(dǎo)塑性機(jī)制[11,12]等 為了優(yōu)化高熵合金強(qiáng)韌化，可綜合考慮上述機(jī)制 第一，對(duì)高熵合金進(jìn)行退火、時(shí)效、軋制等工藝處理 例如，對(duì)AlCrFeNi2Ti0.5高熵合金進(jìn)行退火處理后，其強(qiáng)度提高了600 MPa，壓縮應(yīng)變提高了2倍[13] 第二，在單相高熵合金基體中加入少量的金屬元素析出第二相，以提高其強(qiáng)度 例如，在CoCrFeNi合金中加入微量Al和Ti并進(jìn)行固溶和軋制處理，在γ基體中析出Ni3(Ti,Al)納米晶使合金的屈服強(qiáng)度提高3~5倍[10] 第三，設(shè)計(jì)雙相高熵合金 研究發(fā)現(xiàn)，單相固溶結(jié)構(gòu)的高熵合金不如雙相高熵合金具備綜合的力學(xué)性能[9,12] 例如，單相FCC(Face-centered cubic, FCC)結(jié)構(gòu)的高熵合金通常具有較好室溫塑性和較低的強(qiáng)度[14]，而單相體心立方結(jié)構(gòu)(Body-centered cubic, BCC)高熵合金常具有較高的硬度和較低的塑性變形能力[15] 對(duì)此，Wang等[16]設(shè)計(jì)的有序BCC(B2)和無(wú)序BCC雙相結(jié)構(gòu)Al0.7CoCrFe2Ni高熵合金，具有較高的強(qiáng)度及塑性 另外，BCC+FCC雙相NiFeCrMoW高熵合金的主要相結(jié)構(gòu)由BCC轉(zhuǎn)變?yōu)镕CC時(shí)發(fā)生脆性到韌性的轉(zhuǎn)變，使材料的塑性提高[17] 鑒于此，本文以單一FCC結(jié)構(gòu)的FeCoNi作為基體材料，添加鈦(Ti)原子形成FeCoNiTi雙相高熵合金 大原子尺寸Ti原子的加入，有利于形成BCC和/或Laves結(jié)構(gòu)[18] 根據(jù)晶體結(jié)構(gòu)性質(zhì)，F(xiàn)CC結(jié)構(gòu)比較“軟”，易滑移，可提供塑性；而Laves結(jié)構(gòu)較“硬”，可提供強(qiáng)度 因此，本文在FeCoNiTi高熵合金中形成FCC+Laves雙相組織結(jié)構(gòu)，以期實(shí)現(xiàn)高熵合金強(qiáng)韌化 本文使用CALPHAD(CALculation of PHAse Diagram)熱力學(xué)軟件對(duì)FeCoNiTi高熵合金相結(jié)構(gòu)進(jìn)行初步預(yù)測(cè)，以期縮短實(shí)驗(yàn)周期，降低實(shí)驗(yàn)成本 使用電子背散射衍射(Electron Backscattered Diffraction)技術(shù)快速標(biāo)定晶體材料大面積區(qū)域的逐點(diǎn)晶體學(xué)取向信息，重構(gòu)出該區(qū)域的微觀組織結(jié)構(gòu)，可直觀地觀察到相組成和取向關(guān)系等信息，且統(tǒng)計(jì)性較好 鑒于此，本文使用EBSD測(cè)試手段表征形變過(guò)程的微觀組織結(jié)構(gòu)，以期揭示微觀組織的演變規(guī)律

1 實(shí)驗(yàn)方法

使用Thermo-Calc軟件計(jì)算FeCoNi及FeCoNiTi高熵合金相組成隨溫度的變化情況 Themo-Calc是基于歐洲熱力學(xué)研究小組Dinsdale等[19]在1991年發(fā)表的純?cè)氐募妓棺杂赡?溫度表達(dá)式，以及相關(guān)二元、三元數(shù)據(jù)的熱力學(xué)數(shù)據(jù)庫(kù)而建立的熱力學(xué)計(jì)算模擬軟件

實(shí)驗(yàn)中用真空非自耗電弧熔煉爐制備等原子比FeCoNiTi高熵合金 先將高純度(>99.5%)的金屬粉末充分混合，并壓成直徑為10 mm、厚度為10 mm的圓柱體 將圓柱樣放置水冷銅坩堝中在Ar氣氛中進(jìn)行熔煉，為了使合金成分分布均勻每個(gè)樣品至少反復(fù)熔煉四次，熔煉完畢冷卻后得到紐扣狀鑄態(tài)試樣 在鑄態(tài)試樣上用電火花線切割得到?4 mm×5 mm圓柱試樣 隨后在1273K對(duì)圓柱體樣品進(jìn)行保溫4H的均質(zhì)處理，得到均勻態(tài)試樣 對(duì)該均勻態(tài)樣品進(jìn)行力學(xué)壓縮實(shí)驗(yàn)，最后對(duì)均勻態(tài)樣品進(jìn)行單軸壓縮變形(變形量為10%)得到形變態(tài)樣品

用光學(xué)顯微鏡(Optical Microscopy，OM)、X射線衍射儀(X-ray Diffraction，XRD)、掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)和電子背散射衍射(Electron Back Scatter Diffraction，EBSD)對(duì)鑄態(tài)、均勻態(tài)、形變態(tài)樣品進(jìn)行系統(tǒng)地微觀組織結(jié)構(gòu)表征 XRD測(cè)試，采用Cu靶，Kα射線λ=0.154 nm，其中管電壓為40 kV，管電流為40 mA，掃描速率0.328°/s，掃描范圍為20°~110° EBSD觀察面為圓柱樣品的CD-RD面(CD：壓縮方向，RD：徑向方向) 依次用400#，800#，1500#，2500#水磨砂紙磨光觀察面，然后用電解拋光制備EBSD試樣 電解拋光液配比為10%乙酸+90%高氯酸，拋光溫度控制在-30℃，拋光電壓為20 V，拋光電流為0.3 A左右，拋光60 s后迅速取出后用流水沖洗腐蝕面，再用無(wú)水乙醇進(jìn)行最終清洗，用冷風(fēng)吹干后得到表面平整光亮的EBSD試樣

2 結(jié)果和分析

圖1給出了FeCoNi和FeCoNiTi高熵合金中各相組成隨溫度變化的相圖 由圖1a可知，F(xiàn)eCoNi合金在620~1424℃溫度區(qū)間內(nèi)呈單一穩(wěn)定的FCC相固溶體，在400~620℃呈FCC+BCC相結(jié)構(gòu)的固溶體 Ti原子的半徑較大，將其加入高熵合金體系中易形成BCC和/或Laves相結(jié)構(gòu)，可提高材料的強(qiáng)度和硬度[18] 如圖1b所示，Ti原子的加入使其相結(jié)構(gòu)發(fā)生變化 在900~1030℃主要形成FCC+Laves+BCC三相結(jié)構(gòu)，并出現(xiàn)少量的Ni3Ti金屬間化合物

圖1



圖1FeCoNi和FeCoNiTi高熵合金的相組成隨溫度的變化

Fig.1Fraction of stable phases as function of temperature calculated by CAPHAD for (a) FeCoNi and (b) FeCoNiTi

圖2a給出了鑄態(tài)FeCoNiTi高熵合金的金相圖，可見(jiàn)呈典型的枝晶結(jié)構(gòu) 在多主元合金中，如果某一元素的熔點(diǎn)明顯低于其他元素，則在凝固過(guò)程中易出現(xiàn)樹(shù)枝狀的成分偏析[20] 對(duì)于FeCoNiTi 高熵合金，Ti的熔點(diǎn)(1941 K)比其他元素(Co、Fe和Ni)高得多 FeCoNiTi 高熵合金的凝固過(guò)程為枝晶凝固，因此鑄態(tài)組織呈現(xiàn)枝晶形態(tài)(圖2a) 圖2b表明，均勻化熱處理后初始態(tài)的枝晶組織消失，生成晶粒尺寸超過(guò)1 mm的FCC粗晶(晶界由圖2b中的虛線描繪) 此外，在圖2b中可觀察到在粗晶組織內(nèi)有大量板條相互交錯(cuò)組成的魏氏體結(jié)構(gòu) 研究表明，過(guò)熱的鋼[21]、鈦[22]、鋯[22]和鋁鈦合金[23]在快速冷卻過(guò)程中易形成魏氏體組織 類似地，F(xiàn)eCoNiTi在過(guò)熱處理后生成魏氏體組織結(jié)構(gòu)

圖2



圖2呈枝晶結(jié)構(gòu)FeCoNiTi高熵合金鑄態(tài)金的相圖和顯示粗晶組織和魏氏體板條的均勻態(tài)組織結(jié)構(gòu)金相圖

Fig.2(a) the optical microscopy images of the as-cast FeCoNiTi HEA, revealing the nearly equiaxial dendrite structure; (b) the homogenized microstructure, revealing coarse grain boundary and Widmanst?tten laths

圖3為場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡拍攝均勻態(tài)樣品的背散射電子圖像 圖3a表明，均勻態(tài)組織結(jié)構(gòu)由層狀結(jié)構(gòu)和魏氏體板條共同組成 從圖3b可見(jiàn)，魏氏體板條嵌在層狀組織結(jié)構(gòu)中 值得注意的是，魏氏體板條與層狀結(jié)構(gòu)之間呈現(xiàn)29.3°、62.8°和89.1°(由箭頭指出)的取向差，與文獻(xiàn)報(bào)道馬氏體與層狀結(jié)構(gòu)之間的理論角度值[23](34.5°、63.6°和95°)接近 更有趣的是，在魏氏體板條中可觀察到兩種不同的形態(tài)特征，即條形板條(圖3c)和三角形狀(圖3d) 條形板條的寬約100 nm，且條形板條之間完全平行(圖3c) 在圖3d中可觀察到規(guī)則排列的，長(zhǎng)寬尺寸較小的三角形狀 此外，從圖3b可見(jiàn)魏氏體板條三角排列的三個(gè)不同交角，即39.1°、55.8°和70.1°(由箭頭標(biāo)記)，與文獻(xiàn)的報(bào)道魏氏體板條之間的理論角度值(38.9°、56.3°和70.5°)非常接近[23]

圖3



圖3均勻態(tài)FeCoNiTi高熵合金的背散射衍射圖

Fig.3Back-scattered electron images of the as-homogenized FeCoNiTi HEA (a) lamellar structure and Widmanst?tten laths; (b) Widmanst?tten laths showing misorientation of 29.3°, 62.8° and 89.1° (marked by arrows) with respect to the embedding lamellar structure, Widmanst?tten laths with three different angles of intersection are revealed, i.e., 39.1°，55.8° and 70.1° (marked by arrows); two Widmanst?tten laths showing two shapes: strip in (c) and triangle in (d)

圖4為均勻態(tài)FeCoNiTi高熵合金的EBSD圖 圖4a~b表明均勻態(tài)的組織結(jié)構(gòu)為層狀結(jié)構(gòu)和魏氏體板條 圖4c表明該組織呈雙相結(jié)構(gòu)，藍(lán)色和紅色分別對(duì)應(yīng)FCC和Laves(六方晶體結(jié)構(gòu))相，其比例分別為59.9%和40.1% 圖4c中的內(nèi)嵌圖為均勻態(tài)FeCoNiTi高熵合金的XRD圖譜 該圖譜表明，F(xiàn)eCoNiTi高熵合金由FCC相和Laves相構(gòu)成，與EBSD分析結(jié)果一致 但是，在EBSD及XRD實(shí)驗(yàn)表征結(jié)果里并沒(méi)有觀察到相圖(圖1b)中預(yù)測(cè)的Ni3Ti和BCC相結(jié)構(gòu) 推測(cè)其原因是，在1273K形成的Ni3Ti相含量太低(0.82%) BCC相未觀察到的原因可能是：1)在1273K相變驅(qū)動(dòng)力不足，難以達(dá)到平衡相組成；2)Thermo-Calc軟件收錄的數(shù)據(jù)不全，使模擬結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果出現(xiàn)誤差 結(jié)合圖4a和圖4c可知，F(xiàn)CC相由魏氏體板條組成，Laves相則由層狀結(jié)構(gòu)組成 圖4d對(duì)FCC相的{111}和{110}極圖，以及Laves相的{0001}和{112ˉ0}極圖進(jìn)行了詳細(xì)分析 如圖4d中的三角符號(hào)可知，Laves相的{0001}基面與FCC相的四個(gè){111}面之一完全重合，呈{0001}//{111}的取向關(guān)系 同時(shí)可觀察到Laves相的[112ˉ0]晶帶軸平行于FCC相[110]晶帶軸，符合<112ˉ0>//<110>的取向關(guān)系 圖4d表明，F(xiàn)eCoNiTi高熵合金中FCC相與Laves相之間存在Shoji-Nishiyama取向關(guān)系，即{0001}Laves//{111}FCC，<112ˉ0>Laves//<110>FCC

圖4



圖4背散射電子圖、反極圖、相圖和XRD圖譜

Fig.4(a), (b) and (c) band contrast map, inverse pole figure and phase map, respectively. The inset shows X-ray diffraction patterns. Relationship between FCC and Laves phases: pole figure of FCC phase in (d), and pole figure of Laves phase in (e), revealing the S-N relationship between the Laves phase and its adjacent FCC phase in the white rectangle of (c)

圖5給出了均勻態(tài)樣品的兩個(gè)典型的代表性區(qū)域，根據(jù)掃描電鏡中的能譜分析(EDS)研究了元素在合金中的分布 魏氏體內(nèi)部呈富Ni分布，而層狀結(jié)構(gòu)中Fe元素的濃度較高，Ni元素的濃度較低 層狀結(jié)構(gòu)區(qū)域(位置1和3)的點(diǎn)能譜分析(表1)證實(shí)，Ni元素的含量最低，F(xiàn)e元素的含量最高 此外，由表1表明，在魏氏合金板條區(qū)域(位置2和4)含有豐富的Ni元素 因此，在均勻態(tài)的FeCoNiTi高熵合金中存在元素的富集，表明不同合金元素在魏氏體板條和層狀結(jié)構(gòu)中出現(xiàn)不同程度的偏聚

圖5



圖5兩個(gè)代表性選區(qū)元素的分布

Fig.5(a) and (b) shows the widmanst?tten laths and lamellar structure

Table 1

表1

表1層狀結(jié)構(gòu)(位置1和3)和魏氏體板條(位置2和4)的化學(xué)成分

Table 1Chemical composition of lamellar structure (locations 1 and 3) and Widmanst?tten laths (locations 2 and 4)

Microstructure	Elements (%, atom fraction)
		Fe	Co	Ni	Ti
Lamellar structure	Locations 1	31.6	28.9	11.2	28.3
	Locations 3	33.3	28.7	10.5	28.5
Widmanst?tten laths	Locations 2	17.41	27.2	32.41	22.98
	Locations 4	17.4	27.4	32.3	22.9

圖6a給出了FeCoNiTi高熵合金的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可見(jiàn)室溫工程應(yīng)力-應(yīng)變狀態(tài)下其屈服強(qiáng)度為1.52 GPa，抗壓強(qiáng)度為2.08 GPa，壓縮應(yīng)變?yōu)?0.3% 圖6b所示的FeCoNiTi 高熵合金壓縮斷口形貌，由解理面和韌窩組成 根據(jù)FCC相和Laves相結(jié)構(gòu)性質(zhì)推測(cè)：軟FCC相在壓縮過(guò)程中容納更多的應(yīng)力，進(jìn)而形成韌窩斷裂形貌；而硬Laves相的塑性變形能力有限，因此呈解理斷裂形貌 為進(jìn)一步驗(yàn)證該推測(cè)，對(duì)FeCoNiTi高熵合金進(jìn)行形變處理，以研究其形變過(guò)程的微觀組織演變機(jī)制

圖6



圖6FeCoNiTi高熵合金的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線和斷口形貌

Fig.6(a) compressive stress-strain curve, (b) compressive fracture morphology of FeCoNiTi HEA

圖7給出了形變態(tài)FeCoNiTi高熵合金的背散射電子圖像 從圖7a~b可見(jiàn)兩種典型的形變組織：寬度非常細(xì)小的扭曲層狀結(jié)構(gòu)(圖7c)和透鏡狀形變孿晶(圖7d) 在形變過(guò)程中為了釋放應(yīng)力集中，層狀結(jié)構(gòu)在應(yīng)力作用下發(fā)生扭曲(圖7c) 同時(shí)，在應(yīng)力作用下層狀組織內(nèi)部激活了形變孿晶(圖7d) 形變孿晶的形成可降低該區(qū)域內(nèi)位錯(cuò)滑移的平均自由程、提高其加工硬化能力，從而阻止該區(qū)域的進(jìn)一步變形、使變形向變形程度較低的區(qū)域轉(zhuǎn)移[24,25,26] 這一過(guò)程使材料發(fā)生均勻變形，進(jìn)而推遲裂紋的產(chǎn)生 此外，形變孿晶扭曲是形變孿晶與位錯(cuò)間強(qiáng)烈的相互作用的結(jié)果，該過(guò)程能提高材料的加工硬化能力

圖7



圖7形變FeCoNiTi高熵合金的不同放大倍數(shù)SEM照片

Fig.7SEM images under the different magnification for the as-deformed FeCoNiTi HEA; two typical types of deformation microstructure are detectable in (a) and (b); the distorted lamellar structure in (c); the lenticular twins in (d)

圖8給出了形變FeCoNiTi高熵合金的EBSD圖 圖8a反極圖中晶界線條(圖8a中的黑色線條)，顯示出一個(gè)部分原始粗晶 在晶界圖(Grain boundary, GB)中將兩相鄰晶粒取向差在3~15°范圍的定義為小角度晶界(Low angle boundaries, LABs)，大于15°為大角度晶界(High angle boundaries, HABs)(圖8b)，定義圍繞<111>軸線方向偏轉(zhuǎn)60°的特殊界面為形變孿晶界(Twin boundaries, TBs) 圖8c~d分別給出了FCC相和Laves相的晶界取向分布圖 在FCC相(圖8c)中存在一定數(shù)量的小角度晶界，該晶界屬于變形引起的位錯(cuò)界面 同時(shí)可觀察到在FCC相存在較多60°<111>取向，表明形變孿晶被激活 此外，由圖8c可知，F(xiàn)CC相內(nèi)形變孿晶占比高于小角度晶界，說(shuō)明在FCC相內(nèi)的形變機(jī)制由形變孿晶主導(dǎo) 然而，Laves相內(nèi)的形變機(jī)制由位錯(cuò)滑移主導(dǎo) 因此，在形變過(guò)程中FCC相和Laves相都有其相應(yīng)的主導(dǎo)形變機(jī)制

圖8



圖8FeCoNiTi高熵合金形變態(tài)的EBSD圖像

Fig.8shows EBSD maps for the deformed FeCoNiTi HEA (a) IPF map showing two coarse grains; (b) grain boundary map showing low angle boundaries (LABs, marked by gray lines), high angle boundaries (HABs, marked by black lines). and twinning boundaries (TBs, marked by red lines); grain boundary misorientation statistical results of FCC phase and Laves phase in (c) and (d), respectively; (e) and (f) showing dual phase microstructure under higher magnification images: Laves phase (lamellar structure) embedded in FCC phase; (g) kernel average misorientation map showing the deformation behavior in FCC and Laves phases

圖8e~g為形變微觀結(jié)構(gòu)的高倍EBSD圖，包括背散射電子圖(e)、相圖(f)和KAM(Kernel average misorientation)圖(g) 圖8e~f進(jìn)一步證實(shí)雙相結(jié)構(gòu)的存在，即Laves相(層狀結(jié)構(gòu))和FCC相(魏氏體板條) KAM值表示位錯(cuò)密度，藍(lán)色為位錯(cuò)密度最低(<1°)的區(qū)域，中等位錯(cuò)密度用綠色表示，紅色區(qū)域位錯(cuò)密度最高 FCC和Laves相內(nèi)部的KAM值幾乎都低于1°(圖8g)，表明在FCC相和Laves相內(nèi)應(yīng)變分布較為均勻，存在均勻的變形行為 由圖8g可知，KAM值在相界(圖8f中的白色輪廓)處較高，意味應(yīng)變?cè)谙嘟缑娓鼮榧?因此，相界面可作為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙，形成位錯(cuò)堆積

3 討論

克服合金強(qiáng)度-塑性失衡的有效方法，是設(shè)計(jì)“軟”和“硬”雙相組織結(jié)構(gòu) 因此，本文從多組元固溶體的形成準(zhǔn)則出發(fā)，并利用CALPHAD技術(shù)進(jìn)行相結(jié)構(gòu)預(yù)測(cè)，以設(shè)計(jì)雙相結(jié)構(gòu)高熵合金，最后用EBSD表征技術(shù)進(jìn)行驗(yàn)證 從熱力學(xué)性質(zhì)出發(fā)，根據(jù)混合焓(?Hmix)和價(jià)電子濃度(VEC)設(shè)計(jì)準(zhǔn)則擬定了FeCoNiTi高熵合金：1)當(dāng)混合焓接近0時(shí)合金元素易形成固溶體，混合焓越負(fù)則越容易形成金屬間化合物[27,28]；2)VEC≥8的合金易形成FCC單相結(jié)構(gòu)，8>VEC≥6.87則易形成FCC+BCC雙相組織結(jié)構(gòu)[29] 從表2可知，F(xiàn)e、Co、Ni間的混合焓近似0，易形成固溶體，而與Ti的混合焓較負(fù)易形成金屬間化合物 計(jì)算結(jié)果表明，F(xiàn)eCoNiTi高熵合金的價(jià)電子濃度VEC=7.75，所以傾向于形成雙相結(jié)構(gòu)以滿足形成雙相結(jié)構(gòu)的價(jià)電子濃度準(zhǔn)則 除上述經(jīng)驗(yàn)設(shè)計(jì)外，CALPHAD計(jì)算結(jié)果表明，在FeCoNi體系中加入Ti原子可在高溫下形成FCC+BCC+Laves三相結(jié)構(gòu) 從EBSD及XRD表征實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知，F(xiàn)eCoNiTi高熵合金呈FCC+Laves雙相結(jié)構(gòu) 但是在實(shí)驗(yàn)表征上未標(biāo)定出BCC相，可能與相變驅(qū)動(dòng)力及Thermo-Calc數(shù)據(jù)庫(kù)不完整有關(guān) 總之，F(xiàn)eCoNiTi高熵合金的相結(jié)構(gòu)符合預(yù)期的“軟”(FCC相)和“硬”(Laves相)的雙相結(jié)構(gòu)

Table 2

表2

表2使用Miedema模型計(jì)算的二元等原子合金的混合焓、Fe，Co、Ni、Ti的原子半徑以及價(jià)電子濃度以及楊氏模量

Table 2The enthalpy of mixing (ΔHmix, kJ mol-1) of binary equiatomic alloys calculated by Miedema's approach. The atom radius, valence electron concentrations (VEC) and Young’s modili of Fe, Co, Ni, Ti

Element	Fe	Co	Ni	Ti	Atom radius /nm	VEC	Young's moduli /GPa
Fe	0	-1	-2	-17	0.1214	8	211
Co	-	0	0	-28	0.1251	9	209
Ni	-	-	0	-35	0.1246	10	200
Ti	-	-	-	0	0.1462	4	116

FeCoNiTi高熵合金的微觀組織演變，如圖9所示 在FeCoNiTi高熵合金由液態(tài)(圖9a)凝固為固態(tài)的過(guò)程中，由于不存在固定的溶質(zhì)和溶劑，各組元成分接近，成分過(guò)冷度高，易形成枝晶結(jié)構(gòu)(圖9b) 均勻化處理后，F(xiàn)eCoNiTi高熵合金形成魏氏體板條和層狀組織的混合結(jié)構(gòu)(圖9c) 而且，魏氏體板條和層狀組織間存在不同角度取向(圖9c) 此外，具有條狀結(jié)構(gòu)和三角形狀結(jié)構(gòu)的魏氏體組織也具有不同角度取向(圖9c) 在對(duì)均勻態(tài)樣品進(jìn)行形變處理后，可觀察位錯(cuò)滑移及形變孿晶在FCC相內(nèi)的激活(圖9d)，以及Laves相內(nèi)存在的位錯(cuò)滑移(圖9d) 同時(shí)，還可觀察位錯(cuò)在FCC相和Laves相相界間的累積(圖9d)

圖9



圖9FeCoNiTi高熵合金的微觀組織演變

Fig.9Microstructure evolution of FeCoNiTi HEA (a) Liquid, (b) As-cast, (c) As-homogenized, (d) Deformed

FeCoNiTi高熵合金的強(qiáng)化機(jī)制，包括固溶強(qiáng)化和界面強(qiáng)化，其中固溶強(qiáng)化受原子尺寸錯(cuò)配度，楊氏模量失配度，層錯(cuò)能變化及長(zhǎng)程和/或短程有序的影響[30] 在FeCoNiTi高熵合金體系中，半徑較大的Ti原子(表2)易于與其它元素鍵合[31] 同時(shí)，合金元素的原子尺寸錯(cuò)配度高使FeCoNiTi高熵合金的固溶強(qiáng)化效應(yīng)加強(qiáng)[2,32] 此外，F(xiàn)e，Ti間楊氏模量失配度高達(dá)81.9%(表2)，進(jìn)一步提高了固溶強(qiáng)化效應(yīng) FeCoNiTi高熵合金的晶界強(qiáng)化來(lái)自其雙相結(jié)構(gòu) 與傳統(tǒng)的晶界相比，異相界面(圖4c中FCC/Laves)需要更高的應(yīng)力才能實(shí)現(xiàn)應(yīng)變傳遞[22] 此外，具有平行和三角形形態(tài)特征的同相(FCC/FCC和Laves/Laves)界面也提供了強(qiáng)化作用 對(duì)于平行界面，位錯(cuò)在具有超細(xì)尺寸的魏氏體板條間的滑移距離較小，而在平行魏氏體板條方向有較大的滑移程(圖3c) 同時(shí)，板條間形成的三角形界面在結(jié)構(gòu)上是穩(wěn)定的(圖3d) 因此，滑移位錯(cuò)容易限定在平行界面和三角界面內(nèi)，有助于FeCoNiTi高熵合金的強(qiáng)化

FeCoNiTi高熵合金韌化行為的原因是：位錯(cuò)滑移及形變孿晶提供FCC相的塑性應(yīng)變，Laves相的變形機(jī)制則由位錯(cuò)滑移主導(dǎo)(圖7,8) 由于多滑移及形變孿晶的激活，F(xiàn)CC相可作為“軟”相提供塑性 此外，韌化行為也歸因于由魏氏體板條(FCC相)和層狀結(jié)構(gòu)(Laves相)組成的雙相組織 Laves相的位錯(cuò)滑移系相當(dāng)有限，因此層狀結(jié)構(gòu)(Laves相硬相)比魏氏層狀結(jié)構(gòu)(FCC相，軟相)具有更大的內(nèi)在變形抗力 當(dāng)FeCoNiTi高熵合金承受外加機(jī)械載荷時(shí)，硬Laves相和軟FCC相共存而形成協(xié)同變形，使其產(chǎn)生延性

4 結(jié)論

(1) FeCoNiTi高熵合金的鑄態(tài)組織呈枝晶形態(tài)，在均勻化處理過(guò)程中枝晶生長(zhǎng)并合并成粗晶組織，形成了層狀結(jié)構(gòu)(Laves相)和魏氏體板條(FCC相)

(2) FeCoNiTi高熵合金的雙相組織是克服強(qiáng)韌性失衡的關(guān)鍵因素(2.08 GPa抗壓強(qiáng)度和超過(guò)20%的壓縮率) 高強(qiáng)度源于硬Laves相(層狀結(jié)構(gòu))的強(qiáng)化，而軟FCC相(魏氏體板條)的位錯(cuò)滑移和變形孿晶使其具有延展性

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2.1合金鑄棒和薄帶,研究了冷卻速率對(duì)多主元共晶高熵合金的微觀組織和力學(xué)性能的影響 結(jié)果表明,全部試樣均由FCC和B2兩相組成 不同直徑的合金鑄棒均為常規(guī)共晶組織,只在表層某些位置觀察到胞狀共晶組織 鑄棒的直徑越小,冷卻速率越大,規(guī)則共晶組織的片間距(λ)越小,其屈服強(qiáng)度越高 當(dāng)鑄棒直徑由8 mm減小至2 mm時(shí)表層區(qū)域的λ值由530.4 μm減小至357.0 μm,軸心區(qū)域的片間距由712 μm減小至474 μm,合金的屈服強(qiáng)度由690 MPa提高到877 MPa 結(jié)合合金薄帶的微觀組織分析結(jié)果表明,隨著冷卻速率的提高AlCoCrFeNi2.1合金依次形成規(guī)則和非規(guī)則混合共晶組織、胞狀共晶組織和樹(shù)枝狀組織 ]]>

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Metastability engineering opens a new avenue to design high-entropy alloys (HEAs) originally proposed to benefit from phase stabilization. Meanwhile, boundary engineering via embedding planar defects such as stacking faults and nanotwins into the matrix of metals provides them with unique mechanical properties. In this work, for the first time, we combine the above two strategies to prepare Al0.1CoCrFeNi HEA pillars populated with a high density of stacking faults and nanotwins. It is uncovered that the stacking faulted (SF) Al0.1CoCrFeNi HEA pillars manifest ultrahigh strength exceeding 4.0 GPa and considerable compressive plasticity over 15%, much superior to their nanotwinned (NT) counterparts. Compared with the nanotwins undergoing detwinning during plastic deformation, the stacking faults in Al0.1CoCrFeNi high-entropy alloy thin films (HEAFs) are quite stable to hinder dislocation motion. Our findings not only endow the Al0.1CoCrFeNi HEAs with a predominant combination of strength and compression deformability, but also shed light on a new perspective for overcoming the strength and ductility trade-off in structural materials.

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