Al含量与冷轧协同调控FeCoCrNi基高熵合金的组织演变及退火硬化行为

《Materials》：Synergistic Effects of Al Content and Cold Rolling on the Microstructural Evolution and Annealing Behavior of FeCoCrNi-Based High-Entropy Alloys

　　

该研究考察冷轧及后续退火对Fe₁₆Co₂₈Cr_40-xNi₁₆Al_x（x = 8, 10）高熵合金（HEAs）微观组织演变和硬度的影响。初始态合金经90%冷轧后，在800 °C分别退火15和30 min。结果表明，两种初始态合金均呈现典型面心立方（FCC）枝晶形貌；Al10合金中较高的Al含量促进更严重的元素偏析，并使初始硬度达到213.1 HV，高于Al8合金的192.9 HV。在90%冷轧过程中，Al8合金的枝晶发生严重碎化和细化，枝晶特征尺寸降至2.0 μm，硬度增加82%至351.6 HV；相反，Al10合金由于具有更高变形抗力而保持连续拉长的枝晶带，硬度达到334.0 HV。在随后的800 °C退火中，组织演变路径发生分化：Al8合金主要发生回复软化并伴随组织弥散化，而Al10合金由于显著固溶强化和高组织稳定性而表现出连续硬化。这些结果表明，改变Al含量从根本上改变了初始变形模式；冷轧在破碎初始枝晶结构、将富溶质偏析域再分布至更细尺度以及驱动显著加工硬化方面起关键作用；后续退火则控制回复软化与结构驱动连续硬化之间的关键平衡，突出成分与工艺在调控HEAs稳定性和性能中的协同作用。

研究背景方面，高熵合金（HEAs，由四种或以上主要元素组成的复杂合金）改变了传统合金设计策略。FeCrMnNiCo等CoCrFeNi基HEAs初始态常形成以面心立方（FCC）固溶体为主的枝晶组织，Cr、Al倾向富集于枝晶干，Fe、Co倾向分布于枝晶间；这种偏析及强韧平衡需求限制其应用。调整Al含量是重要冶金策略：大原子半径Al引入严重晶格畸变并增强固溶强化，高Al还提高凝固前沿过冷度、促进形核、限制枝晶长大并增加第二相析出倾向，从而改变基体局部变形抗力。严重冷轧可改变初始组织形态并减轻凝固偏析：90%厚度压下使粗大枝晶受强烈压缩和纵向拉伸，破碎原始成分边界并细化偏析域，这一过程是机械碎化和再分布，而非热激活长程原子扩散。冷轧形貌演变依赖初始溶质含量：较低变形抗力合金易在强剪切下彻底碎化细化，较高溶质/固溶强化合金易连续拉长成定向流线组织，并因晶界、枝晶界面和变形带密度增加而产生加工硬化。退火则触发回复、结构重排和元素再分布，短时退火硬度由回复软化、结构细化、连续固溶强化及细粒子钉扎等机制竞争决定。尽管Al添加和冷加工各自影响已知，但不同Al含量如何决定FeCoCrNi基HEAs的具体变形碎化路径及短时退火行为的协同机制尚不清楚。为此，研究人员系统研究Fe₁₆Co₂₈Cr_40-xNi₁₆Al_x（x = 8, 10）HEAs，经90%冷轧及800 °C/15、30 min退火，追踪组织和元素演变与硬度变化，揭示Al含量使变形模式由彻底碎化转向连续带状化，以及回复软化与退火硬化竞争机制。研究结论表明：Al10初始硬度较高源于固溶强化，Al8在大应变下具有更强结构细化和加工硬化能力；冷轧碎化枝晶、细化并再分布富溶质偏析域并驱动加工硬化；退火决定回复软化与结构驱动连续硬化的平衡。该研究为通过成分与加工协同调控HEAs组织稳定性和性能提供依据。

关键方法概括（不超过250字）：采用真空感应熔炼制备Fe₁₆Co₂₈Cr_40-xNi₁₆Al_x（x = 8, 10）HEAs，使用高纯元素原料（≥99.9 wt%），氩气气氛下重熔至少5次；铸锭经1200 °C/24 h均匀化后空冷得初始态。室温多道次冷轧至90%厚度压下（终厚约0.5 mm），并进行1100 °C/10 min退火；随后对冷轧前后Al8和Al10合金在800 °C退火15或30 min。采用光学显微镜（OM）、配备Super-X能谱（EDS）的场发射扫描电子显微镜（SEM）和X射线衍射（XRD）表征组织、元素分布和相组成；采用维氏硬度（HV）法在1 kgf、15 s条件下测定硬度。无样本队列来源。

研究结果如下。3.1 冷轧前后合金的微观组织：通过XRD、OM/SEM和EDS分析发现，初始态Al8和Al10均为FCC枝晶组织；Al10枝晶特征更明显、枝晶干更粗、枝晶间细颗粒更多，元素偏析更重，枝晶特征尺寸分别为Al8 29.6 μm、Al10 28.9 μm。90%冷轧后，Al8原始枝晶轮廓几乎完全消失，枝晶特征尺寸降至2.0 μm，成分边界在EDS尺度不可分辨；Al10保持沿轧向连续拉长的枝晶带，尺寸降至4.3 μm，并保留沿轧向带状成分不均匀。冷轧使元素分布较初始态更连续，Al8组织更细且更均匀，Al10保留带状异质性。3.2 退火对冷轧前后合金微观组织的影响：通过800 °C/15 min和30 min退火后的XRD、SEM和EDS分析发现，未变形合金短时退火缺乏显著再结晶驱动力，以溶质扩散辅助再分布、局部应力松弛和结构重排为主；15 min后Al8枝晶尺寸18.6 μm，Al10为12.8 μm且偏析更明显。冷轧后退火15 min，两合金呈沿轧向带状/纤维状；Al8枝晶碎化为细颗粒和短棒，尺寸4.5 μm，富集元素呈细颗粒和短带弥散分布；Al10保持连续带状，尺寸4.1 μm，溶质沿轧向连续富集。退火30 min后BCC型相衍射峰更明显；未变形Al8出现强(200)退火织构；未变形Al8和Al10枝晶尺寸分别12.1和10.7 μm，Al10显示粗化趋势但残余偏析更强；冷轧Al8尺寸增至8.9 μm，Al10增至8.1 μm，Al10枝晶长大程度较低，表明高Al含量和强固溶强化提高基体稳定性并抑制枝晶长大。3.3 退火对冷轧前后合金硬度的影响：硬度测试表明，初始Al10为213.1 HV，高于Al8的192.9 HV；90%冷轧后Al8硬度升至351.6 HV（增幅82%），Al10为334.0 HV（增幅57%）。未变形Al8退火15 min降至168.8 HV，30 min回升至209.4 HV；冷轧Al8退火15 min降至328.3 HV（降幅6.62%），30 min为336.5 HV（较退火前降低4.29%）。未变形Al10退火15和30 min分别升至241.6和281.2 HV；冷轧Al10退火15 min升至349.2 HV（增幅4.55%），30 min升至364.4 HV（增幅9.10%）。Al8短时退火以回复软化为主，30 min时残余变形带、细化结构、局部亚晶稳定和细粒子钉扎促使硬度回升；Al10中高Al引起严重晶格畸变和显著固溶强化，退火热激活促进局部溶质再分布和组织调整，退火硬化超过有限回复软化，从而保持冷轧强度并连续硬化。

讨论部分总结：冷轧对初始枝晶结构的碎化和富溶质偏析域的细尺度机械再分布起关键作用，并驱动显著加工硬化；后续退火控制回复软化与结构驱动连续硬化之间的平衡；Al含量改变初始变形模式，Al8沿碎化、细化和弥散化路径演变，Al10沿拉长、带状化和局部细化路径演变；高Al提高基体稳定性和固溶强化，抑制退火过程中枝晶长大。成分与工艺协同决定HEAs组织稳定性和性能。

研究结论翻译如下：(1) Al8和Al10初始态合金呈现典型FCC枝晶组织。Al10合金中较高Al含量加剧凝固过程中的元素偏析，并因增强固溶强化使初始硬度提高至213.1 HV，而Al8合金为192.9 HV。(2) 90%冷轧后，Al8合金原始枝晶发生彻底碎化和细化，枝晶特征尺寸降至2.0 μm，硬度大幅提高至351.6 HV；相反，Al10合金具有更高基体变形抗力，保持连续拉长枝晶带，枝晶特征尺寸为4.3 μm，硬度达到334.0 HV。(3) 严重冷轧从根本上改变800 °C后续退火行为。Al8合金组织演变遵循碎化、细化和弥散化路径，而Al10合金遵循拉长、带状化和局部细化轨迹。此外，在该退火工艺下，Al10合金中较高Al含量增强基体稳定性并有效抑制退火过程中枝晶长大。(4) 在800 °C退火过程中，冷轧Al8合金首先发生回复软化，因储存能释放使15 min时硬度降至328.3 HV，随后略有回升；相反，冷轧Al10合金表现连续硬化趋势，30 min后升至364.4 HV。这表明在该退火工艺下，Al10合金中强固溶强化和优异组织稳定性可能超过结构回复带来的软化效应。