通过原位电子背散射衍射（EBSD）技术研究薄层Al0.7CoCrFeNi双相高熵合金的变形行为

《Journal of Alloys and Compounds》：Exploring the deformation behavior of a lamellar Al0.7CoCrFeNi dual phase high-entropy alloy via in-situ EBSD

　　

王成禧|杨宏|陈明|纪 Vincent

昆明科技大学交通运输工程学院，中国昆明 650500

摘要

通过原位EBSD技术研究了层状Al_0.7CoCrFeNi双相高熵合金在微拉伸载荷下的变形响应、损伤演变及其内在机制。结果表明，FCC相通过位错滑移和晶格旋转主导了整体变形过程。几何上必需的位错主要在相界和B2析出物周围积累，其密度随施加应变的增加而显著增加。初始晶体取向在变形行为中起着决定性作用。在应变作用下，FCC晶粒通过晶格旋转逐渐从<113>方向重新定向到<214>方向，随后再定向到<102>方向，激活了多个滑移系并促进了晶间应变协调。相比之下，BCC相在低应变下仅表现出弹性响应，因为难以触发滑移系。然而，在较高应变水平下，少量位错能够穿过BCC相并沿着{110}<111>和{123}<111>方向迁移，从而促进载荷传递和应变适应。B2析出物不仅阻碍位错运动，还会引起局部应力集中，导致位错堆积和随后的微观结构演变。这些相互作用促进了位错堆积，并影响了最终断裂形态。因此，塑性变形主要由FCC相介导，BCC相的有限滑移活动和界面协调也起到了辅助作用，表明在外加载条件下这些因素以协调的方式共同发挥作用。

引言

高熵合金（HEAs）所具有的较高熵值有利于形成单相固溶体，如面心立方（FCC）、体心立方（BCC）或密排六方（HCP），而不是复杂的金属间化合物，这使其形成机制与传统合金有根本区别[1]。此外，严重的晶格畸变效应、缓慢的扩散效应和混合效应使HEAs在强度、硬度、低温韧性以及耐磨性、抗氧化性、抗疲劳性和耐腐蚀性方面表现出色[2]。在各种HEA家族中，AlCoCrFeNi由于其优异的耐磨和抗腐蚀性能，在航空航天和汽车工业中得到了广泛应用[3]。

与许多单相HEAs不同，Al_xCoCrFeNi的相组成在Al含量上具有很强的依赖性。具体来说，当Al含量低于0.4时，它采用FCC结构；当Al含量在0.5到0.9之间时，会形成FCC和BCC/B2双相结构；当Al含量超过0.9时，仅剩余单相BCC结构[4]。由于单相FCC具有良好的延展性但强度有限，而单相BCC具有高强度但延展性较差，因此调整相组成成为在强度和韧性之间取得平衡的有效策略。据Huang等人报道，随着Al含量的增加，Al_xCoCrFeNi的屈服强度从185 MPa提高到了771 MPa，而伸长率从46%降低到了11%；进一步增加Al含量至1.0时会导致严重的脆化[5]。Gangireddy等人发现，双相Al_0.7CoCrFeNi（830 MPa）的屈服强度远高于单相Al_0.3CoCrFeNi（160 MPa），这是由于增强了位错储存能力和明显的应变硬化效应[6]。为了在强度和韧性方面实现协同改进，许多研究探索了HEAs中的各种强化机制，包括固溶强化、相变诱导塑性、微带诱导塑性（TWIP）和第二相强化[7]、[8]、[9]。

由于复杂的相结构，AlCoCrFeNi HEA通常表现出独特的变形机制。全面了解其力学性能和内在变形响应对于调控其微观结构并扩大其在各领域的应用潜力至关重要。Sinha等人研究了带缺口Al_0.1CoCrFeNi合金的拉伸行为，发现缺口区域的高局部应变可以通过TWIP效应得到缓解。此外，缺口扩展的程度影响了局部应力场的分布，从而影响了裂纹的起始和扩展[10]。众所周知，微观结构在控制其变形过程中的力学响应中起着决定性作用。Zhai等人发现，Al_0.1CoCrFeNi中的疲劳裂纹扩展呈穿晶模式，并受到晶粒和孪晶界阻碍的影响[11]。Liang等人表明，孪晶界与加载方向的取向关系显著影响了变形机制和断裂模式，特定的配置能够使断裂行为从半脆性转变为韧性[12]。Liu等人研究了单相BCC AlCoCrFeNi的塑性变形机制，确定了位错核化和滑移是主要机制，同时伴随着剪切带的形成[13]。在双相AlCoCrFeNi合金中，变形机制更加复杂，FCC和BCC相分别发挥了不同的作用：FCC相促进了位错交叉滑移并增强了塑性，而BCC相虽然提高了强度，但也可能通过脆性断裂引入微裂纹[14]、[15]。Giwa等人证明，在异质Al_0.7CoCrFeNi HEA中，晶粒尺寸、晶界分布和相界面对局部变形和损伤演变有显著影响[16]。在外加载作用下，某些BCC相可能会发生应力诱导的相变或重排，形成FCC结构，从而影响局部塑性和损伤行为[17]。Siemens等人研究了双相AlCoCrFeNi_2.1 HEA的损伤机制，发现由于不同晶体结构之间的应变不兼容和应力集中，损伤倾向于在相界处起始[18]。类似地，对双相Al_0.5CoCrFeMnNi合金的低周疲劳行为的研究表明，裂纹优先在相界处萌生[19]。除了相组成和界面特性外，析出物的作用也不容忽视。Ghassemali等人报告说，分散的析出物可以阻碍、偏转或分叉裂纹的扩展，尽管它们也可能成为局部应力集中的焦点，可能为裂纹扩展提供捷径[20]。

关于先进的表征工具，Quannan Wang等人利用透射电子显微镜揭示了AlCoCrFeNi_2.1 HEA中FCC和BCC之间化学无序的半相干相界引起的重要强化机制，这种机制在变形过程中增加了FCC相中的位错储存密度和位错积累速率[21]。Lili Ma利用原位同步辐射高能X射线衍射技术阐明了Al_0.6CoCrFeNi在塑性变形过程中从BCC向正交马氏体的可逆相变[22]。尽管已有大量研究致力于AlCoCrFeNi HEAs的力学行为，但对于层状双相Al?CrFeCoNi系统中微观结构演化和变形机制之间的耦合仍缺乏系统性的理解，特别是FCC/BCC相界、晶粒取向、位错运动以及析出物之间的相互作用尚未通过原位方法得到充分阐明。因此，通过微拉伸测试结合原位EBSD研究了层状Al_0.7CrFeCoNi双相HEA中FCC和BCC相的微观结构演化和变形响应，旨在揭示其背后的塑性变形机制。此外，还详细研究了B2析出物对局部应力分布和损伤演变的影响，阐明了各相、析出物和整体变形行为之间的相互作用。这些发现有望为多相层状HEAs在外加载下的塑性变形机制提供理论洞察。

章节摘要

实验

本研究中研究的Al_0.7CoCrFeNi HEA是通过真空悬浮熔炼合成的合金锭，使用的原材料为高纯度（≥99.9%）的Al、Co、Cr、Fe和Ni金属。由于原始锭中的FCC和BCC相存在偏聚和相对较细的层状结构（如我们之前的研究所示[23]），这可能会影响原位EBSD下的观测和表征效果，因此对锭材进行了1250 °C的 homogenization（均匀化）和退火处理

原位应力-应变曲线

图2a展示了合金原位拉伸测试过程中获得的载荷-位移曲线。图2b所示的工程应力-应变曲线是根据载荷-位移数据推导得出的。Al_0.7CoCrFeNi的屈服强度、极限抗拉强度和伸长率分别为630 MPa、1138 MPa和0.19。表1总结了原位实验中研究的变形阶段及其对应的工程应变值。

需要注意的是

结论

本研究通过微拉伸测试结合原位EBSD系统研究了层状Al_0.7CoCrFeNi双相HEA的微观结构演变和变形机制。主要发现总结如下：

• 1.
  FCC相通过位错滑移、LAGBs的形成以及显著的晶格旋转来主导应变适应和塑性变形响应，同时GND（晶格纳节点）密度显著增加。相比之下，BCC相主要承受

CRediT作者贡献声明

纪 Vincent：概念构思。王成禧：写作 – 审查与编辑、初稿撰写、验证、资源准备、方法论制定、实验设计、资金申请、概念构思。陈明：实验研究。杨宏：方法论制定、实验研究、数据分析、资料整理、概念构思。

利益冲突声明

作者声明以下可能被视为潜在利益冲突的财务利益/个人关系：王成禧的报告得到了中国国家自然科学基金的支持；杨宏的报告得到了云南基础研究项目的资助。如果还有其他作者，他们声明没有已知的财务利益或个人关系可能影响本文所述的工作

致谢

利益冲突声明

作者声明他们没有已知的财务利益或个人关系可能影响本文所述的工作。