结合变形后透射电镜的原位微柱压缩揭示了增材制造 AlCoCrFeNi 2.1 共晶高熵合金中与界面过渡区相关的局部相界面变形路径

《INTERNATIONAL JOURNAL OF PLASTICITY》：In-situ micropillar compression coupled with post-deformation TEM reveals local interphase deformation pathways associated with an interfacial transition zone in additively manufactured AlCoCrFeNi 2.1 eutectic high-entropy alloy

　　

• •
  在增材制造AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金的FCC/BCC界面处识别出界面过渡区（ITZ）。
• •
  原位微柱压缩试验揭示了与锐利界面及含ITZ的FCC/BCC界面相关的不同的局部变形响应。
• •
  变形后TEM表征揭示了不同的缺陷演化模式，包括局部剪切、位错累积和层错形成。
• •
  ITZ与修正的界面变形路径相关联，而非增强宏观力学性能的唯一来源。
• •
  建立了多尺度框架，以关联界面构型、局部变形行为和宏观力学响应。

引言

高熵合金是由多种主元以近等原子比或高浓度组分组成的金属材料（Cantor et al., 2004; Yeh et al., 2004）。由于其显著的晶格畸变、固溶强化效应以及多样的变形能力（George, E.P., Curtin, W.A., Tasan et al., 2020; Miracle and Senkov, 2017），高熵合金通常展现出强度、延性和损伤容限的优异组合（An et al., 2024; Cook et al., 2024; D. Liu et al., 2022; Liu et al., 2026; Luo et al., 2026）。其中，共晶高熵合金（EHEAs）尤为引人注目，因为它们将软相的高塑性变形能力与硬相的高强度结合在一起（Gao et al., 2017; He et al., 2016; Lu et al., 2017）。因此，其力学性能在很大程度上取决于两相之间协同变形的能力。

在EHEAs中，异相界面在塑性变形和损伤演化中起着重要作用。这些界面影响位错滑移、应变传递、应变分配和裂纹扩展（Basu et al., 2018; Dash et al., 2025; Han et al., 2025; Mayeur et al., 2015; Shi et al., 2021）。当界面能够有效协调两相之间的变形时，可以实现稳定的塑性流动。相反，当界面两侧存在显著的晶格失配或力学不连续性时，位错倾向于在界面附近堆积，导致局部应力集中、应变局部化，并最终引起界面开裂（Basu et al., 2018; Dash et al., 2025）。因此，调控界面结构并阐明界面介导的变形机制对于优化EHEAs的强度-延性协同效应至关重要（Shi et al., 2019; Wu et al., 2022）。

传统铸造通常涉及相对较低的冷却速率。因此，铸态EHEAs往往含有粗大晶粒、大的层间距以及具有突变结构和成分变化的界面（Gao et al., 2017; Lu et al., 2017）。在近平衡凝固条件下形成的FCC/BCC界面通常是锐利的，两相之间结构过渡和力学性质突变明显（Gao et al., 2017; Xiong et al., 2021）。在塑性变形过程中，这种锐利界面充当位错运动的强屏障，并可能阻碍界面两侧的应变传递（Basu et al., 2018; Wang et al., 2018; Xiong et al., 2021）。这会促进位错堆积、应力集中和变形局部化，削弱相变形变的兼容性，降低大塑性应变下的结构稳定性。

相比之下，增材制造（AM）以其快速凝固和非平衡加工特性，提供了一种有效的途径来细化共晶微观组织并创造更复杂的界面构型（Gao et al., 2025; Ji et al., 2025; Ren et al., 2022; Zhou et al., 2025）。在陡峭的温度梯度和高凝固速率下，异相界面可能形成非平衡结构，与铸态合金中的界面结构存在显著差异（Ren et al., 2022; Zhou et al., 2025）。此类界面可能改变界面附近的滑移阻碍、缺陷储存和应力松弛行为，从而潜在地改变相变形变的兼容性。然而，AM还会引入残余应力（Tian et al., 2024）、优先晶粒生长（Chandra et al., 2025; DebRoy et al., 2018）、强烈的织构（Liu et al., 2023）和局部成分偏析（Bai et al., 2025）。这些因素可能共同影响界面附近的位错活动、剪切变形和损伤演化，使得AM EHEAs的界面变形机制更为复杂。

目前对EHEAs界面变形的理解在很大程度上仍依赖于宏观拉伸试验和变形后微观组织表征（Guo et al., 2024; He et al., 2024; Ren et al., 2023）。这些方法可以捕捉整体力学响应，但无法直接分辨单个界面的局部变形过程。界面附近的位错滑移、应变失配和局部应力演化通常发生在纳米至亚微米尺度，而宏观应力-应变曲线代表的是众多晶粒、相和界面的平均响应。此外，变形后表征仅提供最终的微观组织状态，无法追踪滑移带形核、跨界面滑移传递、局部剪切或界面不稳定性的动态演化过程。因此，界面结构、微观变形行为和宏观力学响应之间的内在关系仍缺乏充分理解。

此前对AM AlCoCrFeNi_2.1 EHEAs的研究表明，长程相界面可以显著影响应力传递和裂纹扩展，突出了界面构型在变形和失效中的关键作用（Bai et al., 2022）。为了进一步揭示不同界面的内在变形机制，原位微柱压缩试验提供了一种强有力的方法（Qin et al., 2025; Zhang et al., 2024）。它能够实现包含单个界面的试样的精确加载，并允许实时观察滑移带传播、界面变形兼容性和损伤起始（Wang et al., 2025; Zhao et al., 2018）。这最大限度地减少了多晶组织的统计平均效应，有助于揭示界面结构在局部塑性变形中的作用。

本研究通过结合原位微柱压缩、变形后TEM表征和宏观拉伸试验，对增材制造和铸态AlCoCrFeNi_2.1 EHEAs进行了对比研究。系统比较了不同加工条件下形成的FCC/BCC界面的结构特征和局部变形行为。特别关注了不同界面结构如何影响异相界面处的局部变形行为和缺陷演化。通过将微观变形响应与宏观拉伸行为相关联，本研究旨在建立对AM EHEAs中界面结构、局部变形特征和力学响应之间关系的全面理解。研究结果将为理解不同界面构型在EHEAs及其他异质多相材料局部变形演化中的作用提供见解。

章节摘要

材料制备

使用LOM2170定向能量沉积（DED）系统制备AlCoCrFeNi_2.1合金试样。预合金粉末通过真空感应熔炼后气雾化制备，粒径控制在45–105 μm之间，以确保良好的粉末流动性和打印过程中的沉积稳定性。采用锯齿形扫描策略，相邻沉积层之间旋转90°，以减少加工过程中的残余热应力和各向异性。

初始微观组织与界面特征

• （1）EBSD结果

图1展示了AM试样和铸态试样的EBSD表征结果。两个试样在共晶晶团形貌、层间距、晶界特征和局部残余应变分布方面表现出显著差异。AM试样沿构建方向呈现柱状共晶晶团形貌（图1a）。在晶团内观察到规则排列的FCC/BCC层片结构（图1b），平均层片厚度分别为

讨论

上述实验结果建立了AM和铸态合金初始界面结构与后续变形行为之间的多尺度关联。EBSD表征表明，两种合金不仅在界面特征方面存在差异，在晶粒形貌、层间距、晶界特征和局部残余应变分布方面也各不相同（图1）。TEM观察进一步揭示了FCC/BCC界面结构存在本质差异，

结论

异相界面是EHEAs局部相变形变中重要的微观结构单元。本研究通过结合多尺度微观组织表征、宏观拉伸试验、原位微柱压缩和变形后TEM分析，对增材制造和铸态AlCoCrFeNi_2.1 EHEAs进行了对比研究。主要结论总结如下：

• (1)
  增材制造和铸态合金表现出截然不同的FCC/BCC界面构型。铸态合金含有

白允建|李延乐|王瑶瑶|陈恒|杜济宇|李芳怡|赵国群