通讯作者：苏海军
通讯单位：西北工业大学凝固技术国家重点实验室
;
西北工业大学深圳研究院
DOI
：
https://doi.org/10.1016/j.msea.2024.147770
1
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近日，西北工业大学苏海军教授团队创新性地采用
硼元素（
B
）微合金化策略，结合激光粉末床熔融技术，成功制备出兼具超高强度与优异塑性的共晶高熵合金
。室温拉伸结果表明，热处理后
B
掺杂试样的屈服强度、抗拉强度和延伸率分别达到
1177MPa
、
1517MPa
和
17.6%
，综合性能显著优于同类激光粉末床熔融制备的高熵合金及复合材料。同时发现，
B
元素的掺杂导致沉积态
B
掺杂
AlCoCrFeNi
2.1
样品中
B2
相体积分数增加，从而在热处理过程中促进了更多
FCC
沉淀物的形成，进而维持了试样高的强度。此外，
FCC
相体积分数的增加和残余应力的降低对试样的塑性产生了积极影响，使其延伸率提升超过两倍。
2
研究背景
随着人们对合金成分空间的不断探索，高熵合金已经从单相合金逐渐拓展至多相合金。共晶高熵合金通过构建微纳异质双相结构，有效解决了金属材料强度和延展性之间的矛盾。此外，共晶高熵合金还继承了共晶合金优异的铸造性能，这为金属材料的多尺度结构设计和强塑性研究提供了新的途径
。激光粉末床熔融技术作为一种新型的增材制造技术，它利用粉末床逐层精细铺粉与激光逐层快速熔化沉积的创新工艺，能够实现对任意复杂金属构件的快速成形。同时由于高的温度梯度和快的冷却速率，能够产生超细的凝固组织，进而改善合金的力学性能，这为高性能、高精度金属构件的成形奠定了坚实的基础。随着能源效率的不断提高，如何实现材料更高强度和更好的延展性以及这两者之间的平衡已成为工程应用的迫切需求。
B
作为一种掺杂元素能够改善合金的力学性能，然而对于激光粉末床熔融成形
B
元素掺杂共晶高熵合金的激光成形特性以及
B
元素对共晶高熵合金的强化效果尚不明晰，需要进一步研究。
3
本文亮点
利用激光粉末床熔融技术成形
B
掺杂共晶高熵合金
，
并结合热处理工艺，实现了材料优异强塑性的匹配，进一步拓展了共晶高熵合金激光增材制造的成分设计空间和工程化应用范围。
4
图文解析
如图
1(a)
所示，所有合金均呈现
FCC
与
B2
的双相结构。在沉积态的
B
掺杂试样中，观察到
(111)
FCC
和
(110)
B2
的衍射峰轻微向低角度偏移
(
如图
1(a1)
所示
)
。此外，沉积态试样中两相的晶格常数结果表明，
B
元素的掺杂增加了
FCC
和
B2
相的晶格常数，说明
B
元素以间隙原子形式进入了
FCC
和
B2
的基体中。
图
1 (a)
以预合金粉末和复合粉末为原料制备的沉积态及热处理态试样的
XRD
图
; (b) 2θ
范围为
43.5˚-45.5˚
的部分
XRD
图
图
2
展示了以预合金粉末和复合粉末为原料制备的沉积态及热处理态试样的显微组织。沉积态
AlCoCrFeNi
2.1
试样由层片状和部分树枝状的结构组成
(
如图
2(a)
所示
)
，这主要是由于在熔池中不同的温度梯度和冷却速率不同造成的。沉积态
B
掺杂试样则由树枝状和网络状结构组成
(
如图
2(b)
所示
)
。由于显微组织逐渐均匀化，热处理态试样的熔池边界变得模糊。此外，热处理态试样中形成了大量纳米级和亚微米级的棒状
(
红箭头
)
和块状
(
蓝箭头
)
沉淀物。与热处理态
AlCoCrFeNi
2.1
试样相比，热处理
B
掺杂试样中的沉淀物数量显著增加，表明
B
元素的掺杂促进了热处理过程中的沉淀物形成。
图
2
以预合金粉末和复合粉末为原料制备的试样的低倍和高倍
SEM
图像：
(a)
沉积态
AlCoCrFeNi
2.1
试样
; (b)
沉积态
B
掺杂试样
; (c)
热处理态
AlCoCrFeNi
2.1
试样
; (d)
热处理态
B
掺杂试样
;
红色箭头表示棒状沉淀物
,
蓝色箭头表示块状沉淀物
图
3
进一步通过透射电镜分析了基体与沉淀物的相组成与微观结构特征。选区电子衍射花样证实了亮区相为
FCC
相，而暗区相为有序
B2
相。图
3(a4-a9)
为基体相的
EDS
分布图，结果显示
FCC
相富含
Co
、
Cr
和
Fe
元素，而
B2
相富含
Al
和
Ni
元素。图
3(b)
和
(c)
对热处理态
B
掺杂试样中沉淀物的物相和成分进行了分析，实验结果表明棒状沉淀物从
B2
相中析出且富含
Co
、
Cr
和
Fe
元素，通过
SADE
确定了其为
FCC
相。块状的沉淀物从
FCC
相中析出且富含
Al
和
Ni
元素，通过
SADE
确定了其为
BCC
相。此外，通过
SADE
还确定了
BCC
沉淀物和
FCC
基体存在一个
K-S
位向关系：
{110}
BCC
//{111}
FCC
,<111>
BCC
//<110>
FCC
，这一结果与通过铸造法制备的
AlCoCrFeNi
2.1
共晶高熵合金的
K-S
位向关系一致。
图
3
热处理态
B
掺杂试样的
TEM
分析结果：
(a1)
试样的
HAADF-STEM
图
; (a2-a3)
基体的选区电子衍射花样
; (a4-a9)
试样的
HAADF-EDS
图
; (b1-b8)
棒状沉淀物的
HAADF-STEM
图、
SAED
图及
HAADF-EDS
图
; (c1-c8)
块状沉淀物的
HAADF-STEM
图、
SAED
图及
HAADF-EDS
图
图
4
展示了沉积态及热处理态试样在室温下的工程应力
-
应变曲线与硬度图。与沉积态
AlCoCrFeNi
2.1
试样
相比，热处理态
B
掺杂试样的延伸率提升至约
17.6%(
是原始延伸率的两倍以上
)
，但其极限抗拉强度
(
约
1517MPa)
仅略有下降。热处理态
B
掺杂试样与热处理态
AlCoCrFeNi
2.1
试样
的对比表明：前者的屈服强度和极限抗拉强度均有所提升，并展现出更高的加工硬化能力
(
如图
4(d)
所示
)
。此外，试样经热处理后硬度下降，这是由于热处理过程中发生的相变导致
FCC
相体积分数显著增加所致。热处理态
B
掺杂试样仍表现出比热处理态
AlCoCrFeNi
2.1
试样
更高的硬度，这主要归因于更多纳米及亚微米级
FCC
沉淀物的生成。
图
4 (a)
沉积态及热处理态试样的工程应力
-
应变曲线
; (b)
沉积态及热处理态试样的显微硬度
; (c)
沉积态试样的真应力
-
应变曲线及其对应的加工硬化率
; (d)
热处理态试样的真应力
-
应变曲线及其对应的加工硬化率
由于
B
元素的质量和原子半径较小且
EDS
对轻元素的分辨率较低，所以难以通过
EDS
精确表征
B
元素在合金中的分布。然而，飞行时间二次离子质谱仪可以克服这一难题。它通过一次离子束轰击样品表面产生二次离子，并依据不同质量的离子到达探测器的时间差异来确定离子质量，从而实现高分辨率和高灵敏度的元素检测。首先，
我们利用具有
信号的飞行时间二次离子质谱仪测定了不同尺度下
B
元素在合金中的面分布情况，如图
5(a1)
和
(a2)
有示。结果表明，
B
元素并没有明显的偏聚现象，较为均匀的分布在合金内部。其次，为了更深入地理解
B
元素在合金内部的分布情况，我们利用飞行时间二次离子质谱仪对样品进行了深度剖析，并测定了
B
元素在合金中的三维分布。结果仍然表明
B
元素没有明显的偏聚，较为均匀的分布在合金的内部。
