南方科技大学塑性顶刊：通过异质结构设计减轻双相高熵合金中σ相的脆化

导读：双相高熵合金（ HEAs ）的设计通常涉及大量合金化，这可能会导致拓扑密堆（ TCP ）相的形成，显著降低拉伸延展性。在开发高性能高熵合金时，平衡 TCP 相的高硬度并尽量减小其脆化效应至关重要。本研究聚焦于脆性的σ相，提出了一种创新的异质结构耦合设计策略，该策略在增强σ相强化效果的同时，能将其脆化作用降至最低。研究采用含有σ相的 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ 高熵合金作为模型材料，通过在 850 ℃下进行 5 分钟的短期高温退火处理，获得双峰晶粒异质结构。少量的σ相（ ~0.8vol.% ）在再结晶（ RX ）区域析出，调节了 RX 区域和未再结晶（ NRX ）区域之间的硬度差异。这会诱导显著的异质变形诱导（ HDI ）应力，同时促进区域间的协调变形，从而引发持续的加工硬化和塑性变形。结果，该高熵合金展现出高强度（ 1412MPa ）和高延展性（ 14.9% ）的出色组合。其潜在的变形机制是由 HDI 应力驱动的应变硬化，它强化了 RX 区域，并最大限度地减小了σ相与面心立方（ FCC ）基体之间的局部应变失配，抑制了界面裂纹的形核和扩展。本方法为易形成 TCP 相的金属材料在强度和延展性的协同设计方面提供了一条很有前景的途径。

在双相高熵合金设计领域，大量合金化引发的拓扑密堆相问题，严重制约着材料性能的提升，平衡其硬度与脆化影响成为关键挑战。本研究针对 脆性 σ 相 ，创新地提出 异质结构耦合设计策略 。以 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ 高熵合金 为模型，经 短期高温退火处理 ，形成 双峰晶粒异质结构 ，让少量 σ 相在再结晶区域析出。这种独特结构诱导了 异质变形诱导应力 ，促进协调变形，最终使合金展现出 高强度（ 1412MPa ） 与 延展性（ 14.9% ） 的优异结合。

以往相关研究主要围绕控制 σ 相形成展开，但在高熵合金复杂成分体系下，其析出依旧难以避免，并且在平衡 σ 相的强化和脆化影响方面成效欠佳。在本研究中， 南方科技大学、西南大学以及东莞松山湖材料实验室的团队 ，通过向 FeCoCrNi 高熵合金中添加 Al ，促使 B2 和 σ 相 共析出，并巧妙控制退火过程，让 σ 相 在软再结晶区域优先析出，成功构建 异质结构 ，显著提升了合金性能。

研究人员还深入分析了合金的相成分设计、微观结构、拉伸变形行为等多个关键方面，系统探讨了相关的形成机制、强化机制、协同强化增韧效果，以及异质结构设计在减轻 σ 相脆性方面的重要作用。这种创新的异质结构设计策略，充分发挥了 σ 相的强化优势 ，同时有效 缓解其脆性 ，为解决 含拓扑密堆相金属材料 长期存在的 强度 - 延展性权衡 难题，开辟了一条全新且极具潜力的途径，有望推动该领域的进一步发展。

相关研究成果以“ Mitigating embrittlement of sigma phase in dual-phase high-entropy alloys through heterostructure design ”发表在 International Journal of Plasticity 上

链接： https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S0749641925000312

图 1 通过热力学相计算和 XRD 测量获得了 FeCoCrNi 高熵合金 (HEA) 和 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEA 的相组成特征。 (a)FeCoCrNi HEA 和 (b)(FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEA 的热力学平衡相图。不同实验工艺下 (c)FeCoCrNi HEA 和 (d)(FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEA 的 XRD 图谱。 (e)(d) 中 XRD 图案的局部放大倍数。 (f) 冷轧和不同退火工艺下 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEA 中 BCC/B2 和 FCC 相的晶格常数。

图 2 不同条件下退火后 FeCoCrNi HEA 的微观结构。

(a) – (c) 电子通道对比成像 (ECCI) 图。

(d) – (f) 反极点图 (IPF) 图。

(g) – (i) 扫描透射电子显微镜 (STEM) 图像、选定区域电子衍射 (SAED) 图案和能量色散光谱 (EDS) 图。

(j) – (l) 双胞胎的 STEM 图像和相应的 SAED 模式。

(a) (d) 、 (g) 、 (j) ：在 700 ℃下退火 1 小时；

(b) (e) 、 (h) 、 (k) ：在 800 ℃下退火 1 小时；

(c) (f) 、 (i) 、 (l) ：在 900 ℃下退火 1 小时。

图 3 不同退火条件下 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEA 高熵合金的微观结构。 (a,e,i) 为电子通道衬度成像 (ECCI) 图， (b,f,j) 为反极图 (IPF) ， (c,g,k) 为相图， (d,h,l) 为 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEA 高熵合金在 (a)-(d)700 ℃退火 1 小时、 (e)-(h)800 ℃退火 1 小时以及 (i)-(l)900 ℃退火 1 小时后的内核平均取向差 (KAM) 图。 RX ：再结晶； NRX ：未再结晶。

图 4 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ 高熵合金在不同温度下退火 1 小时后，再结晶 (RX) 区域的微观结构。 (a,d,g) 为反极图 (IPF) ， (b,e,h) 为相图， (c,f) 为 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ 高熵合金在 (a)-(c)700 ℃退火 1 小时、 (d)-(f)800 ℃退火 1 小时、 (g)-(i)900 ℃退火 1 小时后的内核平均取向差 (KAM) 图。

图 5 高分辨率透射电镜图像、快速傅里叶变换 (FFT) 图像以及模拟电子衍射图案， (a) 、 (d) 、 (g) 为面心立方 (FCC) 相， (b) 、 (e) 、 (h) 为 B2 相， (c) 、 (f) 、 (i) 为σ相。

图 6 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEA 在 850 ℃退火 5 分钟后的微观结构。

(a)-(d) 低倍观察下的 ECCI 、 IPF 图、相图和 KAM 图。

(e) – (g) 高倍观察下 RX 区域的 IPF 图和 KAM 图。

(h) 以及 (i)(a) 中所选 RX 和 NRX 区域的高放大倍数 ECCI 。

(j) – (l)RX 区域沉淀物的 HAADF 和 ABF-STEM 图像及其相应的 EDS 图。

(m) – (o)NRX 区域沉淀物的 HAADF 和 ABF-STEM 图像及其相应的 EDS 图。

图 7 不同退火工艺下 (a) FeCoCrNi 和 (b) (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEA 的工程应力 - 应变曲线。 (c) (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEAs 在 800 ℃退火 1 小时后的加卸载 - 再加载曲线， (d) 在 800 ℃退火 1 小时后， HDI 应力与 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEAs 应变的函数关系， 850 ℃下 5 分钟， 900 ℃下 1 小时。

图 8 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEA 在 850 ℃退火 5 分钟后的断裂观察。

(a)-(e) 断裂截面的 SEM 图像、图像质量 (IQ) 图像、 IPF 图像、相图和 KAM 图。

(f) 断口 SEM 图像。

(g) – (i)(f) 中矩形标记区域的放大视图。

图 9 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ HEA 在 800 ℃退火 1 小时后的断裂观察。

(a)-(e) 断裂截面的 SEM 图像、 IQ 图像、 IPF 图像、相图和 KAM 图。

(f) 断口 SEM 图像。

(g) – (i)(f) 中矩形标记区域的放大视图。

图 10 (a) 通过数字图像相关 (DIC) 分析，在 850 ℃退火 5 分钟后，样品中的典型局部应变分布。代表性的电子背散射衍射 (EBSD) 图像显示了微观结构随局部应变值增加而演变， (b)~1% ； (c)~15% ； (d) 约 30% 。断裂部位附近拉伸样品的 TEM/STEM 图像和 EDS 分析： (d – f)RX 区域。 (g – i)NRX 区域。错位用黄色箭头表示。 (a – c)RX 和 NRX 区域之间的接口。

图 11 850 ℃退火 5 分钟的样品局部区域变形前的电子背散射衍射 (EBSD) 结果： (a) 反极图； (b) 相图； (c) 内核平均取向差图。不同应变水平下准原位显微数字图像相关 (Micro-DIC) 应变分布的相应局部应变分布图： (d) 应变约 0.7% ； (e) 应变约 7.6% ； (f) 应变约 11.9% 。局部区域变形后（应变约 11.9%) 的 EBSD 结果： (g) 反极图； (h) 相图； (i) 内核平均取向差图。

图 12 (a)DIC 分析样品在 800 ℃退火 1h 时的典型局部应变分布。具有代表性的 EBSD 图像显示，随着局部应变值的增加， (b)~1% ； (c)~6% ； (d)~15% 。 (e) 断裂部位附近拉伸试样的 TEM 图像。 (f) 、 (g) 、 (h) 为 (e) 中区域的放大图像， (h) 中的插入图像为对应的 EDS 映射。这些错位用黄色箭头标出。

图 13  (a)-(c) 不同退火条件下 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ 中再结晶 (RX) 区域和未再结晶 (NRX) 区域的电子通道衬度成像 (ECCI) 图， (a) 为 700 ℃退火 1 小时， (b) 为 800 ℃退火 1 小时， (c) 为 900 ℃退火 1 小时。 (d)-(k) 不同退火条件下 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ 中 RX 区域和 NRX 区域的透射电镜 (TEM) 显微照片及相应的能谱 (EDS) 结果， (d)-(g) 为 700 ℃退火 1 小时， (h)-(k) 为 900 ℃退火 1 小时。 (l) 不同退火条件下 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ 微观结构演变示意图。

表 1 不同加工条件下各强化机制对 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ 高熵合金屈服强度的贡献

图 14 (a)-(d) 纳米压痕后在 850 ℃下退火 5 分钟的 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ 的 ECCI 、 IPF 图、相图和 KAM 图， (e) 硬度轮廓图， (f) 硬度值统计和分类， (g)-(l)ECCI 叠加图、相图以及 RX 区、 NRX 区和 B2 相中单个纳米压痕位置的相应载荷位移曲线。

图 15 软硬区域不同硬度差异下 HDI 应力示意图。基本模型改编自朱和吴（ 2019 ）。

σ _b 、σ _f 和τ _a 分别表示背应力、前应力和施加应力。

图 16 (a) 变形过程中σ相界面裂纹形成和扩展的示意图， (b) 抑制裂纹产生的异质结构设计的示意图。τ _b 、τ _f 和τ _a 分别表示背应力、前应力和施加应力。

本研究通过独特的异质结构设计策略，有效提升了含 σ 相双相高熵合金的综合性能，具体成果如下：

（ 1 ）以 (FeCoCrNi) ₉₀ Al ₁₀ 高熵合金 为模型，经 850℃ 、 5min 高温短时间退火，获得 双峰晶粒异质结构 ，实现 σ 相 在再结晶区域的 适量析出 （约 0.8vol.% ），调控了 软硬区域的硬度梯度 。

（ 2 ）该合金展现出 高强度（ 1412MPa ） 与 高延展性（ 14.9% ） 的优异组合，在多方面性能上优于其他退火条件处理的合金，且拉伸性能在横向方向也表现良好。

（ 3 ）合金高强度源于 HDI 应力 ，其在不同退火条件下，对合金强度提升效果显著。通过计算各强化机制对屈服强度的贡献，发现晶界强化、沉淀强化等机制均有重要作用，且 850℃ 、 5min 退火处理的合金强化效果最佳。

（ 4 ） 异质结构中软硬区域的强度差异 诱导 HDI 强化和应变硬化，二者协同作用提升了合金的 强度 和 延展性 。同时，这种设计优化了 应变分布 ， 抑制了裂纹产生 ， 提高了材料塑性 。

（ 5 ）将 σ 相引入 较软的再结晶区域 ，利用 HDI 应变硬化 减轻了 σ 相与基体间的 应变失配和应力集中 ，有效 延迟了裂纹形核和扩展 ， 缓解了 σ 相的脆性 ，断裂分析也证实了该设计对抑制裂纹的作用。

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