高熵合金论文的发表数目

导读： 本文报道了Cr7Mn25Co9Ni23Cu36高熵合金（HEA）在热处理条件下的相分解以及二次相的形成对其拉伸力学响应的影响。显微组织分析表明，800 C 2 h和600 C 8 h的热处理会导致σ相的形成，但在600 及2h以下的热处理中没有观察到σ相。将实验观察到的热稳定性和相与计算的相图进行比较，并借助热力学和动力学进行合理化。基于从头计算讨论了相分解的机理，结果表明分解成两个固溶体相在能量上优于具有标称组成的单一固溶体相。

对于金属结构材料，实现强度和延展性的良好结合是一个重要目标。常用方法包括优化合金成分和控制加工路线。多主合金或高熵合金的发现拓宽了合金设计的领域，是材料领域的重要突破。

目前，已经使用了许多方法来开发具有良好性能的热等静压合金，其中，热处理是一种简单、有效和廉价的提高合金力学性能的方法。近年来，学者们热衷于研究热处理对某些合金的显微组织和力学性能的影响。结果表明，当温度从0 升至1000 时，无相分离发生，说明HEA在较宽的温度区间内具有良好的相稳定性。

近日，哈工大陈瑞润教授团队通过电弧熔炼设计和制备了Cr7Mn25Co9Ni23Cu36 HEA，其在室温和铸态下展现出非常好的强度和延展性组合，研究成果发表于金属顶刊《Acta Materialia》，以 “Experimental and theoretical investigations on the phase stability and mechanical properties of Cr7Mn25Co9Ni23Cu36 high-entropy alloy”为题。文中研究了200 1000 下热处理对合金显微组织和室温力学性能的影响，并将实验相组成和热稳定性与热力学计算进行比较。用计算相图法（CALPHAD）确定的生成吉布斯能分析了σ相和FCC相的稳定性。此外，讨论了高温下的相分解机理。

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SEM和TEM图像显示，合金800 热处理2h时，形成了富Cr和富Co的σ相，这与CALPHAD的预测相吻合。

在 600 的温度下热处理的样品中没有观察到σ相，但通过CALPHAD进行了预测。这种差异和动力学因素有关，600 热处理时间的延长证实了合金的显微组织变化。

EMTO-CPA的计算结果表明，在低温和高温下，与名义成分的合金相比，分解体系(FCC_1和FCC_2)在能量上是优选的。

热处理温度从200 提高到600 ，屈服强度和抗拉强度分别从401 MPa提高到581 MPa，以及从700 MPa提高到829 MPa，同时，伸长率从35％降低到22％。这些变化归因于600 C热处理时纳米沉淀的细化。

由于屈服和极限抗拉强度分别下降至303 MPa和530 MPa，延展性降低至断裂应变的15％，因此800 C热处理导致断裂韧性下降，强度的显著降低是由于形成的σ析出物分布不均，尺寸无明显变化。σ相的形成对合金的拉伸力学性能是有害的。

层错是晶体面序列上的不规则性。因此，晶体基态结构中的层错与过剩的能量有关，称为层错能(SFE)。

在此，来自美国俄亥俄州立大学的Maryam Ghazisaeidi等研究者，重新讨论了层错能(SFE)的意义和致密合金中晶格位错平衡解离的假设。相关论文以题为“Stacking fault energy in concentrated alloys”发表在Nature Communications上。

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SFE测量了相对于另一个原子平面的剪切能量成本，因此，直接与晶体对变形的响应有关。根据Frank法则，在晶格位错分解为部分位错以降低弹性能的过程中，会产生层错。因此，层错区域的大小(部分位错之间的距离)，是由部分位错之间的排斥性弹性相互作用和它们之间产生层错的能量之间的平衡所决定的，即SFE。 在面心立方(fcc)晶体中，SFE和位错的解离宽度会影响位错的迁移率、交叉滑移的能力和孪晶的形成，所有这些因素都决定着晶体的力学行为。

通过合金化引入化学变化，进一步影响SFE，进而影响力学响应。在fcc晶体中，层错区域以部分位错为界，由两个具有六方致密排列(hcp)结构的原子平面组成。Suzuki等人研究表明，该区域溶质的平衡浓度可能与平均体积浓度不同。溶质向或从层错区偏析或耗尽，改变了SFE，进而影响位错行为。而这种现象，已在许多合金体系中广泛观察到。

随着合金的成分变得更加复杂，例如，在不锈钢或高温合金中，SFE的合金化效应，在决定相互竞争的变形机制中起着更加突出的作用。例如，钢中马氏体相变和机械孪生等二次变形模式的激活均与SFE直接相关。随着SFE的减小，变形机制由位错滑移向位错滑移和孪晶(孪生诱导塑性效应或TWIP效应)转变为位错滑移，γfcc转变为ϵhcp马氏体相变(相变诱导塑性效应或TRIP效应)。

高熵合金(HEAs)将成分的复杂性带到一个新的极端。HEAs是等浓度或接近等浓度的多组分合金，其中溶质和溶剂的概念不存在。在这种情况下，SFE很可能受到局部原子构型的影响，因为一些原子键比其他原子键更难打破。Smith等人观察了CoCrNiFeMn中层错宽度沿位错线的局部变化，证明了HEAs中局部效应的重要性。

但在这里，有两个基本问题急需解决：(1)SFE还能被认为是晶体特有的固有属性吗？(2)解离距离和位错迁移率仍然受SFE控制吗?

鉴于此，研究者使用NiCo系统模型进行了计算演示，该模型完全可混溶，可以检测一系列成分和温度。此外，hcp和fcc的有利度以及SFE的符号可以通过改变成分来调整。此外，该体系不容易形成SRO，因此，可以将这种效应从随机合金中仅由成分波动引起的效应中分离出来。

研究表明，SFE在纯金属中具有独特的价值。然而，在超过稀释极限的合金中，SFE值的分布取决于局部原子环境。通常，部分位错之间的平衡距离是由部分位错之间的排斥性弹性相互作用和SFE的唯一值之间的平衡决定的。这种假设被用来从金属和合金中位错分裂距离的实验测量来确定SFE，通常与计算预测相矛盾。研究者在模型NiCo合金中使用原子模拟，研究了在具有正、零和负平均SFE的成分范围内的位错解离过程，令人惊讶的是，在所有情况下，在低温下都能观察到稳定的、有限的分裂距离。然后，研究者计算了去相关应力，并检查了部分位错的力平衡，考虑了对SFE的局部影响，发现即使SFE分布的上界在某些情况下也不能满足力平衡。此外，研究者还证明了在浓固溶体中，位错与局部溶质环境相互作用产生的阻力，成为作用于部分位错的主要力。在这里，研究者证明了高溶质/位错相互作用的存在，而这在SFE的实验测量中是不容易测量且容易忽略的，从而使得SFE的实验值不可靠。（文：水生）

图1 等原子CrCoNi介质熵合金离解位错的表征。

图2 晶格位错离解过程中能量的示意图变化。

图3 NiCo随机合金中边缘位错的解离。

图4 解离过程中作用在肖克利部分位错上的力。

图5 NiCo随机合金有限温度fcc-hcp自由能与局部层错能的比较。

图6 NiCo随机合金中边缘位错的去相关过程。

图7 fcc Co中存在部分位错的Ni溶质相互作用能图。

图8 溶质/位错相互作用的估计。

图9 解离过程中作用在肖克利部分位错上的各种力的图解演示。