纳米孪晶和位错结构的热机械工程研究：旨在实现亚稳态高熵合金的强度与延展性协同提升

《Journal of Materials Science & Technology》：Thermomechanical engineering of nano-twin and dislocation structures for strength-ductility synergy in metastable high-entropy alloys

本研究采用热轧后退火工艺在两种马氏体相变诱导塑性（TRIP）高熵合金中引入高密度纳米孪晶和位错，显著提升其屈服强度（C0.5合金延伸率达31.9%，C1合金屈服强度达1174 MPa），同时保持优异的延展性。通过对比分析，揭示了纳米孪晶和变形诱导马氏体相变对力学性能的不同贡献机制。

　　

薛梦娇|张恒|赖敏杰

西北工业大学固态加工国家重点实验室，中国西安710072

摘要

实现优异的强度-延展性协同效应仍然是亚稳面心立方（FCC）高熵合金（HEAs）面临的核心挑战。在本研究中，采用了一种热机械加工方法，包括温轧和随后的退火处理，以在两种亚稳态HEAs中引入预先设计的缺陷结构：一种是通过相变诱导塑性的Cr₂₀Mn₂₀Fe₂₀Co_34.5Ni₅C_0.5 HEA，另一种是通过相变和孪晶诱导塑性的Cr₂₀Mn₂₀Fe₂₀Co₃₄Ni₅C₁ HEA。这种加工方法产生了未再结晶的微观结构，其中含有高密度的纳米孪晶和位错，从而在保持良好延展性的同时显著提高了屈服强度。C1 HEA的屈服强度达到了1174 MPa，总延伸率为22.2%；而C0.5 HEA的屈服强度较低，为894 MPa，但总延伸率为31.9%。机械性能的差异与拉伸载荷下不同的微观结构演变有关。在C0.5 HEA中，形成了较高比例的多种变体的变形诱导马氏体；而在C1 HEA中，相变较为有限，主要形成单变体马氏体，这与较低的应变硬化能力相关。这些结果表明，通过热机械加工调整缺陷结构是优化亚稳态FCC HEAs强度-延展性协同效应的有效途径。

引言

亚稳面心立方（FCC）高熵合金（HEAs）由于能够在塑性变形过程中通过动态激活马氏体转变和/或变形孪晶效应表现出显著的应变硬化和高延展性而受到广泛关注[[1], [2], [3]]。然而，它们通常较低的屈服强度（YS）限制了其实际应用，因此探索有效的强化策略成为关键的研究方向[[4], [5], [6]]。常用的强化方法包括晶界（GB）强化和沉淀强化，这两种方法可以增强YS。晶粒细化可以生成大量不连续的晶界，作为位错运动的有效障碍，从而通过Hall-Petch效应提高YS[7,8]。然而，晶粒细化的强化效果通常较为温和[9,10]，而且过多的不连续晶界会限制塑性变形的容纳能力，常常导致延展性降低[[11], [12], [13]]。此外，显著的晶粒细化还被报道会抑制亚稳奥氏体合金中的变形孪晶和马氏体转变[14]。同样，沉淀物通过阻碍位错滑移来提高YS[8,15]，但沉淀物-基体界面往往成为应力集中和裂纹起始的优先位置，从而降低延展性[[16], [17], [18]]。此外，为了实现均匀分布的沉淀物以显著提高YS，需要精细的合金设计和加工控制，这在成分复杂的HEAs中尤其具有挑战性。

为了克服传统晶界和沉淀强化策略所固有的强度-延展性trade-off，人们开始关注替代的微观结构设计[[19], [20], [21]]。其中，引入纳米孪晶结构被认为是一种特别有前景的方法[[22], [23], [24]]。孪晶边界（TBs）作为位错运动的有效障碍，从而提高YS，同时为位错滑移提供路径，有助于减轻延展性的损失。此外，TBs促进了孪晶-基体层状结构中的位错储存，维持了应变硬化能力，进一步支持了延展性。由于这种双重作用，TBs相比传统晶界能够更有利于同时提高YS和保持延展性[7,22,25]。

对于能够在塑性变形过程中形成纳米孪晶的FCC HEAs（如众所周知的孪晶诱导塑性（TWIP）HEAs），人们已经付出了大量努力，通过热机械加工方法引入纳米孪晶，包括多轴低温锻造[22]、旋转加速喷丸[26]和冷轧[27,28]。研究表明，引入纳米孪晶可以显著提高这些合金的YS[22,[26], [27], [28]]。然而，预先引入的纳米孪晶往往会使得孪晶体积分数趋于饱和，从而抑制后续塑性变形中的变形孪晶形成。因此，一旦存在高密度的纳米孪晶，这些合金通常会失去生成额外变形孪晶的能力，导致TWIP效应减弱，应变硬化降低，最终延展性受损[[29], [30], [31]]。

值得注意的是，对于堆垛错能（SFE）相对较低的FCC HEAs，孪晶饱和并不预期会抑制变形诱导的马氏体转变，即相变诱导塑性（TRIP）效应。因此，具有显著马氏体转变能力的HEAs（如TRIP HEAs）有可能克服在预先引入纳米孪晶后出现的应变硬化和延展性限制，这与TWIP HEAs不同。在这些合金中，纳米孪晶对YS的强化贡献和TRIP效应的应变硬化贡献可以同时发挥作用，即使在存在高密度纳米孪晶的情况下也能同时提高YS和保持延展性。

然而，由于TRIP HEAs的SFE本质上较低（通常低于18 mJ/m²），在室温下通过塑性变形引入纳米孪晶是不可行的，因为这会促进马氏体转变而抑制变形孪晶。考虑到SFE对温度的依赖性（即温度升高会增加SFE[32]），可以在高温下通过塑性变形促进TRIP HEAs中的纳米孪晶形成，在这种条件下马氏体转变受到抑制，变形孪晶变得更加有利，这一点在亚稳奥氏体钢中也有所观察[33,34]。实际上，最近的一项研究表明，在室温下同时表现出TRIP和TWIP效应的HEA中，250°C的温轧可以有效抑制马氏体转变，同时保持活跃的变形孪晶，从而形成高密度的纳米孪晶[35]。这些发现表明，温轧为将纳米孪晶引入TRIP HEAs提供了一条可行的途径，并可能为设计具有优异强度-延展性协同效应的HEAs开辟新的机会。

受此概念的启发，本研究探讨了通过受控温轧将纳米孪晶引入表现出TRIP效应的HEAs，并研究了它们与变形诱导的马氏体转变对机械性能的综合影响。为此，我们对一种仅在室温下表现出TRIP效应的TRIP HEA（Cr₂₀Mn₂₀Fe₂₀Co_34.5Ni₅C_0.5）和一种同时表现出TRIP和TWIP效应的TRIP-TWIP HEA（Cr₂₀Mn₂₀Fe₂₀Co₃₄Ni₅C₁）进行了温轧处理。在拉伸测试前后，系统地表征了所得微观结构，以量化纳米孪晶和其他强化机制对YS提高的贡献，并阐明控制这些HEAs机械响应的变形机制。

实验部分

实验

使用纯元素（>99.8wt.%）通过真空感应熔炼和铸造合成了名义组成为Cr₂₀Mn₂₀Fe₂₀Co_34.5Ni₅C_0.5（C0.5 HEA）和Cr₂₀Mn₂₀Fe₂₀Co₃₄Ni₅C₁（C1 HEA）的合金。所得铸锭通过电火花加工（EDM）切割成厚度为7 mm的板材。这些板材在1100°C下进行热轧，厚度减少了约50%，然后在1100°C下在Ar气氛中保温3小时进行均匀化处理。均匀化后的板材随后进行了温轧

结果

图1展示了C0.5 HEA在温轧和随后的退火处理后的初始微观结构。EBSD相图（图1(a)）显示了FCC单相微观结构，高角度晶界（GBs）用黑色线条表示，孪晶边界（TBs）用青色线条表示。虽然GBs分布相对均匀，但TBs则呈现局部聚集现象。大多数孪晶非常薄（纳米级），这一点通过TEM观察得到证实（图1(e)），而纳米孪晶的聚集使得相应区域

讨论

结果表明，温轧有效地在TRIP HEA（C0.5 HEA）和TRIP-TWIP HEA（C1 HEA）中引入了高密度的纳米孪晶，这些纳米孪晶和大量位错在随后的退火处理后得以保留。与它们的锻造（FRX）对应物[36]相比，这两种HEAs的YS都有显著提高，同时保持了优异的延展性。在塑性变形过程中，两种合金都发生了变形诱导的马氏体转变。

结论

温轧后随后的退火处理在TRIP C0.5 HEA和TRIP-TWIP C1 HEA中引入了高密度的纳米孪晶和位错，这些在未再结晶的微观结构中得以保留，从而显著提高了YS，同时保持了良好的延展性。定量分析表明，纳米孪晶和位错强化是YS提高的主要贡献因素，其中纳米孪晶的贡献最大。

作者贡献声明

薛梦娇：撰写——原始草稿、可视化、研究、正式分析、概念化。张恒：验证。赖敏杰：撰写——审阅与编辑、监督、资金获取。

利益冲突声明

作者声明他们没有已知的可能会影响本文工作的竞争性财务利益或个人关系。