关键词： 超纳双相高熵合金   分子动力学模拟   强韧化机理   梯度结构   纳米压痕  

摘要： 超纳双相(SNDP-GC)Co Cr Fe Ni Al高熵合金是同时运用合金化和结构化强韧化方法制得的新型纳米结构化合金材料。其双相微结构是将粒径在10 nm量级的高熵合金晶粒嵌入到几纳米厚的高熵合金非晶壳中而生成的。该材料的多主元特性和独特的非晶壳-晶粒双相微结构使其具有了高强度、高硬度和高韧性,在微纳米机电器件、表面工程等方面有着巨大应用潜力。不过,SNDP-GC高熵合金作为一种新兴材料,相关研究仍处于探索阶段。厘清SNDP-GC高熵合金在不同载荷下的塑性变形机理及微结构演化规律,有助于强度与韧性的优化设计,能够促进该材料的实际工程应用。本研究采用LAMMPS分子动力学模拟程序,模拟了SNDP-GC高熵合金在低周循环和伴随高频振动的拉伸或压缩载荷下的变形行为,分析了强度、韧性和微结构稳定性的演化规律,揭示了相应的塑性变形机理。尝试引入非晶壳厚度的梯度分布,研究了其对SNDP-GC高熵合金硬度及损伤容限的影响。此外,本文还针对分子动力学模拟方法,以纳米带回弹为例初步探讨了实验与模拟加载速率不匹配这一共性问题,明确了定量对比分子动力学模拟结果与连续介质模型结果的可能性。具体研究内容如下:(1)研究了SNDP-GC高熵合金在低周循环拉压载荷下的塑性变形机理。通过构建具有不同非晶壳厚度的SNDP-GC高熵合金,并与相应多晶高熵合金进行比较,揭示了SNDP-GC高熵合金特有的强度和微结构演化规律。由于多晶高熵合金主导变形机制为位错运动和晶界迁移,在循环载荷下容易出现晶粒合并,从而改变了初始微结构。而SNDP-GC高熵合金的主导变形机制为以集中剪切为主的非晶塑性变形。由于变形集中于非晶壳,晶粒内位错、孪晶、层错等缺陷的密度远低于多晶晶粒,因此这些缺陷具有更强的可恢复性,确保了SNDP-GC高熵合金良好的性能与微结构稳定性。此外,SNDP-GC高熵合金的微结构稳定性和塑性变形机制均对非晶壳厚度表现出强烈敏感性。非晶壳较薄的SNDP-GC,其非晶壳变形容纳能力较弱,导致了在其中形成了孔洞。相反,对于非晶壳较厚的SNDP-GC,其非晶壳良好的变形容纳能力可以使应变非局部化,从而阻止了孔洞的形成。(2)分析了高频振动对SNDP-GC高熵合金强度和变形机制的影响,为其加工成型提供了理论参考。(1)作为对比,首先模拟了单晶铝在伴随高频振动的拉伸载荷下的变形行为。结果表明,高频振动会导致单晶铝中位错提前开动,从而使材料软化,即屈服应力和应变下降,下降程度随振幅的提高而增加。研究还发现,高频振动对单晶铝的强度和延展性的影响不仅高度依赖于其晶格取向,还具有十分强烈的应变率敏感性。在低应变率拉伸中,高频振动有足够的时间促使位错泯灭,从而导致弹性变形和塑性变形的交替出现,显著抑制了应变强化效应。在高应变率拉伸中,拉伸载荷会导致位错无法在高频振动下及时消失,从而与后续位错交织,形成了位错网络,并不断致密化,减弱了高频振动的影响,因此强度有所回升。(2)模拟了SNDP-GC高熵合金在伴随高频振动的拉伸或压缩载荷下的变形行为。结果表明,在拉伸载荷作用下,高频振动对SNDP-GC高熵合金强度的影响十分微弱,但对其塑性变形机制有明显影响。在拉伸变形中,高频振动促进了非晶壳中的孔洞形核。由于晶粒与非晶壳尺寸量级相近,SNDP-GC高熵合金的强度未出现明显软化。在压缩变形中,高频振动明显降低了材料的强度。SNDPGC1的薄非晶壳变形容纳能力较低,其中的STZ分布更加集中,使更多应变传递至晶粒中,从而导致了材料强度降低。SNDP-GC2的厚非晶壳可以防止STZ的局部化,确保了材料相对较高的强度。此外,与单晶铝相比,SNDP-GC的应变率敏感性受高频振动的影响较弱。(3)探究了在纳米压痕中具有梯度分布非晶壳的SNDP-GC(GGC)高熵合金的塑性变形机制。调整合金中的非晶壳厚度,使之沿压痕方向遵循指定的梯度分布,从而构建了GGC高熵合金。研究结果表明,非晶壳的厚度梯度分布能够有效抑制压头邻域的应变局部化,从而产生了可观的强化效应。恰当的厚度梯度分布可同时激活晶粒中的位错运动与非晶壳中的塑性变形,从而导致了更为显著的强化效应。对比已有文献结果发现,本研究的GGC高熵合金硬度已接近相应的单晶高熵合金。厚度梯度分布的非晶壳阻碍了晶粒中FCC→HCP相变的发生,从而提高了GGC高熵合金的损伤容限。随着非晶壳中铝含量的减少,压头作用下材料表现出更为优良的应变传播能力,这是一种有效调控双相微结构变形模式的手段。此外,铝元素含量敏感性的大小还强烈相关于非晶壳的厚度梯度分布方式。(4)针对分子动力学模拟方法,以纳米带回弹为例初步探讨了实验与模拟加载速率不匹配这一共性问题。采用数值模拟和理论模型两种方法,研究了单晶铜纳米带的回弹行为,并分析了影响回弹时间的各种因素。通过固定纳米带两端,在其中

关键词： 高熵合金   强韧化   间隙原子   层错能   变形孪晶   高压扭转  

摘要： 强塑倒置关系是结构材料研究中难以解决的问题。高熵合金作为多主元新型合金材料,由于其独特的物理性质和力学行为,被认为是开发新型高性能材料的重要方向,在航空航天、生物医疗、船舶工程等领域均有优良的应用潜力。面心立方结构高熵合金虽然具有优异的延展性,但室温强度较低,这限制了其在结构工程中的应用。因此,亟需从合金设计和加工工艺等方面对面心立方高熵合金开展强韧化研究。 间隙原子的加入是合金中常用的强化手段。首先,间隙C原子的固溶强化能加剧合金晶格畸变程度,造成晶格摩擦力增大,有利于屈服强度的提升。此外,晶格畸变的加剧导致合金孪晶区域更高的局部应力集中和位错移动困难,阻碍了变形孪晶的生长,产生更薄的变形孪晶,能显著提高应变硬化速率。在一定退火条件下,间隙C原子会以碳化物的形式析出,带来沉淀强化作用,其钉扎作用有利于异质结构的形成。然而,不容忽视的是,C的加入同时会造成合金层错能显著提高,不利于变形孪晶的形成。因此,探究并调控间隙C原子对面心立方高熵合金力学行为的综合影响作用,对于进一步开发新型面心立方高熵合金至关重要。 本研究以Fe40Mn40Co10Cr10为研究对象,由于奥氏体稳定元素Mn同样有增加层错能的效果,因此合金设计采用增加C含量、降低Mn含量的方法控制层错能,从而设计了新型Fe47Mn31Co10Cr10C2高熵合金。研究表明,冷轧态Fe47Mn31Co10Cr10C2高熵合金在900℃退火10分钟后,屈服强度（YS）和抗拉强度（UTS）分别较Fe40Mn40Co10Cr10高熵合金增加了131%（达到515 MPa）和81%（达到997 MPa）。另外,其均匀伸长率（UE）和总伸长率（TE）分别为45%和52%,与Fe40Mn40Co10Cr10高熵合金相当。并且Fe47Mn31Co10Cr10C2合金具有更高的应变硬化速率。为了进一步提升Fe47Mn31Co10Cr10C2高熵合金力学性能,本研究采用高压扭转技术对Fe47Mn31Co10Cr10C2合金进行晶粒细化,获得超细晶组织,并结合退火处理恢复合金延展性。研究表明,高压扭转后的Fe47Mn31Co10Cr10C2高熵合金在800℃退火60分钟后,晶粒尺寸细化至2μm,细晶强化进一步加强,屈服强度为662 MPa,抗拉强度为1042 MPa,同时总伸长率高达53.8%。 因此,本研究通过间隙原子C的引入开发出了新型Fe47Mn31Co10Cr10C2面心立方高熵合金,实现了固溶强化、沉淀强化、细晶强化、孪晶强化以及异质变形诱发（HDI）强化的协同作用,获得了高强度高延展性兼容的效果。上述结果对于突破结构材料的强塑倒置关系,开发具有高强高塑的合金具有重要指导意义。

关键词： 高熵合金   微观组织   异构多级析出组织   力学行为   强韧化机理  

摘要： 传统金属结构材料不可避免地面临强度和塑性之间的权衡制约问题。近年来出现的高熵合金通过多主元的设计理念,展现出优异的力学和功能特性,有潜力突破传统合金的性能极限。其中,单相面心立方（FCC）结构的高熵合金在室温和低温变形、抗腐蚀以及耐辐照等综合性能方面表现出色。然而,这类高熵合金在室温下的强度相对较低,成为限制其工程应用的主要挑战。本文旨在克服FCC高熵合金强度和塑性间的权衡问题,实现其优异强度和塑性协同。为此本文采用“成分设计-工艺调控-结构构筑”的综合方法,研究了非等原子比FeNi（Co）Cr体系的FCC高熵合金的“固溶强化”、“固溶+细晶强化”和“固溶+共格析出强化”,并深入分析在单固溶强化和协同强化作用下不同的变形机理对合金强韧化的影响规律。此外,对Al固溶型高熵合金进行组织调控,成功获得了异构多级析出组织,实现对合金更深层次的强韧化调控。具体的研究内容和主要结论如下:（1）结合实验验证和理论模型计算,评估了Al元素对Fe26Ni26Cr26Co22基单相FCC高熵合金固溶强化的影响。研究结果显示,随着Al含量的增加,合金的晶格摩擦应力逐渐增强,表明固溶强化效果随晶格畸变的增大而增强。采用Leyson-Varvenne模型能够较好的预测FCC高熵合金体系中的固溶强度,并且发现了高熵合金中的元素-元素交互作用也会对固溶强化效果产生影响。不同于传统二元合金的溶质-溶剂相互作用,这种源于位错在高熵合金晶格中移动所需要的额外活化能的元素-元素交互作用,导致相比于传统合金,FCC高熵合金中固溶强化的效果更加显著。（2）通过将高含量的Ti作为固溶元素引入无钴FCC高熵合金基体中,实现了单相Fe34Ni33Mn16Cr8.5Ti8.5高熵合金强度、塑性和性价比的协同提升。与基体合金M-HEA-4.2μm相比,高含量Ti固溶的Ti-HEA-4.8μm高熵合金的屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别提升了～51.6%,～60.3%和～25.8%。分析表明,Ti元素在提高固溶强化的同时降低了基体的层错能,并导致合金的变形机理从不利于位错积累的“波浪状位错”交叉滑移模式转变为有利于位错积累的“平面位错滑移+层错”的多变形模式组合。此外,Ti元素的固溶还有效增加了合金的霍尔-佩奇系数,进一步协同增强了合金的细晶强化效果。（3）基于高含量Ti固溶的思路,进一步制备了Ti固溶+共格L12析出协同强韧化的Fe28Ni28Co27Cr8.5Ti8.5高熵合金。通过简单的均匀化处理,该合金便能实现高密度纳米共格L12析出颗粒在高含量Ti固溶的FCC基体上均匀析出的组织结构。其屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为～878 MPa,～1190 MPa和～26.1%。分析显示,此协同强韧化设计显著增强了合金变形时的流变应力,激活了合金的孪晶诱导塑性效应。合金变形时的高密度位错来源于多变形机制的协同,包括位错平面滑移、Lomer-Cottrell锁和高密度的变形孪晶。多变形机制有效地促进了位错的增殖和积累,为合金提供了持续的应变硬化,实现了合金高强度和塑性的优异匹配。（4）通过改变热机械加工工艺对合金的组织结构进行调控,得到了异构多级析出Fe24Ni24Cr24Co20.5Al7.5高熵合金,进一步提高了合金强度和塑性匹配。具有异构组织的高熵合金变形时表现出特征性的瞬态应变硬化率提升行为。多级析出相的存在显著增强了变形过程中的流变应力,激活了合金中的多变形机制。此外,异构多级析出的高熵合金在液氮温度下表现出极其优异的拉伸性能,其屈服强度、抗拉强度和伸长率分别为～1109 MPa,～1609 MPa和～43.2%,为高熵合金在极端低温条件下的应用提供了广阔的前景。

关键词： 高熵合金   强度   延伸率   TRIP/TWIP效应   力学性能  

摘要： 高熵合金是一种多组元合金,因其优异的综合力学性能成为航天航空发动机、坦克防护装甲等核心部件的潜在候选材料。与传统合金相比,多组元这种特殊设计导致的晶格畸变会显著增加高熵合金强度,然而随之带来其塑性的降低,Co Cr Fe Ni Mo系高熵合金由于高的强塑性,高温强度及耐腐蚀等性能有望成为下一代热端部件材料,得到了广泛的研究与关注,大量研究表明通过微合金化以及各种形变热处理工艺可以提高其强韧性,如(Co40Cr25Fe16Ni16Mo3)99.5C0.5高熵合金抗拉强度和塑性分别达到825MPa、75%,为进一步提高其强韧性,本课题对(Co40Cr25Fe16Ni16Mo3)99.5C0.5轧制热处理工艺进行调控,研究了固溶、轧制、退火、热轧的方式对(Co40Cr25Fe16Ni16Mo3)99.5C0.5高熵合金结构以及性能所产生的影响,利用X射线衍射分析（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、透射式电子显微镜（TEM）以及电子背散射衍射技术（EBSD）等来进行分析,研究了堆垛层错能、孪晶形成和相变微观组织演变等强韧化机理。得到的主要结论如下:温轧态(Co40Cr25Fe16Ni16Mo3)99.5C0.5高熵合金均能保持FCC单相结构,当对(Co40Cr25Fe16Ni16Mo3)99.5C0.5高熵合金进行温轧处理时,可以看到该高熵合金会形成纳米级的超细微结构,这种超细微结构由分布卷缩在一起,随着温轧温度的上升,逐渐分布均匀,当对(Co40Cr25Fe16Ni16Mo3)99.5C0.5高熵合金进行500℃温轧时,该高熵合金的性能达到最佳,屈服强度、抗拉强度与延伸率分别为1501MPa、1858MPa、9.5%,其变形机制以相变诱导塑性变形机制为主,孪晶诱导塑性为辅。低温退火态的(Co40Cr25Fe16Ni16Mo3)99.5C0.5高熵合金为单相FCC结构,其板材位错重新排列会形成一些位错密度较低的区域。随着退火温度的增加位错逐渐缠结形成胞状组织,其他大部分位错密度大幅度降低,这种胞状组织对晶界运动形成钉扎作用。当温度继续升高时,位错软化,位错缠结成胞状的组织被释放,钉扎作用被大幅度降低。该高熵合金的屈服强度与抗拉强度随着退火温度的升高先增加后减小。当退火温度为500℃后合金屈服强度与抗拉强度同时提高至2046MPa、2244MPa,展现出优异的超高强度,随着温度的进一步升高,高熵合金再结晶区域逐渐变多,直至750℃10min退火时出现完全再结晶,并且伴随着M23C6型碳化物析出相的产生,当对合金进行750℃退火10min时,屈服强度、抗拉强度、延伸率均达到了较高的水平,依次是927MPa、1211MPa、42.1%,此时达到了最优的力学性能,并展现出优异的强韧性。在对(Co40Cr25Fe16Ni16Mo3)99.5C0.5高熵合金进行800℃10min高温退火,合金组织由细小的再结晶晶粒以及未完全回复的变形晶粒组成,合金屈服强度有1052MPa的同时仍保持有35%的延伸率,非均匀结构使得该高熵合金展现出优异的力学性能,随着退火温度的升高,各高熵合金的平均尺寸在不断增加,晶粒异常长大的区域中HCP相体积分数、析出相均持续减少。当退火温度继续升高至1100℃时,该高熵合金的组织由均匀的等轴晶晶粒与退火孪晶组成。在1200℃退火10min时,该高熵合金出现了90.3%的超强塑性。

关键词： 高熵合金   异质结构   低成本   拉伸性能   强韧化机制  

摘要： 高熵合金具有独特的微观组织结构和优异的综合性能,在航空、航天和核能等领域的极端环境下具有广泛的应用前景。然而,原材料成本较高和制备工艺复杂等问题限制了其工程化应用。因此,本研究以“低成本、短流程、高强韧”为研究目标,选择不含Co、Ti和V等昂贵元素的FeCrNiAl系高熵合金作为研究对象,采用熔炼铸造工艺制备目标合金。本研究基于热力学计算和混合焓差异,将元素分为Ni-Al（BCC结构）和Fe-Cr-Ni（FCC结构）两组,通过合金成分优化和微观组织调控,制备出多个新型异构高熵合金材料。本研究的主要成果包括: 在FeCrNi（NiAl）x（0.2≤x≤2）系铸态高熵合金中,（NiAl）比例的提高促使无序FCC（A1）相比例逐渐下降,而无序BCC（A2）相和有序BCC（B2）相含量逐渐增多;拉伸屈服强度和抗拉强度随之大幅提高,而断后伸长率逐渐下降。当x=1.1,1.4和1.7时,合金展现出良好的综合力学性能,其拉伸性能与含钴的FeCrNiCo系铸态合金基本持平,而原材料成本下降50%以上。 采用铸造法直接制备出“外壳-内壳-内核”异构FeCrNi（NiAl）1.25铸态高熵合金,外壳区域为富Fe-Ni的软质A1相,内壳区域为富Ni-Al的硬质B2相,内核区域由A2相基体和B2析出相构成。特殊的核壳异质结构使FeCrNi（NiAl）1.25合金展现出优于绝大部分铸态合金的拉伸性能（抗拉强度～1340.2 MPa,断后伸长率～18.0%）。在软/硬界面处不断堆积的几何必须位错（GNDs）不仅大幅提高了该合金的屈服强度,而且使合金保持较高的应变硬化率,延缓颈缩现象的发生;异构变形诱导（HDI）强化是其最主要的强韧化机制。 增大Fe元素比例的Fe2.0CrNi（NiAl）x（x=1.2,1.6,1.9）系铸态高熵合金均为A1+A2+B2多相结构。Fe2.0CrNi（NiAl）1.6合金的主要区域由无序B2结构的纳米纤维外壳和被完整包裹的纤维状无序A1结构主相构成。特殊的纤维状异构使该合金不仅在室温下具有优异的拉伸性能（屈服强度～670.2 MPa,抗拉强度～1195.1 MPa,断后伸长率～21.1%）,而且在低温（77 K）下也展现出优异的强塑性匹配（屈服强度～851.2 MPa,抗拉强度～1412.6MPa,断后伸长率～18.3%）。 在Fe2.0CrNi（NiAl）1.6合金的基础上添加大量Mn（～26.3 at.%）元素和提高Fe:Ni元素比例,制备出Fe2+xNi1.8-xCrAl0.8Mn2.0（x=0,0.4,0.7）系铸态高熵合金。Fe2.7Ni1.1CrAl0.8Mn2.0合金由富Fe-Cr的无序A2相基体和双尺度有序B2析出相组成,其室温拉伸屈服强度和抗拉强度分别为973.1 MPa和1274.4 MPa。Fe2.4Ni1.4CrAl0.8Mn2.0合金为析出强化层片异质结构,高密度超细晶沉淀颗粒引入的析出强化和层片异构诱导的HDI强化使其具有～1143.7 MPa的抗拉强度,～712.1 MPa的屈服强度和～17.4%的断后伸长率。这些兼具“低成本、短流程、高强韧”的FeCrNiAl系异构铸态合金为后续高性能金属材料的设计和制备提供了实验依据以及参考价值。

关键词： 高熵合金   成分设计   制备工艺   多相多层级   异质结构  

摘要： 高熵合金（HEAs）因其优异的机械性能而获得广泛研究。其多主元的特性极大地扩展了成分设计的空间,同时也对传统合金设计方法提出了新的挑战。此外,结构材料对强度和塑性更为苛刻的要求促进了HEAs强韧化机理的研究。面心立方（FCC）HEAs塑性较好但强度不足,通常采用相工程（Phase Engineering）策略来进行强化。其中,共格L12型纳米沉淀强化方法应用最为广泛,然而其结构本身存在亚稳转变,并且单一纳米沉淀强化容易造成应变软化问题,恶化其综合力学性能。研究表明在此基础上构筑并调控异质结构可以实现强度与塑性的同步提高。因此,本文首先基于多尺度计算设计FCC基高熵合金成分并调控第二相及其分布,其次通过冷轧、高温再结晶和时效处理工艺制备出性能优异的多相多层级异构合金,最后研究了其异质结构形成机理和强韧化机制。具体内容如下:（1）基于CALPHAD方法和第一性原理计算方法,设计FeCoNiAlTiCu体系合金成分。首先采用GSM模型计算合金的混合焓,建立相形成参数以区分FCC单相区的形成范围;其次,利用Pandat软件计算Al、Ti、Cu的添加量以获得共格L12型纳米沉淀形成成分范围,计算和实验表明这种亚稳相在高温下会发生转变,晶界析出粗大的L21相;最后,结合第一性原理分析Cu合金化对两相竞争演变的影响,调控多相结构。（2）通过优化冷轧和退火工艺,制备多相多层级异质结构合金,并探究其形成机理。研究发现,在总压下量为80%的CR80-2冷轧工艺下,合金具有可持续的加工硬化能力且出现大量变形孪晶;采用0.8 Tm的高温快速再结晶,使相干富Cu相以纳米团簇的形式在晶内快速沉淀,结合800℃下2小时的时效工艺获得了最高的硬度。相干富Cu相的产生通过元素再分配促进了L12相的连续析出,快速降低了基体的过饱和度,从而降低了晶界不连续L21相的生长动力;通过在晶界处的齐纳钉扎效应（Zener Pining）细化并稳定了等轴晶粒。从而构筑了多相多层级异质结构,包含由大晶粒区（20～30μm）和小晶粒区（1～8μm）组成的宏观异质结构以及由不同的第二相（20～40 nm的L12相和200～500 nm的L21相）构成的微观异质结构。（3）研究了多相多层级异质结构合金的机械性能和变形机制。首先,比较了不同Cu含量合金加工后的相结构、显微组织及机械性能:Fe27.81Co27.81Ni27.81Al6.79Ti6.79Cu3合金（简称3Cu合金）具有最佳的室温拉伸性能,合金的屈服强度、抗拉强度和均匀延伸率分别约为1298 MPa、1615 MPa和17.03%。其次,研究发现设计的合金在拉伸加载时发生了三级异质变形:在微米尺度上,大、小晶粒的界面处由于应变的不相容性积累了大量几何必要位错,产生明显的背应力强化;在亚微米尺度上,不均匀的第二相沉淀进一步促进应变分配,导致异质变形诱导（Hetero-deformation induced,HDI）应变硬化;在纳米尺度上,由于低层错能和位错积累产生的高数密度晶体缺陷（即分级层错网络、Lomer-Cottrell锁、超点阵内禀层错和超点阵外禀层错）能够更好地适应位错运动,有利于合金的应变硬化并导致良好的延展性。

关键词： 高熵合金   力学性能   双相合金   变形机制   分子动力学模拟  

摘要： 高熵合金(High Entropy Alloys,HEAs)开创了金属材料的全新领域,HEAs采用多种主要元素为基本组元,打破了传统合金以单一元素为主的设计理念,它们的组织和性能在很多方面都有别于传统合金。HEAs具有优异的力学性能、耐腐蚀性、耐高温等性能,因此成为未来最有发展潜力的新型材料之一。HEAs的晶体结构通常为简单的面心立方结构(FCC)、体心立方结构(BCC)以及密排六方结构(HCP)。然而,单相的HEAs通常具有强度-延性权衡效应,如单相FCC结构的HEAs有优异的塑性变形能力,但强度相对较低,会大大限制FCC结构HEAs的广泛应用。为了获得高强度高塑性的HEAs,研究人员做出了很多努力并取得了相应的结果,研究发现引入第二相结构可以打破强度-延性权衡效应,其中,晶体/非晶双相HEAs和FCC/HCP双相HEAs都可以在提高材料强度的同时不损失其塑性。因此,本文系统研究了在晶体相中引入非晶相对FCC结构的HEAs的力学性能和变形机制的影响,并且阐明了在FCC/HCP双相HEAs中位错与HCP结构的相互作用机制,该研究对于设计和制备更高性能的双相HEAs提供理论依据。本文的主要研究内容和研究结论如下:(1)在晶体中引入非晶相可以有效地改善晶体HEAs的力学性能。本文通过分子动力学模拟,研究了在单轴拉伸下,通过改变非晶相厚度、晶粒尺寸和元素含量来探究这些因素对晶体/非晶双相HEAs变形机制和力学性能的影响。结果表明,由于晶体相与非晶相的协同作用,在HEAs晶体中引入非晶相可以改善HEAs的力学性能。结果指出,双相HEAs的屈服应力和平均流动应力大于单相多晶HEAs,是由于晶体/非晶界面的稳定性和剪切带的形成对非晶相尺寸的依赖性。随着非晶相厚度的增加或晶粒尺寸的减小,HEAs的塑性变形机制逐渐从晶体相中的位错滑移转变为以非晶相为主的剪切带运动。研究发现,改变晶体相的组分含量不仅可以提高HEAs的强度,而且可以在一定程度上提高其塑性,从而获得具有高强度和良好塑性的HEAs。(2)近年来,FCC/HCP双相结构是实现HEAs的高强度高塑性而提出的一种新的设计策略。本文通过分子动力学模拟研究了FCC/HCP双相结构CoCrFeMnNiHEAs中HCP相厚度、应变速率和温度对螺位错与HCP相相互作用机制的影响。结果表明,位错与HCP结构之间存在两种相互作用机制:一种是位错穿透HCP结构,即穿透机制,另一种是位错被HCP相吸收,即吸收机制。这两种机制的产生主要取决于HCP结构防止位错滑移的相对能力,这与HCP结构的厚度、应变率和温度密切相关。当HCP结构阻挡位错的相对能力较大时,位错与HCP结构之间的相互作用呈现吸收机制;否则,它呈现出穿透机制。该研究可为新型高性能HEAs的开发和设计提供理论指导,以实现材料的高强度和高延性。

关键词： 高熵合金   类金属和非金属   双异质结构   层错能   宽泛应变率  

摘要： 高熵合金(HEAs,High-entropy Alloys),也称为多主元合金,面心立方(FCC,Face-centered Cubic)HEA经常面临着强度低的窘境。在高熵合金中适量添加Si,C,B,O,N等非金属元素,可以有效改善合金的微观组织和力学性能,而不会较大的损失塑性。CoCrFeNi HEA作为一种广泛研究的单相HEA,其拥有优良的力学性能。本文研究了CoCrFeNi高熵合金中类金属元素和间隙元素的协同强韧化作用;分别在室温和低温准静态加载条件下,研究了异质结构的强化和变形机理;并在准静态和动态加载条件下分别研究了两类元素对合金力学性能和微结构演化机理。具体研究内容如下:(1)在CoCrFeNi合金中添加几乎饱和的Si元素,形成置换固溶体,显著促进合金的晶格畸变;继续添加少量的B元素,合金在均匀化的过程中会导致晶界处析出CrB相;此外,N元素的加入显著细化了晶粒,形成了间隙短程有序(SRO,short-range ordering)固溶体,大大提高了合金体系的力学性能。依次添加Si、B和N元素,合金的屈服强度依次得到提高,固溶强化是合金屈服强度提升的主要原因。此外,合金的层错能(SFE,Stacking Fault Energy)降低导致了密排六方(HCP,Hexagonal Compact Packing)相变的产生,多级孪晶和N原子的间隙短程有序极大的提升了加工硬化能力。(2)通过双异质结构调节,合金在室温下强度得到进一步提高,达到了1.2GPa,由于多级结构的协同作用,部分再结晶区域在变形过程中对位错的存储,总延伸率(TE,Tensile Elongation)仍保持13%,使得合金有较高的加工硬化和韧性。由于合金多级强化,在低温下屈服强度和塑性几乎不变且变形并不是均匀发生的,在早期运动的晶粒中发现短程有序能够有效阻碍位错的运动。合金在低温下层错能的降低极大的影响了合金的变形机制,室温下能够发现大量的层错网和L-C(L-C,Lomer-Cottrell)锁,而低温下则导致了大量的HCP相变。(3)在宽泛应变率(10 s～3700 s)加载下,研究了类金属元素Si和间隙元素C的添加对CoCrFeNi合金力学性能的影响,析出相比间隙原子对屈服强度敏感性的影响较大,而其在变形过程中被剪切破环,这使得加工硬化第二阶段快速上升后立即下降;而C元素得加入在提高屈服强度的同时,加工硬化第二阶段能够保持平稳,这归因于C形成间隙短程有序对位错的阻碍作用。

关键词： 铝基复合材料   高熵合金热处理   异质界面结构   力学性能   强韧化机制  

摘要： 相比于传统的陶瓷颗粒增强相,高熵合金(HEA)因其高强度、高塑性以及与铝合金优良的润湿性,成为极具应用潜力的金属材料增强相。然而,具有迟滞扩散效应的多组分HEA颗粒与铝基体易形成机械结合界面或多组元金属间化合物界面,限制了 HEA强韧化效果。因此,基于HEA/铝基体界面设计来优化铝基复合材料性能,具有重要的理论和实际需求。本文对Al0.5CoCrFeNi成分的单相BCC结构HEA颗粒在氮气和氩气气氛下热处理,分别获得氮气和氩气改性的增强相粉末(NHEA和AHEA),研究其相变结构。将改性的增强相粉末加入到2024A1基体中,利用放电等离子烧结技术(SPS)制备NHEA/Al和AHEA/Al复合材料;另一方面,将HEA在不同温度下氧化热处理,制备不同温度氧化增强相(OHEA),研究OHEA相变规律,并制备OHEA/Al复合材料;研究所制备复合材料界面结构、力学性能、腐蚀性能以及对应的强韧化机理。本文主要研究结果如下:(1)惰性气氛热处理HEA增强铝基复合材料的组织演化及性能提升机制。通过对HEA分别在氮气和氩气中700℃热处理1h,制备NHEA和AHEA粉末;热处理后HEA的BCC衍射峰下降,并在晶界处析出FCC相,NHEA表面有纳米坑生成,AHEA表面出现纳米坑和纳米颗粒。制备的HEA/Al、NHEA/Al和AHEA/Al界面层呈现相似特征,均有1μm左右扩散层。HEA/Al和AHEA/Al扩散层界面主要形成Al9Co2相,NHEA/Al扩散层界面的氮化物(MxNy)厚度增加。以HEA/Al复合材料为例,应力主要分布在铝基体中,在拉伸时,裂纹率先从扩散层萌生,逐渐扩展到铝基体中,致使复合材料断裂。细晶强化、热失配强化和几何位错强化发挥主要作用,HEA/Al的抗拉强度(σuts)、屈服强度(σy)和延伸率(εf)分别为284.9 MPa、170.8 MPa和16.44%,与基体相比分别提高了 35.4%、19.1%和 47.7%,NHEA/A1 的 σy、σuts 和 εf分别为 165.4 MPa、293.3 MPa 和 15.1%,AHEA/A1 的 σy、σuts和εf分别为 151.6 MPa、284.1 MPa 和 11.6%。(2)氧化热处理HEA增强铝基复合材料的组织及其性能增强机制。HEA粉末500～900℃下分别氧化1h获得BCC-FCC双相结构OHEA粉末。通过SEM及XPS分析,OHEA表面形成的纳米颗粒为多元金属氧化物混合物。通过同样SPS工艺制备OHEA/A1复合材料,σy、σuts和εf分别为 323.81 MPa、198.72 MPa 和 18.16%,比 2024A1 基体分别提高 35.31%、57.34%和 63.33%,呈现优异的强韧性效果。其中OHEA与铝基体的反应被加速,且OHEA几乎完全发生反应而形成约20～30 μm的过渡界面。氧化热处理影响HEA溶质再分配,导致过渡界面为热加工过程中OHEA内FCC相反应演化来的FCC结构相(软相)和BCC相演化来的单斜结构相(硬相),两者相互交织在一起构筑了多相多尺度混合界面。拉伸过程中,硬相区因应力集中严重而优先萌生裂纹,软相区可迟滞裂纹扩展,硬相-软相的协同效应实现复合材料强韧化。