高熵合金的力學(xué)性能及變形行為研究進(jìn)展1)

李建國(guó) 黃瑞瑞 張 倩 李曉雁

(清華大學(xué)工程力學(xué)系,北京 100084)

引言

一直以來,金屬材料在人類文明的進(jìn)程中起著決定性的作用.隨著經(jīng)濟(jì)發(fā)展和科技的進(jìn)步,對(duì)材料的綜合性能要求越來越高.傳統(tǒng)工藝中通過在1 種或2 種主元中添加少量其他元素來提高合金性能已漸趨發(fā)展的瓶頸,少有突破性的進(jìn)展來滿足日益嚴(yán)苛的實(shí)際需求.高熵合金這種全新合金設(shè)計(jì)理念的出現(xiàn)正當(dāng)其時(shí).高熵合金是由多種主要元素以相等或近等原子比混合而成,每種主元含量相當(dāng),因此并不存在類似于傳統(tǒng)合金中的“基體元素”,即沒有溶劑與溶質(zhì)原子的區(qū)別.傳統(tǒng)合金的設(shè)計(jì)受限于基體元素的約束,如圖1(a)左上圖三元相圖藍(lán)色(三角中深色)部分所示,研究范圍僅限于幾個(gè)角落區(qū)域,而當(dāng)n種元素以等原子比混合時(shí)可能獲取的合金種類可達(dá)N=2n-n-1 種,從而使得研究范圍逐漸向相圖中心區(qū)域擴(kuò)展[1].由此可見,多主元混合制備合金的策略首先極大地豐富了合金的種類,為尋求高性能金屬材料提供了更大的研究空間.

圖1 高熵合金設(shè)計(jì)的熱力學(xué)基本原理示意圖[1]Fig.1 Schematic illustrations for thermodynamics principle of design of HEAs [1]

高熵合金的概念于2004 年首次見諸于報(bào)道,又被稱為多主元合金.2004 年,臺(tái)灣新竹清華大學(xué)Yeh等[2]和英國(guó)Birmingham 大學(xué)Cantor 等[3]各自獨(dú)立地發(fā)表了多主元混合制備高熵合金的研究成果.高熵合金這一名稱也源于Yeh 團(tuán)隊(duì)的研究工作[2].一般認(rèn)為,合金中元素增多易導(dǎo)致金屬間化合物的出現(xiàn),使得合金內(nèi)部結(jié)構(gòu)變得復(fù)雜.而不同相或者金屬間化合物的形成取決于系統(tǒng)混合的Gibbs 自由能ΔGmix=ΔHmix-TΔSmix,其中ΔHmix和ΔSmix分別表示合金系統(tǒng)的生成焓及混合熵,T為絕對(duì)溫度.Yeh等[2,4]假設(shè)所得合金為理想固溶相,ΔHmix=0,而金屬間化合物內(nèi)部是完美有序的,ΔSmix=0.因此,多主元合金中是否形成單一固溶相則取決于-TΔSmix是否小于ΔHmix.根據(jù)熱力學(xué)原理,

其中,R為氣體常數(shù),xi為第i種元素的摩爾含量,n為系統(tǒng)中元素的總數(shù).對(duì)于等原子比高熵合金,僅當(dāng)理想無序狀態(tài)(如理想氣體狀態(tài))時(shí),有xi=1/n,從而可得出ΔSmix=Rlnn.因此隨著元素種類增加,混合熵升高到一定程度,混合熵對(duì)體系自由能的貢獻(xiàn)大于生成焓時(shí),則形成單一固溶相.根據(jù)上述熱力學(xué)理論,Yeh 等認(rèn)為元素種類增多導(dǎo)致的高熵效應(yīng)有助于形成穩(wěn)定的固溶相,故而將其命名為高熵合金[1-2].需要指出的是,對(duì)于固態(tài)多元合金而言,不同晶體結(jié)構(gòu)的對(duì)稱性導(dǎo)致元素分布的微觀態(tài)存在明顯差異,因而構(gòu)型熵也不一致.計(jì)算系統(tǒng)Gibbs 自由能時(shí),需根據(jù)Burnside 弓理確定晶體結(jié)構(gòu)對(duì)稱性對(duì)構(gòu)型熵的影響,計(jì)算方法可見參考文獻(xiàn)[5].此外,隨著研究的進(jìn)一步深入,有報(bào)道指出[6-8]原子尺寸差異δ、原子堆垛密度ξ 以及混合焓ΔHmix也是影響總體混合熵的重要因素.如圖1(b)所示,隨著原子堆垛密度ξ 改變,FeMnNi 三元合金中混合熵的最大值及其對(duì)應(yīng)原子占比都會(huì)發(fā)生改變.綜合考慮以上因素,并根據(jù)熱力學(xué)準(zhǔn)則可以判斷是否能夠獲得單一固溶相組織.至于所形成相組織的晶格類型,需根據(jù)Hume-Rothery 準(zhǔn)則做進(jìn)一步判定.合金組分的價(jià)電子濃度(valence electron concentration,VEC)是決定晶格類型的重要因素,大量實(shí)驗(yàn)結(jié)果[9-10]證實(shí)當(dāng)VEC ＞8 時(shí)為面心立方結(jié)構(gòu)(face-centered cubic,FCC),而VEC ＞6.87 時(shí)呈現(xiàn)為體心立方結(jié)構(gòu)(body-centered cubic,BCC).除上述判斷準(zhǔn)則外,半經(jīng)驗(yàn)性的相圖計(jì)算法(CALPHAD)也可用于穩(wěn)態(tài)相的預(yù)測(cè)[11-13].作為這一方法的補(bǔ)充,學(xué)者們也會(huì)依據(jù)高通量第一性原理計(jì)算所得參量建立簡(jiǎn)單模型用于多主元合金相組織的預(yù)測(cè).例如,根據(jù)高通量蒙特卡洛方法計(jì)算所得焓矩陣能夠定量地預(yù)測(cè)不同鋁含量對(duì)AlxCoCrFeNi 高熵合金中相組分的影響,其預(yù)測(cè)與實(shí)驗(yàn)觀察結(jié)果比較吻合[14].總之,研究者們總結(jié)和提出的大量預(yù)測(cè)方法能夠保證通過成分調(diào)控控制高熵合金中相穩(wěn)定性及篩選組成相,目前已經(jīng)能夠制備出上百種不同晶格類型的單一固溶相合金.因此,當(dāng)下研究的重點(diǎn)也已經(jīng)轉(zhuǎn)向這一新型合金的“結(jié)構(gòu)-性能”關(guān)聯(lián)性以及微觀變形機(jī)理等方面.眾多優(yōu)異性能的爭(zhēng)相報(bào)道使得高熵合金成為目前材料學(xué)及固體力學(xué)領(lǐng)域最受關(guān)注的研究熱點(diǎn)之一[15-18].例如,典型FCC 高熵合金通常表現(xiàn)出高的斷裂強(qiáng)度和良好的塑性,特別是低溫條件下強(qiáng)度和塑性同時(shí)提高,這主要?dú)w因于塑性變形機(jī)制由位錯(cuò)主導(dǎo)向?qū)\晶主導(dǎo)的轉(zhuǎn)變[19-21];典型BCC 高熵合金除了固有的高強(qiáng)度以外,其高溫力學(xué)穩(wěn)定性甚至優(yōu)于現(xiàn)有鎳基高溫超合金[22-23];密排六方結(jié)構(gòu)(hexagonal close packed,HCP)高熵合金較少見諸于報(bào)道,其中Mg 系和Ti 系高熵合金則表現(xiàn)出低密度、高強(qiáng)度的力學(xué)性能[24-25].此外,高熵合金還表現(xiàn)出良好的耐腐蝕性、耐磨性、抗輻照和超導(dǎo)性等優(yōu)異的性能.下文中將逐一著重介紹高熵合金優(yōu)異的力學(xué)性能.有學(xué)者指出[26],由于高熵合金具有諸多優(yōu)異的力學(xué)性能,因此高熵合金未來有可能廣泛用做一些重要工業(yè)領(lǐng)域中的關(guān)鍵材料,如高超速飛行器發(fā)動(dòng)機(jī)超高溫材料、高性能戰(zhàn)斗部材料、抗輻照核能用材、輕質(zhì)裝甲防護(hù)材料、低溫服役用材、航空航天輕質(zhì)材料等.需要指出的是,由于多主元合金材料在力學(xué)性能方面的優(yōu)勢(shì),可根據(jù)實(shí)際應(yīng)用中的需要對(duì)結(jié)構(gòu)件進(jìn)行適當(dāng)?shù)耐負(fù)鋬?yōu)化,以發(fā)揮這一新型結(jié)構(gòu)材料潛在的可持續(xù)性使用價(jià)值;同時(shí),金屬結(jié)構(gòu)材料應(yīng)用的可持續(xù)性還表現(xiàn)在材料回收處理時(shí)對(duì)雜質(zhì)元素的包容性,而針對(duì)多主元合金熱力學(xué)方面所開展的廣泛研究十分有利于對(duì)可持續(xù)性合金設(shè)計(jì)的深入理解[27].

通常認(rèn)為,高熵合金優(yōu)異的力學(xué)及理化性能與其多主元特性所造成的獨(dú)特結(jié)構(gòu)特征息息相關(guān).Yeh 基于高熵合金的原子結(jié)構(gòu)特征提出四種效應(yīng)[15,28]解釋這一新型多主元合金在性能及變形機(jī)理上的特殊性.這4 種效應(yīng)分別為:(1)“高熵效應(yīng)”——即合金具有高的構(gòu)型熵(參見上文的簡(jiǎn)述),這一效應(yīng)在簡(jiǎn)化合金微觀組織方面起到主要作用,極大地提高了單一固溶相的穩(wěn)定性,抑制了金屬間化合物的生成[15];(2)“遲滯擴(kuò)散效應(yīng)”——高熵合金中各種元素原子之間相互作用較強(qiáng),相比于稀固溶合金其原子擴(kuò)散率較低,因此合金中析出相成核后不易生長(zhǎng),這十分有利于納米尺寸第二相的形成[15];(3)“晶格畸變效應(yīng)”——各種元素之間原子尺寸等方面的差異弓起了嚴(yán)重的晶格扭曲畸變,被認(rèn)為是高熵合金高強(qiáng)度的主要原因,同時(shí)會(huì)對(duì)位錯(cuò)線的形貌及運(yùn)動(dòng)方式產(chǎn)生重要的影響,下文會(huì)詳細(xì)討論[15];(4)“雞尾酒效應(yīng)”——即多種元素混合后形成的合金會(huì)表現(xiàn)出其中任意一種元素純金屬都不具備的性能[15],這也意味著通過調(diào)整合金組分及其配比可以有效地控制合金的性能.由此可見,在對(duì)其優(yōu)異性能及力學(xué)行為進(jìn)行討論之前,我們有必要先對(duì)這些異于傳統(tǒng)單一主元合金的結(jié)構(gòu)特征進(jìn)行詳細(xì)的闡述,以此為基礎(chǔ)再對(duì)其變形機(jī)理等作出深入的剖析.

1 高熵合金的原子結(jié)構(gòu)特征

1.1 原子排布的長(zhǎng)程化學(xué)無序性和短程有序性

對(duì)于多主元合金而言,各主元之間并不存在溶質(zhì)、溶劑元素的區(qū)別,理想狀態(tài)下在形成合金時(shí)各元素原子可隨機(jī)占據(jù)不同晶格位點(diǎn).如圖2(a)和圖2(b)所示,典型BCC 和FCC 結(jié)構(gòu)五元高熵合金晶體單胞中各位點(diǎn)上原子并非唯一確定,因此長(zhǎng)期以來學(xué)者們普遍認(rèn)為高熵合金雖然具有長(zhǎng)程拓?fù)溆行虻木w結(jié)構(gòu),但在化學(xué)意義上則表現(xiàn)為長(zhǎng)程無序的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)[2,6].然而,理想隨機(jī)固溶現(xiàn)象只會(huì)發(fā)生在高熵效應(yīng)主導(dǎo)體系自由能降低的情況之下(例如在高溫環(huán)境中)[29],在實(shí)際制備或應(yīng)用時(shí)環(huán)境溫度并不能達(dá)到這一條件,此時(shí)生成焓也成為決定體系自由能的關(guān)鍵因素.同時(shí),各主元自身的屬性(如電負(fù)性等)以及原子尺寸、鍵合能等差異都會(huì)導(dǎo)致原子對(duì)之間相互作用并不一致,因而在長(zhǎng)程化學(xué)無序的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)中往往會(huì)出現(xiàn)局部的化學(xué)短程有序結(jié)構(gòu)(chemically shortrange ordering)[30].Zhang 等[31]最早通過X 射線衍射、中子散射以及擴(kuò)展X 射線吸收精細(xì)結(jié)構(gòu)(extended xray absorption fine structure,EXAFS)技術(shù)等實(shí)驗(yàn)測(cè)試手段確認(rèn)了CrCoNi 合金中短程有序結(jié)構(gòu)的存在,并指出固溶體中Cr 原子更容易與Ni 和Co 構(gòu)成原子對(duì).隨后,Ding 等[30]采用基于密度泛函理論的Monte Carlo 方法模擬了CrCoNi 三元合金在變形過程中短程有序結(jié)構(gòu)的演變,發(fā)現(xiàn)隨著剪切應(yīng)變的增加模型中短程有序程度逐漸增加,同時(shí)伴隨著原子結(jié)構(gòu)的演變整個(gè)體系的平均層錯(cuò)能由-42.9 mJ/m2升高到30 mJ/m2,這將會(huì)影響到變形過程中形變孿晶或者變形誘導(dǎo)相變的發(fā)生,表現(xiàn)在宏觀行為上則為短程有序結(jié)構(gòu)對(duì)材料強(qiáng)塑性的作用.隨著原子尺度模擬技術(shù)的進(jìn)步,Li 等[29]構(gòu)筑了原子間相互作用的多體勢(shì)函數(shù)并建立分子動(dòng)力學(xué)模型模擬了三元合金CrCoNi在不同退火溫度下的原子穩(wěn)態(tài)結(jié)構(gòu).如圖2(c)～圖2(e)所示,隨著退火溫度的降低,原子組態(tài)的有序程度越來越明顯,并且呈現(xiàn)出不同取向上的分區(qū)結(jié)構(gòu),圖中紅色虛線標(biāo)注出了各區(qū)域之間的邊界.短程有序結(jié)構(gòu)形成對(duì)結(jié)構(gòu)層錯(cuò)能造成的變化不僅會(huì)影響到形變孿晶、相變的形核,而且也會(huì)影響相變區(qū)域的生長(zhǎng)[30].在相變成核以后,由于變形過程中需要額外的能量打破有序結(jié)構(gòu),將會(huì)使得孿晶及相變區(qū)域的生長(zhǎng)也受到限制作用,同時(shí)大量納米尺度短程有序結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)也會(huì)顯著阻礙位錯(cuò)線的滑移,從而對(duì)材料起到一定的強(qiáng)化作用[29].因此,相比于傳統(tǒng)合金而言,多主元混合形成的高熵合金中原子結(jié)構(gòu)特征的確具有很高的復(fù)雜性,這也是其在力學(xué)性能及行為上呈現(xiàn)出一定特殊性的根本原因.從原子尺度分析其結(jié)構(gòu)特征,有助于從根本上認(rèn)知這一新型合金的基本屬性,但這一部分工作也尚處于起步階段,尤其是實(shí)驗(yàn)方面仍需做出突破,與模擬研究相結(jié)合,從而更加清晰地表征出高熵合金的原子結(jié)構(gòu)特征.

圖2 高熵合金的微結(jié)構(gòu)特征Fig.2 Microstructural features of HEAs

1.2 嚴(yán)重的晶格畸變

圖3 原子結(jié)構(gòu)示意圖顯示嚴(yán)重的晶格畸變對(duì)X 射線Bragg衍射峰值強(qiáng)度的影響[32]Fig.3 Schematic illustrations of severe lattice distortion effect on Bragg diffraction of X ray[32]

除上述原子結(jié)構(gòu)非均勻分布的影響外,高熵合金中多主元組分之間原子尺寸的差異往往會(huì)造成晶格點(diǎn)陣的嚴(yán)重畸變.圖3(a)～圖3(c)分別展示了純金屬完美晶格結(jié)構(gòu)、高熵合金嚴(yán)重畸變的晶格結(jié)構(gòu)以及造成X 射線衍射峰強(qiáng)度減弱的現(xiàn)象.Yeh 等[32]通過在Cu 金屬中添加不同種類的元素獲取多種多主元合金,并利用X 射線衍射研究分析其金相組成.他們發(fā)現(xiàn)隨著元素種類的增加,在相同衍射條件下衍射峰的強(qiáng)度越來越弱(圖3(d)所示),這主要是因?yàn)閲?yán)重的晶格畸變弓起的反射發(fā)生幾何偏轉(zhuǎn)所致.類比溫度波動(dòng)對(duì)X 射線衍射造成的弱化作用,Yeh 等[32]在模型中弓入一個(gè)結(jié)構(gòu)因子,定量地表征了由晶格畸變?cè)斐傻难苌浞逯迪陆档默F(xiàn)象,這也提供了一種反映晶格畸變程度的測(cè)試方法.大量結(jié)果表明,高熵合金嚴(yán)重的晶格畸變對(duì)材料性能起到了極其重要的作用,尤其是高強(qiáng)度[15].Ding 等[33]將Cantor 合金(FeCoCrNiMn)中Mn 元素替換為Pd 元素,由于Pd原子與其他原子之間存在較大的尺寸及電負(fù)性差異,因此晶格畸變程度增加并存在大量的元素富集區(qū)域.高角環(huán)形暗場(chǎng)TEM 結(jié)果所得原子應(yīng)變分布圖顯示出明顯的非均勻應(yīng)變分布,內(nèi)應(yīng)力顯著增大導(dǎo)致位錯(cuò)移動(dòng)減緩并易發(fā)生交滑移[33],因此FeCoCrNiPd 合金的屈服強(qiáng)度相較于Cantor 合金提升了近一倍,且其延展性仍能夠得以保持.Osetsky 等[34]通過分子動(dòng)力學(xué)方法研究了多主元合金中螺旋位錯(cuò)的滑移方式.結(jié)果表明,在應(yīng)力較小的條件下,多主元合金中位錯(cuò)往往在滑移一段距離后會(huì)停止,只有當(dāng)應(yīng)力超過某一值后才會(huì)發(fā)生類似于傳統(tǒng)金屬中的連續(xù)滑移[34],可見嚴(yán)重晶格畸變弓起位錯(cuò)滑移阻力的上升可顯著影響其滑移方式.另外,值得注意的是,嚴(yán)重晶格畸變的存在對(duì)目前已有的一些傳統(tǒng)理論也提出了極大的挑戰(zhàn),主要問題在于經(jīng)典的固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化以及位錯(cuò)強(qiáng)化理論均要考慮Burgers 矢量b.但當(dāng)晶格畸變嚴(yán)重時(shí),晶格常數(shù)并不一致,此時(shí)b值很可能不是一個(gè)定值,而是一個(gè)分布區(qū)間[35].因此,采用傳統(tǒng)理論來計(jì)算和理解高熵合金的變形機(jī)制時(shí),需要謹(jǐn)慎考察傳統(tǒng)理論的適用性.

多主元組分決定了高熵合金獨(dú)特的原子結(jié)構(gòu)特征,進(jìn)而會(huì)影響到變形過程中不同微觀機(jī)制的激活,表現(xiàn)在宏觀性能上則為各項(xiàng)優(yōu)異的力學(xué)性能.因此,對(duì)于新型高熵合金來說,闡明“組分-結(jié)構(gòu)-性能”三者之間的關(guān)系是未來研究和設(shè)計(jì)新型高性能金屬結(jié)構(gòu)材料的關(guān)鍵.上文已對(duì)高熵合金特有的微結(jié)構(gòu)特征進(jìn)行了簡(jiǎn)要的論述,接下來,我們將綜述近年來高熵合金力學(xué)性能方面所取得的一些重要的研究成果,并與傳統(tǒng)金屬材料進(jìn)行對(duì)比,以突出新型高熵合金在諸多方面的應(yīng)用前景.

2 高熵合金的力學(xué)性能

2.1 硬度和比強(qiáng)度

硬度是一種表征材料力學(xué)性能的常用方法,其中維氏硬度值HV 與材料屈服強(qiáng)度σy之間存在一定的比例關(guān)系:HV=c·σy,c通常為一常數(shù).因此,在一定程度上硬度也能反映材料強(qiáng)度的高低,而強(qiáng)度對(duì)于工程設(shè)計(jì)和安全評(píng)價(jià)具有重要的基礎(chǔ)意義[36-37].根據(jù)高熵合金的組分及制備方法的差異,其硬度變化范圍較大.例如,隨著CrCoFeNiAlx高熵合金中鋁含量的增加合金的組成相由FCC 逐漸過渡到BCC,其硬度也由110 HV 升高到510 HV[38],添加Cu 元素后其硬度可高達(dá)655 HV[39].Zhang 等[40]通過激光熔化快速凝固的方法獲得FeCoNiCrCuTiMoAlSiB0.5高熵合金,由于大量間隙硼化物和馬氏體相的存在,該合金硬度高達(dá)11.3 GPa(約1200 HV).此外,在保證高強(qiáng)度的同時(shí),若能夠合理控制材料密度則更為重要,特別是在航空航天工業(yè)、民用運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域,輕量化設(shè)計(jì)一直以來都是研究的重點(diǎn)和熱點(diǎn),既要保證結(jié)構(gòu)的安全有效又要降低能量消耗,這也是可持續(xù)性結(jié)構(gòu)材料的一大特征[27].通常采用比強(qiáng)度的概念(即強(qiáng)度與密度的比值)衡量不同材料的這一屬性.Senkov 等[41]指出:在BCC 相高熵合金中利用輕質(zhì)原子替代某一些原子,在不改變晶格結(jié)構(gòu)的前提下,既能保證強(qiáng)度不發(fā)生大的改變又可有效降低材料密度,例如采用Ti,Al,Mg,Li 等元素.如圖4 所示,在FeCoCrNi 高熵合金中添加了不同含量的Al 和Ti 原子,所得合金密度介于傳統(tǒng)鈦合金和不銹鋼之間,但高熵合金的強(qiáng)度略高,因此表現(xiàn)出了優(yōu)于傳統(tǒng)材料的比強(qiáng)度[15,42].圖4 中平行分布的虛線代表雙對(duì)數(shù)坐標(biāo)下比強(qiáng)度等高線,越靠近左上角則比強(qiáng)度越高,圖示含鋁、鈦元素的高熵合金比強(qiáng)度處于最高水平.目前,有關(guān)輕質(zhì)高熵合金的報(bào)道中密度最低的材料為Al20Li20Mg10Sc20Ti30,Youseff等[42]通過機(jī)械合金化的方法將五種低密度的元素制備獲得HCP 單相高熵合金,密度僅為2.67 g/cm3,其強(qiáng)度高達(dá)～2 GPa,計(jì)算可知其比強(qiáng)度為0.74 GPa/(g·cm-3),是傳統(tǒng)輕質(zhì)鋁合金和鈦合金的兩到三倍,甚至可以與SiC 陶瓷相媲美.

2.2 良好的延展性和高的斷裂韌性

圖4 材料的屈服強(qiáng)度與密度的Ashby 圖.與現(xiàn)有的材料相比,一些高熵合金具有很高的強(qiáng)度和比強(qiáng)度[15]Fig.4 Yield strength vs.density of various materials,including HEAs and other engineering and biological materials[15]

圖5 高熵合金的強(qiáng)度和斷裂韌性[19]Fig.5 Strength and fracture toughness of HEAs[19]

除了高強(qiáng)度以外,良好的塑性變形能力(即良好的延展性)也是金屬結(jié)構(gòu)材料不可或缺的基本性能,但這兩種性能往往不能兼顧.當(dāng)前所能制備的高熵合金多為FCC 或BCC 相,其中前者表現(xiàn)為延展性好而強(qiáng)度低,后者則恰恰相反.FeCoCrNiMn 作為最早被合成的高熵合金已成為模型材料獲得了最為廣泛的研究,其優(yōu)異的塑性變形能力也弓起了學(xué)者們極大的研究興趣.圖5(a)展示了不同溫度下FeCoCrNiMn合金的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線[19].室溫環(huán)境下,其屈服強(qiáng)度約為400 MPa,抗拉強(qiáng)度為760 MPa,斷裂延伸率平均值為56%;隨著溫度的降低,該合金的強(qiáng)度、斷裂延伸率以及應(yīng)變硬化率均出現(xiàn)明顯的上升,拉伸強(qiáng)度超過1.2 GPa 并且斷裂延伸率超過70%[19].大量微觀觀察[43-45]表明上述現(xiàn)象的發(fā)生主要是溫度降低導(dǎo)致屈服應(yīng)力水平升高,塑性變形機(jī)制由位錯(cuò)主導(dǎo)轉(zhuǎn)變?yōu)閷\晶主導(dǎo)所致,大量孿生變形有利于材料發(fā)生均勻塑性變形[46].這也與FCC 相高熵合金較低的層錯(cuò)能有關(guān),針對(duì)層錯(cuò)能更低的CoCrNi 合金的研究表明:其室溫下即可形成大量孿晶組織,因而表現(xiàn)出更加優(yōu)異的塑性變形能力[47].高溫條件下,FCC 相高熵合金力學(xué)性能下降十分明顯,出現(xiàn)顯著的應(yīng)變軟化行為,一定溫度下元素易發(fā)生定向擴(kuò)散、富集形成第二相,導(dǎo)致應(yīng)力集中并弓發(fā)斷裂失效[21,48].如上所述,尤其是低溫條件下,FCC 相高熵合金均表現(xiàn)出高的斷裂強(qiáng)度和良好的塑性變形能力,因而其斷裂韌性也成為關(guān)注的焦點(diǎn).Gludovatz 等[19,49]在室溫和低溫下通過測(cè)試帶有預(yù)制裂紋的緊湊拉伸試樣(compacttension samples)研究了FeCoCrNiMn 和CoCrNi 兩種典型FCC 相高熵合金的損傷容限能力.圖5(b)所示,根據(jù)J 積分計(jì)算所得高熵合金的斷裂韌性高于絕大多數(shù)結(jié)構(gòu)材料.為了從微觀上解釋這一現(xiàn)象,Zhang等[50]在室溫條件下進(jìn)行了CoCrNi 合金中裂紋擴(kuò)展的透射電鏡原位觀察試驗(yàn).結(jié)果展示了,在裂紋擴(kuò)展過程中,大量納米孿晶起到了橋連(nano-bridging)的作用.除了內(nèi)稟韌化機(jī)制(intrinsic mechanism)以外,這種外稟韌化機(jī)制(extrinsic mechanism)也有助于提高FCC 相高熵合金的斷裂韌性.相較而言,BCC 相高熵合金則具有較高的強(qiáng)度但延展性較差,例如鋁含量較高的(FeCoNiCrMn)89Al11高熵合金[38],其屈服強(qiáng)度高達(dá)1.2 GPa,但延伸率不到8%;由多種難熔金屬元素混合而成的NbMoTaW 高熵合金組成相以BCC 相為主,在晶界附近存在少量偏析相,室溫下壓縮應(yīng)變僅為1.5%,裂紋沿著平行于壓縮方向快速擴(kuò)展導(dǎo)致脆性失效[51].BCC 相高熵合金中塑性變形能力較好的退火態(tài)TaNbHfZrTi 在室溫條件下,屈服強(qiáng)度超過1 GPa 且延伸率大于10%,特別是單軸壓縮加載時(shí)應(yīng)變可超過50%[52].這種拉壓不對(duì)稱性在下文討論典型BCC 相高熵合金變形行為時(shí)會(huì)具體論述.隨著溫度上升,BCC 相高熵合金的延展性會(huì)得到提高,位錯(cuò)滑移將更容易激活,甚至有少量孿晶的出現(xiàn),一些合金開始由脆性轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性,但此時(shí)強(qiáng)度降低較為明顯[53].由此可見,與傳統(tǒng)金屬相類似,高熵合金中強(qiáng)塑性匹配問題依然是亟需解決的重要問題,下文中也將介紹針對(duì)不同類型高熵合金所提出的一些強(qiáng)韌化策略.

2.3 疲勞性能

高熵合金作為一種極其具有應(yīng)用前景的金屬結(jié)構(gòu)材料,強(qiáng)韌性決定了其工程應(yīng)用中的安全性,而疲勞性能將直接決定實(shí)際應(yīng)用中結(jié)構(gòu)件的使用壽命,因此研究該新型合金中疲勞裂紋起始、擴(kuò)展的具體過程及其微觀機(jī)制也是十分必要的.對(duì)于韌性金屬材料而言,決定疲勞裂紋擴(kuò)展的因素有很多,諸如加載頻率f、應(yīng)力比R、環(huán)境溫度和微觀結(jié)構(gòu)等.但當(dāng)加載條件確定后,疲勞裂紋擴(kuò)展速率da/dN(a為裂紋長(zhǎng)度,N為循環(huán)次數(shù))主要取決于裂紋尖端應(yīng)力強(qiáng)度因子的變化ΔK.從da/dN-ΔK曲線上,可將疲勞裂紋起始后進(jìn)行擴(kuò)展直至失效分為3 個(gè)階段[54]:(i)初始擴(kuò)展階段:當(dāng)ΔK大于疲勞裂紋擴(kuò)展門檻值ΔKth時(shí),裂紋開始擴(kuò)展,此時(shí)擴(kuò)展速率較低但很快達(dá)到一定的擴(kuò)展速率(小于10-9m/cycle),其中ΔKth越大表明該材料抵抗疲勞裂紋擴(kuò)展的能力越強(qiáng);(ii)隨后裂紋擴(kuò)展速率的增長(zhǎng)率有所降低,通常采用Paris 公式,即da/dN=c· (ΔK)m,對(duì)這一階段的演化過程加以描述,其中c和m為材料相關(guān)的常數(shù);(iii)進(jìn)入第三階段后,裂紋擴(kuò)展速率da/dN已經(jīng)很高,很快會(huì)發(fā)生失穩(wěn)擴(kuò)展導(dǎo)致材料發(fā)生斷裂破壞.圖6(a)所示為Thurston 等[55]在不同溫度下采用定循環(huán)載荷(R=0.1,f=25 HZ)研究FeCoCrNiMn 高熵合金中疲勞裂紋擴(kuò)展行為所得的da/dN-ΔK曲線,圖中空心圓圈和方塊分別表示293 K 和198 K 溫度下測(cè)試的結(jié)果.隨著溫度降低,FCC 相高熵合金通常表現(xiàn)強(qiáng)度和斷裂韌性同時(shí)提高,疲勞加載時(shí)可以看到ΔKth隨溫度降低而增加,由4.8 MPa·m1/2升高到6.3 MPa·m1/2,而且第一階段裂紋擴(kuò)展速率下降了近一個(gè)量級(jí)[55].但是第二階段低溫條件下曲線的斜率有所上升,即對(duì)應(yīng)的Paris 公式中冪指數(shù)大小由3 升高到了4.5,這主要是因?yàn)榈蜏貤l件下裂紋擴(kuò)展主要機(jī)制由沿晶界斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇┚嗔裑55].與傳統(tǒng)合金鋼相比,FCC 相高熵合金與孿晶誘導(dǎo)變形的TWIP(Twinning-induced plasticity)鋼表現(xiàn)出極為相似的疲勞裂紋擴(kuò)展行為,且均明顯優(yōu)于奧氏體不銹鋼.圖中還給出了由FCC 相和BCC 相組成的鑄態(tài)Al0.2CrFeNiTi0.2和AlCrFeNi0.2Cu 高熵合金的疲勞裂紋擴(kuò)展曲線[56],ΔKth值升高到了17 MPa·m1/2.相較于均勻細(xì)晶組織疲勞失效后平整的斷口,鑄態(tài)組織斷后表面更加粗糙,裂紋擴(kuò)展所需能量更多一些,因此對(duì)應(yīng)的裂紋擴(kuò)展門檻值則更高.圖6(b)對(duì)比了Al0.5CrFeCoNiCu 高熵合金與其他傳統(tǒng)合金和塊體非晶材料的疲勞極限[57],如圖所示高熵合金在更高的應(yīng)力水平下表現(xiàn)出更長(zhǎng)的疲勞壽命.但是高熵合金的數(shù)據(jù)存在一定的分散性,這可能與該高熵合金中存在大量的氧化鋁顆粒以及微裂紋有關(guān),因此一些學(xué)者們指出減少這些缺陷的數(shù)量能夠提高高熵合金的疲勞性能[57],從而進(jìn)一步確保高熵合金抗疲勞性能的實(shí)際應(yīng)用.

圖6 高熵合金的疲勞性能Fig.6 Fatigue properties of HEAs

2.4 高溫力學(xué)性能的穩(wěn)定性

如前文所述,高熵效應(yīng)是多主元合金中易獲得單一固溶相的重要原因.考慮到系統(tǒng)自由能ΔGmix計(jì)算時(shí)-TΔSmix中溫度的影響,升高溫度十分有利于提高高熵合金中固溶相的穩(wěn)定性.同時(shí)考慮到高熵合金中多主元之間相互作用弓起的遲滯擴(kuò)散效應(yīng),該新型合金呈現(xiàn)出良好的高溫力學(xué)性能.近年來,大量的實(shí)驗(yàn)結(jié)果證實(shí)了高熵合金的這一性能優(yōu)勢(shì),使得其在高溫結(jié)構(gòu)合金領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景[51,58-60].尤其是多種難熔金屬元素混合形成的BCC 單相高熵合金,其高溫力學(xué)性能甚至優(yōu)于目前被廣泛應(yīng)用于燃?xì)廨啓C(jī)等工業(yè)領(lǐng)域的鎳基高溫超合金.如圖7 所示,兩條虛線顯示了常用的兩個(gè)牌號(hào)鎳基超合金屈服強(qiáng)度隨加載溫度變化的趨勢(shì),其他實(shí)線則表示多種不同組分高熵合金中溫度對(duì)其力學(xué)性能的影響[1].低溫條件下,高熵合金與Inconel 718 鎳基超合金的屈服強(qiáng)度相近,隨著溫度升高Inconel 718 從700°C開始出現(xiàn)顯著的軟化,而NbMoTaW 高熵合金發(fā)生明顯軟化時(shí)對(duì)應(yīng)的溫度則高達(dá)1200°C.在1000°C時(shí),NbCrMo0.5Ta0.5TiZr 的屈服強(qiáng)度依然高于1 GPa,Senkov 等[60]將其中的Cr 元素用Al 元素替代,由于晶粒內(nèi)形成高密度納米層狀析出相,室溫下其屈服強(qiáng)度高達(dá)2 GPa,800°C 時(shí)依然能夠保持在1.6 GPa,直到溫度上升到1000°C 時(shí)才會(huì)出現(xiàn)明顯的強(qiáng)度下降.但需要注意的是,以上高熵合金的力學(xué)性能均源自于單軸壓縮實(shí)驗(yàn),而BCC 相高熵合金較低的拉伸延伸率依然是限制其應(yīng)用的主要因素.為了在工程應(yīng)用中對(duì)高熵合金優(yōu)異的高溫力學(xué)性能加以利用,我們需要進(jìn)一步綜合研究其斷裂韌性、疲勞和抵抗蠕變等性能,系統(tǒng)地分析其各項(xiàng)屬性,以保證實(shí)際應(yīng)用的可靠性.

圖7 典型BCC 相高熵合金隨加載溫度改變其屈服強(qiáng)度的變化,并與現(xiàn)有鎳基超合金高溫性能進(jìn)行對(duì)比的結(jié)果[1]Fig.7 Variation of yield strength with increasing temperature in typical BCC HEAs and Ni-based superalloys[1]

2.5 蠕變性能

受嚴(yán)重晶格畸變和局部位點(diǎn)結(jié)合能不同的影響,高熵合金通常表現(xiàn)出較高的擴(kuò)散阻力,因此相比于傳統(tǒng)純金屬或稀合金而言,高熵合金的蠕變行為也必定有所改變.根據(jù)所施加應(yīng)力和環(huán)境溫度的變化,可將蠕變行為的微觀機(jī)制分為5 種類型[61]:(i)當(dāng)應(yīng)力σ 大于理論剪應(yīng)力時(shí),原子面的簡(jiǎn)單滑移將主導(dǎo)塑性流動(dòng)行為;(ii)當(dāng)σ/G＞10-2時(shí)(G為材料的剪切模量),位錯(cuò)滑移會(huì)發(fā)生;(iii)當(dāng)10-5＜σ/G＜10-2時(shí),蠕變行為由位錯(cuò)蠕變主導(dǎo),包括位錯(cuò)滑移、攀移并伴隨有空位擴(kuò)散;(iv)當(dāng)σ/G≤10-5時(shí),Nabarro等提出一種擴(kuò)散機(jī)制,空位將沿著晶界擴(kuò)散,稱之為Nabarro-Herring 蠕變,此時(shí)蠕變率反比于平均晶粒尺寸的平方;(v)當(dāng)環(huán)境溫度更低時(shí),晶界擴(kuò)散成為主導(dǎo)機(jī)制,稱之為Coble 蠕變,此時(shí)蠕變率反比于平均晶粒尺寸的立方.Kang 等[62]在535～650°C 的溫度下研究了退火態(tài)FeCoCrNiMn 高熵合金的蠕變行為,結(jié)果表明:當(dāng)應(yīng)力水平大于40 MPa 時(shí),主導(dǎo)變形機(jī)制由位錯(cuò)攀移機(jī)制變化為黏性位錯(cuò)滑移機(jī)制,高熵合金中原子尺寸較大的Cr 原子與其他原子具有較大尺寸失配,易發(fā)生偏聚,從而對(duì)位錯(cuò)滑移產(chǎn)生拖曳作用.此外,也可根據(jù)蠕變應(yīng)變率隨應(yīng)力的變化關(guān)系n=?ln/?ln σ,推斷蠕變行為的主導(dǎo)機(jī)制[63].通常當(dāng)n=1 時(shí),對(duì)應(yīng)擴(kuò)散主導(dǎo)的蠕變行為,即Nabarro-Hering 蠕變或Coble 蠕變;當(dāng)n=2 時(shí),對(duì)應(yīng)蠕變機(jī)制為晶界滑移;當(dāng)n＞3 時(shí),則為位錯(cuò)蠕變控制.如圖8所示,Lee 等[64]研究了納米晶FeCoCrNiMn 高熵合金在球形壓頭作用下的蠕變行為,相較于粗晶高熵合金,納米晶高熵合金在更高的應(yīng)力作用下的蠕變應(yīng)變率與粗晶高熵合金相當(dāng).對(duì)比雙對(duì)數(shù)坐標(biāo)下蠕變應(yīng)變率隨應(yīng)力水平σ 變化的曲線斜率可知:在小晶粒時(shí),蠕變機(jī)制由晶界擴(kuò)散主導(dǎo);而在大晶粒時(shí),則主要由位錯(cuò)滑移和攀移控制塑性流動(dòng).此外,圖中顯示在同樣的應(yīng)力水平下,納米晶FeCoCrNiMn 高熵合金的蠕變率比納米晶純鎳的理論值要小3 個(gè)量級(jí),這主要?dú)w因于高熵合金中特殊晶格結(jié)構(gòu)所弓起的遲滯擴(kuò)散效應(yīng)[64].

圖8 不同晶粒尺寸FeCoCrNiMn 高熵合金蠕變應(yīng)變率隨應(yīng)力變化,并與納米晶純鎳的理論值做對(duì)比[64]Fig.8 Relationship between creep strain rate and stress for FeCoCrNiMn HEAs with different grain sizes[64]

2.6 抗沖擊性能

由于具有優(yōu)異的抗沖擊性能,高強(qiáng)韌合金是沖擊防護(hù)領(lǐng)域迫切需求的材料.FCC 相高熵合金在準(zhǔn)靜態(tài)條件加載時(shí)已經(jīng)表現(xiàn)出了極高的斷裂強(qiáng)度和應(yīng)變硬化能力,特別是在低溫環(huán)境加載時(shí)其強(qiáng)度和延展性均獲得顯著的提升,這往往歸因于塑性變形過程中大量形變孿晶的生成對(duì)應(yīng)變硬化產(chǎn)生的巨大貢獻(xiàn).通常認(rèn)為低溫和高應(yīng)變率對(duì)塑性變形具有類似的影響,因而高熵合金在高應(yīng)變率下的力學(xué)響應(yīng)也弓起了學(xué)者們極大的研究興趣.Li 等[65]首先系統(tǒng)地研究了Al0.3CoCrFeNi 高熵合金高應(yīng)變率壓縮力學(xué)行為.由于固溶效應(yīng)、林位錯(cuò)之間相互作用以及孿晶硬化等耦合作用,高熵合金表現(xiàn)出優(yōu)于傳統(tǒng)合金的應(yīng)變硬化能力及高的應(yīng)變率敏感性.隨后,Li 等[66]采用如圖9(a)和圖9(b)所示帽形剪切試樣,通過Hopkinson 壓桿在指定區(qū)域產(chǎn)生集中的剪切變形,研究了FeCoCrNiMn 高熵合金抵抗剪切變形的能力.通過圖9(b)中綠色的限制環(huán)的厚度控制加載應(yīng)變的大小.研究結(jié)果表明,FCC 相高熵合金優(yōu)異的應(yīng)變硬化能力使得剪切應(yīng)變高達(dá)ε=7 時(shí)才能弓起局部熱塑性失穩(wěn)變形(即生成絕熱剪切帶)[66].為了解決FCC 相高熵合金低屈服強(qiáng)度的問題,Ma 等[67]在此基礎(chǔ)上通過預(yù)軋制細(xì)晶化和退火處理后獲得了高強(qiáng)韌CoCrNi合金,并考察它的高應(yīng)變率剪切變形能力,結(jié)果如圖9(c)和圖9(d)所示.類比于具有相似微觀結(jié)構(gòu)的傳統(tǒng)金屬或者合金,CoCrNi 高熵合金表現(xiàn)出更加優(yōu)異的均勻剪切變形能力和高的剪切韌性,尤其是高應(yīng)變率和低溫條件耦合作用時(shí),大量形變孿晶的生成促使硬化能力進(jìn)一步提升,使該材料表現(xiàn)出更好的抗剪切變形能力.

2.7 抗輻照性能

圖9 FCC 相CoCrNi 合金在高應(yīng)變率作用下的力學(xué)行為[67]Fig.9 Mechanical behaviors of HEAs under high strain rate[67]

高熵合金復(fù)雜而獨(dú)特的微結(jié)構(gòu)特征有利于各項(xiàng)力學(xué)性能的改善.嚴(yán)重的晶格畸變以及組分的復(fù)雜性可以有效降低電子、聲子和磁振子的平均自由程,并改變?nèi)毕莸男纬赡芰?、遷移能壘和擴(kuò)散路徑,進(jìn)而影響到輻射早期缺陷的形成和相互作用以及間隙空位的重組等過程.在傳統(tǒng)金屬中,缺陷及元素偏聚的出現(xiàn)往往會(huì)影響到材料性能的轉(zhuǎn)變,如輻照脆化現(xiàn)象等[68].相較而言,學(xué)者們認(rèn)為高熵合金抵抗輻射損傷的能力會(huì)遠(yuǎn)強(qiáng)于傳統(tǒng)合金材料[69].Granberg 等[69]通過輻照實(shí)驗(yàn)和分子動(dòng)力學(xué)模擬,對(duì)比研究了Ni、NiFe 和NiCoCr 合金抵抗輻照損傷的能力,發(fā)現(xiàn)多元合金中位錯(cuò)移動(dòng)的能力大大降低,導(dǎo)致?lián)p傷的數(shù)量減少了2～3 倍.Lu等[70]為了更加全面地解釋多主元合金抗輻照損傷的微觀機(jī)制,繼續(xù)增加合金元素的種類,其研究對(duì)象還包括NiCo、NiCoFe、NiCoFeCr 和NiCoFeCrMn等合金,在500°C 環(huán)境溫度下進(jìn)行不同劑量的離子輻照實(shí)驗(yàn).圖10(a)和圖10(b)分別給出了一定輻照時(shí)長(zhǎng)后,合金內(nèi)孔洞和位錯(cuò)的分布情況.相比于純金屬或稀合金中分布于表面的較大尺寸孔洞,多主元合金中孔洞數(shù)量雖然增多但其尺寸均十分微小,并且分布在一定的深度范圍內(nèi).全部孔洞的體積反映了輻照所造成體積腫脹的程度.根據(jù)統(tǒng)計(jì),3 MeV Ni+離子輻照后純Ni 金屬的腫脹率為9%,NiFe 合金則降低到0.45%,而NiCoFe 和NiCoFeCrMn 的腫脹率僅為0.15%和0.1%[70].孔洞是由輻照所致空位的聚集造成的,輻照導(dǎo)致間隙缺陷的聚集(圖10(b)中HRTEM 所示)也會(huì)造成位錯(cuò)環(huán)和位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)的出現(xiàn).如圖10(b)所示,大量的位錯(cuò)環(huán)或者位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)由表面一直延伸至一定的深度,分布于孔洞層之上.因此,與純金屬或稀合金相比,多主元合金中位錯(cuò)區(qū)和孔洞區(qū)的分布恰好呈相反的分布,這是因?yàn)樵咏Y(jié)構(gòu)的差異使得輻照所致間隙缺陷的遷移方式轉(zhuǎn)變?yōu)榫植奎c(diǎn)缺陷的重組,而不是稀合金中由內(nèi)部直接遷移至表面才消失[70-71].間隙缺陷遷移方式的改變使得輻照損傷的微觀特征發(fā)生改變,也大大提升了抵抗輻照的能力[70].除了表征孔洞體積以外,Jin 等[71]采用一種更加直觀的方式表征了不同合金在一定劑量離子輻照后體積腫脹的程度.如圖10(c)所示,采用一定形狀的格柵保護(hù)使得離子輻照僅發(fā)生在特定區(qū)域,可以看到輻照后多主元合金中幾乎沒有形成臺(tái)階,而純Ni 中則形成很高的臺(tái)階.圖10(d)中統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)更加清晰地展示了不同合金的輻照腫脹程度.

圖10 不同組分Ni 基合金及高熵合金在溫度為773 K 時(shí)3 MeV Ni+ 離子輻射行為.Fig.10 Behaviors of Ni-based alloys and HEAs under after irradiation with 3 MeV nickle ion at 773 K

2.8 耐磨性

前文提及一些高熵合金具有很高的硬度,且在高溫條件下力學(xué)性能更穩(wěn)定,這使得這些高熵合金有可能進(jìn)一步成為良好的耐磨材料,因而激發(fā)了大量針對(duì)不同主元高熵合金耐磨性的研究.Wu 等[72]首先研究了不同鋁含量AlxCoCrCuFeNi 高熵合金的黏著磨損行為,他們發(fā)現(xiàn)隨著高熵合金中鋁含量的增大,組成相由FCC 轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC 結(jié)構(gòu),磨損機(jī)制也由分層變?yōu)檠趸p,這主要是由材料硬度的上升所致,同時(shí)表面形成氧化膜也有利于耐磨性的進(jìn)一步提升.但是,由于BCC 相合金的塑性較差,該類合金材料的可加工性通常比較弱.Chuang 等[73]為了能夠獲得耐磨性較好的FCC 相高熵合金,通過調(diào)整合金元素比例最終確定了Co1.5CrFeNi1.5Ti0.5合金體系,并系統(tǒng)研究了其耐磨性能.如圖11(a)所示,與現(xiàn)有的兩種耐磨鋼相比,該高熵合金抵抗磨損的能力提高近一倍[73].相比而言,兩種耐磨鋼室溫下的硬度與高熵合金相當(dāng)甚至還高一些,但如圖11(b)所示,根據(jù)不同溫度下各種材料氧化增重實(shí)驗(yàn)結(jié)果可知高熵合金的抗氧化性更好一些,同時(shí)不同溫度下硬度測(cè)試結(jié)果顯示高熵合金的高溫穩(wěn)定性更好,因此該型高熵合金的耐磨性更加優(yōu)異.此外,Braic 等[74]探索將(TiZrNbHfTa)N 和(TiZrNbHfTa)C 高熵合金作為Ti 合金保護(hù)涂層來實(shí)現(xiàn)高熵合金薄膜在生物醫(yī)藥領(lǐng)域的應(yīng)用,以提高植入體的性能及使用壽命.實(shí)驗(yàn)結(jié)果展示該合金的硬度可達(dá)30 GPa,表面磨損率僅為0.2×10-6mm3/(N·m).

圖11 高熵合金的耐磨性能[73]Fig.11 Wear resistance of HEAs[73]

圖11 高熵合金的耐磨性能[73] (續(xù))Fig.11 Wear resistance of HEAs[73] (continued)

3 典型高熵合金的力學(xué)行為及變形機(jī)理

上一部分內(nèi)容逐一論述了高熵合金所具有的諸多優(yōu)異性能,而特定晶格類型的高熵合金往往僅具有某一或某幾方面的性能優(yōu)勢(shì).例如FCC 相高熵合金具有高的斷裂強(qiáng)度和良好的延展性;BCC 相則表現(xiàn)出高強(qiáng)度、高溫穩(wěn)定性和耐磨性等等.特殊的微結(jié)構(gòu)特征會(huì)對(duì)其力學(xué)性能有著重要的影響,而具有不同晶格結(jié)構(gòu)的高熵合金所表現(xiàn)出的不同力學(xué)行為也取決于變形過程中微結(jié)構(gòu)的演化,即不同材料的塑性變形機(jī)理有所差異.以下將列舉幾種典型高熵合金的塑性變形行為,并對(duì)其微觀機(jī)理進(jìn)行詳細(xì)地闡述.

3.1 面心立方相高熵合金的變形行為

FCC 單相高熵合金中典型代表就是被廣泛研究的Cantor 合金(FeCoCrNiMn),其具有優(yōu)異的塑性變形能力,尤其是低溫條件下同時(shí)具有高的強(qiáng)度和良好的延展性,這主要源自于該型合金極強(qiáng)的應(yīng)變硬化能力,能夠在獲得高強(qiáng)度的同時(shí),有效延遲單軸拉伸時(shí)局部塑性失穩(wěn)(即頸縮行為)的發(fā)生.室溫下,在塑性變形的初期位錯(cuò)主要在最密排晶面上沿1/2〈110〉方向進(jìn)行滑移,隨后擴(kuò)展為1/6〈112〉 方向Shockley偏位錯(cuò),并伴隨有大量層錯(cuò),偏位錯(cuò)之間分離的距離對(duì)于刃型位錯(cuò)而言約為3～4 nm,而螺型位錯(cuò)更可達(dá)5～8 nm,因此位錯(cuò)交滑移較難發(fā)生,這也與實(shí)驗(yàn)中觀察到大面積平面滑移以及晶界附近位錯(cuò)塞積的現(xiàn)象相符合[43-44,75].原位TEM 觀察結(jié)果表明[50],偏位錯(cuò)的滑移能力要強(qiáng)于全位錯(cuò),但快速移動(dòng)的偏位錯(cuò)也會(huì)受到全位錯(cuò)滑移所形成平面滑移帶的阻礙作用.在較大應(yīng)變時(shí),多個(gè)滑移系上偏位錯(cuò)被激活,這些偏位錯(cuò)在相交滑移面上相互作用促使呈平行六面體結(jié)構(gòu)的體缺陷形成,這也會(huì)對(duì)平面滑移起到阻礙作用[46].當(dāng)位錯(cuò)密度隨變形(εtrue≈0.3)增大到一定程度時(shí),大量胞狀位錯(cuò)結(jié)構(gòu)形成,這意味著位錯(cuò)的產(chǎn)生和湮滅已達(dá)到動(dòng)態(tài)平衡,位錯(cuò)之間相互作用只能維持到如此大的變形能力.在變形的末期,有少量孿晶的形成,但此時(shí)局部變形已經(jīng)開始,很快會(huì)導(dǎo)致失效[44].相比而言,液氮溫度下加載時(shí),初始變形階段仍表現(xiàn)為位錯(cuò)平面滑移,但隨著低溫條件下應(yīng)力水平的上升,在較小應(yīng)變(εtrue≈0.08)時(shí)孿生變形便被激活,大量孿晶界的出現(xiàn)有效地阻礙了位錯(cuò)的滑移,從而大大提升了位錯(cuò)存儲(chǔ)能力,因此合金的硬化能力可維持在一個(gè)相對(duì)穩(wěn)定的水平[47],直到應(yīng)力水平與應(yīng)變硬化率大小相當(dāng),根據(jù)Consid`ere 準(zhǔn)則,此后變形很快會(huì)進(jìn)入局域化,進(jìn)而發(fā)生頸縮失效.因此,研究者們普遍認(rèn)為變形機(jī)制由位錯(cuò)主導(dǎo)轉(zhuǎn)變?yōu)閷\生主導(dǎo)是延展性提升的主要原因,這與FCC 相高熵合金較低的堆垛層錯(cuò)能有關(guān)[76-77],也取決于孿生激活時(shí)所需的臨界剪應(yīng)力的大小[44,47].為了進(jìn)一步更加直觀地研究分析低溫條件下FCC 相高熵合金延展性增加的根本原因,Ding 等[78]通過低溫條件(-180°C)下原位TEM 加載實(shí)驗(yàn)實(shí)時(shí)觀察了FCC 相高熵合金中微觀結(jié)構(gòu)的演化過程.如圖12 所示,除了大量孿晶的出現(xiàn)以外,他們還觀察到了位錯(cuò)交滑移現(xiàn)象(圖12(b)所示),以往認(rèn)為這種變形機(jī)制很難在低層錯(cuò)能FCC相高熵合金中發(fā)生;此外,在位錯(cuò)與晶界相互作用的位置附近,不同方向滑移系上位錯(cuò)易被激活發(fā)射,同時(shí)晶界上偏位錯(cuò)的發(fā)射會(huì)導(dǎo)致大量形變孿晶的生成(圖12(c),圖12(d)所示).正是這一系列微觀機(jī)制的協(xié)同作用,才導(dǎo)致低溫條件下FCC 相高熵合金表現(xiàn)出極其優(yōu)異的塑性變形能力[78].

圖12 低溫條件下原位TEM 表征面心立方結(jié)構(gòu)高熵合金中多重微觀機(jī)制的協(xié)同作用[78]Fig.12 In-situ TEM observations showing synergistic actions of multiple deformation mechanisms in FCC HEAs when loaded at cryogenic temperature[78]

3.2 體心立方相高熵合金的變形行為

BCC 單相高熵合金則往往表現(xiàn)出極為有限的塑性變形能力,這也是未來限制其應(yīng)用的關(guān)鍵因素.需要注意的是,一些BCC 相高熵合金單軸壓縮變形時(shí)仍然具有相當(dāng)?shù)淖冃文芰?室溫壓縮TaNbHfZrTi 高熵合金斷裂應(yīng)變可達(dá)約0.4[53].BCC 相高熵合金組成元素的熔點(diǎn)都較高,因此在固化過程中形成了大量枝晶結(jié)構(gòu)和不同程度的元素富集現(xiàn)象,例如TaNbHfZrTi 高熵合金中枝晶中富含Ta 和Nb,枝晶之間的區(qū)域則富含其他熔點(diǎn)相對(duì)較低的元素,在不含有枝晶的區(qū)域則不存在元素富集的現(xiàn)象[79].Dirras 等[80]在鑄態(tài)TaNbHfZrTi 高熵合金元素富集程度不同的位置切割拉伸試樣后進(jìn)行測(cè)試,發(fā)現(xiàn)不同試樣的屈服強(qiáng)度和延伸率均存在較大差異,其原因可歸結(jié)于試樣中枝晶元素富集的程度不一樣并且鑄造缺陷(如孔洞等)也是隨機(jī)分布的.隨后,Senkov 等[52]通過對(duì)TaNbHfZrTi 高熵合金冷軋后退火再結(jié)晶處理,有效改善了其微觀結(jié)構(gòu),獲得平均晶粒尺寸約為22 μm 的均勻等軸晶,使其延伸率提升至約10%,斷口形貌觀察表明斷裂模式以晶間斷裂為主.在此基礎(chǔ)上,Juan 等[81]通過控制退火溫度獲得晶粒尺寸分別為38 μm,81 μm和128 μm 的合金.雖然隨著晶粒尺寸的增大,合金的強(qiáng)度有所降低,但延伸率進(jìn)一步增大到20%,并且呈現(xiàn)出一定的晶粒尺寸相關(guān)性.由于BCC 相高熵合金塑性變形能力很差,因此當(dāng)前針對(duì)該型高熵合金塑性變形機(jī)理方面的研究較為匱乏.僅有的一些微結(jié)構(gòu)演化也是基于壓縮變形后微觀表征分析得到的.圖13(a)～圖13(c)展示了不同壓縮應(yīng)變時(shí)BCC 相高熵合金中位錯(cuò)組態(tài)形貌[82].小應(yīng)變時(shí),變形由局部區(qū)域內(nèi)螺型位錯(cuò)的平面滑移主導(dǎo),缺陷分布呈現(xiàn)出一定的非均勻性,可分為包含位錯(cuò)環(huán)/偶極子的硬區(qū)和未變形的軟區(qū).大變形時(shí),隨著軟區(qū)內(nèi)位錯(cuò)的激活以及交滑移的發(fā)生,這些區(qū)域中的微結(jié)構(gòu)變的較為均勻,但位錯(cuò)間相互作用也使得湮滅率升高,應(yīng)變硬化率有所下降,變形進(jìn)入局部變形階段.最近的研究結(jié)果[83]表明,通過控制位錯(cuò)組態(tài)的演化可以同時(shí)提升BCC相高熵合金的強(qiáng)度和延展性.Lei 等[83]在TiZrHfNb高熵合金中摻雜了2 at.%的氧原子,間隙氧原子導(dǎo)致大量有序結(jié)構(gòu)體的形成,對(duì)位錯(cuò)起到了釘扎和增殖的作用,從而大大改善了其塑性變形能力,相關(guān)的細(xì)節(jié)將在下文中關(guān)于彌散強(qiáng)韌化中做重點(diǎn)介紹.此外,BCC 相高熵合金還表現(xiàn)出優(yōu)異的高溫力學(xué)性能.Eleti等[84-85]在不同高溫條件下研究了TaNbHfZrTi 高熵合金變形過程中微結(jié)構(gòu)的演化,如圖13(d)～圖13(f)所示.應(yīng)變導(dǎo)致晶界在遷移過程中隆起,在高溫條件下極易導(dǎo)致在晶界處形成圖中所示大量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒,這將弓起變形過程中明顯的軟化現(xiàn)象.他們同時(shí)指出,變形過程中再結(jié)晶區(qū)域內(nèi)晶界滑移和非再結(jié)晶區(qū)域內(nèi)位錯(cuò)滑移共同主導(dǎo)其高溫環(huán)境下塑性變形的發(fā)生[84-85].

3.3 密排六方相高熵合金的變形行為

圖13 BCC 相TiZrHfNbTa 高熵合金不同應(yīng)變時(shí)位錯(cuò)組態(tài)形貌以及在不同溫度下的晶粒結(jié)構(gòu)演化Fig.13 Dislocation and grain structures of BCC TiZrHfNbTa during deformation at different strains and temperatures

目前制備所得密排六方相合金種類還較少,因此針對(duì)該型高熵合金的研究也尚未全面展開.已報(bào)道的HCP 相高熵合金主要以鑭系稀土元素為主,例如YGdTbDy 系列高熵合金[86],需要注意的是,這類合金在晶界處往往存在一些元素富集形成的氧化物,且晶粒內(nèi)也會(huì)彌散分布大量的納米氧化顆粒[87].Soler 等[87]在YGdTbDyHo 高熵合金中切出直徑為1.25～10 μm 的微柱后,沿方向進(jìn)行壓縮加載,隨后根據(jù)不同滑移系Schmidt 因子計(jì)算其開動(dòng)所需臨界剪應(yīng)力.結(jié)果表明,變形以基面滑移系〈a〉 開動(dòng)為主,而且除了尺寸效應(yīng)會(huì)影響材料強(qiáng)度以外,隨著直徑增大試樣內(nèi)部彌散氧化物的增多,材料強(qiáng)度也會(huì)升高.此外,Rogal 等[88]通過等比例混合4 種HCP 元素后熔煉鑄造制備成HfZrTiSc 高熵合金,該合金表現(xiàn)出良好的強(qiáng)塑性匹配度,應(yīng)變硬化能力很強(qiáng),TEM 結(jié)果表明:在HCP 固溶相中,大量局部滑移帶內(nèi)部存在超高密度的位錯(cuò),可見位錯(cuò)滑移仍是主要的塑性變形機(jī)制.除了調(diào)控元素種類以外,近期的研究結(jié)果表明相變誘導(dǎo)塑性(transformation-induced plasticity,TRIP)的發(fā)生也能使得面心立方相高熵合金轉(zhuǎn)變成密排六方相[89-90].Bu 等[91]采用TEM 原位拉伸加載雙相(FCC+HCP)高熵合金試樣的方式,原位觀察了HCP 相內(nèi)微結(jié)構(gòu)的演變過程.他們發(fā)現(xiàn),變形過程中,〈a〉,〈c〉甚至〈a+c〉等多種位錯(cuò)形式同時(shí)激活,使得HCP 相表現(xiàn)出極好的變形能力,尤其是非基面滑移〈a+c〉的比例可達(dá)31%,這十分有利于位錯(cuò)雙交滑移的發(fā)生,如圖14 所示.定量分析HCP 相晶格常數(shù)后,可得c/a比值為1.616,小于理想HCP 晶格常數(shù)比值1.633,這表明正是晶格結(jié)構(gòu)參數(shù)的變化促進(jìn)了非基面滑移的開動(dòng)[91].因此,他們指出可通過調(diào)節(jié)晶格參數(shù)的比值實(shí)現(xiàn)HCP 相高熵合金的韌化設(shè)計(jì)[91],這也為今后高性能高熵合金的設(shè)計(jì)提供了一個(gè)新的思路.

圖14 HCP 相高熵合金中〈c+a〉位錯(cuò)弓起的雙交滑移[91]Fig.14 Double cross slip of〈c+a〉dislocations in the HCP HEA[91]

3.4 多相高熵合金的變形行為

如前所述,類似于傳統(tǒng)金屬材料,單相高熵合金依然很難兼有高強(qiáng)度和良好的延展性.為了解決這一難題,Lu 等[92]提出將高強(qiáng)度BCC 相和高塑性FCC 相結(jié)合組成多相高熵合金以獲得材料綜合性能的大幅提升,這種材料也被稱為“共晶”(eutectic)高熵合金.隨后,Gao 等[93]詳細(xì)地分析了AlCoCrFeNi2.1共晶高熵合金的微結(jié)構(gòu),他們認(rèn)為FCC 相和BCC 相在變形時(shí)的相互協(xié)同作用是材料性能提升的主要原因.軟的FCC 相通過位錯(cuò)平面滑移和層錯(cuò)變形承擔(dān)了大部分塑性變形,硬的BCC 相則充當(dāng)強(qiáng)化相.Wani等[94-95]為了進(jìn)一步提升該型合金的強(qiáng)度,通過細(xì)晶化處理將原本呈層狀分布的雙相組織變?yōu)榈容S細(xì)晶組織,FCC 和BCC 相呈隨機(jī)均勻分布,材料強(qiáng)度提高了一倍以上,但卻損失了部分延展性.可見,雙相組織的空間分布對(duì)共晶合金的性能具有較大的影響.Shi 等[96]在此基礎(chǔ)上通過恰當(dāng)?shù)臒釞C(jī)械處理,既保持了不同相組織的層狀分布,又在層內(nèi)形成了亞微米尺寸的細(xì)晶組織.圖15(a)給出了不同退火溫度下所得共晶高熵合金的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線,可以看出在材料強(qiáng)度大幅提升的同時(shí),延展性也有所增加.圖15(b)清晰地展示了不同應(yīng)變下材料內(nèi)部微結(jié)構(gòu)的變化.由于不同相之間強(qiáng)度的差異,材料在微觀尺度上呈現(xiàn)出漸進(jìn)式屈服的過程,FCC 相首先發(fā)生塑性變形,可觀察到大量位錯(cuò)在界面處塞積,這些位錯(cuò)的形成對(duì)軟相也起到強(qiáng)化作用;直到應(yīng)力達(dá)到一定水平時(shí)BCC 相也發(fā)生屈服,但是如圖15(c)所示變形仍主要集中在軟相FCC 區(qū)域.此外,如圖15(b)中所示,層狀結(jié)構(gòu)可以有效阻礙微裂紋的擴(kuò)展,這表明分層組織會(huì)進(jìn)一步起到韌化的作用.其他共晶高熵合金還包括由FCC 相和Fe2Nb 型Laves 相組成的CoFeNi2V0.5Nb0.75以及CoCrFeNiNbx高熵合金[97-98],而且熔融狀態(tài)共晶合金通常具有更好的流動(dòng)性、良好的可鑄造性,使其具有極大的工業(yè)應(yīng)用價(jià)值[92].

3.5 亞穩(wěn)態(tài)高熵合金的變形行為

圖15 雙相異質(zhì)層狀(dual-phase heterogeneous laminated,DPHL)高熵合金的變形行為[96]Fig.15 Deformation behaviors of dual-phase eutectic HEAs[96]

在傳統(tǒng)合金領(lǐng)域,亞穩(wěn)態(tài)相組織的設(shè)計(jì)思想已廣泛應(yīng)用于高錳鋼和鈦合金等材料,形變誘導(dǎo)相變的發(fā)生能夠有效提升材料的塑性變形能力.隨著高熵合金的設(shè)計(jì)逐漸演變?yōu)榉堑仍颖冉M分的混合,調(diào)節(jié)元素比例可以改變合金中相穩(wěn)定性和堆垛層錯(cuò)能等,進(jìn)而影響到高熵合金塑性變形機(jī)制的轉(zhuǎn)變.基于以上想法,Li 等[89]調(diào)節(jié)Fe80-xMnxCo10Cr10中Mn 元素的含量x,隨著x值減小,合金中FCC 相的穩(wěn)定性也越來越低.高熵合金的塑性變形機(jī)制由位錯(cuò)滑移主導(dǎo)過渡到孿晶誘導(dǎo)變形進(jìn)而轉(zhuǎn)變?yōu)橄嘧冋T導(dǎo)變形.當(dāng)x=30 時(shí),合金中能夠穩(wěn)定存在FCC 和HCP 雙相組織.圖16 給出了室溫下亞穩(wěn)態(tài)雙相高熵合金拉伸變形時(shí),隨應(yīng)變?cè)黾觾?nèi)部微結(jié)構(gòu)演化的具體過程.變形弓發(fā)的馬氏體相變(FCC 相→HCP 相)成為主要的微觀塑性變形機(jī)理.SEM 電子隧道襯度成像(electron channel contrast imaging,ECCI)結(jié)果表明,局部變形前FCC 相內(nèi)已經(jīng)存在大量由Shockley 偏位錯(cuò)滑移形成的層錯(cuò)組織,層錯(cuò)疊加進(jìn)而演化為HCP 薄層可作為馬氏體相變的成核點(diǎn),隨著變形的繼續(xù)增大則出現(xiàn)大面積的位移型相變.雙相組織中界面的形成和相變的發(fā)生均十分有利于增加應(yīng)變硬化率,這是因?yàn)榇罅棵嫒毕莸男纬煽捎行p小位錯(cuò)滑移的平均自由程,位錯(cuò)在相界面處塞積弓起極大的背應(yīng)力也會(huì)阻礙其他位錯(cuò)的滑移,起到促進(jìn)加工硬化、延緩局部失穩(wěn)的作用,所以亞穩(wěn)態(tài)高熵合金通常會(huì)表現(xiàn)出強(qiáng)度和延展性的同時(shí)增加.類比于FCC 金屬,Huang 等[99]將這一概念推廣到了BCC 相高熵合金,借助亞穩(wěn)態(tài)設(shè)計(jì)思想改善BCC 相高熵合金較差的塑性變形能力.他們以鑄態(tài)TaxHfZrTi 高熵合金作為研究對(duì)象,改變Ta 元素比例以獲取BCC 相和HCP 相組成的亞穩(wěn)態(tài)雙相組織高熵合金.拉伸加載時(shí),雖然屈服強(qiáng)度有所降低,但相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)極大地提升了高熵合金的變形能力,延伸率由約4%增大到了約30%.

圖16 室溫下隨著應(yīng)變?cè)黾觼喎€(wěn)態(tài)高熵合金中相變誘發(fā)形變的微觀結(jié)構(gòu)演化過程[89]Fig.16 Microstructure evolution in metastable Fe50Mn30Co10Cr10HEA dominated by transformation-induced plasticity at room temperature[89]

4 高熵合金的強(qiáng)韌化

強(qiáng)度和韌性是評(píng)判金屬結(jié)構(gòu)材料綜合性能的兩項(xiàng)重要指標(biāo),但是這兩者之間往往并不能兼顧.傳統(tǒng)金屬中提高材料的強(qiáng)度必將以損失其塑性變形能力作為代價(jià),這也是長(zhǎng)期以來影響金屬材料發(fā)展的一個(gè)巨大困擾.直到近年來,針對(duì)高熵合金強(qiáng)韌化的研究工作被廣泛開展,由于元素組分及復(fù)雜結(jié)構(gòu)等寬域?qū)傩?可調(diào)控性也大大增強(qiáng),眾多強(qiáng)韌化策略的提出甚至可以實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度和韌性的同時(shí)提高.例如上文中提及的層狀結(jié)構(gòu)雙相細(xì)晶組織高熵合金(共晶組織強(qiáng)化)[96]以及亞穩(wěn)態(tài)相變高熵合金(TRIP 效應(yīng)強(qiáng)化)[89]均可達(dá)到強(qiáng)塑性的良好匹配,下文中將從其他幾個(gè)方面進(jìn)一步綜述高熵合金強(qiáng)韌化的研究進(jìn)展.

4.1 固溶強(qiáng)化

傳統(tǒng)合金中固溶強(qiáng)化是指將金屬或非金屬原子融入基體材料原子點(diǎn)陣的間隙或者節(jié)點(diǎn)上(可稱為置換固溶或者間隙固溶),從而弓起晶格畸變,產(chǎn)生局部應(yīng)力場(chǎng),增大位錯(cuò)滑移阻力而達(dá)到強(qiáng)化的目的.稀固溶體中位錯(cuò)滑移與溶質(zhì)原子相互作用會(huì)弓起強(qiáng)化現(xiàn)象,但高熵合金中所有原子并沒有溶劑、溶質(zhì)之別,并且本身晶格畸變程度就較為嚴(yán)重,因此早期認(rèn)為高熵合金中置換固溶弓起的強(qiáng)化作用并不明顯[38,77,86,99].但Ding 等[33]最近的研究結(jié)果表明,高熵合金中通過元素調(diào)節(jié)可實(shí)現(xiàn)固溶強(qiáng)化的顯著增強(qiáng).上文論述高熵合金中嚴(yán)重晶格畸變時(shí),已經(jīng)提及Cr-CoFeNiPd 高熵合金中,Pd 原子弓起的尺寸失配導(dǎo)致的嚴(yán)重晶格畸變以及電負(fù)性差異弓起的元素富集的共同作用,會(huì)使得位錯(cuò)滑移阻力增加[33].此外,TEM原位加載觀察結(jié)果表明,塑性變形過程中大量位錯(cuò)交滑移得以啟動(dòng),因此CrCoFeNiPd 高熵合金不僅強(qiáng)度提升了一倍,同時(shí)還能夠保持延展性不降低[33].高熵合金中非金屬元素的添加則通常以間隙固溶的方式發(fā)揮強(qiáng)化作用,包括C,O,N 等元素.Wang 等[101]在Fe40.4Ni11.3Mn34.8Al7.5Cr6高熵合金中添加不同含量的C 原子,隨著C 含量的增加合金的層錯(cuò)能顯著降低,位錯(cuò)組態(tài)由波浪式滑移轉(zhuǎn)變成以平面滑移為主,形成的大量顯微滑移帶有利于變形的均勻化,因而表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度和延展性.Chen 等[102]在BCC 相ZrTiHfNb0.5Ta0.5高熵合金中添加不同含量的O 原子,XRD 和TEM 測(cè)試結(jié)果表明其微觀組織均勻單一,但隨著O 含量增加晶格常數(shù)發(fā)生改變,這說明O 原子溶于晶格點(diǎn)陣中.相關(guān)的力學(xué)測(cè)試也表明O 含量的增加不僅能夠提高強(qiáng)度,而且能夠改善熱穩(wěn)定性.

4.2 細(xì)晶強(qiáng)化

根據(jù)經(jīng)典的Hall-Petch 公式

式中,d為晶粒尺寸,k為材料常數(shù).Hall-Petch 公式表明,隨著晶粒尺寸的減小,材料的強(qiáng)度會(huì)升高.這一理論在傳統(tǒng)金屬中已經(jīng)得到了大量的驗(yàn)證,晶界對(duì)位錯(cuò)滑移的阻礙作用是根本原因.高熵合金中晶粒細(xì)化也是有效的強(qiáng)化手段.Sun 等[103]通過大塑性變形后恰當(dāng)?shù)乜刂仆嘶饻囟瓤蓪⑵骄Я３叽鐪p小至約500 nm.圖17(a)所示為不同晶粒尺寸Cantor 合金的應(yīng)力-應(yīng)變曲線.但需要注意的是,強(qiáng)度提升的同時(shí)細(xì)晶高熵合金的延展性已經(jīng)下降至原始粗晶材料的一半以下,這主要是由小晶粒尺寸位錯(cuò)存儲(chǔ)能力降低,加工硬化能力減弱所造成的.他們進(jìn)一步研究了不同晶粒尺寸Cantor 合金力學(xué)性能對(duì)環(huán)境溫度的依賴性[104],如圖17(b)所示Hall-Petch 公式中常數(shù)項(xiàng)隨著溫度降低而增大,因此,細(xì)晶FCC 相高熵合金在低溫環(huán)境下依然能夠獲得強(qiáng)塑性的良好匹配[105].另外,Yoshida 等[106]等在室溫下通過對(duì)比研究十余種多主元合金力學(xué)性能隨晶粒尺寸的變化,定量地給出了不同組分中/高熵合金的Hall-Petch 關(guān)系式,并指明元素之間相互作用對(duì)晶體缺陷移動(dòng)的阻礙作用是多主元合金一種重要的強(qiáng)化機(jī)制,這也是組分差異對(duì)合金初始摩擦應(yīng)力σ0產(chǎn)生顯著影響的主要原因.除了通過熱機(jī)械處理以外,Seol 等[107]在FeCoCrNiMn和Fe40Mn40Cr10Co10高熵合金中摻雜B 元素來控制晶粒的生長(zhǎng)以達(dá)到細(xì)化效果.B 元素易在晶界處偏析,一方面可有效提升界面強(qiáng)度,另外也能夠抑制再結(jié)晶晶粒的生長(zhǎng)粗化,綜合作用起來可以達(dá)到有效強(qiáng)化的同時(shí)不造成任何延展性的損失.

圖17 FCC 相高熵合金隨晶粒尺寸減小材料強(qiáng)度顯著升高Fig.17 Strengthening of FCC HEA with decreasing of grain size

4.3 第二相強(qiáng)化

圖18 BCC 相(TiZrHfNb)98O2高熵合金中間隙氧原子的弓入形成大量有序的含氧復(fù)合體,能夠釘扎可移動(dòng)位錯(cuò)的滑移,有效改變位錯(cuò)組態(tài)[83]Fig.18 TEM and HRTEM images showing the existence of extensive ordered oxygen complexes in BCC(TiZrHfNb)98O2HEA after oxygen doping.These order complexes can act as dislocation pinning to effectively change the dislocation configuration[83]

利用第二相顆粒阻礙位錯(cuò)的滑移也是傳統(tǒng)合金中常用的一種有效強(qiáng)化機(jī)制.近年來,人們將這一思想應(yīng)用于高熵合金中也取得了眾多突出的研究成果.Lei 等[83]在BCC 相TiZrHfNb 高熵合金中摻雜了一定比例的氧原子,不同于傳統(tǒng)合金中生成間隙雜質(zhì)或者脆氧化相而導(dǎo)致材料脆化,高熵合金中化學(xué)短程有序效應(yīng)促使大量有序氧化復(fù)合體(ordered oxygen complex)形成.相比于TiZrHfNb 高熵合金中位錯(cuò)剪切方式以平面滑移為主,有序間隙復(fù)合體的生成使得變形過程中位錯(cuò)組態(tài)呈現(xiàn)出明顯的波浪式,這主要源于彌散分布的有序間隙復(fù)合體對(duì)位錯(cuò)起到明顯的釘扎作用(圖18 所示),并且能夠促進(jìn)位錯(cuò)交滑移的發(fā)生[83].因此,含氧高熵合金不僅能夠獲得強(qiáng)度的顯著提升,同時(shí)還表現(xiàn)出很強(qiáng)的加工硬化能力,其拉伸延伸率更高達(dá)30%以上.此外,通過調(diào)控高熵合金中元素組分后經(jīng)恰當(dāng)?shù)臅r(shí)效處理,可在基體相中弓入大量納米析出相來實(shí)現(xiàn)材料的強(qiáng)韌化.He 等[108]在FCC 相FeCrCoNi 合金中添加少量Ti 和Al 元素后進(jìn)行熱機(jī)械處理,成功獲得不同種類、大小和空間分布的納米析出相顆粒.所得(FeCoNiCr)94Ti2Al4高熵合金時(shí)效組織中大量彌散著Ni3(Ti,Al)型γ′相,定量計(jì)算表明析出強(qiáng)化與晶界、位錯(cuò)強(qiáng)化等機(jī)制共同作用,使得該合金屈服強(qiáng)度超過1 GPa,同時(shí)延伸率仍保持為約17%,但相比于基體材料其延展性的確出現(xiàn)大幅降低.Yang 等[109]在最近研究成果中指出,弓入韌性多主元金屬化合物納米顆粒能夠有效改善GPa 級(jí)高強(qiáng)合金的強(qiáng)韌性匹配度.他們基于熱力學(xué)計(jì)算提出了一系列析出相強(qiáng)化高熵合金,并系統(tǒng)地分析了其中的(FeCoNi)86Al7Ti7和(FeCoNi)86Al8Ti6.近似球狀的析出相顆粒均勻地分散在基體相內(nèi),體積分?jǐn)?shù)可達(dá)50%以上,借助第一性原理計(jì)算結(jié)果確定多主元金屬化合物納米顆粒的組分為(Ni43.3Co23.7Fe8)3(Ti14.4Al8.6Fe2),并將其與Ni3Al相顆粒高熵合金的壓縮性能進(jìn)行實(shí)驗(yàn)對(duì)比,其力學(xué)性能遠(yuǎn)勝于脆性的單一相組織顆粒,可見除了對(duì)基體材料變形機(jī)制的影響以外,納米顆粒自身的屬性也至關(guān)重要.除此以外,需要強(qiáng)調(diào)的一點(diǎn)是,TEM 選區(qū)衍射斑點(diǎn)及快速傅里葉轉(zhuǎn)換等結(jié)果均表明,多主元納米顆粒與基體界面上原子排列呈現(xiàn)出高度共格排布狀態(tài),點(diǎn)陣失配度僅為0.2%,這也與Liang 等[110]利用亞穩(wěn)態(tài)分解促進(jìn)FCC 基體相中低錯(cuò)配度高密度共格析出,實(shí)現(xiàn)高熵合金強(qiáng)韌化的設(shè)計(jì)思想相一致,圖19 給出了晶粒內(nèi)部無序的FCC 基體相和高度有序的L12增強(qiáng)相之間分散的共格界面及其三維分布情況.高度共格的納米析出相組織對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用不僅能夠起到強(qiáng)化作用,當(dāng)應(yīng)力達(dá)到一定水平時(shí)位錯(cuò)可以切過析出相,因而不會(huì)對(duì)塑性變形造成影響.這也是含高密度共格納米析出相Al0.5Cr0.9FeNi2.5V0.2高熵合金在拉伸強(qiáng)度提高至1.9 GPa 時(shí),仍能保持一定塑性變形能力的原因.

上述強(qiáng)韌化策略同樣也常被應(yīng)用于傳統(tǒng)金屬結(jié)構(gòu)材料綜合性能的改善,但新型高熵合金則往往表現(xiàn)出更加優(yōu)異的強(qiáng)韌性匹配度[111-113].這主要是因?yàn)楦哽睾辖鹱陨斫M成的復(fù)雜性和多樣性易導(dǎo)致微觀組織調(diào)控時(shí)其內(nèi)部能夠形成多層級(jí)多尺度的異質(zhì)結(jié)構(gòu).Ma 和Wu[113]在綜合分析現(xiàn)有大量研究成果后從原子尺度到晶粒大小歸納出了5 個(gè)等級(jí)的異構(gòu)體,包括局部短程有序、密排的空間團(tuán)簇和復(fù)合體、納米沉淀相、晶內(nèi)弓入的大量缺陷以及多模態(tài)晶粒分布等.在隨后的變形過程中,這些微結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)不僅能夠顯著阻礙各種晶格缺陷的移動(dòng),并且容易弓起非均勻變形的發(fā)生,從而有利于背應(yīng)力強(qiáng)化和額外硬化的形成,能夠促進(jìn)金屬材料強(qiáng)韌性的協(xié)同提升[113].

圖19 Al0.5Cr0.9FeNi2.5V0.2高熵合金中的第二相強(qiáng)化[110]Fig.19 Second phase strengthening in Al0.5Cr0.9FeNi2.5V0.2HEA[110]

5 高熵合金的原子尺度模擬研究

針對(duì)高熵合金這一新型金屬材料的研究,不能僅局限于大量實(shí)驗(yàn)性研究工作,廣泛地開展數(shù)值計(jì)算及原子尺度模擬工作也是十分必要的,能夠幫助我們更加深入地認(rèn)識(shí)和發(fā)展新材料.一方面是由于高熵合金自身微結(jié)構(gòu)特征的復(fù)雜性,建立相應(yīng)的原子結(jié)構(gòu)模型能夠定量地分析結(jié)構(gòu)特征對(duì)材料屬性及其性能的影響;另一方面,這也符合目前新材料設(shè)計(jì)的趨勢(shì),將實(shí)驗(yàn)和數(shù)值模擬相結(jié)合,以精確的模擬結(jié)果指導(dǎo)實(shí)驗(yàn)的設(shè)計(jì),打破以往材料設(shè)計(jì)過程中低效試錯(cuò)法的傳統(tǒng),加速新型高性能結(jié)構(gòu)材料的設(shè)計(jì)進(jìn)程,實(shí)現(xiàn)從有目的性設(shè)計(jì)到實(shí)際應(yīng)用的快速轉(zhuǎn)化.

5.1 基于密度泛函理論的第一性原理計(jì)算

基于密度泛函理論的第一性原理計(jì)算是以原子構(gòu)型做為輸入,求解Schr?dinger 方程來預(yù)測(cè)材料物理性能(其中包括電子結(jié)構(gòu)、相穩(wěn)定性、熱動(dòng)力學(xué)以及力學(xué)性能等)的模擬方法.這一方法被認(rèn)為是解決多組分合金體系模擬研究的理想方法[114].但當(dāng)多主元合金的尺寸及組元復(fù)雜性增加時(shí)計(jì)算成本會(huì)呈指數(shù)式上升,而高熵合金長(zhǎng)程化學(xué)無序性正是其主要的原子結(jié)構(gòu)特征,因此在計(jì)算時(shí)需要對(duì)局部原子結(jié)構(gòu)進(jìn)行恰當(dāng)?shù)慕y(tǒng)計(jì)平均化處理.目前有兩種方法用于解決統(tǒng)計(jì)抽樣的問題:一種是利用相干勢(shì)近似(coherent potential approximation)模擬隨機(jī)分布的介質(zhì);另一種則是重建與真實(shí)結(jié)構(gòu)類似的準(zhǔn)隨機(jī)原子結(jié)構(gòu),兩種方法都能取得較為合理的預(yù)測(cè)結(jié)果[115].Liu 等[35]在VASP 計(jì)算過程中選用PAW 偽勢(shì)和Perdew-Wang(1991)進(jìn)行廣義梯度近似處理,研究Fe-CoNiCrCu 高熵合金中原子尺度不均勻性及其堆垛層錯(cuò)能的分布范圍.結(jié)果表明,高熵合金中各原子對(duì)之間鍵長(zhǎng)滿足高斯分布;并且多組計(jì)算結(jié)果表明層錯(cuò)能并非一個(gè)定值而是分布在一個(gè)較寬的區(qū)間之內(nèi),如圖20 所示.這也就能在一定程度上解釋實(shí)驗(yàn)中觀察到不同塑性機(jī)制的現(xiàn)象.Ding 等[30]則是在建立特殊準(zhǔn)隨機(jī)結(jié)構(gòu)(special quasi-random structure,SQS)以后采用Monte Carlo 方法模擬研究了多主元合金CrCoNi中局部化學(xué)有序結(jié)構(gòu)的本質(zhì)及其形成對(duì)材料堆垛層錯(cuò)能的影響,這些微結(jié)構(gòu)的存在會(huì)造成材料塑性變形機(jī)理的轉(zhuǎn)變,從而影響到材料的力學(xué)性能.Zhang等[115]基于第一性原理計(jì)算方法進(jìn)一步研究了環(huán)境溫度及局部原子特征(如價(jià)電子數(shù)、d 電子密度等)導(dǎo)致高熵合金中層錯(cuò)能表現(xiàn)為負(fù)值的原因,并分析了這一現(xiàn)象對(duì)變形過程中孿晶及相變等機(jī)制形成的影響.可見,第一性原理計(jì)算能夠幫助我們從原子尺度解析結(jié)構(gòu)對(duì)材料屬性及性能的影響,并且往往都會(huì)歸結(jié)于對(duì)變形機(jī)理的作用,因而十分有利于我們更加清晰地解讀“組分-結(jié)構(gòu)-性能”三者之間的關(guān)系.

5.2 分子動(dòng)力學(xué)模擬高熵合金的變形行為

圖20 基于密度泛函理論計(jì)算所得高熵合金堆垛層錯(cuò)能的分布范圍[35]Fig.20 Initial simulated HEA for calculation based on density functional theory,the generation of one layer fault by forced shift between two neighboring layers during calculation,and the calculated stacking fault energy of FeCoNiCrCu from 52 models[35]

圖21 分子動(dòng)力學(xué)模型模擬CrCoNi 合金中受短程有序結(jié)構(gòu)影響位錯(cuò)線滑移過程中形貌演化的過程[29]Fig.21 MD simulations revealing dislocation line morphology evolution in simple solid solution NiCoCr alloy with short-range-order domains[29]

第一性原理計(jì)算雖然計(jì)算精度較高,但受計(jì)算規(guī)模和成本的限制,并不適用于大尺度模型的建立.研究材料變形過程中缺陷成核及其演化最直接的方法依然是建立分子動(dòng)力學(xué)原子模型(molecular dynamic simulation,MD),在更大規(guī)模和時(shí)間跨度上進(jìn)行模擬分析.MD 模擬的精度及效率很大程度上取決于計(jì)算原子能量及力場(chǎng)時(shí)所選取的用于描述原子間相互作用的勢(shì)函數(shù),這也是目前在建立高熵合金MD 模型時(shí)面臨的最大問題[114].高熵合金中元素種類較多,但現(xiàn)有的勢(shì)函數(shù)中僅有少數(shù)幾種能夠用于描述三元合金之間的相互作用.Sharma 等[116]最早將三元鑲嵌原子方法(embedded atom method,EAM)勢(shì)函數(shù)和Lennard-Jones 勢(shì)函數(shù)結(jié)合用于研究五元Al0.1CrCoFeNi 高熵合金中元素非均勻性分布及其對(duì)力學(xué)性能的影響.Li 等[29]將所預(yù)測(cè)物理屬性與實(shí)驗(yàn)及密度泛函理論計(jì)算所得數(shù)據(jù)進(jìn)行了詳細(xì)對(duì)比,發(fā)展出一種可用于描述CoCrNi 三元合金中原子相互作用的EAM 勢(shì)函數(shù),并用于分析多主元合金中化學(xué)短程有序結(jié)構(gòu)對(duì)變形過程位錯(cuò)線滑移的作用.如圖21 所示,深棕色區(qū)域代表Cr-Co 成鍵較多的有序區(qū)域,綠色線圈標(biāo)注的區(qū)域?yàn)槲诲e(cuò)線切過短程有序微區(qū)后滑移掃過的面積,對(duì)應(yīng)圖21(a)中兩個(gè)時(shí)間間隔內(nèi)紅色區(qū)域標(biāo)注的位錯(cuò)掃過的區(qū)域,該過程具體地描述了多主元合金中局部化學(xué)有序原子微區(qū)對(duì)可移動(dòng)位錯(cuò)滑移的有效阻礙作用,因而也可以更加具象地理解這些微結(jié)構(gòu)所起到的強(qiáng)化作用.為了能夠模擬更復(fù)雜元素組分的高熵合金,Choi 等[117]指出MD模擬時(shí)至少需要包含多主元合金體系中所有二元相互作用的勢(shì)函數(shù).根據(jù)這一研究思路,他們提出了第二近鄰改進(jìn)型EAM 勢(shì)形式(second nearest-neighbor modified EAM potential formalism),并將其用于Cantor 合金在低溫下遲滯擴(kuò)散效應(yīng)及形變孿晶形成原因的研究工作.除了構(gòu)建精確的原子相互作用勢(shì)以外,Wang 等[118]提出了一種介原子分子動(dòng)力學(xué)模擬方法(meta-atom MD method)用于多主元合金的原子尺度模擬.他們認(rèn)為一種合金的力學(xué)性能主要取決于幾種材料參數(shù),例如晶格常數(shù)、表面能、內(nèi)稟/外稟層錯(cuò)能、彈性模量,升華能以及孔洞形成能等[118].一旦這一整套材料常數(shù)被設(shè)定,那么擁有同一參數(shù)設(shè)置的兩個(gè)合金體系也會(huì)表現(xiàn)出相同的力學(xué)性能和變形行為[118].基于這一假設(shè),介原子之間相互作用僅需用一種原子間勢(shì)函數(shù)來表示,弓入一個(gè)比例因子后可以調(diào)整局部晶格畸變的嚴(yán)重程度[118],根據(jù)第一性原理計(jì)算結(jié)果擬合的整套材料參數(shù)可以用于多主元合金力學(xué)行為的模擬研究.這一新方法目前已被用于研究復(fù)雜合金體系(如TWIP 鋼)中形變孿生對(duì)材料塑性變形行為的影響[117].同時(shí),Wang 等[119]在擬合Cantor 合金的材料參數(shù)后,研究了高熵合金中嚴(yán)重晶格畸變對(duì)可移動(dòng)位錯(cuò)滑移的影響.此外,還有學(xué)者提出可以通過機(jī)器學(xué)習(xí)推動(dòng)多主元?jiǎng)莺瘮?shù)的發(fā)展;同時(shí),人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)勢(shì)函數(shù)也被認(rèn)為有望用于多主元合金的模擬研究工作[114].

6 高熵合金研究中挑戰(zhàn)及展望

由以上綜述可見,高熵合金概念的提出的確為人們研究設(shè)計(jì)新型高性能金屬結(jié)構(gòu)材料指明了新方向,眾多優(yōu)異性能及新機(jī)制的發(fā)現(xiàn)不斷地推動(dòng)著這一研究領(lǐng)域的快速發(fā)展和進(jìn)步.同時(shí),有學(xué)者指出高熵合金已由第一代合金體系中等原子比設(shè)計(jì)理念,發(fā)展為第二代非等原子比亞穩(wěn)態(tài)組織的全新設(shè)計(jì)思路.即便如此,目前所研究高熵合金中組成元素僅局限于特定的幾類元素,遠(yuǎn)遠(yuǎn)少于自然界中可用元素的種類,并且當(dāng)前研究的多主元合金體系中主元種類多數(shù)情況下不超過5 種元素.因此,當(dāng)前諸多突出研究成果的呈現(xiàn)也只是揭開了高熵合金的冰山一角,這個(gè)材料寶庫為我們研發(fā)設(shè)計(jì)高性能合金材料提供了廣闊的研究空間和無盡的可能及驚喜,我們?nèi)孕鑿牟煌慕嵌确e極開展大量的研究探索工作.

6.1 確定多主元合金相組分的有效準(zhǔn)則

大量實(shí)驗(yàn)研究表明高熵合金中相組分是影響材料性能的主要因素,在固化過程中固溶相與金屬間化合物的形成存在著激烈的競(jìng)爭(zhēng).目前用于預(yù)測(cè)高熵合金中組成相的方法主要包括以下兩種:根據(jù)組成元素自身屬性的差異定義了多種不同的物理變量,例如平均原子尺寸失配度δ、價(jià)電子濃度VEC、電負(fù)性χ、原子間距失配因子sm、平均模量失配因子Km等等,通過大量數(shù)據(jù)的定量對(duì)比總結(jié)這些變量與高熵合金中所形成相之間的關(guān)系,總結(jié)出判斷準(zhǔn)則用于新材料的設(shè)計(jì);另一種方法則是通過熱動(dòng)力學(xué)計(jì)算相圖的方式,即計(jì)算體系最小自由能來判斷合金中組成相的類別,但不同于二元或三元體系,由于高熵合金組元結(jié)構(gòu)的復(fù)雜性所得熱力學(xué)計(jì)算預(yù)測(cè)結(jié)果往往與實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證結(jié)果相差甚遠(yuǎn).前一種方法中,隨著合金體系中元素種類的增多,有效判定組成相所需的物理變量個(gè)數(shù)也逐漸增加.多個(gè)物理變量形成多重準(zhǔn)則共同判定并給出一個(gè)合金體系能夠形成單一或多相固溶組織的概率,這樣會(huì)更加準(zhǔn)確地預(yù)測(cè)多元合金中組成相的種類,并且該方法可采用機(jī)器學(xué)習(xí)的手段進(jìn)行物理變量與相組成之間關(guān)系的梳理,從而能夠用于判定更復(fù)雜體系多主元合金的相組分.

6.2 高通量方法篩選設(shè)計(jì)實(shí)用新型高熵合金

做為一種非常具有潛在應(yīng)用價(jià)值的新型金屬結(jié)構(gòu)材料,新的高熵合金體系在不斷更新,我們亟需一種高通量篩選策略來幫助快速確定適用于不同應(yīng)用環(huán)境的最佳合金材料.眾所周知,金屬結(jié)構(gòu)材料往往需要同時(shí)滿足安全性、耐用性以及經(jīng)濟(jì)性等多方面的要求,因此綜合性能良好的合金材料是必然的選擇.然而不同體系的高熵合金往往僅占有某幾方面的性能優(yōu)勢(shì),若基于建立的合金材料庫,并遵從一項(xiàng)性能缺失即代表該合金失去實(shí)用價(jià)值的原則逐層篩選,將有望加速推進(jìn)新型高性能高熵合金的實(shí)際工程應(yīng)用.逐層篩選的策略可分步實(shí)施,例如,第一步根據(jù)熱動(dòng)力學(xué)計(jì)算或相組成判定準(zhǔn)則確定所需合金體系的微觀結(jié)構(gòu);第二步,控制合金組分梯度變化,評(píng)價(jià)組分變化對(duì)材料性能的影響;第三步,固定材料組分,控制微觀結(jié)構(gòu)改變,確認(rèn)最佳合金材料.逐層篩選可大大縮減需要評(píng)價(jià)材料的種類,減少工作量,提升效率.目前仍面臨的一個(gè)嚴(yán)重問題是缺乏用于結(jié)構(gòu)材料性能評(píng)價(jià)的高通量實(shí)驗(yàn)方法.傳統(tǒng)的測(cè)試方法過于耗時(shí),需要提出新方法來加速性能評(píng)價(jià)的實(shí)施.

6.3 建立高效的多主元贗勢(shì)在原子尺度模擬研究多主元合金

此前通過基于密度泛函理論第一性原理計(jì)算以及一定規(guī)模MD 模擬,對(duì)多主元高熵合金中原子結(jié)構(gòu)對(duì)材料屬性及其性能的影響有了初步的認(rèn)知,但受限于前者模擬計(jì)算的規(guī)模僅為數(shù)百個(gè)原子,及經(jīng)典EAM 勢(shì)函數(shù)在高熵合金MD 模擬中的可靠性有待進(jìn)一步驗(yàn)證,并沒有開展大規(guī)模原子尺度模擬其動(dòng)態(tài)過程,以揭示微結(jié)構(gòu)與性能關(guān)聯(lián)的微觀機(jī)制.要突破高熵合金大規(guī)模分子動(dòng)力學(xué)模擬的瓶頸,亟需提出兼顧高效與高精度的新贗勢(shì)構(gòu)建方法以及跨尺度模擬新方法.近年來,得益于高通量第一性原理計(jì)算及機(jī)器學(xué)習(xí)方法的發(fā)展,基于神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)和支持向量機(jī)的贗勢(shì)已取得部分進(jìn)展,在保證第一性原理計(jì)算精度的同時(shí)將計(jì)算效率提升了兩個(gè)量級(jí),但仍與EAM 勢(shì)的計(jì)算效率相差甚遠(yuǎn).這一方面的工作仍需進(jìn)一步推進(jìn),希望新贗勢(shì)的提出有助于大規(guī)模MD 模型的構(gòu)筑,從而在原子尺度理清結(jié)構(gòu)與性能之間的關(guān)聯(lián),有目的性地指導(dǎo)新合金的設(shè)計(jì).

7 結(jié)束語

從新概念的提出至今,新型高熵合金的發(fā)展歷程中存在諸多爭(zhēng)議,但同時(shí)也是碩果累累.多主元組分造成原子結(jié)構(gòu)的特殊性,進(jìn)而激發(fā)多重微觀機(jī)制的共同作用,表現(xiàn)在宏觀行為上則為各項(xiàng)優(yōu)異力學(xué)性能的集中體現(xiàn).不僅如此,在原子尺度上高熵合金中不同元素?fù)诫s易弓起的原子結(jié)構(gòu)改變或者熱機(jī)械處理導(dǎo)致的元素析出及微結(jié)構(gòu)演化等,均能有效改善材料的綜合力學(xué)性能,并且多主元特性使得高熵合金表現(xiàn)出極強(qiáng)的可設(shè)計(jì)性.可見,高熵合金不僅極大地拓展了新型合金的開發(fā)空間,也為突破傳統(tǒng)合金性能極限提供了可能.但是,我們也必須認(rèn)識(shí)到一點(diǎn),正是因?yàn)樵撔滦秃辖鸬膹?fù)雜性,我們對(duì)它的研究正處于初始階段,材料和力學(xué)領(lǐng)域的學(xué)者們?nèi)孕枰獜牟煌慕嵌戎珠_展大量的研究工作,既要深化基礎(chǔ)研究又要努力推進(jìn)新型結(jié)構(gòu)材料的應(yīng)用.在基礎(chǔ)研究方面,除了廣泛開展實(shí)驗(yàn)研究以外,需要逐步加強(qiáng)數(shù)值計(jì)算及模擬研究工作,力求以數(shù)值結(jié)果有目標(biāo)性地指導(dǎo)新型材料的設(shè)計(jì)與研發(fā);實(shí)際應(yīng)用方面,基于現(xiàn)有高熵合金所具有的優(yōu)異性能,為特殊環(huán)境下工程應(yīng)用所需先進(jìn)材料提供有力的支撐.不同方面同步進(jìn)行以推動(dòng)這一新型先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料的快速發(fā)展.