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第59卷 第6期
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2023年6月
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Vol.59 No.6
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ACTA METALLURGICA SINICA Jun. 2023
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高熵合金的低温塑性变形机制及强韧化
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研究进展
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刘俊鹏1 陈 浩1 张 弛1 杨志刚1 张 勇2,3 戴兰宏4
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1 清华大学 材料学院 教育部先进材料重点实验室 北京 100084
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2 北京科技大学 新金属材料国家重点实验室 北京 100083
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3 北京材料基因工程高精尖创新中心 北京 100083
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4 中国科学院力学研究所 非线性力学国家重点实验室 北京 100190
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摘 要 高熵合金是由多种主要元素组成的新型金属材料，固有的多主元和构型熵高等特点，使其具备诸多优
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异的力学及物理化学性能，从而引起了研究人员的广泛关注。在低温工程应用方面，高熵合金优异的强塑性、
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良好的韧性和抗冲击能力、较高的相稳定性等特点使其在深空探测、低温超导、气体工业等领域极具应用前
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景。本文综述了高熵合金的低温研究进展，详细总结了高熵合金在低温环境的变形机制及强韧化机理，并结
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合传统低温工程材料的性能对比，展望了高熵合金未来低温工程应用的主要方向。
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关键词 高熵合金，低温性能，变形机理，强韧化策略
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中图分类号 TG139 文章编号 0412-1961(2023)06-0727-17
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Progress of Cryogenic Deformation and StrengtheningToughening Mechanisms of High-Entropy Alloys
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LIU Junpeng 1, CHEN Hao 1, ZHANG Chi 1, YANG Zhigang 1, ZHANG Yong 2,3, DAI Lanhong 4
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1 Key Laboratory of Advanced Materials of Ministry of Education, School of Materials Science and Engineering,
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Tsinghua University, Beijing 100084, China
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2 State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials, University of Science and Technology Beijing,
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Beijing 100083, China
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3 Beijing Advanced Innovation Center for Materials Genome Engineering, Beijing 100083, China
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4 State Key Laboratory of Nonlinear Mechanics, Institute of Mechanics, Chinese Academy of Sciences,
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Beijing 100190, China
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Correspondent: LIU Junpeng, Tel: (010)62781646, E-mail: liujunpeng@mail.tsinghua.edu.cn
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Supported by National Key Research and Development Program of China (Nos.2022YFE0110800 and 2021YFB3-
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702300) and National Natural Science Foundation of China (Nos.52101169 and 52273280)
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Manuscript received 2022-11-21, in revised form 2023-03-20
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ABSTRACT Owing to the multi-principal element and higher intrinsic configurational entropy, highentropy alloys exhibit excellent mechanical and physicochemical performance, which has garnered extensive attention from researchers. By virtue of the excellent performances in terms of superior strength, ductility, toughness, impact resistance property, and adjustable phase stability, especially in cryogenic environments, high-entropy alloys have broad application prospects in fields such as deep-space exploration,
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low temperature superconducting, and the gas industry. In this paper, the deformation and strengthening资助项目 国家重点研发计划项目Nos.2022YFE0110800和2021YFB3702300，以及国家自然科学基金项目Nos.52101169和52273280
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收稿日期 2022-11-21 定稿日期 2023-03-20
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作者简介 刘俊鹏，男，1988年生，博士
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通讯作者 刘俊鹏，liujunpeng@mail.tsinghua.edu.cn，主要从事高熵合金的基础研究
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DOI 10.11900/0412.1961.2022.00598
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金 属 学 报 59 卷
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toughening mechanisms of high-entropy alloys are summarized by reviewing the cryogenic progress. Furthermore, the promising research directions of high-entropy alloys in cryogenic engineering application
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combined with the performance of traditional cryogenic materials are also presented.
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KEY WORDS high-entropy alloy, cryogenic property, deformation mechanism, strengthening-toughening
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strategy
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高熵合金自被发现以来，由于其多主元合金的
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独特设计理念、新奇的结构和优异的性能，引起了研
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究人员的广泛关注[1~3]。关于高熵合金的研究进展
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和工程应用，已有较多报道，本文重点总结了近年来
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高熵合金的低温研究进展。早期对高熵合金变形机
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理的研究[4~6]发现，其在低温环境下位错运动受阻，
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而较低的层错能使高熵合金呈现出孪晶变形的特
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点，位错运动和孪晶机制的协同作用使高熵合金展
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现出“越低温、越强韧”的特征。然而与传统低温结
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构材料(如奥氏体不锈钢、镍基合金、钛合金等)相
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比，单相高熵合金的低温强度并不具备显著优势。
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为了拓展高熵合金的低温应用领域，推进其工程化
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应用，首要目标是进一步改善高熵合金的低温性能。
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为此，过去10余年研究人员[4,7~13]开展了广泛的强韧
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化研究，并取得了显著进展，同时也加深了人们对高
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熵合金基础结构和低温塑性变形的认识。此外，由
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于析出强化、相变增韧等传统材料的强韧化方法和
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多机制耦合等理念被成功应用于强化高熵合金，实
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现了低温性能的大幅度提升，从而使高熵合金展现
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出广阔的低温工程应用前景。本文简要综述了近年
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来高熵合金低温性能的实验进展，归纳了高熵合金
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在低温环境的变形机理和强韧化策略，同时对尚未
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解决的重要问题进行了梳理和展望。
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1 高熵合金的提出和结构特征
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1.1 高熵合金的提出
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高熵合金最早是在 2004 年由 Cantor等[1]和 Yeh
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等[2]提出的新型金属材料，主要由多种元素以等原
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子比或近似等原子比构成的固溶体合金。与以往传
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统金属材料由1种或2种主要元素构成不同，多种主
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要元素的添加易使组织中产生金属间化合物，从而
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恶化材料性能。因此，以往关于金属材料的研究主
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要集中于边际固溶体，而极少涉及相图的中心区域。
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而多主元单相固溶体的发现，打破了人们对金属材
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料相形成规律的传统认识，极大拓宽了金属材料的
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成分设计范围。
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多主元的合金设计理念一经提出便引起研究人
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员的广泛关注，近年来的研究[14~24]发现，高熵合金具
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有高强度、高塑性、高韧性、良好的耐磨和疲劳性能，
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以及优异的低温、耐蚀、抗辐照、抗氢脆能力和出色
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的催化效果。这些优于传统材料的力学及物理化学
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性能，加深了人们对高熵合金的认识，也拓展了其工
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程化应用前景。
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1.2 高熵合金的化学无序结构
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高熵合金由多种主要元素组成，导致混合熵较
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高。依照Gibbs自由能公式[3](ΔGmix = ΔHmix - TΔSmix，
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其中，ΔGmix为合金体系的Gibbs自由能；ΔHmix为混合
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焓；ΔSmix为混合熵；T为体系的热力学温度)可知，高
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的混合熵降低了体系的自由能，从而有利于保持固
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溶体结构而抑制金属间化合物的形成，因此高温环
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境高熵合金通常具有稳定的固溶体结构，而在成分
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上呈现出化学无序的特点[3]，典型结构如图1[3]所示。
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另外，Luan等[25]研究发现，随着元素数量的增加，合
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金体系中可能生成的金属间化合物数量会有所增
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加，而低温环境混合焓的影响随之提高，金属间化合
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物的形成会导致体系的自由能下降，因此多数高熵
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合金更倾向于形成多相组织。多种因素的共同作用
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使高熵合金的相形成规律极为复杂，同时也为调控
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其微结构特征提供了广阔空间。
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与传统金属材料相比，这种多组元新奇结构使
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高熵合金具有较大的晶格畸变[26~31]、迟滞扩散[32,33]等
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特点，也因此对材料的变形机制产生了显著影响，并
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为其强韧化设计提供了广阔空间。
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近年来的一些研究结果证明，具有非等原子比
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的合金也能保持稳定的固溶体结构[34]，并且某一成
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分的波动可以对性能产生显著影响[14,35]。这种性能
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的“鸡尾酒效应”[36]不仅使高熵合金可以在较宽的成
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分范围保持相结构稳定，也拓宽了其在复杂严苛环
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图1 具有严重晶格畸变特征的高熵合金化学无序原
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子结构示意图[3]
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Fig.1 Schematic of crystal structure in high-entropy al‐
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loy (HEA) with severe distortion[3]
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6期 刘俊鹏等：高熵合金的低温塑性变形机制及强韧化研究进展
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境的工程应用潜力。因此高熵合金被认为有潜力突
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破传统材料的性能极限，成为国内外金属材料领域
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的研究热点。
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除此之外，研究[37]发现高熵合金的结构具有元
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素偏聚的特点，如TiZrNbHf合金中的有序氧复合体
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等合金中的有序相，这种纳米尺度的有序结构打破
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了人们对高熵合金化学无序的传统认识，也革新了
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固体材料的变形机理，为强韧化合金提供了新的广
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阔空间，具有重要的科学价值。
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2 高熵合金的低温塑性流动
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2.1 高熵合金低温环境的塑性流动特点
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金属材料在外力作用下，会呈现出塑性流动的
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特点，其塑性流动规律与材料内部的微观变形机制
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密切相关。室温环境下大多数金属材料都依赖微观
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的位错运动来实现宏观的塑性流动，从而使材料呈
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现出特定的力学性能。然而随着温度降低，位错运
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动的激活能随之提高，从而使位错滑移变得困难，因
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此大多数金属材料在低温环境都会出现脆化的趋
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势，从而严重影响服役稳定性和可靠性。
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由于成分的复杂和变形机制的多样性，高熵合
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金的低温塑性流动比传统材料更为复杂。近年来，
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针对多种变形机制的深入科学认识和有效调控，兼
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具高强度、大塑性和良好的加工硬化能力等特点的
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低温高强韧高熵合金得以成功研发，这不仅推进了
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高熵合金的基础研究和工程应用进展，同时也加深
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了人们对高熵合金塑性流动特点的认识。然而多机
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制耦合作用给准确解析高熵合金的低温塑性流动规
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律带来了诸多挑战。以高熵合金在超低温环境变形
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时 的 锯 齿 流 变 行 为 为 例 ，本 文 作 者[10,38]研 究 了
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CoCrFeNi高熵合金在超低温环境的塑性变形特点，
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发现在20 K及以下的超低温环境变形时，高熵合金
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呈现出锯齿流变的特点。高分辨透射电镜(HR‐
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TEM)结果证实，变形后的组织中存在大量的纳米孪
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晶(包括交叉孪晶和协同孪晶)和少量的fcc-hcp相转
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变行为，孪晶主导的变形机制和相变行为的共同作
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用导致了高熵合金在超低温环境优异的综合性能。
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Pu等[39]在研究CoCrFeNiMn高熵合金的超低温力学
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行为时发现，极低温环境变形会导致组织中产生大
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量的压杆位错(Lomer-Cottrell位错，即L-C锁)，而低
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温高应力激励下的位错惯性运动与L-C锁强烈的交
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互作用使高熵合金在4.2 K的超低温度下涌现出非
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热主控的锯齿不稳定流动现象。Naeem等[12]利用原
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位中子衍射技术观察了高熵合金在极低温环境变形
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时的结构演变情况。研究发现，CoCrFeNi合金在极
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低温变形时的位错密度可高达9.2 × 1015 m-2，他们认
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为虽然在极低温环境位错运动仍为主要的硬化机
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制，但在25 K时明显增多的孪晶变形可能是锯齿流
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变的重要诱因。而后续研究[40]表明，具有较高层错
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能的 CoNiV 合金在超低温变形时的锯齿流变则主
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要由位错运动引起。
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针对高熵合金超低温变形过程中的锯齿流变行
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为，受制于中子衍射技术时空分辨率有限的现状，目
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前还无法准确解析具体的锯齿流变过程。而现已证
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实的多种机制无疑都可能对其塑性流动产生影响，
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如何科学认识低温锯齿流变行为和准确揭示对应的
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微观变形机理，仍然是当前制约人们对高熵合金的
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科学认识走向深入的难题。
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2.2 典型高熵合金的低温力学性能
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近年来的研究证明，高熵合金在低温环境具有
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优异的强塑性[4,11,15,41,42]、韧性[7,13]和良好的室温耐
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蚀[18,20,21]及抗辐照[19,43,44]等优势，从而成为低温工程关
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键部件的新型候选材料。关于高熵合金低温性能的
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研究，Qiao 等[15]于 2011 年率先研究了具有单相 bcc
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结构AlCoCrFeNi高熵合金的低温性能，发现该合金
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在低温环境下具有极高的压缩性能(屈服强度达
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1.88 GPa)和锯齿流变的特点，展示了高熵合金作为
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新型高强韧低温工程材料的应用前景。
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与单相bcc结构高熵合金相比，单相fcc结构高
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熵合金因易于制备成形、综合性能优异等特点，其低
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温研究发展较为成熟。2013年，Gali和George[45]研究
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了CoCrFeNiMn (后被称为Cantor合金)和CoCrFeNi
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高熵合金在不同温度的拉伸性能。研究发现，随着
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温度的降低，该合金的强度和塑性同时得到了大幅
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度改善。在 77 K 时，CoCrFeNi 高熵合金的拉伸强
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度超过 1 GPa，且延伸率超过 60%。随后，Otto 等[4]
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在此基础上深入研究了晶粒尺寸对高熵合金低温
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力学性能的影响及其变形机理。研究发现，fcc高熵
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合金在低温变形后期会出现纳米孪晶，而孪生机制
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产生的大量低能界面导致晶粒显著细化。另外这
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些低能界面可有效阻碍位错运动，提高高熵合金在
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低温环境的加工硬化率，进而推迟了颈缩行为的发
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生。在位错滑移和孪晶机制的共同作用下，Cantor
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合金在 77 K 时的强度和塑性都得到了明显提高。
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此外，2014年，Gludovatz等[16]详细评估了单相fcc高
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熵合金的室温及低温断裂韧性，发现该合金具有优
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异的低温韧性，其裂纹萌生初期的断裂韧性超过
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200 MPa·m1/2，并且在 77 K 裂纹扩展阶段的断裂韧
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性超过300 MPa·m1/2，如此优异的综合性能可以与低
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温性能最好的奥氏体不锈钢和高镍钢相媲美。
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金 属 学 报 59 卷
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3 高熵合金的低温强韧化
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针对单相fcc结构高熵合金屈服强度较低的特
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点，研究人员[46~49]开展了广泛的强韧化研究，近年来
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取得了长足发展。强韧化的方法主要依赖于缺陷策
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略，即通过在组织中引入点、线、面、体缺陷的方式来
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提升高熵合金的性能。点缺陷，即添加C、N等间隙
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原子或Al等置换原子；线缺陷，即增加位错密度；面
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缺陷，即调控层错、孪晶等形成低能界面；体缺陷，即
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引入第二相或相变诱导塑性等机制。经过近20年
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的发展，传统材料的这些强韧化方法在高熵合金中
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得到了广泛应用，显著提高了高熵合金的低温性能。
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具体的变形机理和强韧化策略总结如下。
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3.1 固溶强化
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固溶强化是经典的强化方法，研究人员通过将
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间隙或置换原子加入高熵合金，可以增大晶格畸变，
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提高位错滑移抗力，从而提高材料强度。Tian 等[50]
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通过在 Cantor 合金中加入 1% (原子分数，下同)的
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C，得到了具有亚微米尺寸的超细完全再结晶组织。
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依赖于C的强化、细晶强化和低温变形过程中的位
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错和孪晶机制的共同作用，该合金在77 K的屈服强
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度可达1 GPa，断裂强度可达1.46 GPa，同时还保持
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42.6%的延伸率。
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Shim等[51]通过电弧熔炼氮化铬铁(Cr60Fe35N5)的
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方式在 CoCrFeNiMn 合金中引入 2.1% 的间隙 N 元
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素，研究发现引入 N 元素可抑制 σ 相的析出，促进
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Cr2N 析出相的产生。析出相的存在明显抑制了晶
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粒长大而使含N高熵合金的晶粒尺寸更小；细晶组
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织和析出相的作用可明显改善高熵合金的屈服强
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度，且Cr2N析出相的强化效果更好。另外N的加入
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在组织中可产生短程缺陷来阻碍位错滑移，低温环
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境的纳米孪晶和二次孪晶界显著细化了晶粒，并降
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低了位错的平均自由程，从而阻碍了位错运动，提高
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了该合金的加工硬化能力。低温环境下，在位错的
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平面滑移、层错和变形孪晶的共同作用下，含N高熵
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合金的低温屈服强度可高达 1 GPa，断裂强度超过
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1.6 GPa，同时还保持70%的延伸率。然而，间隙原子
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强化后的高熵合金普遍出现了塑性的明显下降，且
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随着间隙原子含量的增加，易发生碳化物的析出和
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间隙原子在晶界或其他缺陷处的偏聚[52]，从而导致材
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料过早断裂，而低温环境会加剧这种脆化。因此，适
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当的间隙原子含量对高熵合金低温性能的改善至关
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重要。
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除此之外，研究人员还详细研究了置换原子对
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高熵合金的低温性能影响。2016年，Li等[53]通过磁
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悬浮熔炼设备制备了2种不同Al含量的高熵合金，
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分别是 Al0.1CoCrFeNi 和 Al0.3CoCrFeNi 高熵合金。
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研究发现，随着Al元素含量的增加，高熵合金的低
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温屈服强度可由410 MPa提高至510 MPa。另外他
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们发现该合金具有优异的低温冲击韧性，在77 K的
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Charpy冲击功可高达328 J。
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3.2 形变强化
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早期关于高熵合金的形变强化主要通过冷轧工
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艺实现。2012 年，Zhang 和 Peng[54]详细研究了冷轧
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工艺对 CoCrFeNiCu 高熵合金力学性能的影响，发
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现冷轧工艺(50%的压下量)可将铸态高熵合金的屈
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服强度由 350 MPa 提高至 900 MPa，展现了冷轧工
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艺显著的强化效果。2015 年，Stepanov 等[55]探索了
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低温轧制工艺对Cantor合金力学性能的影响，研究
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发现，在低温轧制过程中，Cantor合金会发生位错密
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度的急剧增加和大量的变形孪晶，且孪晶片层间距
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会逐渐变薄；在低温轧制后期，会发生孪晶片层的旋
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转和剪切带的萌生和扩展，而没有观察到新晶粒和
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亚晶的出现。受益于低温轧制后组织中的极高密度
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位错和极细孪晶片层，低温轧制后Cantor合金的拉
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伸强度可达1500 MPa。
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随后，本文作者[9]深入研究了轧制工艺对fcc高
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熵合金低温性能的影响，研究发现，轧制工艺可以显
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著提高高熵合金的强度，其中低温轧制后的Cantor
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合金在77 K时的拉伸强度可达2 GPa，且断裂应变
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超过7%，如图2[9]所示，如此优异的低温性能突破了
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传统低温材料的性能极限。进一步研究发现，当温
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度降低至4.2 K时，低温轧制后的高熵合金强度可达
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2.25 GPa。但由于样品初始状态的位错密度极高，
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而超低温环境又极大限制了位错的滑移，导致孪晶
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图2 低温轧制后 CoCrFeNiMn 高熵合金的室温及低
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温拉伸性能[9]
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Fig.2 Tensile properties of CoCrFeNiMn HEA at room
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temperature and cryogenic condition after cryo‐
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genic rolling process[9] (σb—ultimate tensile
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strength)
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6期 刘俊鹏等：高熵合金的低温塑性变形机制及强韧化研究进展
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变形也被明显抑制，从而使该合金在超低温环境下
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的断裂应变下降至 6%。极低温环境下 2 GPa 超高
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强度高熵合金的开发，加深了人们对高熵合金低温
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极限性能的认识，展现了高熵合金在低温环境潜在
|
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的工程应用前景。
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高压扭转工艺(high-pressure torsion，HPT)也是
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利用形变强化机制显著提高材料强度或硬度的有效
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方式。Tang 等[56]和 Yu 等[57]研究了高压扭转工艺对
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单相高熵合金组织与性能的影响，发现高压扭转工
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艺可以显著细化Al0.1CoCrFeNi高熵合金的组织，且
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在室温环境能够激发大量的纳米孪晶和二次孪晶。
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由于高压扭转工艺导致的位错机制和变形孪晶强
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化，高熵合金的硬度可由 150 HV 提高至 482 HV。
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随后 Moon 等[58]研究发现 ，低温扭转工艺可以使
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Co20Cr26Fe20Mn20Ni14 高熵合金发生无扩散型的 fcchcp相转变行为。虽然形变强化及高压扭转工艺显
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著提高了高熵合金的屈服强度，但这种方法会导致
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塑性的显著下降，如高压扭转后的强度可达2 GPa，
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但延伸率降低至5%[47]，并且高压扭转工艺无法制备
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厚板和样品组织不均匀等缺点制约了 HPT 高熵合
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金在低温结构材料领域的广泛应用。
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为了改善高压扭转工艺导致的塑性损失，后续
|
||
的热处理工艺优化被用于改善高强度材料的均匀延
|
||
伸率。Sathiyamoorthi等[59]研究发现，将高压扭转后
|
||
的CoCrNi中熵合金样品在600℃退火1 h，即可获得
|
||
超细晶组织(平均晶粒尺寸为650 nm)，且组织中有
|
||
大量的纳米孪晶；此外透射电镜(TEM)观察证实初
|
||
始组织中还有部分亚晶和少量位错。超细晶组织和
|
||
退火孪晶、适量的位错密度以及高的晶格摩擦力，使
|
||
该合金具有极高的低温屈服强度；另外，该合金在低
|
||
温变形时会产生更高密度的变形孪晶/层错和高密
|
||
度位错。在多种变形机制的共同作用下，高压扭转
|
||
后的CoCrNi中熵合金在77 K时的屈服强度可高达
|
||
1.97 GPa，且延伸率达到27%。
|
||
3.3 孪晶强化
|
||
Deng 等[60]于 2015 年将孪晶诱导塑性(twinning
|
||
induced plasticity，TWIP)理念引入高熵合金，制备了
|
||
具有室温变形孪晶的 Fe40Mn40Co10Cr10亚稳高熵合
|
||
金，该合金在室温变形时会产生大量孪晶，导致了优
|
||
异的塑性和加工硬化能力。Fe40Mn40Co10Cr10高熵合
|
||
金的开发拓展了fcc高熵合金室温变形机制的可操
|
||
控范围，给高熵合金的韧化提供了更多空间。但由
|
||
于该合金的强度低于500 MPa，限制了其工业应用。
|
||
2017年，Jo等[61]通过冷轧和不完全退火工艺在
|
||
VCoCrFeNiMn 高熵合金中实现了孪晶组织的室温
|
||
存在，研究发现该合金在冷轧后组织中会产生变形
|
||
孪晶，且变形孪晶在后续的短时不完全再结晶退火
|
||
过程中可以保留下来。最终形成的组织由完全再结
|
||
晶的细晶区(平均晶粒尺寸为1.5 μm)和未完全再结
|
||
晶的粗晶区(平均晶粒尺寸为32 μm)构成，且粗晶晶
|
||
粒中存在大量的变形孪晶。室温未再结晶组织的存
|
||
在极大改善了高熵合金的屈服强度，而受益于变形
|
||
时的高应力状态，细晶区和粗晶区在后续的低温拉
|
||
伸过程中，能产生新的纳米孪晶和二次孪晶，从而使
|
||
该合金具有优异的综合力学性能。在 77 K 的低温
|
||
环境，该合金的屈服强度将近 1 GPa，断裂强度达
|
||
1.3 GPa，延伸率为46%。
|
||
3.4 相变强韧化
|
||
2016年，Li等[62]将传统高锰钢变形过程中的相
|
||
变行为引入高熵合金，制备出了具有非等原子比的
|
||
Fe50Mn30Co10Cr10高熵合金，该合金在室温塑性变形
|
||
过程中会发生fcc→hcp相变行为，从而大幅度改善
|
||
了高熵合金的强度和塑性，其室温断裂强度可达
|
||
900 MPa，且延伸率超过70%。该合金的成功研发，
|
||
使人们普遍关注到高熵合金的相变行为。
|
||
随后，Li等[63]在此基础上深入研究了Fe50Mn30Co10-
|
||
Cr10高熵合金的低温性能。发现当温度降低时，该
|
||
合金的力学性得到持续强化，且随着晶粒尺寸由
|
||
200 μm细化至4 μm，fcc相的稳定性也得到了提高，
|
||
初始组织由“fcc + hcp”双相结构转变为单相的 fcc
|
||
结构；而在 77 K 低温变形时，近 80% (体积分数)的
|
||
fcc 相会转变成 hcp 新相。依赖于低温环境相变行
|
||
为的大量进行，亚稳双相高熵合金的低温强度超过
|
||
1300 MPa，同时延伸率超过50%。
|
||
相较于fcc高熵合金，具有单相bcc结构难熔高
|
||
熵合金的低温性能鲜有报道。主要原因是难熔高熵
|
||
合金熔点较高且在室温环境通常较脆，难以加工和
|
||
制备。2020年，Wang等[41]制备了具有优异低温性能
|
||
的TiZrHfNbTa等原子比难熔高熵合金，该合金具有
|
||
单相的 bcc 结构。研究发现，与以往难熔高熵合金
|
||
的变形单纯依赖位错滑移机制不同，该合金在低温
|
||
变形时会发生纳米孪生和 bcc→ω 的相转变行为。
|
||
受益于多种变形机制的共同作用，即便温度降低至
|
||
77 K，该难熔合金也没有发生脆化，强塑性反而得到
|
||
了明显改善，其低温屈服强度达到1.5 GPa，且延伸率
|
||
超过20%。进一步研究发现，在低温环境变形时的螺
|
||
位错滑移、机械孪晶和bcc→ω相变行为的协同作用
|
||
导致了TiZrHfNbTa难熔高熵合金优异的综合性能。
|
||
3.5 析出强化
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高熵合金属于强固溶体合金，元素种类较多且
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金 属 学 报 59 卷
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含量较高，因此将传统的析出强化应用于高熵合金来
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提高强度会面临很大挑战。2016年，He等[64]通过在
|
||
CoCrFeNi合金中加入适量的Al、Ti元素，成功在单相
|
||
的fcc基体中制备出弥散分布的Ni3(Al/Ti)型有序析
|
||
出相，极大改善了高熵合金的强度。在经过适当的热
|
||
处理工艺后，(FeCoNiCr)94Ti2Al4高熵合金的室温强度
|
||
可由固溶态的500 MPa提升至时效态的1300 MPa。
|
||
随后，Yang等[65]通过成分优化，制备了具有高体
|
||
积分数的(FeCoNi)86Al7Ti7 (以下简称Al7Ti7合金)析
|
||
出强化型高熵合金。研究发现，多组元共格L12有序
|
||
析出相的大量存在，显著提高了该合金的屈服强度
|
||
和加工硬化能力，其室温强塑积达到72 GPa·%。后
|
||
续研究[11]发现Ni30Co30Fe13Cr15Al6Ti6高熵合金(以下简
|
||
称Al6Ti6合金)在低温环境的力学性能更为优异，其
|
||
断裂强度可达1.7 GPa，且保持51%的延伸率。但与
|
||
单相高熵合金在低温环境发生大量纳米孪晶不同，
|
||
Al6Ti6合金虽然在低温环境也会发生孪生，但其孪
|
||
晶变形明显被抑制。这主要是因为L12型高熵有序
|
||
析出相的层错能较高，可达200~250 mJ/m2，与fcc基
|
||
体的低层错能特征差异明显。TEM的结果也证实，
|
||
该合金低温环境主要依靠高密度的层错(图3a[11])进
|
||
行变形，并且大量层错的相互作用使组织中出现了
|
||
纳米尺度的菱形层错网，如图3b[11]所示。这种菱形
|
||
结构不仅显著细化了晶粒，而且大幅度降低了位错
|
||
运动的平均自由程，从而阻碍位错运动，提高了材料
|
||
的加工硬化能力。与此同时，由于晶体内部大量分
|
||
位错的形成，(111)面上扩展位错极易演变为压杆位
|
||
错，这种固定位错可作为很强的障碍物将(111)面上
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||
的其他位错牢牢锁住，因此也被称为面交位错，如图
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||
4[66]所示。低温环境下，L-C锁的大量存在有效提高
|
||
了材料在高应力状态的持续硬化和变形能力。
|
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与此同时，Tong等[67]研究发现，CoCrFeNiTi0.2高
|
||
熵合金(Ti0.2高熵合金)中由于晶界附近的非均匀性
|
||
形核和晶内的均匀形核，组织中会出现2种不同形
|
||
貌的析出相，即晶界附近的片层状析出相和晶内的
|
||
球形析出相。深入研究发现 2 种析出相的成分一
|
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致，均富集Ni和Ti元素，且片层状析出相呈连续的
|
||
纳米层状分布，但片层状析出相具有化学无序的长
|
||
周期堆垛有序结构，而球形析出相为有序的L12型结
|
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构。与 Al6Ti6 高熵合金类似，球形的 L12析出相由
|
||
于层错能较高，抑制了孪晶变形的发生，使得变形主
|
||
要依赖于层错进行。然而化学无序的片层状析出相
|
||
在低温加载过程中会发生明显变形，且变形区域中发
|
||
现了微孪晶的存在。这证明球形析出相的化学有序
|
||
结构会显著提高孪晶的形核势垒，抑制孪晶变形的发
|
||
生。得益于析出相对位错运动的有效阻碍，Ti0.2高熵
|
||
合金的强塑性均较单相的CoCrFeNi高熵合金有大
|
||
幅度提升，77 K时的屈服强度和断裂强度分别高达
|
||
860 MPa和1.58 GPa，同时还保持46%的延伸率。
|
||
随后Liu等[68]详细研究了Al3.6Co27.3Cr18.2Fe18.2Ni27.3Ti5.4
|
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Color online
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图3 Ni30Co30Fe13Cr15Al6Ti6高熵合金低温变形后的位
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错组态[11]
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Fig.3 Dislocation configurations of Ni30Co30Fe13Cr15Al6Ti6
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HEA after cryogenic deformation[11]
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(a) TEM image of the dislocation structure of
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the deformed alloy at 77 K
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(b) nano-spaced stacking fault (SF) network in
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the deformed alloy
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Color omline
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图4 高熵合金中由位错反应生成的 Lomer-Cottrell
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(L-C)锁[66]
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Fig.4 Typical Lomer-Cottrell (L-C) lock in HEA dur‐
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ing dislocation motion[66]
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6期 刘俊鹏等：高熵合金的低温塑性变形机制及强韧化研究进展
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高熵合金低温变形过程中 L12析出相的演化规律。
|
||
研究发现，该合金中的L12析出相在低温变形时与基
|
||
体的共格界面会被破坏，并发生溶解现象，即L12有
|
||
序相的无序化转变。由于L12无序化转变降低了析
|
||
出相的层错能，从而降低了孪晶形核的能垒，因此在
|
||
变形后期L12析出相可以发生孪晶变形，如图5[68]所
|
||
示，从而提高了该合金的低温塑性。析出相变形过
|
||
程中的多组态层错和孪晶机制进一步提高了该合金
|
||
在低温环境的强度和塑性，使析出强化型高熵合金
|
||
的性能得到了进一步提升。
|
||
3.6 多机制耦合强韧化
|
||
随着传统材料的强韧化方法在高熵合金中的应
|
||
用，结合位错、层错、孪晶和相变等多种耦合机制的强
|
||
韧化方案也被研究人员广泛关注，成为推动高熵合金
|
||
低温研究发展的重要方向[12,69~85]。以亚稳双相高熵合
|
||
金为例，前期研究[62,63]虽然证实该合金具有优异的低
|
||
温综合性能，但由于屈服强度普遍低于1 GPa，限制
|
||
了该合金作为高强度结构材料的应用领域。因此，结
|
||
合固溶强化和相变机制的强韧化方法成为提升亚稳
|
||
双相型高熵合金屈服强度的有效手段[86~91]。
|
||
Wang 等[92]研究了间隙 C 原子对亚稳双相高熵
|
||
合金低温性能的影响，发现Fe49.5Mn30Co10Cr10C0.5高熵
|
||
合金室温组织为单相的fcc结构，且C的加入提高了
|
||
fcc 基体的相稳定性。但低温变形后，会有近 70%
|
||
(体积分数)的fcc相转变成hcp相，如此大比例的相
|
||
变行为以及低应变时的位错运动和层错的共同作
|
||
用，极大改善了该合金的低温性能，使得77 K时该
|
||
合金的强度为1.3 GPa，且延伸率达到50%。
|
||
Seol 等[93]详细研究了 B 元素对 Fe40Mn40Co10Cr10
|
||
亚稳双相高熵合金低温性能的影响，研究发现，B元
|
||
素不仅在晶界处富集，提高了界面结合强度，并且低
|
||
温变形时晶内固溶的B还有利于形成短程有序结构
|
||
(SRO)，如图6[93]所示。这种低温变形导致的SRO会
|
||
使晶内产生严重的晶格畸变，从而可以提高低温屈
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Color online
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图6 B掺杂Fe40Mn40Co10Cr10高熵合金低温变形组织中的短程有序结构[93]
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Fig.6 Structure of short-range-order (SRO) in B-doped Fe40Mn40Co10Cr10 HEA after cryogenic deformation[93]
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(a) TEM image
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(b) SAED pattern of the SRO feature (The SRO-generated reflections are seen only under [112] zone axis marked by yellow
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arrows)
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Color online
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图5 Al3.6Co27.3Cr18.2Fe18.2Ni27.3Ti5.4高熵合金中L12析出相低温变形后的孪晶特征[68]
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Fig.5 Nano-twins in L12 precipitate in Al3.6Co27.3Cr18.2Fe18.2Ni27.3Ti5.4 HEA after deformation at 77 K[68]
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(a) HRTEM image (b) enlarged image of the yellow rectangle in Fig.5a (c) SAED pattern of the twinning feature
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金 属 学 报 59 卷
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服强度。经B掺杂的FeMnCoCr高熵合金的低温拉
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伸屈服强度可达1.1 GPa，并兼具优异的加工硬化能
|
||
力，断裂强度可达1.4 GPa。这些结果展现了B强化
|
||
高熵合金低温性能的巨大潜力。
|
||
除此之外，He等[94]利用MnN冶炼的方法将N元
|
||
素引入FeMnCoCr高熵合金，研究发现经过1%N添
|
||
加后，该合金的屈服强度、断裂强度和延伸率可分别
|
||
高达1.08 GPa、1.63 GPa和33.5%。N的加入不仅提
|
||
高了奥氏体的稳定性，使相变行为发生在更小范围
|
||
内，从而导致新相的尺寸更小，且以片层状的形貌为
|
||
主。较高的位错滑移抗力和孪晶及相变行为的共同
|
||
作用使含N高熵合金的强度得到了大幅度提高。由
|
||
于合金的氮化在工业生产中容易实现且成本低廉，
|
||
因此氮强化策略有望广泛应用于不同结构高熵合金
|
||
的强韧化设计中。
|
||
此外，以往研究[10,49,86]证明，结合孪晶变形和相
|
||
变增韧特征的复合强韧化机理是提高高熵合金低温
|
||
性能的有效方法。2019 年，本文作者[10]研究发现，
|
||
CoCrFeNi 高熵合金在极低温环境(4.2 K)会发生大
|
||
量的孪晶变形，TWIP机制显著提高了高熵合金在极
|
||
低温环境的加工硬化能力，推迟了颈缩行为的产生，
|
||
从而明显改善了低温塑性。另外，在极低温环境准静
|
||
态加载过程中，高熵合金组织中还会发生明显的fcchcp 相变诱发塑性(transformation induced plasticity，
|
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TRIP)行为，如图7[10]所示。源于“TWIP + TRIP”复合
|
||
强韧化机制，高熵合金在极低温环境(4.2 K)的断裂
|
||
强度可达1.26 GPa，同时保持高达61%的延伸率，其
|
||
综合性能优于传统的低温工程材料，如图8[10]所示。
|
||
由于fcc高熵合金在低温环境复杂的变形机制
|
||
和微结构可调控的特点，关于高熵合金低温强韧化
|
||
原 理 的 探 索 也 逐 步 涉 及 传 统 钢 铁 材 料 的 相 变
|
||
行为[63]。
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||
2018 年，Bae 等[95]将传统钢铁材料的马氏体相
|
||
变行为引入高熵合金，研发了具有优异低温性能的
|
||
低成本 Fe60Co15Ni15Cr10中熵合金。在低温环境变形
|
||
时，该合金内部的多步硬化机制被激活，如图9[95]所
|
||
示，使得其低温强度可达1.5 GPa，同时延伸率达到
|
||
87%。深入研究发现，该合金的初始状态为 fcc 结
|
||
构，随着低温变形的进行，无扩散型 fcc-bcc 的相转
|
||
变行为大量发生，且最终转变量超过90%。与此同
|
||
时，大量变形导致的剪切带、层错和分位错滑移产
|
||
生的 hcp 片层等多种机制的共同作用，导致该合金
|
||
的加工硬化能力明显提高。原位中子衍射的结果
|
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也证实，马氏体相变和fcc与bcc相间的应力配分导
|
||
致了强度的显著提升。由于 Fe 含量的提高，Co 和
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图7 CoCrFeNi高熵合金极低温变形时的孪晶及相变
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特征[10]
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Fig.7 Feature of twins and phase transition in
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CoCrFeNi HEA after deformation at 4.2 K[10]
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(a) TEM image and SAED pattern (inset), show‐
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ing the twins and fcc-hcp phase transition oc‐
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cur in the sample
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(b) HRTEM image (T—twins)
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(c) atomic image of the enlarged red rectangle in
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Fig.7b, witness the hcp SF appears in the sample
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6期 刘俊鹏等：高熵合金的低温塑性变形机制及强韧化研究进展
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Ni等贵重元素的含量大大减少，显著降低了该合金
|
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的成本。
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Jo 等[96]提出利用硬而脆的 σ 相来强化高熵合
|
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金，他们设计了具有双相组织的 Ni45Fe20Cr15V20高熵
|
||
合金，该合金的冷轧态样品在900℃时效10 min后，
|
||
会在晶界处析出大量直径为 110 nm 的析出相。这
|
||
些纳米析出相为富V-Cr的四方结构σ相，研究结果
|
||
证实晶界处大量的纳米析出相对提高高熵合金的
|
||
强度和加工硬化能力都是有益的。另外，由于σ相
|
||
对晶界的钉扎，该合金的晶粒得到了进一步细化。
|
||
与传统等原子比高熵合金添加脆性 σ 相会导致塑
|
||
性恶化不同，控制适当比例的σ相不仅可以显著提
|
||
高合金强度 ，且不会明显降低塑性。该合金在
|
||
900℃退火后 σ 相的体积分数为 4%，其低温强度可
|
||
达1.37 GPa，同时延伸率超过40%，且断裂韧性达到
|
||
244 MPa·m1/2。以上结果证明，脆性的σ相可以作为
|
||
高强韧高熵合金的有效强化手段，且该方案工艺简
|
||
单，易于工业化生产。
|
||
此外，传统钢铁材料中广泛应用的碳化物强化机
|
||
制也被引入高熵合金[88,91]。2020年，Kwon等[91]设计
|
||
制备了具有优异低温性能的Fe55Co17.5Cr12.5Ni10Mo3C2
|
||
高熵合金，该合金的室温组织由fcc基体和大量弥散
|
||
分布的 M6C 和 M23C6型析出相组成，如图 10a[91]。除
|
||
了Mo和C的加入导致的固溶强化，依赖于晶内和晶
|
||
界处碳化物的析出强化效应，该合金的低温屈服强
|
||
度可达1 GPa；另外，低温环境下被大量激发的TRIP
|
||
效应(图10c[91])进一步提升了该合金变形时的加工硬
|
||
化能力，最终将高熵合金的低温强度提升至 2 GPa
|
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Color online
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图10 Fe55Co17.5Cr12.5Ni10Mo3C2高熵合金的微观形貌、力学性能及低温组织演变特征[91]
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Fig.10 Morphology, mechanical properties, and microstructure evolutions of Fe55Co17.5Cr12.5Ni10Mo3C2 HEA[91]
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(a) TEM image and SAED patterns of the M6C (inset A) and M23C6 (inset B) precipitates in the original sample
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(b) tensile properties at room and cryogenic temperatures
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(c) EBSD images of HEA alloy during the tensile test at 77 K (εT—true strain)
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Color online
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图8 高熵合金和其他低温金属材料的超低温性能对
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比[10]
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Fig.8 Ashby map of tensile properties at 4.2 K among
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HEA with other cryogenic metallic materials[10]
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Color online
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图9 铁基中熵合金的低温硬化机制示意图[95]
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Fig.9 Schematic diagram of cryogenic work-hardening
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mechanisms in Fe-based medium-entropy alloy
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(GB—grain boundary, SB—shear band)
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[95]
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金 属 学 报 59 卷
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超高强度水平，同时还保持 53% 的优异延伸率，如
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图10b[91]所示。
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另外，结合析出强化和相转变行为的耦合强韧
|
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化机制也被应用于提升高熵合金的性能。2020年，
|
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Du等[97]通过Calphad相图计算设计了具有析出强化
|
||
和相变行为的Co35Cr32Ni27Al3Ti3高熵合金，经过锻造
|
||
和完全再结晶退火后，该合金的初始组织由 fcc 基
|
||
体、少量hcp相和弥散分布的L12析出相构成。由于
|
||
多相组织的强化和变形时明显的 fcc-hcp 相转变行
|
||
为，该合金在低温环境具有优异的力学性能和加工
|
||
硬化能力，其屈服强度可达 1.3 GPa，断裂强度达
|
||
1.8 GPa，同时保持53%的延伸率。
|
||
随着研究的深入，面向工业应用的共晶高熵合
|
||
金和高强韧高熵合金丝材也被成功研发[8,98]。2014
|
||
年，Lu等[98]最早提出了共晶高熵合金的概念。研究
|
||
发现AlCoCrFeNi2.1高熵合金冷却过程会发生共晶反
|
||
应(液相 L→fcc + B2)，生成由 B2 相和 fcc 相组成的
|
||
共晶组织，如图11[98]所示，该组织中富Al的B2相与
|
||
fcc基体呈片层状分布。后续研究[99]发现，依赖于极
|
||
细的片层状组织，该共晶合金呈现出优异的低温性
|
||
能。铸态样品在77 K的屈服强度可达700 MPa，断裂
|
||
强度超过1 GPa，延伸率达到9%，胜过目前所有铸态
|
||
合金的性能。另外，Li等[100]深入研究了Al19Co20Fe20Ni41
|
||
共晶高熵合金的低温变形机制。该共晶组织由L12
|
||
相 和 富 Al 的 bcc 相 组 成 ，且 两 相 界 面 满 足
|
||
Kurdjumov-Sachs (K-S)位向关系。研究发现，低温
|
||
变形时该共晶组织中的fcc相会发生位错的多系滑
|
||
移，并且毗邻bcc相也会发生相应的协同变形，如图
|
||
12[100]所示。大量的几何必需位错在两相界面处的
|
||
累积赋予了该合金极强的非均匀变形硬化能力。另
|
||
外，随着变形的持续，由于低温环境突出的林位错硬
|
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Color online
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图12 Al19Co20Fe20Ni41共晶高熵合金两相组织的低温
|
||
变形特点[100]
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Fig.12 Deformation feature of dual-phases in Al19Co20-
|
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Fe20Ni41 eutectic high-entropy alloy (EHEA) at
|
||
cryogenic environment[100]
|
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(a, b) structure features of L12 and B2 phase af‐
|
||
ter tensile test (strain ε ≈ 12%) at 77 K,
|
||
which forest-dislocation hardening oc‐
|
||
curs in the L12 phase
|
||
(c) structure feature of L12 and B2 phase after
|
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tensile test (ε ≈ 16%) at 293 K (Inset shows
|
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cooperative deformation of the adjacent B2
|
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phase)
|
||
图11 AlCoCrFeNi2.1高熵合金的共晶组织[98]
|
||
Fig.11 Eutectic structure of AlCoCrFeNi2.1 HEA[98]
|
||
736
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6期 刘俊鹏等：高熵合金的低温塑性变形机制及强韧化研究进展
|
||
化效应和非均匀变形硬化的协同作用，该合金的低
|
||
温性能较AlCoCrFeNi2.1高熵合金有明显提升，其低
|
||
温强度可达1.2 GPa，且均匀延伸率超过11%。
|
||
2017 年，Li 等[8]通过悬锻拉拔的方法制备了具
|
||
有优异力学性能的Al0.3CoCrFeNi高熵合金丝材，其
|
||
室温组织由单相的fcc和少量B2相组成。受益于拉
|
||
拔时的剧烈塑性变形，该丝材的晶粒尺寸被细化至
|
||
2 μm以下，极高的初始位错密度和超细晶组织使高
|
||
熵合金丝材的屈服强度超过1.2 GPa，并且随着温度
|
||
降低，孪晶机制被激活。低温环境纳米孪晶机制的
|
||
加入进一步提高了高熵合金丝材的加工硬化能力，
|
||
使该合金的强塑性得到明显改善。77 K 时该丝材
|
||
的屈服强度可达1.3 GPa，断裂强度高达1.6 GPa，同
|
||
时保持17.5%的延伸率。之后Huo等[101]通过冷拔工
|
||
艺制备了具有优异低温性能的CoCrFeNi高熵合金
|
||
丝材，研究发现，该丝材在低温环境会发生二次孪晶
|
||
变形，相关结果证实，结合孪晶机制和高密度位错能
|
||
够有效提升高熵合金丝材在低温环境的加工硬化能
|
||
力和强度。然而，随着强度的提升，高熵合金丝材的
|
||
加工硬化能力较铸态明显降低，冷拔CoCrFeNi高熵
|
||
合金丝材甚至在室温环境已表现出加工软化现象。
|
||
为进一步提升高强度高熵合金丝材的加工硬化能
|
||
力，耦合多种变形机制的复合强韧化研究成为解决
|
||
该问题的有效手段。2020年，本文作者[49]通过热拉
|
||
拔工艺制备了CoCrNi合金丝材，研究发现，除了低
|
||
温变形时的孪晶机制，该丝材在变形过程中会产生
|
||
大量层错。高密度的层错和孪晶片层显著细化了晶
|
||
粒，使该丝材具有优异的加工硬化能力。另外，在低
|
||
温变形后的组织中还观察到了明显的 fcc-hcp 相变
|
||
行为，且组织中极细的 hcp 片层不仅显著细化了组
|
||
织，还可以有效阻碍位错运动，从而进一步提高丝材
|
||
的加工硬化能力，推迟颈缩行为的发生。经过位错
|
||
运动、层错、孪晶和相变等多种变形机制的耦合作
|
||
用，CoCrNi丝材的低温屈服强度可达1.5 GPa，断裂
|
||
强度超过 1.8 GPa，并且延伸率超过 37%，如图 13[49]
|
||
所示，其综合性能优于目前报道的所有金属丝材，展
|
||
现了高强韧高熵合金丝材在替代传统高性能丝材方
|
||
面的显著优势。随后，通过多道次拉拔和后续热处
|
||
理工艺改进，具有更高强度的共晶高熵合金丝材被
|
||
成功开发[102]。研究发现，多道次拉拔形成的径向非
|
||
均匀梯度片层结构和低温环境B2相因高密度交滑
|
||
移导致的动态微结构细化的共同作用，导致了该丝
|
||
材极优异的低温性能(图 14[102])，其低温强度可达
|
||
2.5 GPa，同时保持14%的均匀延伸率。高强韧共晶
|
||
高熵合金丝材的成功制备不仅为新型金属丝材的开
|
||
Color online
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||
图13 热拉拔CoCrNi丝材的室温及低温力学性能[49]
|
||
Fig.13 Tensile properties of hot-drawing CoCrNi wire
|
||
at room and cryogenic temperatures[49] (σy—
|
||
yield strength, εu—uniform elongation, εf—frac‐
|
||
ture strain)
|
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Color online
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||
图14 AlCoCrFeNi2.1共晶高熵合金丝材低温拉伸时的组织特征[102]
|
||
Fig.14 Microstructures of AlCoCrFeNi2.1 EHEA wire during tensile test at 77 K[102]
|
||
(a) deformation twins (DT) and dislocation cells (DC) in fcc matrix and microstructure refinement deriving from dense dislo‐
|
||
cation cross-slip in B2 phase of EHEA wire during cryogenic tension
|
||
(b) SAED pattern of B2 phase (green circle) in Fig.14a
|
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金 属 学 报 59 卷
|
||
发提供了新思路，也为极端环境用金属丝材的安全
|
||
服役提供了新方案。
|
||
4 高熵合金的低温应用前景总结及研究展望
|
||
高熵合金作为新型金属材料，在近20年的发展
|
||
历程中，获得了研究人员的广泛关注。近年来针对
|
||
其无主元、成分可调、机制多变等组织及变形特点，
|
||
研 究 人 员[4,7~11,16,40~42,45,48~51,53,59,61,63,67~73,75,77,79~82,84,86,88~97,99,100,102]
|
||
取得了一系列重要成果(图15)，突破了传统材料的
|
||
性能极限，并且还具备进一步优化的空间。而基于
|
||
低温环境对高强韧材料的迫切需求，高熵合金在低
|
||
温超导、深空探测、气体工业等极端环境领域均具有
|
||
重要的工程应用潜力。
|
||
与此同时，如何精确调控组织和优化变形机制，
|
||
以求低温性能提升的最大化，仍然是当前高熵合金
|
||
前沿研究的重要课题。另外，作为相图中间区域的
|
||
成分复杂合金，高熵合金的成分优化任务艰巨、充满
|
||
挑战。而结合高通量实验、多尺度计算和集成计算
|
||
模型的新一代高通量计算平台(涉及成分筛选、制备
|
||
与表征、服役性能评价及优化等技术)将显著加速高
|
||
强韧高熵合金的开发与应用。
|
||
此外，新型制备工艺的探索，如增材制造、快速
|
||
加热等极端制造方法也将有效提升高强韧高熵合金
|
||
的研发效率和服役性能，并加速高熵合金在抗辐照、
|
||
强冲击和宽温域等超常环境的工程应用示范。由于
|
||
其独特结构和性能优势，高熵合金未来有望在航空
|
||
航天领域的低温燃料储罐和火箭发动机低温管道、
|
||
阀门/泵等关键易耗部件、聚变反应堆的低温超导铠
|
||
甲材料、液氢/液氧等低温介质的储藏和运输等领域
|
||
替代传统的奥氏体不锈钢或镍基合金，实现典型应
|
||
用示范。
|
||
当前针对高熵合金变形机理和强韧化原理的基
|
||
础研究，加深了人们对多主元合金的认识，也为新型
|
||
超高强韧材料的开发提供了广阔空间，但仍存在一
|
||
些尚未解决的问题，需要重点关注。
|
||
4.1 多种变形机制对低温性能的具体影响
|
||
目前已有大量研究将传统材料的强韧化机制
|
||
引入高熵合金，并显著改善了其服役性能。通过耦
|
||
合多种变形机制提升高熵合金性能的理念也深入
|
||
人心，但如何厘清多种变形机制对服役性能的具体
|
||
影响，尤其是低温环境下如何量化各机制对力学性
|
||
能的贡献，是指导更高强韧高熵合金设计的基础。除
|
||
此之外，析出强化被证明是提高低温强度的有效方
|
||
法，但由于时效过程会导致初始位错密度的显著下
|
||
降，高熵合金的屈服强度也会明显降低。如何在保证
|
||
析出强化效果的同时，尽可能提升基体的位错密度，
|
||
是进一步强化高熵合金的重大挑战。随着实验和计
|
||
算技术的发展，人们对低温变形过程中位错与多组元
|
||
析出相的交互作用、孪生行为的精确设计、晶界及相
|
||
界面的元素扩散与配分的认识将更加深入。
|
||
4.2 低温超高强度高熵合金的韧塑化机理
|
||
目 前 虽 有 少 量 2 GPa 高 熵 合 金 的 研 究 报
|
||
道[42,48,91,103~106]，但 大 多 数 合 金 的 低 温 屈 服 强 度 在
|
||
1.5 GPa以下，没有展现出超高强韧高熵合金在替代
|
||
传统低温工程材料(如钛合金、316LN 不锈钢等)方
|
||
面的显著优势。未来需要进一步加强对高熵合金基
|
||
础结构和变形机理的研究，深入挖掘其低温性能潜
|
||
力，提高人们对2 GPa超高强韧fcc及bcc结构高熵
|
||
合金低温变形机理和韧塑化原理的认识，以便开发
|
||
出具有显著性能优势的新型低温超高强度高熵
|
||
合金。
|
||
Color online
|
||
图15 不同类型高熵合金的低温强度-延伸率Ashby图
|
||
Fig.15 Ashby maps showing the yield strength (a)
|
||
and ultimate tensile strength (b) vs elongation
|
||
to failure for different HEAs at 77 K (CoCrFeNiMn alloy[4,9,16,50,51,77,81,82]
|
||
; PS—precipitatestrengthening[11,48,67,68,80,91,97]
|
||
; TRIP—phase trans‐
|
||
formation induced plasticity[42,63,69,70,86,88-90,92-95]; eu‐
|
||
tectic HEA[99,100]; TiZrHfNbTa HEA[41]; HEAwire[8,49,102]
|
||
; CoCrNi medium-entropy alloy
|
||
(MEA)[7,10,40,45,53,59]; SP — single-phase[61,71,72,75,79];
|
||
DP—dual-phase[73,84,96])
|
||
738
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6期 刘俊鹏等：高熵合金的低温塑性变形机制及强韧化研究进展
|
||
4.3 低成本铁基中熵合金的研发与应用
|
||
与传统材料相比，高熵合金等原子比的设计方
|
||
案使其成本高昂，限制了其大规模工业应用。近年
|
||
来低成本铁基中熵合金的成功研发显著降低了合金
|
||
成本，有力推动了高熵合金的工程应用向前发展。
|
||
但由于合金多组元的特点，铁基中熵合金中的相变
|
||
行为比钢铁材料中的马氏体相变更为复杂，也更难
|
||
准确调控。虽然耦合多组元碳化物、基体相稳定性
|
||
控制和孪晶变形等多种机制的材料设计给铁基中熵
|
||
合金的性能提升提供了广阔空间，但也增加了更多
|
||
挑战。随着人们对高熵合金相变行为认识的深入，
|
||
未来面向工程应用的低成本铁基中熵合金的开发仍
|
||
是研究的重点和难点。
|
||
4.4 多相高强韧金属丝材的研发
|
||
高强韧金属丝材是交通、航空航天、国防等领域
|
||
的重点战略性材料，其综合性能与基础设施的长寿命
|
||
安全服役和重点装备的可靠运行密切相关。当前，已
|
||
有少量报道证实高熵合金丝材在低温、强冲击等超常
|
||
环境具有独特优势，但这些材料大多是单相的fcc合
|
||
金，其综合性能还有待进一步提高。本文中也提到多
|
||
相组织调控可以有效提升高熵合金的低温性能，但多
|
||
相组织对高强韧金属丝材的成形工艺，尤其是热加工
|
||
工艺提出了诸多挑战。未来，针对多相高强韧金属丝
|
||
材的研发仍是该领域亟待突破的重要问题。
|
||
4.5 极端环境用高强韧高熵合金管材等工业产品的
|
||
研发及应用
|
||
航空航天、低温超导等领域对装备轻量化有迫
|
||
切需求，高熵合金由于其高强塑性、优异的韧性、出
|
||
色的抗冲击和抗辐照性能等使其在低温及超低温领
|
||
域具有广阔的轻量化设计优势。未来针对极端环境
|
||
用的高强韧高熵合金管材等工业产品的成功研发，
|
||
对推动高熵合金从基础研究走向工程应用具有重要
|
||
意义。高强韧金属管材是航空航天低温燃料储运的
|
||
关键通道，要求其具有良好的宽温域服役性能、优异
|
||
的耐蚀性能、优良的尺寸稳定性和简捷的连接工艺，
|
||
以往工程上常采用奥氏体不锈钢或镍基合金，但这
|
||
些传统合金目前的性能已优化至极限，很难再有大
|
||
幅度的提升。因此，针对低温超高强度高熵合金管
|
||
材及部件的研发具有重要的战略意义，不仅能显著
|
||
提升我国在相关领域的技术优势和自主保障能力，
|
||
而且对行业的绿色低碳发展有重要助力。另外，低
|
||
温高强韧金属导管、泵、阀门等航空航天、低温超导
|
||
领域的关键部件往往还需要兼具优异的疲劳性能、
|
||
抗辐照、抗冲击等多重特性，而高熵合金在结构功能
|
||
一体化设计方面具有明显优势，因此新型低温超高
|
||
强度高熵合金工业产品的研发、应用以及连接工艺
|
||
的优化等是未来高熵合金低温应用研究的重点
|
||
方向。
|
||
4.6 高熵合金的低温动态力学行为研究及应用
|
||
近年来的研究[107~110]证明，高熵合金在强冲击环
|
||
境具有优异的服役表现，如自锐性、高吸能特性等，
|
||
从而在交通、能源及高技术等领域展现出广阔的应
|
||
用潜力。深入研究[111~118]发现，室温环境高熵合金由
|
||
于其本征的固溶强化、林位错硬化、变形孪晶及相变
|
||
等多种机制的耦合作用，抑制了高速加载过程中局
|
||
部绝热剪切带的形成，使得高熵合金具有优异的动
|
||
态力学性能。另有研究[119,120]证实随着温度的降低，
|
||
高熵合金的动态性能会明显改善。而针对低温强冲
|
||
击耦合环境下，复杂组织高熵合金的动态变形机理
|
||
揭示、组织优化及性能提升，仍然是目前高熵合金动
|
||
态力学行为研究的重要方向。
|
||
参 考 文 献
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heavy-drawn nanocrystalline CoCrNi medium entropy alloy wire
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[J]. Mater. Sci. Eng., 2022, A856: 144041
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(责任编辑:毕淑娟)
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