西北工业大学研究生(西北工业大学研究生分数线2022)
西北工业大学研究生，西北工业大学研究生分数线2022
导读：对于新兴的高熵合金（HEAs），通过极端荷载条件下的简单拉伸，深入研究了不同塑形阶段的力学响应与微观机制之间的对应关系；发现了一系列新的塑性机制，包括脱孪生诱导的局限化、纳米尺度的相变和共生非晶化，在极端动态拉伸的过程中，随着应变的增加，包括孪晶、脱孪晶诱导的局部化、纳米尺度体心立方(BCC)相变和共生非晶化一系列机制被逐步激活，从而促进塑性的持续发展。当应变超过35%时，孪晶界阻碍了局域带的传播，BCC相释放出更多的位错甚至共同导致了硬化的第二次急剧上升。此外，在晶体向非晶化转变的过程中，塑性不断提高，这可能是由于在超密位错区存在严重的晶格畸变。这些全新机制的深入揭示有助于理解HEAs在极端荷载作用下的塑性和非晶化。
在过去的二十年里，由于其出色的机械性能，高熵合金（HEA）引起了极大的关注。特别是对于一些极端荷载应用，如空间探索、液化气体储存、超导装置和核反应堆等，高浓缩液量在许多工业领域都表现出了巨大的前景。例如，在低温温度下，许多实验结果表明，与传统金属和合金相比，具有面心立方（FCC）晶体结构的HEA表现出优异的延展性和断裂韧性。HEA的出色延展性归功于良好的位错存储能力，因此具有很强的应变硬化，这使它们能够保持均匀的塑性变形。此外，低温温度下更高的强度有助于激活大量的变形孪晶，这进一步促进了位错的储存。Gludovatz等人首先揭示了液氮温度（LNT）下从位错滑移到变形孪生的转变，介绍了连续稳定的应变硬化。强大的硬化能力可以有效地抑制局部可塑性，从而提高耐损伤性。除了硬化效应外，纳米孪桥还阻碍了裂纹的传播，甚至充当裂纹表面之间的纳米桥梁，以延迟断裂。除了变形孪生外，原位低温TEM应变实验进一步揭示了多种可塑性机制的并发操作，如交叉滑移、与位错和晶界相互作用相关的多滑动，可以进行这些HEA的强度和延展性的显著组合。此外，对于FCC HEAs，当在低温温度下施加足够大的应变时，在孪晶界还出现了一些六角形封闭（HCP）层压板。它们被认为是非共面位错的有效障碍，也提高了硬化能力。
除了温度外，应变率是影响材料机械性能的另一个主要因素。在低温温度下，持续的塑料流动通常需要增加施加应力，同样，在高应变率下，FCC HEA的正应变率敏感性可以显著增强强度。因此，动态加载还促进了大规模堆叠故障（SF）、纳米孪生和相变为HCP层的出现。我们之前的工作表明，SF的相互作用导致的Lomer-Cottrell（L-C）位错锁为强应变硬化做出了巨大贡献。众所周知，更强的硬化能力通常是来自这些平面缺陷或锁对位错滑翔的阻碍作用。与此同时，由于原子尺度的短程团簇位错的声子拖曳效应，FCC HEA经常表现出显著的应变率敏感性。因此，随着加载速度的提高，FCC HEA经常同时表现出强度和延展性的增强，人们认为它们具有维持动态负载的出色能力，这主要是由于出色的应变硬化和适度的热软化。在更极端的加载条件下，例如液氦温度下的动态撞击，据报道，大量次生孪晶不断嵌入中熵合金（CrCoNi）的初级孪晶中，因此多阶纳米孪晶之间的相互作用成为另一种有效的硬化机制。此外，在某些含有超密集纳米双胍的区域，局部变形带似乎具有更大的可塑性，这意味着纳米孪晶可能已经达到了调节变形的最大能力。与此同时，局部带前部的双边界也阻碍了它们的传播，这也促成了这种合金的另一种有效硬化机制。
到目前为止，对于FCC HEA来说，非凡的机械性能通常归因于变形孪晶的发生或在低温温度或动态载荷下的伴随相变。当在低温冲击条件下加载时，一些局部带发生在孪生区域内，以进一步适应可塑性和耗散施加的机械能。这让人怀疑这些FCC HEA中是否存在更多新的机制来增强可塑性和硬化能力。最近，对于具有超高强度的等原子Cantor合金，进行了动态强迫剪切变形，以研究其可塑性机制。实验结果表明，晶体到无定形的过渡发生在超密集SF和纳米孪生沿着{111}平面坐标传播的高度变形区域。这种非晶变过渡为消散施加的应变能量提供了新的途径，并有效地释放了在六边形包的交汇处形成的大应力。因此，这种先进的HEA比大多数传统结构材料具有更高的应变能量吸收。事实上，这些非晶相位也存在于双孪生交点的第四级HEA中，那里的缺陷在很大程度上是高压和剪切应力下积累的。这意味着非晶变过渡和晶体缺陷（如固有SF和纳米孪生）之间存在一定的相关性。扭曲的六岛屿或扩展带的前体。此外，在这种康托尔HEA的原位应变过程中，FCC非晶跃迁也被捕获到高集中应力的裂纹尖端。它被归因于高晶格摩擦和晶界抗位错滑翔造成的超高位错密度。错位的积累对于促进非晶过渡至关重要，在不同的变形模式下，应该有各种潜在机制来产生极高的位错密度。尽管如此，完全理解非晶位点或带在复杂变形状态下对机械行为的影响还是很难的。
在此，西北工业大学科研团队在低至77K的温度下对单相FCC HEA进行动态单轴张力，以研究其在极端荷载下的机械响应和相应的机制。更恶劣的荷载条件可以促进该HEA中更复杂的机制，以保持更高的强度和更好的可塑性。在大型扩展应变中，可以激活一些新的机制来进一步提高其硬化和塑性能力，包括由去孪生引起的局部化变形带，色散纳米体中心立方（BCC）相的发生，以及与位错密度迅速增加导致的严重晶格变形相关的进一步非晶变过渡。简而言之，这项研究强调了一种新的非晶化过渡过程，从FCC到BCC的优先相变开始。纳米级BCC相附近新位错源的激活促进了位错的纠缠和积累，最终导致沿剪切方向的变形。相关研究成果以题“Abnormal hardening and amorphization in an FCC high entropy alloy under extreme uniaxial tension”发表在International Journal of Plasticity上。
链接：https://doi.org/10.1016/j.ijplas.2022.103463
图1 具有FCC晶体结构的单相Al0.1CrCoFeNi HEA的初始微观结构。(a).显示晶粒尺寸和形貌的EBSD绘图;(b).显示在拉伸变形前收到的Al0.1CoCrFeNi HEA中位错的亮场TEM图像;(c).合金的x射线衍射结果，所有的峰都是从FCC相标记的。
图2 Al0.1CoCrFeNi HEA在各种加载条件下的典型力学反应。（a）工程应力应变曲线显示，在高速和低温温度下加载时，强度和延展性同时增加。（b）真正的应力应变曲线和工作硬化率随着应变的增加而演变。在这张图片中，该HEA的估计临界孪生应力范围由黄色条区域表示，黑色水平虚线对应于平均应力。因此，将不同加载条件下的应变硬化曲线分为几个阶段。
图3 在常规条件下单轴张力和Al0.1CoCrFeNi HEA特定应变的极端载荷后，微观结构特征。（a）和（b），在室温下准静态（10−3 s-1）和动态（4.5×103 s−1）张力后，在基本变形的颗粒中只观察到高密度的位错位网络。（c）和（d），在77 K的准静态张力后，出现了一些变形孪晶，SAD模式和暗场TEM图像显示了纳米孪生的形成。（e）和（f），典型的亮场TEM图像显示，当HEA试样动态（4.5×103 s−1）拉伸到77 K（g）和（h）的应变约为35%，高分辨率TEM图像清楚地显示了纳米孪晶的形态。直方图显示了纳米孪晶宽度的分布。
图4 在极强耦合条件下，FCC HEA中纳米孪晶的高密度以及位错和双边界之间的相互作用。（a）-（d）。随着应变增加到约35%，在77K的动态张力后，观察到位错和孪生边界之间的相互作用。（a）中的插入显示了虚线矩形区域的放大图像。（b）的HRTEM图像显示了扭结型孪生边界，双边界附近存在高密度的位错和堆叠故障。(c)中的IFFT图像显示双边界上有两次部分位错，并伴有两个堆叠故障。图（d）是沿着双边界完全脱位。（e）和（f）。在77 K的动态张力到失效后，在一些基本变形的颗粒中，双边界附近的位错堆积导致了去孪生和局部变形带（DB）的形成。SAD模式表明，（e）中的亮线是纳米孪晶。（g）和（h）。高倍率暗场图像显示了位错和孪生边界之间的相互作用及高密度变形孪晶区域出现剪切带。
图5 在第三阶段（a）的可塑性期间，从FCC矩阵到BCC和非晶结构的相变。TEM观测了毗邻非晶带的纳米级BCC相。（b）和（c）。FFT图案和IFFT图像显示了由于纳米级BCC相的出现及其在非晶带附近的配置而产生的额外斑点（用红色箭头表示）。HRTEM图像显示了非晶带两侧的一些SF，以及指示无定形带附近的BCC集群的嵌入式FFT图案。（e）和（f）。放大倍率更高的HRTEM和IFFT图像显示BCC集群发出的位错对，以及显然位错周围的晶格失真变得更加严重。（g）。沿着[110]区轴拍摄的亮场TEM图像显示，在77 K（h）处动态张力断裂后，一些颗粒内有丰富的纳米非晶带。HRTEM图像显示了宽度为数十纳米的纳米非晶带，从非晶带和基质获得的嵌入式FFT图案分别表明非晶结构和衍射点的漫衍射光晕。（i）。越位表分别显示了无定形带和FCC矩阵内元素内容的差异，显示大多数元素的内容没有变化。
图6 高分辨率TEM无定形带在晶粒中的扩展和传播
图7 在大规模MD模拟中，具有FCC晶体结构的单相Al0.1CrCoFeNi HEA中具有FCC晶体结构的纳米BCC相的形成机制。（a）和（b）MD模拟获得的中高应变率应力应变曲线，以及变形早期阶段MD模型中各种原子的分数。（c）在5×109 s−1的张力模拟中不同应变从FCC基质到纳米BCC集群的相变换。
图8 在大规模MD模拟中，该FCC HEA在动态张力下的非晶变换机制。（a）和（b），原子模拟（MD）以5×109 s-1的应变速率得出，表明，当施加大应变时，沿剪切方向出现无定形带。在图（a）中，灰色原子的非晶区域以黑色虚线标记，而绿色和粉红色原子分别代表FCC和HCP相。（c）和（d），给出了模拟样品中位错的分布。不同汉堡矢量的位错由图像右侧指定的不同颜色区分。如虚线所示，在无定形区域没有观察到位错。（e），在张力期间，每种类型的晶格原子的特定部分以不同的应变速率进化。（f），局部区域势能的演变说明了在变形过程中以各种加载速率的相应微尺度机制的差异。
图9 位错类型对这种Al0.1CoCrFeNi HEA的变形过程的影响。（a）和（b），不同类型位错的演变，在中等和高应变率下应变的增加。相比之下，在较高的应变率下，会出现更多的不动位错。（c）和（d），原子和位错结构的演变显示了BCC团簇周围位错的发射及其相互作用对SSA发生的影响。
图10 随着拉伸真应力增加而形成的变形模式的示意图与FCC Al0.1CoCrFeNi合金的典型应力应变曲线有关
总之，我们通过深入的微观观察和原子模拟，充分揭示了这种HEA的可塑性和硬化机制，特别是一些以纳米级相或非晶形式的独特相变，这些相变在极端加载条件下作为塑性变形的替代途径。这些发现为难以变形环境中材料的塑性变形提供了物理见解。随着研究更恶劣的环境，包括在某些普通条件下或可塑性早期阶段的位错、堆叠故障和纳米孪晶，高应变率或低温温度对触发复杂塑性机制的协同效应。一般来说，这些机制一起工作，在张力变形期间可以实现长期的稳定可塑性。这主要是由于更严格的加载条件导致压力水平更高。
来源：材料学网
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