導讀：難熔高熵合金(RHEAs)在室溫下表現出優異的強度，但嚴重的應變軟化阻礙了其高溫應用。本文報道了滑移帶驅動的動態再結晶，以增強HfNbTaTiZrRHEA的高溫應變硬化。通過熱鍛引入部分晶格缺陷，增加了后續熱變形過程中動態再結晶的成核位點，從而抑制了應變軟化行為。研究發現，高溫變形受沿滑移帶形成的異質雙峰晶粒控制，滑移帶有效地抑制位錯運動并提高強度，而微帶則防止過早破壞。隨著溫度的升高，斷裂模式也由韌性斷裂轉變為混合斷裂，再轉變為解理斷裂。研究結果為克服BCC高熵合金高溫應變軟化提供了一種簡單有效的方法。

航空航天業對提高燃油效率和環保的不懈追求要求材料具有優異的高溫強度。傳統的高溫合金，如鎳基高溫合金，當暴露在與熔點相關的極端溫度下時，一直在努力滿足苛刻的強度標準。這就需要為下一代高溫或耐火材料設計新的合金。高熵合金(HEAs)正在催化這一轉變。特別是，具有高熔點成分的難熔HEAs(RHEAs)在極端溫度環境下具有結構穩定性和耐熱性。即使在1600℃下，NbMoTaWRHEAs也能保持高達600MPa的高抗壓強度，在這個溫度下，傳統鋼和鎳基高溫合金已經熔化或失效。優異的性能歸功于固溶強化和合金中耐火元素的可控擴散。盡管它們在高溫下表現出顯著的強度，但它們作為高溫結構材料的瓶頸是在單調拉伸作用下屈服后的持續軟化加載。非均勻變形限制了RHEAs的工程應用，因為它增加了材料在沒有任何預警的情況下突然失效的風險，主要是由于局部應力集中，特別是疲勞載荷。孿生誘導塑性(TWIP)和相變誘導塑性(TRIP)效應被認為是一種有前景的增韌策略。然而，TWIP和TRIP的發生通常與具有低層錯能(SFE)的合金有關。SFE的溫度依賴性表明，隨著溫度的升高，SFE也隨之增加。因此，盡管一些rhea在室溫下可能表現出足夠低的SFE來經歷TRIP效應，但隨著溫度的升高，它們的SFE變得過高，無法滿足TRIP效應的條件。此外，BCCRHEAs的相變通常在晶界處成核，這一特征不利于TWIP效應。因此，在BCCRHEAs中，利用TWIP或TRIP效應作為高溫增韌策略幾乎是不可能實現的。此外，高溫變形過程中，在晶界處出現再結晶晶粒，導致軟化加速。然而，在晶粒內部引入額外的形核位點可以促進晶內動態再結晶。實際上，先前對鋁合金、鎂基復合材料和HEAs的研究已經提供了非均相雙峰晶粒增強應變硬化能力的證據。

在本研究中，上海大學賈岳飛團隊采用熱鍛工藝來誘導晶格缺陷并提高存儲的應變能。隨后，在高溫拉伸變形過程中，利用滑移帶驅動的晶內動態再結晶引入非均質雙峰晶粒結構。這種獨特的晶粒結構包括分散在原始晶粒內和沿晶界的小再結晶晶粒。為了研究這種雙峰晶粒結構在高溫下的強化效果，利用SEM-EBSD和TEM技術進行了綜合分析。此外，闡明了與再結晶過程相關的成核和強化機制，這是由于晶內滑移帶的存在和晶界處多層再結晶晶粒的形成。

相關研究成果以“Slip-band-drivendynamicrecrystallizationmediatedstrainhardeninginHfNbTaTiZrrefractoryhighentropyalloy”發表在JournalofMaterialsScience&Technology上

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S100503022400598X

圖1HfNbTaTiZrRHEA工藝示意圖，包括步驟1水冷銅坩堝感應懸浮熔煉初坯，

步驟2熱鍛，步驟3線切割電火花切割標準針裝狗骨樣，步驟4高溫拉伸，步驟5表征。

目前的RHEA標本是通過圖1所示的一系列受控步驟精心制備的。最初，每塊重約40克的鑄錠是通過將極純金屬(純度最低為99.95%)的混合物進行電弧熔化，保持特定的摩爾比，精心制作的。為了確保最佳的化學均勻性，這些初始鋼錠在高純度氬氣環境中進行了不少于四個額外的重熔循環，并采用了吸鈦技術。隨后，一批數十個鋼錠在充滿氬氣的氣氛中進行冷坩堝感應懸浮熔化，產生直徑約40毫米，厚度約31毫米的更大的初級鋼坯。

圖2HfNbTaTiZrRHEAs懸浮熔融和鍛造態的顯微組織。

(a)XRD譜圖。

(b,c)掃描電鏡圖像。顯示粒度統計信息的插頁。

(d,e)EBSD逆極圖(IPF)圖像。(b,d)懸浮熔融HfNbTaTiZrRHEA。

(c,e)hftatizrRHEA的鍛造過程。

圖2(b、c)和圖2(d、e)分別為懸浮熔融態和鍛造態試樣的典型顯微組織。兩個試樣均表現出等軸晶組織。鍛造后，晶粒傾向于轉變為扁圓和拉長的形式。同時，晶粒尺寸逐漸增大，從最初的平均晶粒尺寸~189.6μm過渡到現在的平均晶粒尺寸~230.9μm，如圖2(b,c)所示。這些形貌由圖2(d,e)所示的EBSD反極圖結果所闡明，這也進一步證實了單相BCC結構。然而，熱鍛后晶粒內部可觀察到的晶體取向變化突出了顯著的晶內變形。某些晶界上未識別的白色區域指出了重要的應變局部化區域。

圖3(a、b)懸浮熔融態和(c、d)鍛造態HfNbTaTiZrRHEA初始顯微組織的TEM圖像。

(a,c)中沿Z=[011]和[?111]方向的選定區域電子衍射(SAED)圖。

(b,d)代表性的高分辨率TEM(HRTEM)圖像。

(b1,c1)中的局部HRTEM降噪圖像和(b2,c2)中相應的快速傅里葉變換(FFT)圖像。

圖4EPMA觀察到的懸浮熔融態(a)和鍛造態(c)RHEAs的元素分布圖分別對應Hf、Nb、Ta、Ti和Zr元素。懸浮熔融態和鍛造態RHEA的原子百分含量分別見餅狀圖(b,d)。

圖5HfNbTaTiZrRHEA在室溫和高溫下的力學行為。

(a)F25、F400、F600、F800、F1000試件的單軸拉伸工程應力-應變曲線。L25、L400、L600為懸浮熔融RHEAs。

(b)F25、F400、F600、F800、L25、L400、L600試件的應變硬化率與真應變曲線。

(c)顯示應變硬化指數的對數真應力-對數應變圖。(d)高溫下極限拉應力和斷裂伸長率的演變。

圖6斷裂F25、F400、F600、F800、F1000試樣的XRD圖譜。

圖7拉伸斷裂試樣的典型SEM斷口形貌。

(a1-e1)由插圖分別表示拉伸斷裂裂紋痕跡和典型局部放大位置。

(a2-e2)斷口形貌。白色圓圈表示氧化物。

圖8F400試件斷裂前(a)和斷裂后(b)的EBSD分析。(a1,b1)指規數圖。

(a2,b2)晶界圖像。紅、黑線分別為2°~15°小角度的亞晶界和大于15°的晶界。

(a3,b3)Kernelaveragemisorientation(KAM)map。

(a4,b4)晶粒取向擴展(GOS)圖。GOS<2°的晶粒以藍色表示為再結晶晶粒。

(b1-b4)中的黑色箭頭表示相同位置的SBs。(c)F400試件變形機理示意圖。

圖9再結晶晶界和晶界的晶粒面積分布以及鍛造形成的初始晶粒的平均晶粒面積分別為37.9、10和14,096μm?，為非均質雙峰型晶粒結構。

圖10斷裂后F400變形顯微組織的TEM圖像。

(a)顯示微帶的雙束TEM亮場(BF)圖像。

(b)HRTEM圖像顯示微帶邊界處有大量位錯。

圖11F600(a)和F800(b)標本的EBSD分析。

(a1,b1)指規數圖。(a2,b2)晶界圖像。紅、黑線分別為2°~15°小角度的亞晶界和大于15°的晶界。(a3,b3)KAM地圖。(a4,b4)GOS地圖。GOS<2°的晶粒以藍色表示為再結晶晶粒。

(c)F600和F800試件斷裂機理示意圖。

圖12F800試樣原晶界三結處的EBSD分析。

(a1)指規數圖。(a2)晶界圖像。紅、黑線分別為2°~15°小角度的亞晶界和大于15°的晶界。

(a3)KAM地圖。(a4)GOS地圖。(b)三晶界處隨應變增加的不連續動態再結晶示意圖。

本研究鍛造HfNbTaTiZrRHEAs的室溫和高溫單調拉伸行為，并進行了廣泛的XRD,SEM,EBSD和TEM研究以揭示失效原因。主要成果如下：

(1)熱鍛后，當前的流變合金保持單一的BCC組織而不發生轉變，殘余應變僅在晶界處存在，晶粒內的殘余應變很小。

(2)高溫變形以滑移帶驅動的動態再結晶為主，滑移帶通過形成非均相雙峰晶粒增強了應變硬化行為，有效地約束了位錯運動并提高了強度，而微帶則防止了過早破壞。

(3)滑移帶驅動的動態再結晶可以克服BCC高熵合金的高溫應變軟化。