导读：高熵合金（HEA）作为一类新兴材料，为开发具有综合性能优良的合金指明了一条道路。浙江大学材料科学与工程学院蒋建中等人通过调整成分来设计基于CoNiV的面心立方/B2双相HEA，该合金具有超高的GPa级拉伸屈服强度和从低温到高温的优异延展性。在已报道的韧性材料中，获得了最高的比屈服强度（~150.2mpa·cm3/g）。本文介绍的合金在较宽温度范围内保持这种优异的强度-塑性协同作用的能力得到了多种变形机制的帮助，即：孪晶、层错、动态应变时效和动态再结晶。研究结果为在较宽的使用温度范围内设计具有先进强度-延性组合的沉淀强化轻质HEA开辟了道路。

冶金学家一直梦想在一个温度下同时制造具有超高抗拉强度和优异延展性（>30%塑性应变）的合金，在更宽的温度范围内更好。合金的力学性能显著依赖于使用温度，对于特定合金来说，在较宽的温度范围内具有优异的强度-塑性组合是极其困难的。先进的结构材料必须具有高损伤容限，而不会过早断裂。与传统合金设计相比，近年来出现的高熵合金（HEA）或中熵合金（MEA）提出了一种非传统的概念和方法。这些HEA和MEA是一类由多主元素组成的新型材料，可能具有广泛的性能组合。面心立方（fcc）CrCoNi系HEAs的特点是其室温屈服强度较低，而体心立方（bcc）系HEAs耐火元件的延展性不足。由于早期的HEA研究主要集中在单相微结构上，由于机械性能有限，它们从实验室设计的材料过渡到先进的结构材料成为一个主要缺点。尽管fcc结构HEA在冷态时通过激活额外的变形机制（如孪晶、相变和最近的非晶化）变得更强，但在室温下获得超高屈服强度一直是一个挑战。

据报道，钒是M/HEA中的一种重要元素，通过严重的晶格畸变和fcc和bcc结构基体中的大失配体积，提供了强固溶硬化。在fcc基M/HEA中，fcc结构的CoNiV表现出最高的屈服强度，此外还具有较高的耐腐蚀性和氢脆性。这使得含V的M/HEA成为用于潜在结构应用的目标组。在获得具有优异强度-延性协同效应的M/HEA方面，一种常用的开发技术是通过向固有fcc结构的基质中控制Al添加作为bcc相稳定剂来促进第二相纳米颗粒（即原位沉淀增强合金）。这为开发具有超强力学性能的轻质新型合金（由于铝的低密度）提供了令人振奋的前景。在对本论文进行审查的同时，最近发表了一篇论文，其中向VCoNi中添加铝导致从fcc相过渡到fcc+bcc双相结构。

在此，浙江大学材料科学与工程学院蒋建中教授团队采用沉淀强化策略，通过简单的Al微量合金化到fcc结构的CoNiV MEA中，以获得双相fcc/B2结构。尽管金属间化合物B2相塑性较差，但其从fcc基体中的受控沉淀允许启动额外的变形机制，以维持高加工硬化率，直至失效。因此，我们的合金可从低温变形温度到高温，获得GPa屈服强度水平和优异的延展性。相关研究成果以题“Adual-phase alloy with ultrahigh strength-ductility synergy over a widetemperature range”发表在Science Advances上。

链接：https://advances.sciencemag.org/content/7/34/eabi4404

作者通过向等原子fcc结构的CoNiV-MEA（12）中添加5原子%（at%）Al来制备Al5（CoNiV）95合金。该合金是在真空炉中通过电弧熔炼和吸铸高纯金属制备的。然后对铸板进行简单的热机械处理，包括均匀化、冷轧和退火。

图1 AlCoNiV MEA的微观结构表征(A） EBSD相位图(B） EBSD质量图（插图显示fcc相的平均粒度分布）(C）扫描透射电子显微镜（STEM）图像显示嵌入fcc基质中的B2纳米颗粒（尺寸约200 nm）的细节。还显示了两相的相应SAED模式和EDS图(D） EDS线扫描[从（C）位置1到位置2的STEM图像中提取]显示B2相元素浓度相对于fcc基质的变化。

随着比屈服强度从CoNiV合金的~125 MPa·cm3/g增加到Al5（CoNiV）95合金的~150.2 MPa·cm3/g，可以看出微量铝合金化的重要性。这为设计低密度高强度合金开辟了道路，该合金具有潜在的提高能源效率的潜力，而这正是当今的需求。即使在低温下，该合金的强度-塑性组合也可与大多数低温钢和一些已报道的M/HEA相媲美，因此，AlCoNiV MEA成为工程应用的诱人候选。

图2 所研究AlCoNiV MEA的力学性能(A）不同温度下的单轴拉伸工程应力-应变曲线(B） SHR（dσ/d?）不同温度下的真实应变(C）室温下研究的大多数现有合金的极限抗拉强度-断裂伸长率汇总与AlCoNiV MEA相比 (D）室温下，比较研究的AlCoNiV MEA与其他报告的M/HEA的比屈服强度。

图3 77和298K下断裂AlCoNiV MEA的变形显微结构(A至D）分别为77-K拉伸断裂试样的EBSD相位图、核平均取向差（KAM）图、亮场（BF）-TEM图像和低角度环形暗场（LAADF）-STEM图像。（C）中的插图对应于B2相的SAED模式(E至G）分别为298K拉伸断裂样品的EBSD相位图、KAM图和STEM图。（G）中的插图显示了fcc矩阵和孪晶的SAED图。（H） HRTEM图像显示典型孪晶结构（插图显示孪晶结构的快速傅里叶变换）。此处，两张EDS图分别对应于（D）中的LAADF-STEM图像和（G）中的STEM图像。黄色箭头表示变形纳米孪晶。

723k拉伸变形后观察到从fcc-B2双相结构到fcc-B2-σ三相结构的转变。这个新的σ相是富V的，并且还表现出高的位错钉扎效应，这可以从图4A中晶体周围的位错堆积中看出σ的纳米颗粒。XRD没有检测到σ相，表明其体积分数较低。图4B显示了在fcc矩阵中形成纳米间距SF网络的许多交叉SF，其平均间距在23和60 nm之间。这些SF也在HRTEM图像中显示（图4C），并且相应的快速傅里叶变换确认在723K变形样品中没有形成纳米晶或HCP相。在SF网络中观察到的高密度位错可能有助于在高强度（>1 GPa）下实现优异的应变硬化（即在723K时，SF通过两种贡献（i）SF网络钉扎移动位错的动态霍尔-佩奇效应和（ii）SF之间相互作用形成Lomer-Cottrell（L-C）锁。1073K变形后的显微组织是由等轴fcc晶粒与晶界结合而成κ和B2晶粒，如图4D所示。图S4中的HE（高能）-XRD显示这个新形成的κ相与fcc基体（图4E）相比，显示出类似的成分变化。据报道，对于基于CoNiV的三元体系，在973和1273K之间的热处理期间存在BaPB3型-κ相。

图4 723和1073 K下断裂AlCoNiV MEA的变形显微结构(A）低分辨率BF-TEM图像显示新形成的σ 723K拉伸变形后的纳米颗粒（插图显示σ相）(B） 723K断裂样品相交SF网络和钉扎位错的TEM图像(C） 723-K拉伸断裂试样中fcc基体中形成的SFs的HRTEM图像(D） 1073 K下拉伸试样的BF-TEM图像表明低位错密度再结晶等轴晶粒（插图显示了κ相）(E）从位置1到位置2的EDS线扫描显示fcc、B2和κ晶粒(F） fcc晶粒的HRTEM图像，无明显位错。

总之，在过去十年中，M/HEA研究从以相稳定性为中心逐渐转向优化性质研究的趋势有所加强。这为在M/HEA设计中利用现有的常规强化原理（如梯度结构、二次纳米沉淀、短程有序结构和相亚稳态）开发潜在的结构应用尖端合金打开了大门。我们在这里使用一种简单的沉淀强化方法来开发Al5（CoNiV）95 MEA，该MEA具有从低温到中温的持续优异的强度-塑性协同效应以及高温下的超塑性行为。我们深入了解了不同变形温度下的多种增韧机制。M/HEA提供的化学复杂性可以与现有的常规强化方法相结合，以开发高性能合金，从而证明M/HEA工业制造将带来相对较高的成本。