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导读：沉淀物不仅在增强强度方面起着重要作用，而且在保持合金的高韧性方面都起着重要作用。然而，由于分辨率和时间的限制，难以通过原位TEM实验直接观察到高熵合金（HEA）中纳米级析出物与位错的相互作用。为了深入理解沉淀-位错相互作用的机理，溶质原子嵌入的沉淀物会产生强烈的晶格畸变，从而增强高温下的位错滑动性。此外，为了进一步提高HEA的强度，沉淀物强化的HEA迅速发展，析出物不仅与位错相互作用，而且还促进了反相畴界（APB）的形成以增强强度。本文研究的结果提供了进一步观察，即共格沉淀物与严重的原子尺度晶格畸变相结合可以增强低温/高温下的强度，从而进一步拓宽了先进HEA的应用范围。

为了满足极端环境（例如低温或高温）的要求，必须使用具有高强度和高结构稳定性的材料。但是，纯金属很少具有如此优异的机械性能。因此，添加了其他材料元素，以调节微结构并改善机械性能。对传统的单元素主导的合金（如铁基，钛基合金和镍基高温合金）进行了充分的研究，以获得高强度和韧性。最近提出了由近等原子的五种或更多金属组成的多组分合金，并将其命名为高熵合金（HEA），多元素合金（MEA），多组分合金（MA），多主要元素合金（MPEA） ），复杂的浓缩合金（CCA），成分复杂的合金（CCA）。这些HEA或MEA显示出比常规合金更好的机械性能。据报道，严重的晶格畸变，高熵，缓慢的扩散在HEA的形变和强化机制中起着关键作用。例如，CrMnFeCoNi HEA在低至77 K的低温下显示出优异的强度和韧性，这归因于从室温下的滑移位错到随温度降低而发生的机械纳米孪晶的形变过渡。此外，由于高温热稳定性高，HEA在高温下表现出良好的屈服强度和高延性。

为了进一步提高HEA的强度，沉淀物强化HEA迅速发展。析出物不仅与位错相互作用，而且还促进了反相畴界（APB）的形成以增强强度。为了深入理解沉淀-位错相互作用的机理，分子动力学（MD）模拟作为研究纯金属和合金中沉淀物强化和位错动力学行为的有效工具，上述工作集中在硬质析出物上，以增强合金的屈服强度。与硬质析出物不同，钢中软而连贯的析出物不仅可以提高强度，而且不会导致韧性降低。常规合金产生的晶格畸变低，但在HEA中会产生严重的晶格畸变，并严重影响位错和沉淀物之间的短程相互作用。然而，共格沉淀物与位错相互作用的详细的微观结构演变，该位错经受严重的原子级晶格畸变是相对未知的，特别是对于在HEA中低温/高温下而言。

基于此，湖南大学方棋洪课题组基于原子模拟，在低温/高温下揭示了位错和共格沉淀的相互作用，定量研究了严重的原子尺度晶格畸变、温度、化学无序、沉淀物尺寸、沉淀物间距和位错切割数对强化行为的影响。此外，将具有共格沉淀物的HEA的力学性能与之前的研究进行了比较，以揭示沉淀物强化机理。相关研究结果以题为“Unraveling the dislocation –precipitate interactions in high-entropy alloys ”发表在国际顶级期刊《International Journal of Plasticity》上。

论文链接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S0749641920302011

与纯金属和合金相比，本文揭示了相干沉淀物的协同增强和严重的原子级晶格畸变，理论模型预测的局部晶格参数有助于理解低温强化的根本原因。由于HEA和沉淀物（在HEA基质内部）之间明显的SFE差异，导致的改变堆垛层错宽度有助于提高HEA的强度。 低的结构完整性和由溶质嵌入的沉淀物增加了位错滑移阻力，从而提高了高温下的强度。 临界应力取决于APB强化和无晶格变形的软化之间的竞争。 此外，化学无序、析出物间距和大小，元素偏析和位错切割数在临界应力以及位错的解离和形状中起重要作用。

图1 （a）剪切变形过程中位错与共格析出物相互作用的示意图。（b）Co25Ni25Fe25Al7.5Cu17.5 HEA中位错-沉淀相互作用的原子模型。（c）部分放大了相干沉淀物附近的元素分布（d）原始结构的原子占据了理想的晶格位置，随后在晶格变形后偏离了它们的理想位置。箭头表示原子偏差的大致方向。因此，原子偏离原始位置，导致原子级晶格畸变。（e）对于析出物附近的相同位置，无析出的HEA和强化析出物的HEA的位错滑动面上的应力的分布

图2.FCC HEA的内聚能与晶格参数。

图3.HEA的原子根据原子类型（a）和CNA（b）进行着色。从10个独立样品中获得的纯Cu的SFE和HEA的平均SFE（c）

图4.（a）扭曲的HEA晶格中摆动的位错线的示意图。（b）沿滑移面的各种元素的分布。原子根据原子类型着色。（c）相应元素的浓度。橙色带代表沉淀物中的元素浓度。（d）随机SFE格局

图5.（a）用于计算界面能的模型。（b）用于计算表面能的模型。

图6. 图6.（a）在10 K温度下，沉淀强化的HEA和无沉淀HEA的势能变化与剪切应变的关系。（b）沉淀强化的HEA的剪切应力与剪切应变的关系 以及分别在10 K和1,200 K的温度下的无沉淀HEA。（c）堆垛层错宽度分别是温度为10和1,200 K时应变的函数。位错在10 K（d）和1200 K（e）的温度下与共格的沉淀物相互作用。根据CNA（d，e）的未知结构、HCP结构和 BCC结构。

（f）在10 K温度下沉淀强化的HEA，在10 K温度下沉淀强化的Ni和在1,200 K温度下沉淀强化的HEA的剪切应力的分布 。

图7. 位错与纯Ni中的相干Cu析出物在不同应变下相互作用：0％（a），4％（b），4.5％（c）和5％（d）。完全位错细分为部分位错（a），紧接在领先的部分位错固定之前的前导部分位错（b）的捕获（c）和尾随的部分位错固定前的位置（d）的捕获。

图8. （a）临界应力与化学无序关系，其中沉淀物尺寸为3 nm。（b）在10和1,200 K的温度下，位错与相干沉淀物相互作用，从而引起不同的化学紊乱。

图9.（a）临界应力与析出物之间的距离。 （b）临界应力与沉淀物尺寸的关系。 （c）在1,200 K的高温和3 nm的沉淀半径下，HEA-沉淀物界面的原子扩散。

图10.（a）位错与沉淀物相互作用的沉淀物间距为2.5、17和24 nm。（b）位错与沉淀物相互作用的沉淀物尺寸为：2、5和8 nm。

图11.（a）在沉淀强化和无沉淀的HEA中，在10、150、300、500、800和1200 K的温度下，临界应力的温度依赖性。沉淀物尺寸为3nm，且沉淀物间距为13.4nm。 （b）位错在150、300、500和800 K的温度下与共格沉淀物相互作用。

图11.（a）在沉淀物尺寸为3 nm的沉淀强化HEA中，在10和1,200 K的温度下，临界应力的位错切割数依赖性。 （b）位错切割数为2、3和8时，在10 K和1200 K的温度下，位错后的沉淀物形状绕过沉淀物。

图12.界面周围的元素分布：无偏析，Co偏析，Ni偏析，Fe偏析和Al偏析（a），析出物尺寸为3 nm。在10 K（b）和1200 K（c）的温度下，具有不同元素偏析的HEA中的应力与应变。位错在10 K和1200 K（d）的温度下与共格的沉淀相互作用。

图12.（a）在不同温度下沿x，y和z方向的晶胞中原子偏离距离的示意图。（b）原子数的分数与原子偏离距离的关系。（c）晶格常数与温度的关系。

综上所述，本文研究了温度，化学无序，析出物间距和大小，元素偏析以及位错-析出-析出物数量对析出物强化行为的影响，通过调节析出物的特性，元素比例和分布来控制局部晶格畸变，可以开发出强韧性HEA，并且在极端环境应用。

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