2020年，他們將對金屬材料的研究發在Science&Nature及其子刊上

2020年以來，相對于生化環材，金屬材料在頂刊的發文并不“孤單”。已經有多位研究者的優秀研究成果登上了Science&Nature及其子刊，刷新著人們對金屬材料世界的認識。筆者之前在材料人公眾號首推文章上發表了《Nature&Science及其子刊，合理利用界面，促使材料性能極大提升》和《Nature&Science:近一年來結構金屬材料的突破性成果集綿》的兩篇文章，里面已經囊括了多篇2020年將金屬材料發表在兩大頂刊的論文。在這篇文章里面筆者將不再重復解讀前兩篇文章中已解讀的文獻，重點來看看其它沒有被解讀過的文獻。相信這些文獻對研究金屬材料的科研朋友們有很大啟發。

1.美國加州大學伯克利分校的Andrew M. Minor團隊在Nature發文報道了短程有序結構影響CrCoNi中熵合金性能?

在中熵到高熵合金系統中，CrCoNi基單相合金具有良好的力學性能，之前的研究將其歸因于多種機制的協同作用。計算模擬表明，CrCoNi基單相合金的層錯能小于等于0，但這與實驗測量的22~30mj/m²結果有一定差距。層錯能與化學成分有關，這證實了化學短程有序結構（SRO）可以影響合金的力學性能，但在實驗中很難觀察到直接的證據。為了研究SRO及其對力學性能的影響，作者將CrCoNi進行了一系列處理，將合金在1200℃進行均勻化處理后：（1）水淬到室溫以抑制SRO的形成；（2）在1000℃時效100h爐冷，以促進SRO的形成。透射表征（TEM）表明（如圖1所示），水淬后的電子衍射斑點沒有明顯的對照，而時效后的樣品中存在明顯的超晶格衍射，從而證實了SRO的存在（尺寸在1.13 ± 0.43 nm）。SRO的形成主要與高溫緩冷下原子的運動有關。這種較高的原子遷移率使合金向低自由能態（較高的化學SRO）演化。

利用納米壓痕試驗證明，水淬樣品的強度為4.07 ± 0.23 GPa，但是時效后材料的強度為4.37 ± 0.58 GPa。所以SRO強化了材料。強化機制如下：

1.對材料進行壓縮試驗，發現水淬樣品中的位錯均勻分布。時效后的樣品中形成位錯的局域平面構型，且位錯也容易形成位錯對，使相鄰位錯的分離距離減小。FCC材料中平面滑移的一個可能來源是肖克利不全位錯的解離，擴展的位錯核限制了位錯產生交滑移的能力。

2.由于SRO結構的局部破壞，局部的平面滑移和位錯對通常與滑移面軟化效應相關。初始位錯運動中斷了SRO原子結構，并克服了與擴散反相邊界（DAPB）產生的有關能量障礙。隨后，初始位錯后的位錯將沿同一路徑滑動并避開DAPB，從而經歷較低的能量勢壘。材料的優異強度、塑性和韌性與材料的層錯能（SFE）有直接關系。

另外面大量的拉伸測試證實：SRO在強化材料的同時還保持25%的塑性。時效試樣的初加工硬化率是水淬試樣初加工硬化率的兩倍，這也是通過SRO導致的。理論來說，合金中SRO的形成引起了平面位錯滑移和變形局部化。

圖1 能量濾波TEM衍射圖、彌散超晶格條紋形成的暗場圖像及其相關的高分辨率TEM圖^[1]

2.?港大黃明欣等人開發出創世界紀錄的超級鋼，Science?

隨著工業可持續性發展的要求，全球工業界一直致力于開發及應用高強高韌的輕質、低成本新型結構材料。然而，材料的強度和韌性往往是相互掣肘的，打破這種規律極難。材料強度的提升往往會導致其塑韌性降低，嚴重阻礙其工業應用。因此，發展超高強度同時兼備優良韌性的結構材料，一直是材料科學家及工程師過去幾十年間希望解決的世界級科學難題。尤其是當屈服強度進入2 GPa的超高范疇時，進一步改善材料韌性的難度成倍增加。該文作者選擇Fe-9.95%Mn-0.44%C-1.87%Al-0.67%V的D&P鋼為研究對象，通過熱軋、溫軋、熱處理和低溫時效， 使D&P鋼獲得獨特的兩相層狀組織結構。分別對該鋼進行拉伸和斷裂韌性實驗，發現該鋼的強度~2 GPa，延伸率高達19%，斷裂韌性高達102 MPa·m?（如圖2所示）。 從而成功突破了已有超高強鋼的屈服強度和韌性這兩種相互矛盾性能的極限，同時獲得極高屈服強度，極佳韌性，良好延展性的低成本變形分配鋼（D&P鋼）。與現有航空航天用馬氏體時效鋼對比，此次高強高韌D&P鋼的成本大大降低，低于馬氏體時效鋼原材料成本的1/5，且突破了強度與韌性魚與熊掌的關系。

圖2

（A）三維圖解模型描述了樣品加載方向與D&P鋼組織結構的關系。（B）工程應力應變曲線。（C）J-積分阻力曲線。展示了D&P鋼同時具有極高的屈服強度、韌性和均勻延伸率^[2]。

另外，該研究的一個重大貢獻是，除了力學性能上的巨大躍升，在斷裂機制方面還突破了傳統的認識，打破了傳統認為的提高強度會降低材料斷裂韌性的常識。他們開創性地提出高屈服強度誘發晶界分層開裂增韌新機制，這種機制有利于超高強鋼鐵材料斷裂韌性的大幅提升；如圖3所示，錳元素在原奧氏體晶粒邊界富集也保留在組織結構中。D&P鋼超高的屈服強度誘發錳元素富集的原奧氏體晶界在垂直于主裂紋面的方向上啟動分層裂紋。原奧氏體晶界分層開裂之后，使原本的平面應變斷裂轉變成一系列沿樣品厚度方向的平面應力斷裂過程，極大地提高了D&P鋼的斷裂韌性。另外，高強高韌D&P鋼的相變誘導塑性（TRIP toughening）也進一步提高了該材料的斷裂韌性。該研究首次提出的“高屈服強度誘發晶界分層開裂增韌”的新機理，突破提高強度必然導致斷裂韌性降低的傳統觀點，為發展高強高韌金屬材料提供新的材料設計思路。

圖3

?(A) D&P鋼分層開裂增韌三維示意圖，展示分層裂紋沿著垂直主裂紋的面發生。（B）D&P鋼的斷口形貌，觀察到分層裂紋沿著垂直主裂紋的面發生。（C）分層裂紋沿著原奧氏體晶界（PAGBs）擴展。（D）D&P鋼的TRIP 韌化機理^[2]。

3.美國加州大學圣芭芭拉分校的張燮博士和德國魯爾波鴻大學王紅才博士及其合作者: 超乎想象的新發現，為高強合金設計提供全新思路！

合金化是提高合金性能的重要方法，當合金原子進入材料的時候，通常會取代基體原子或形成間隙原子。在高濃度時，合金原子之間發生彈性和化學相互作用，導致有序/無序化現象和晶格的嚴重畸變。即使在小濃度，合金原子也會造成基體的晶格畸變。形成局部應變場。短程化學相互作用和長程應變相互作用之間的相互作用可能導致間隙原子或取代原子的有序化，從而大大影響材料的性能。例如，有序氧配合物的存在可以通過改變合金的微觀變形機制，同時提高合金的強度和塑性。間隙原子不僅相互作用，而且與真實材料中的缺陷也存在相互作用，導致間隙偏析與有序之間的競爭。因此，理解間隙原子有序化的機制是設計高性能合金的關鍵。

對間隙有序化的典型例子是Fe-C系統，當碳原子進入到體心立方（bcc）的鐵晶格里，將占據八面體的間隙位置。根據對稱性，總共有三個八面體亞晶格可供碳原子占據，相應地會引起鐵的晶格發生x, y或z三個方向的正方畸變（如綠色箭頭所示）。更宏觀地看，根據碳原子在鐵晶格里面占位的不同，可以分成無序和有序固溶體相（圖4d）：（1）無序相：碳原子隨機均勻地占據三個八面體亞晶格。此時，整個晶格仍然保持了立方的形狀；（2）有序相：碳原子只占據其中一個亞晶格。此時，整個晶格會發生正方畸變，形成體心正方結構。隨著溫度和碳含量的變化，這兩相之間可以發生轉變。這一相變的主要驅動力來自于碳原子之間的相互作用和碳原子占位的構型熵。該論文的研究者開發了一套基于晶格格林函數的蒙特卡洛模擬方法，可以用來定量地研究非簡諧效應對碳原子有序化相變的臨界溫度和含量的影響。該研究總共考慮了三種情況：（1）碳原子之間只存在短程相互作用（SRI，藍線）；（2）除了短程相互作用還存在碳原子之間簡諧的長程相互作用（SRI+LRI，橙線）；（3）除了短程相互作用還存在非簡諧的長程相互作用（綠線）。簡諧的情況應該介于第一和第二種情況之間。通過這三者的比較，可以清楚地看到非簡諧效應導致室溫下發生有序轉變的臨界碳含量從接近3.0 at.%降低到了0.9 at.%。

圖4 局部非簡諧效應對碳原子有序化相變的影響^[3]

這一顯著的影響表明非簡諧效應對于鐵碳合金中碳原子有序占位具有關鍵作用，這也是高強度馬氏體相形成的一個核心機制。為了驗證理論預測的準確性，研究者進一步分析了鐵碳馬氏體晶格常數比隨著碳含量的變化（圖5a）。通過這一分析發現，有序馬氏體的形成不僅受到非簡諧效應的影響，同時還與碳原子向晶界和位錯等缺陷的偏析相互競爭。在低碳含量下，碳原子主要偏析到缺陷中去。當碳原子在晶界和位錯中飽和之后，碳原子才會逐漸占據鐵晶格中的間隙位置；從圖5a可以看出，隨著碳含量的增加，先形成無序馬氏體，并在碳含量到達一個臨界值之后形成有序馬氏體。其中尤為讓人驚訝的結果是：當碳含量達到2.6 at.%之后，碳原子在有序馬氏體中的化學勢比碳原子在晶界和位錯中的化學勢還要更低。這就使得在高碳含量下，碳原子基本上不偏析到缺陷中去，而是在基體中形成完全有序的馬氏體。這一理論預測也通過三維原子探針的進一步分析得到了證實，即在高碳合金中單位晶界面積的原子溢出值遠小于低碳合金中相應的原子溢出值。因此，當把非簡諧效應和有序性相變與偏析之間的競爭系統地考慮之后，理論和實驗的結果吻合得很好。
這一研究表明，相變溫度和臨界合金原子含量，不僅可以通過材料宏觀的形變來改變，還可以透過合金原子局部應力場的非簡諧效應及其與合金原子偏析的競爭來調控。這對于理解合金中復雜的結構相變與高強度合金的設計都有著重要的指導意義。

圖5 理論和實驗的對比^[3]

4. 香港城市大學王循禮教授團隊，在零下258℃溫度下，獲得了強度2.5GPa 塑性62%的金屬材料

材料在極端條件下的力學行為一直研究的重點，在室溫下，CrMnFeCoNi和四元CrFeCoNi合金的變形主要是位錯滑移。在1000 K時，主要的變形機制是擴散控制的位錯蠕變。在液氮溫度下，CrMnFeCoNi的強度和延性均有所提高。除了位錯滑移外，孿生的激活也被認為是異常塑性的主要原因。除此之外其他機制也可能起作用，特別是當溫度進一步降低時。在非常低的溫度下，如液氦溫度，觀察到鋸齒狀變形，這通常會使塑性變差。同時，不同的變形機制敏感地依賴于成分和微觀結構。在本文中，作者利用原位中子實驗，檢測了CrMnFeCoNi, CrFeCoNi和CrCoNi在低溫下的變形機制。

研究發現，溫度降至15 K（K是絕對溫度單位，15 K等同攝氏零下258.15度）時，高熵合金的變形分為四個階段，如圖6所示。變形過程的第一個階段是 “位錯滑移”，即晶格面互相滑動，這是面心立方晶體結構材料一種常見的變形機制。當位錯滑移持續， “堆垛層錯”逐漸變得活躍并開始主導變形的過程，此時晶格平面的堆疊次序會因為變形而改變。接下來會出現 “孿晶”，晶格平面的位向出現錯誤，導致出現母晶體的鏡像。最后會過渡至 “鋸齒流變行為”， 高熵合金會呈現出大振幅的變形應力。隨著溫度降低，高熵合金顯示出更高且更穩定的應變硬化（應變硬化意指材料在變形后變得更強及更硬），并且呈現出很大的延展性。研究人員對原位實驗數據進行定量分析后得出結論：堆垛層錯丶孿晶和鋸齒流變行為這三種觀察所得的變形機制，以及這些機制之間的相互作用，正是高熵合金具備卓越力學性能的原因。

?圖6 CrMnFeCoNi 高熵合金在15 K時的變形途徑^[4]

5.金屬所盧柯、李秀艷在納米晶材料的又一重要發現：快速加熱誘導納米Cu的超穩定性

對于經過嚴重變形的納米晶材料，內部含有極高密度的晶界和位錯，其在室溫下不穩定。通常，合金化，孿晶界和小角晶界可以穩定材料的晶界和位錯。之前的研究表明：在許多面心立方(fcc)金屬中，超細納米顆粒的熱穩定性和機械穩定性都得到了顯著提高，這源于變形誘導的自發GB發射堆垛層錯或孿晶弛豫到較低的能態。這種效應僅限于臨界尺寸以下的納米晶粒，約為10幾nm左右。穩定較大的純金屬晶粒是一項挑戰。在低層錯能的金屬中，例如Cu、奧氏體鋼以及高溫合金中，晶界弛豫可以通過熱激活誘發，主要通過再結晶的同時誘發孿晶來形成。以Cu為例，變性后在473-523K的溫度范圍內退火，可以形成退火孿晶。但是對于納米Cu來說，其溫度會提高，在形成孿晶的同時伴隨著晶粒的粗化。

晶界遷移是個熱激活的過程，很快的加熱速率或許可以在高溫抑制這個過程。根據Kissinger方程：，退火孿晶的形成不表現出明顯的加熱速率依賴性。可以預期，納米晶粒被足夠快地加熱(高于臨界速率)，使GB遷移的起始溫度超過孿生形成的起始溫度，并且在晶粒粗化之前納米晶粒可能發生孿生。因此，合理地退火孿晶的形成可能觸發納米晶粒的晶界弛豫，就像機械誘導GB的弛豫。

在該文中，作者使用的材料是梯度納米Cu，采用不同的加熱速率（1,80,160和240K/min）加熱到523K，之后冷卻到室溫。研究發現，在1K/min時，納米晶粗化到了微米級，粗化層距離表面約18±4um范圍內。在80K/min時，晶粒也發生了粗化，粗化的晶粒遠小于1K/min的情況。粗化層距離表面約28±9um范圍內。160K/min時，晶粒更小，粗化層距離表面更長，粗化晶粒更小。240K/min時，幾乎無粗化發生（如圖7所示）。TEM研究表明：幾乎每個納米晶粒中都出現了孿晶，它們似乎是從GBs發射出來的，終止于相反的邊界。納米晶粒中的孿晶密度比再結晶后的粗晶高幾個數量級。而且孿晶密度隨加熱速率顯著增加，Σ3晶界分數從樣本的7.8%增加到16.2%。實驗證實了作者的預測，納米晶粒的粗化過程被快速加熱推遲，主要原因是提前形成退火孿晶。退火孿晶通常被認為是在形變粗晶銅再結晶過程的GB遷移過程中形成，以減少GBs的總過剩能量。在本例中，在快速加熱過程中，納米晶粒在沒有晶粒粗化或再結晶的情況下發生孿晶。與GB遷移過程形成的孿晶似乎符合“pop-out”層錯模型，用于重新取向GBs，以促進位錯吸收。

綜上所述：熱晶界弛豫后的納米晶表現出異常高的熱穩定性，起始粗化溫度約為0.6 Tm（Tm為熔點）。它不僅比機械晶界弛豫后的Cu納米晶粒高（約0.45 Tm），而且比變形的粗晶粒Cu的常規再結晶溫度（0.4 Tm）高約280K。這意味著在納米晶粒的熱弛豫晶界中獲得了比變形粗晶粒銅的傳統晶界更高的穩定狀態。晶界的顯著穩定性差異可以從快速加熱的納米顆粒中更高的孿生密度推斷解釋，其晶界被更加強烈地松弛。研究熱松弛晶界的本質及其在高溫下的性能具有重要意義。

圖7 快速加熱對納米晶銅的穩定^[5]

6.中國科學院沈陽金屬所的劉增乾、張哲峰，鈦合金研究部李述軍、楊銳等和美國Lawrence Berkeley國家實驗室的人員合作，提出了一種多途徑設計的策略在3D打印的基礎上制備出復相Mg-NiTi材料

輕質鎂和鎂合金具有高比強度和比剛度，與其它結構金屬相比，它們在環境溫度和高溫下的強度都很低，塑性也相對較差，這限制了它們應用于承重結構件。相比之下，鎂和鎂合金表現出了突出的阻尼特性，優于大多數其他金屬材料，因為其易于孿生，易于位錯運動，缺陷或雜質處的位錯釘扎較弱。這使得它們有希望應用于機械能量耗散并減少振動。鎂合金中，強度和阻尼能力往往是相互排斥的性質。如果能在基于鎂的材料中實現形狀記憶或自我恢復的概念，這將是提高耐久性的迫切需要，這可能會進一步為這些材料和結構的工程智能版本提供新的功能。為了解決這些問題，該文提出一種設計策略，其包括對鎂基復合材料的相組成和結構的刻意調整，以及實現這一目標的可行的制造技術的發展。首先，選擇一種增強相來增強鎂；這一強化相就是NiTi形狀記憶合金。在所有金屬中NiTi屬于具有良好阻尼性能的材料。這種合金在高溫下會由于馬氏體向奧氏體轉變而發生原位變形，從而恢復到原始形狀，此時鎂的蠕變剛剛開始，僅發生非常小的應力水平。這一由于相變產生的內應力可以提供復合（復相）材料變形的驅動力。其次，設計了一種三維的相互滲透相的結構，這樣，各自組成相是拓撲上是雙連續和相互聯系的。這種結構帶來的好處是：1.合金的結構完整性和連續性對于提高復合材料的強化效率和提高有效載荷轉移的回收率是必要的；2. 還可以促進實現良好的阻尼能力和增強損傷容限。第三，采用兩步增材制造法制造鎳鈦合金支架，然后將鎂熔滴無壓滲透到支架中，制備Mg-NiTi復合材料。本研究證明了在Mg-NiTi互穿相復合材料中如何同時獲得高強度、高阻尼能力、良好的能量吸收效率和顯著的自恢復能力。研究結果表明，該復合材料在環境溫度和高溫下的強度都有所提高，超過了混合物規則對其成分的估計，并表現出優異的抗損傷性能（如圖8）。這些特性伴隨著其在不同應變振幅下的阻尼能力的協同增強和高能吸收效率，這在鎂合金和鎂合金復合材料中很少能實現。此外，由于鎳鈦合金中的馬氏體-奧氏體相變與鎂基體的低蠕變電阻的耦合作用，使復合材料變形后的初始形狀和強度都能得到較大的恢復。具體而言，鎳鈦合金骨架提供了高的加工硬化能力，并為復合材料的自粘接提供了驅動力;此外，它還可以實現用于制造的滲透過程。具體而言，鎳鈦合金骨架提供了高的加工硬化能力，并為復合材料的自粘接提供了驅動力;此外，它還可以實現用于制造的滲透過程。它還能抵抗微觀結構中各組分的損傷演化，從而提高復合材料的高能吸收效率，促進回收過程。所以，該研究獲得了史無前例的綜合性能的Mg合計，同時具有高強度和高阻尼性能和高的能量吸收特性。這一設計思路和得到的研究結果為鎂合金的工程結構應用和生物鎂合金的應用開辟了新的方向和提供了新的設計思路。

圖8 Mg-NiTi室溫下的機械性能和變形行為^[6]

7.英國帝國理工大學的研究者們報道了一種在金屬粉末床激光增材制造過程中采用側向枝晶控制顯微組織的研究

增材制造（AM）是第四次工業革命的有力推動者，引起了世界各國的激烈競爭。AM可以制造復雜結構、將設計師從幾何約束中解放出來、為開發新材料鋪平道路——這些新材料的構件可以被精心構造以獲得前所未有的性能，具有巨大的優勢。然而，在AM制造高性能和可靠的產品方面存在著重大的挑戰，特別是金屬零件。為了應對這一挑戰，除了對這一現象深刻理解之外，還需要對凝固過程中復雜的組織演變深入理解，還需掌握縮孔對組織演變及其力學性能的影響。晶體的外延生長是影響合金3D打印組織發展的最主要現象，導致在幾乎所有合金如鋼、鉻鎳鐵合金718、Ti6Al4V、鋁合金、高熵合金中觀察到柱狀晶粒的微觀結構。然而，以往的研究大多未顯示外延生長如何影響單道到多道沉積的微觀結構的形態和空間分布。具有特殊取向的柱狀晶經常被報道，但這一外延的取向是非常復雜的。對鑄造和焊接凝固組織的大量研究表明，溫度梯度和液相等溫線速度等關鍵熱參數控制著晶體的生長，從而決定了組織的形貌、空間分布和取向。AM具有強大的改變工藝參數的能力，可以有效地改變熔池的熱工參數，從一個位置到另一個位置，從一層到另一層，使材料微結構裁減到特定的位置，以實現預期的力學性能。此外，重要的是要強調掃描策略在控制首選紋理和最小化柱狀晶粒、殘余應力和裂紋行為方面的重要作用，以實現預期的力學性能。利用掃描策略調整微觀結構，從而調整力學行為，在掃描策略的變化下，研究外延生長從單道到多道沉積過程中微觀結構的晶體取向、形態、空間分布和長度尺度的細節的必要性。本論文的研究給出了對凝固組織演變的深入理解。

作者以316L不銹鋼和CrMnFeCoNi高熵合金為原材料，采用SLM工藝進行單道和多層多道實驗，外加熱模擬研究了凝固過程中組織的發展。

如圖9a，b所示，從橫向到單個掃描軌跡的橫截面顯示，熔池由多個柱狀細胞區域組成，這些細胞從基質中已有的多晶向外延方向生長，它們的細胞軸與從基質開始生長的晶胞的融合線在某些位置上高度垂直。晶胞軸平行于<001>。由于熔化邊界處的局部熱梯度(G)也垂直于晶界。晶胞的生長軸和<001>方向都與G方向一致。圖9c顯示了晶胞的橫截面和縱向視圖。平均細晶胞間距約0.61μm。與此類似， 316L中的晶體外延生長出多個細晶域，平均晶胞間距約0.63μm. 在這兩種合金中，可以看到沿著連續兩層熔池的中心線的晶胞在不改變生長方向的情況下在兩個熔池中沿外延生長，所以晶胞生長方向與熱梯度反方向平行。圖9e顯示合金組織呈桿狀，波浪形表面是由化學擾動引起的。這表明，雖然較高的冷卻速率可以抑制二次枝晶的形成，但在與一次枝晶生長方向垂直的方向上仍然存在固液界面不穩定性。這種側不穩定性的存在表明細胞正處于從細胞向樹突狀生長的過渡階段。

圖 9?在高熵合金上進行單道和多道沉積時的凝固組織^[7]

3D打印的零件往往含有氣孔，導致局部熱場的變化，從而改變凝固組織。其主要通過電子束的往復加載，逃離的氣體，不充足的融化形成。孔洞的存在會干擾晶體的生長。大孔是熱絕緣的，導致熱梯度和液相等溫線速率的降低。在沒有氣孔的情況下，可以觀察到晶胞細化。對于單道掃描路徑下，因為熔池中心的溫度梯度最大，沿著垂直于基板偏向輕易形成穿透多層的柱狀晶。復雜掃描策略下，在熔池邊上因為多道搭接對溫度梯度發生影響，而且熔池自己溫度梯度的轉變也極為復雜，晶粒生長不會一向沿著平行于打印偏向生長，這促使了側向枝晶的生長。這使得原本在一個熔池中的晶粒生長偏向和晶粒尺寸發生轉變，進而形成復雜的微觀組織。在雙向掃描沉積過程中，已凝固的焊道使得新熔池側邊的溫度梯度偏向沒有沿本來晶粒的生長偏向，新熔池凝固晶粒沿著凝固晶粒的側向分支生長，從而在兩個相鄰的掃描軌跡上大幅度地擴展晶粒。也就是說側向枝晶在競爭生長中有巨大的影響。棋盤式掃描策略中因為側向枝晶的感化，使得晶粒生長呈螺旋式。棋盤掃描策略下高熵合金晶粒的螺旋式生長側向枝晶生長發生的另一個主要感化是其對塑性各向異性的影響。改變掃描策略能夠大大減小材料的各向異性（如圖10）。這對增材制造零件的機能改善有很大意義。3D打印金屬沉積中因為側向枝晶的生長發生了“縱橫交織”的層狀微觀組織和晶粒長大。稀奇是在改變掃描策略時，側向枝晶主導微觀組織的形成。此外，因為氣孔的局部絕熱效應，微觀組織標準的轉變與大孔隙的存在親切相關，大氣孔的存在導致微觀組織的粗化。

綜上所述：本文研究了凝固組織（形貌、長度和位向）以及在從單道到多道沉積時，掃描策略變化時局部熔池的顯微組織之間的內在聯系。并且闡述顯微組織的空間分布和在不同掃毛掃描策略條件下的塑性各向異性

圖10 棋盤網格形式的掃描策略下對高熵合金進行增材制造時得到的螺旋生長組織^[7]

8.浙江大學、韓國首爾大學、澳大利亞新南威爾士大學與美國加州大學合作的研究了雙相高熵合金的超高應變硬化

一般來說，雙相高熵合金（DP-HEAs）比單相高熵合金具有更高的力學性能，與其他雙相系統不同的是，這些DP-HEAs中的fcc相可以通過不全位錯的滑移很容易地轉變為hcp相。因此，在塑性變形過程中，兩相的體積分數可以逐漸變化，導致高應力條件下，加工硬化效果穩定。因此，研究DP-HEAs組織的動態微觀結構演化及其對力學行為的影響，對于指導和推動今后HEAs穩態研究和設計具有重要意義。之前分析動力學模擬研究表明fcc/hcp轉變可以誘發塑性（TRIP），但目前仍然缺乏相關的實驗證據。本研究中，作者采用原位透射實驗研究了CrMnFeCoNi高熵合金的應變硬化的基本起源和原子尺度的機制。

拉伸實驗的工程應力-應變曲線顯示，DP-HEA抗拉強度接近1 GPa，延展性接近60％，遠遠優于一般高熵合金的性能。DP-HEA中的整體微觀結構的晶粒尺寸在3至10μm之間變化。DP-HEA由fcc基質組成，其中hcp相以層狀形式生長，用于終止位錯滑移的滑移面，從而減少位錯滑移的平均自由路徑，另外位錯滑移hcp相的活化能應該高于fcc階段。原位透射電鏡表明：不全位錯很容易在fcc的基體中滑移，在某些情況下，尾隨位錯會趕上前面的位錯，從而消除中間的SF并減輕局部應力。在其他情況下，控制初始塑性變形的不全位錯活動會導致與SFs的頻繁交互作用，從而產生固位位錯連接，顯著抑制局部位錯運動，從而導致應變硬化。然后，分離位錯缺陷之間的平面SFs通過Lomer Cottrell鎖連接形成三維缺陷，發展成為fcc階段廣泛觀察的SF網絡。在圖11c中，紅色箭頭表示幾個新形成的不動的SFs成為了3D疊加故障網絡的一部分。類似的SF網絡也在hcp相形成，如圖11d所示。圖11e中的HAADF-STEM圖像顯示了當前DPHEA中這種部分位錯反應的真實空間原子結構。其位錯反應主要為：

a/2[101]?→a/6[211]+a/6[1-12]

a/2[0-1-1]?→a/6[1-1-2]+a/6[-1-2-1]

不全位錯的反應會形成梯桿位錯：a/6[211]+a/6[-1-2-1]?→a/6[110]。a/6[110]位錯是不可滑動的，從而形成Lomer Cottrell鎖。從而導致加工硬化。在DP-HEA的fcc矩陣中出現Lomer位錯鎖，能夠穩定堆垛層錯網絡，從而對位錯運動（加工硬化）產生強烈的阻礙作用，還可以促進SF底部hcp相的形核和生長。位錯鎖可以引導位錯運動，平行于SF網絡中的靜止SFs，從而促進fcc向hcp階段的相變。由Lomer-Cottrell鎖穩定的SFs為hcp階段的形成和增長提供了可靠的平臺。當肖克利不全位錯位錯(伯格斯矢量1/6?112?滑移在{111}晶面),成為阻礙當相同的伯格斯矢量在其他平面上滑動時，局部結構會發生變化，fcc結構的ABCABC堆垛序列轉變為到hcp結構的ABAB序列。所以，hcp結構的板條從的不全位錯的{111}平面連續滑移形成。

通過納米壓痕實驗，發現雙相的室溫強度最高，hcp相次之，fcc相最低，相界在變形的早期階段保持穩定，但在屈服過后，通過不全位錯的運動發生了fcc→hcp的轉變。對相界壓縮發現相界對硬化的貢獻相當有限.所以堆垛層錯網絡可能為fcc→hcp相變提供晶胚。從而誘導了TRIP。其是性和異常應變硬化的主要起源。

綜上所述，在雙相高熵合金中，連續的原位相變是應變硬化的主要因素。與傳統的雙相合金不同，在DP-HEA中，這種轉變的動機在于建立堆疊-故障網絡，該網絡形成了fcc→hcp轉變，并且由于與晶格摩擦有關的波動而固有地形成集中波。該研究可以為理解雙相HEA在原子尺度上的局部化學結構以及與氫的動態演化的協同效應提供良好的基礎。TRIP效應產生的微觀結構，是這種復雜的Cantor型雙相合金中結構與性能之間關系的基礎。

圖11 DP-HEA的TEM和STEM表征^[8]

9.沈陽航空航天大學材料學院武保林教授團隊成員杜興蒿教授與香港城市大學合作在超高強韌化合金研究中取得了重要進展

追求超高強(>2GPa)同時具有良好的塑性(>8%)的結構金屬材料一直是個挑戰性的課題。現代工業的發展，諸如飛機起落架、火箭用的高性能軸和管、高強緊固件等結構材料都要求高強高塑。在鋼中，通過馬氏體相變和沉淀析出強化，偶爾會實現這一目標。把富Co的超合金冷卻到420℃以下，由于FCC相的低穩定性，也會發生馬氏體轉變，并進一步形成層錯能、孿晶以及片條ε馬氏體等強化相。片條ε馬氏體會嚴重降低材料的塑性。所以，要克服富Co合金強塑性的相互掣肘，就得阻止熱加工過程中組織ε馬氏體的出現，這可以通過增加FCC相的穩定性來實現。為此該文作者聯想到了高熵合金（HEA）和中熵合金（MEA）。作為一種新型材料，HEAs/MEAs的性能是由多種主要元素決定的，因此，與傳統合金相比，它具有提高合金力學性能的很大潛力。在本次研究中，他們設計了一種Co-Cr-Ni基的中熵合金，適當的增加了Co的分量，但降低了Ni的含量，同時加入了適量的Al和Ti元素，以形成與基體共格的L1₂沉淀物。通過在77K溫度軋制外加900℃/1h的熱處理，FCC基體形成了不均勻的結構，隨后700℃/4h的時效則誘導了沉淀物的析出（CRAA處理）。拉伸測試的結果表明，該合金的抗拉強度高達2.2GPa，塑性高達13%。

透射測試表明（如圖12），CRAA處理的樣品基體由大小不均勻的晶粒組成，基體上分布著退火孿晶和層錯能。時效過程中誘導了極細極高密度的L1₂相析出物，其與基體保持完全共格關系，具有密排的A₃B型結構。

通過以上的觀察，可以得出，該合金具有高強度是由于：1）基體不均勻地大小晶粒誘導的強化效應；2）L1₂相析出物粒子對于位錯的釘扎作用；3）變形過程中形成的高密度層錯能可以減小位錯的自由路徑，同時可以引起動態Hall- petch效應，對加工硬化有貢獻。另外，該合金還具有高達13%的塑性，主要起源于拉伸過程中的加工硬化。在斷裂樣品中，可以觀察到交叉的層錯以及高密度的位錯，高密度位錯的糾纏可以帶來相當大的應變硬化效應和斷裂前的變形能力。均勻分布在FCC基體中的高密度納米顆粒對改善該合金的變形能力的也起重要作用。共格界面的超低彈性界面應變可以避免界面附近位錯的累積。從而消除了沉淀顆粒周圍的應力集中，保持均勻的塑性變形。

圖12 經過CR、CAR和CRAA處理的合金的微觀結構^[9]

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[8] Sijing Chen, Hyun Seok Oh, Bernd Gludovatz. Real-time observations of TRIP-induced ultrahigh strain hardening in a dual-phase CrMnFeCoNi high-entropy alloy. Nature Communications.2020

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