一、研究背景及意义
通过开发具有超高反相边界能（APB）的多组分Ni3Al型（L12）析出相，在完全再结晶的NiCo基面心立方（FCC）合金中实现了1616±9 MPa的超高屈服强度、2155±22 MPa的抗拉强度与10.1±0.3%的均匀延伸率，突破了传统共格析出强化合金中强度与塑性的权衡难题。研究背景上，尽管共格有序纳米颗粒析出强化是提升合金性能的主流方法，但其低错配应变和位错易切性导致位错运动阻力有限，且重复位错剪切会引发滑移面软化，最终限制强度与塑性的协同提升。本文创新性地通过在析出相Al亚晶格位点引入多元元素（Nb、Ta、W、Ti），将APB能提升至308±14 mJ/m²，促使变形机制从位错剪切转变为堆垛层错剪切，避免了滑移面软化，同时通过层错网络和Lomer-Cottrell锁促进位错增殖与储存，从而在超高强度下保留了显著应变硬化能力。这一成果为设计兼具超高强度与塑性的新型合金提供了突破性思路，对航空航天、能源装备等高性能材料领域具有重要应用价值。
通过创新设计多组分沉淀相，成功开发出兼具超高强度与优异延展性的镍钴基合金。该研究以L12型(Ni,Co)₃(Nb,Ta,W,Ti,Al)多组分沉淀相为核心，通过提高反相畴界能（APB能量至308±14 mJ/m²），突破了传统共格沉淀强化合金强度-塑性倒置的瓶颈。实验表明，该合金在完全再结晶的软质面心立方(FCC)基体中实现了1616±9 MPa的屈服强度、2155±22 MPa的抗拉强度及10.1±0.3%的均匀延伸率，其性能远超常规钛合金、高熵合金和马氏体时效钢。微观机制分析揭示，超高APB能量促使变形机制由位错切变转变为堆垛层错切变，避免了滑移面软化现象，同时通过Lomer-Cottrell锁促进位错增殖与储存，构建了复杂的层错网络结构。密度泛函理论计算证实，多元素在Al亚晶格位的协同占位显著降低反位缺陷频率至8%，使沉淀相有序度提升至-0.174 eV/原子，为迄今报道的Ni₃Al型沉淀相最高APB能量。这项研究为发展新一代高强度高韧性合金提供了全新思路。
图 1：机械性能：（A）在室温下测量的NiCo-A、T-AA和NTWT-AA合金的拉伸工程应力-应变曲线。插图显示了T-AA和NTWT-AA合金的真实应力-应变和应变硬化率（dσ/dε）曲线。NTWT-AA合金表现出抗拉强度、大的均匀和断裂伸长率，（B）与钛（Ti）合金（8），超级合金（11，16），FCC高熵合金（FCC HEAs）（17，18，61-65），体心立方（BCC）HEAs（24，66，67），共晶高熵合金（EHEAs）（68，69），淬火和分配（Q&P）钢（70，71），孪生诱导塑性（THEAD）钢（72），相变诱发塑性（TRIP）钢（73）、马氏体时效钢（14）、锻钢（74）、含有逐步可控共格纳米沉淀的合金（短链氯化石蜡合金）（75），具有短程有序性的合金，以及FCC基质中的超纳米L12颗粒（C）屈服强度对加工硬化性，定义为极限拉伸强度（UTS）和屈服强度（YS）之间的差值。
图 2：显微组织。（A）NiCo-A、T-AA和NTWT-AA合金的同步加速器高能XRD图案，沿着插图中图案的放大视图。NiCo-A的特征在于单一FCC晶格结构，而T-AA和NTWT-AA合金均采用包括FCC和L12相a.u.任意单元的双重晶格结构。(B)EBSD图像显示NTWT-AA合金的完全再结晶结构。（C）相应的电子沟道对比图像显示大的初生L12沉淀（用蓝色箭头表示）主要沿着晶界分布，在小的二次L12沉淀物旁边（由橙子箭头指示）。（D）使用{100}超晶格衍射斑（E）像差校正的STEM-HAADF图像证实了二次L12沉淀物和FCC基体之间的界面相干性。（F）原子尺度的STEM-HAADF图像和从二次L12沉淀物中获取的相应EDX图，表明Ni和Co原子主要占据了面对的中心Nb、Ta、W、Ti和Al原子位于顶点（G）从NTWT-AA样品的分析的APT三维（3D）重建，其中等组成表面的阈值设定为8.5at%Al，突出了二次L12析出物的存在。（H和I）L12-FCC-L12界面上的原子分布和邻近直方图揭示了Co元素在FCC基体中的分配，而Ni、Nb L12中的Ta，W，Ti，Al，B元素析出。
图 3：变形模式。（A至D）应变至0.8%、2%、4%和8%的NTWT-AA合金的明场STEM图像。橙色箭头指示堆垛层错（SF），绿色箭头突出显示超晶格堆垛层错（SSF），（B）中插入的像差校正的STEM-HADDF图像突出了次级L12沉淀物中的SSF。（E）STEM-HAADF图像二次L12沉淀物内的超晶格本征堆垛层错（SISF）的（上部分）和相应的几何相位分析图像（下图）显示了水平法向应变（εxx）的晶格应变分布。（F）STEM-HAADF图像显示了Lomer-Cottrell（LC）通过在沉淀物/基体界面和基体中的部分位错的反应形成的锁。(G)STEM-HAADF图像显示了由不同滑移系的超晶格非本征层错（SESF）和SISFs构成的次级L12沉淀物中的X形层错网络，（H）通过原位同步加速器高能XRD测量估算的L12沉淀物中SSF的概率。（I）通过Taylor-1000方法获得的工程应变与理论位错密度的关系。型硬化模型和通过原位高能XRD测量获得的实验位错密度。插图是T-AA合金在4%拉伸应变下的代表性亮场STEM图像。
图4：具有显著增加的AP B能量的多组分沉淀物。（A和B）3%应变的（Ni，Co）3中的弱束暗场TEM图像（Nb，Ta，W，Ti，Al）和（Ni，Co）3（Ti，Al）金属间化合物（Z.A.）是[111]，g表示操作向量。（C和D）部分超晶格位错对的间距是位错线与其Burgers矢量之间的倾角的函数。Co）3（Nb，Ta，W，Ti，Al）和（Ni，Co）_3（Ti，Al）金属间化合物的{111} APB能量分别为308 ± 14和183 ± 8 mJ/m ~ 2（Nb，Ta，W，Ti，Al）和（Ni，Co）3（Ti，Al）金属间化合物。在Al亚晶格位置处的多元素掺入使反位缺陷最小化并提高有序度，导致在NTWT-AA合金中形成具有10APB能量的多组分沉淀物。
图5：抗拉屈服强度和大延展性的起源。（A）沉淀强化与理论屈服强度的比值与沉淀强化的关系。与T-AA和所有Ni 3 Al型（L12）沉淀硬化FCC合金相比，NTWT-AA合金表现突出。（B）Ni 3 Al型沉淀物的体积分数与{111} AP B能量。NTWT-AA合金表现出明显的突出性，将其与T-AA和所有L12硬化的FCC合金区分开来。（A）和（B）的详细数据列于数据S1中。（C）NTWT的堆垛层错剪切机制的示意图。AA合金中，来自面心立方基体的滑移完全位错在剪切时立即转变为部分位错，形成具有高APB能的多组分析出相。部分位错的相互作用促进了Lomer-Cottrell锁形核，使结构致密化。
补充图1：T-AA合金的微观结构。（A）电子背散射衍射（EBSD）反极图（IPF）图显示了完全再结晶的晶粒形态。B描绘L12分布和形态的电子沟道对比度（ECC）图像析出相，主要在晶粒内部有大量立方细小的次生L12沉淀物立方大初生L12沉淀物分布在晶粒内部和晶界处。（C和E）暗场扫描透射电子显微镜（STEM）图像和取自[100]区轴的相应选区电子衍射（SAED）图案（插图）显示了晶粒内部和晶界周围的L12沉淀物的形态，细立方次生L12沉淀物沿方向分布，大立方初级L12沉淀物位于晶粒内部和晶界处。（D和F）能源分别对应于（C）和（E）的色散X射线（EDX）元素图，显示Ni、Co、Ti和Al元素的分布，包括次生和初生L12沉淀物富集Ni、Ti和Al，而FCC基体富集Co。由于原子序数低，未发现B数量和极低的金额。（G和H）高分辨率透射电子显微镜L12沉淀物和FCC基质之间相干界面的HRTEM图像。
补充图2：NTWT-AA合金的超晶格层错和4%的层错工程应变。像差校正扫描透射电子显微镜高角度超晶格层错的环形暗场（STEM-HAADF）图像和次级L12沉淀物和FCC基质分别源自具有不同Burgers矢量的各种前导部分位错。Burgers回路用于识别部分位错的位移矢量。
补充图3：Lomer-Cottrell（LC）锁周围的位错倍增和存储。A.STEM-HAADF图像显示了通过前导部分的反应形成的LC锁FCC基体中的位错和超晶格层错中的拖尾部分位错。锁将次级L12沉淀物中的超晶格本征堆垛层错（SISF）连接起来层错（SF）在FCC基体中形成层错网络，促进位错FCC矩阵中的增殖和存储。左插图的快速傅里叶变换揭示了对应于L12沉淀物的超晶格衍射斑的存在，以及扩散指示超晶格层错（SSF）和SF的条纹。（B）几何相位分析图像揭示了剪切应变（εxy）的晶格应变分布。LC周围的增殖性位错锁产生不均匀的晶格应变分布（见虚线圆）
补充图4：T-AA合金塑性变形过程中的微观结构。（A至C）从[110]区拍摄的亮场扫描透射电子显微镜（STEM）带轴分别处于2%、4%和8%的工程应变。红色箭头表示完美错位。（D至F）拍摄的高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）图像从[110]区域轴开始，沿（111）平面以8%的工程量进行快速傅里叶逆变换（IFFT）应变，以及相应的晶格应变分布（εxy，剪切应变）。两个大型主L12沉淀物和细小的次级L12沉淀物对成对完美的电阻较低位错剪切。位错剪切主导了T-AA合金的塑性变形。
补充图5：（Ni，Co）3（Nb，Ta，W，Ti，Al）和（Ni，Co）3（Ti，Al）金属间化合物。（A至F）从[111]拍摄的弱束暗场（WBDF）图像沿和操作向量（g）的区域轴，显示了部分超晶格（Ni，Co）3（Nb，Ta，W，Ti，Al）金属间化合物在不同方向上的位错。（G至L） 从[111]区域轴沿操作矢量拍摄的WBDF图像显示了部分（Ni，Co）3（Ti，Al）金属间化合物在不同方向上的超晶格位错。位错线与Burgers矢量之间的倾角从0°变化到90°。这部分超晶格位错对的平均分离距离与反相边界（APB）能量呈负相关。对于（Ni，Co）3（Nb，Ta，W，Ti，Nb，Ta），该距离为3.81 nm和6.17 nm，Al）和（Ni，Co）3（Ti，Al），分别表明L12沉淀物的APB能量较高NTWT-AA合金与T-AA变体相比。
设计具有超高反相边界能（APB能~308 mJ/m²）的多组分沉淀相，在NiCo基面心立方合金中实现了强度与塑性的协同突破。团队通过在Ni3Al型(L12)沉淀相的Al亚晶格位点引入Nb、Ta、W、Ti等多元素，显著降低了反位缺陷浓度（~8%），提高了沉淀相的有序度，使合金获得1616 MPa的屈服强度和10.1%的均匀延伸率。这种多组分沉淀相将传统位错切过机制转变为堆垛层错切过机制，避免了滑移面软化现象，同时通过层错网络和Lomer-Cottrell锁促进位错增殖与存储，解决了共格沉淀强化合金中高强度与高塑性难以兼得的难题。该工作不仅为开发新一代超高强度高塑性合金提供了新思路，更通过多元素协同调控APB能的策略，拓展了沉淀强化理论的设计维度，展现出在航空航天等高端领域的应用潜力。
DOI 号：10.1126/sciadv.adu7566
文章题目：Ultrastrong and ductile precipitation-hardened alloy via high antiphase boundary energy
本文源自微信公众号：金属材料说
原文标题：《正刊子刊系列：SciAdc湖南大学 高反相晶界能的超强韧性析出强化高熵合金》
原文链接：https://mp.weixin.qq.com/s/oP79zU0Qe9Jqk2CL6OdhMg
本转载仅出于分享优质测试干货，旨在传递更多观点，并不代表赞同其全部观点或证实其内容的真实性。文章中所包含的图片、音频、视频等素材的版权均归原作者所有。如有侵权请告知删除。
