综述二：高熵合金的组织、力学性能、工艺及其在航空中的应用

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综述2：高熵合金的显微组织、力学性能、加工技术及其在民航底盘中的应用前景。

如图 12 所示：20 种研究最多的 HEA 与 Al、Cu、Co、Fe、Cr、Ni、V 和 Ti 等主要合金的强度比较。

4.2.实力

HEA 的强度范围为 140 至 900HV，具体取决于合金体系和制备方法。 图12比较了20种研究最多的HEA与传统合金的强度值。 每种合金系统的强度水平差异很大。 AlCoCrCuFeNi 的强度范围为 154 至 658HV。 这很大程度上受到具体元素成分、制造工艺和后续热处理的影响。 AlCrFeMnNi 和 AlCrFeMoNi 是两种比传统合金具有更强韧性能的合金体系。

然而，一般富含FCC相的铸造HEA（即CoCrFeNiMnCoCrCuFeNi和CoCrFeNi）在温度下的强度值较低，尽管富含大量Al和Ti的铸造HEA具有较高的强度，由于在该合金中开发了更强的第二阶段。 耐火 HEA，尤其是具有 BCC 相的材料，具有相当大的典型强度； 例如，AlMo0.5NbTa0.5TiZr、MoNbTaVW、Al0.4Hf、MoNbTaW和HfNbTaTiZrTi合金的强度分别为591HV、535HV、500HV、454HV和390HV。 。 确定合金体系、调整合金内部成分比例、选择合金加工工艺是确定HEA强度的重要步骤。

4.3.疲劳性能

一些 HEA 应用，例如民用航空底盘部件，经常遭受循环变形。 疲劳性能和寿命预测是在民用航空航天工业或其他领域寻求应用时必须研究和剖析的两个最关键的触发因素。 如图13所示，将Al0.5CoCrCuFeNiHEA的疲劳性能与各种传统合金和BMG的疲劳性能进行了比较，得到了典型的挠度范围和失效循环数（SN）曲线。 HEA的疲劳比下限优于钢、钛、镍合金以及各种Zr基BMG和锆合金。 由于断层密度的增加，高硬度的 HEA 组通常比具有相同拉伸硬度的材料表现出更大的疲劳比。 考虑到 HEA 的疲劳极限明显低于 BMG 和其他传统合金，HEA 制造和加工的改进可能会在承载应用中超越这种材料。

图13显示：Al0.5CoCrCuFeNiHEA作为结构材料和BMG的UTS变量的疲劳比和疲劳耐久极限的比较。

Al0.5CoCrCuFeNiHEA 的疲劳耐久性极限如图 14a 所示，作为 UTS 的衡量标准。 HEA 具有优异疲劳硬度的因素之一是其较高的延伸硬度。 很明显，随着 UTS 降低，疲劳耐受极限（对于大多数材料大约等于 0.5）线性降低。 HEA 的上限为 0.703，与该模式相当，甚至低于该模式。 为了更准确地评估 HEA 与其他材料相比的疲劳性能，研究团队使用了疲劳比，如图 14b 所示。 这解释了 UTS 和疲劳耐力极限之间的关系。 HEA优异的延伸硬度可能是其疲劳硬度增强的原因之一。 这意味着当UTS降低时，耐久性极限也会急剧且线性地降低。 对于大多数材料，耐久性极限通常等于 0.5。 采用这些技术后，HEA 甚至超过了它，如图 14b 所示，极限为 0.703。 这些数据有力地支持了 HEA 优异的疲劳耐久性和延长疲劳寿命的前景，即使在接近极限变形的负载下也是如此。

图14显示：a）al0.5CoCrCuFeNiHEA的疲劳极限和b）其他工程材料和BMG的疲劳率与极限伸长硬度之间的关系。

如果能够找到这一关于疲劳寿命的关键信息并改进疲劳试件的预测模型，那么HEA在疲劳环境下各种截面的应用前景是光明的。 图15为555,235次循环疲劳试件在900MPa挠度范围下的断口形貌。 一般来说，试样角部或表面挠度最大的缺陷是裂纹的来源。 根据图15a和图15b，在微裂纹处观察到裂纹萌生点。 可以看到特征疲劳区，如起始区、延伸区和断裂区。 绿色箭头用作特定区域的标记。 在疲劳扩展区域内可以发现特殊的标记，这些标记说明了破裂扩展模式，通常与图 15c 中的白色一致。 图15d中的韧窝状断口是硬度断口。

图15显示：A）在900MPa下循环5次、55次和235次后疲劳断口的SEM图像； b) 疲劳试验前表面有微裂纹； c）裂纹扩展区疲劳白色； D) 最终破裂区域的凹坑。

4.4.腐蚀行为

庄等人。 报道称，Co1.5CrFeNi1.5Ti和Al0.2Co1.5CrFeNi1.5Ti合金比相同强度的标准耐磨钢具有更高的耐磨性（图16）。 因为当Ti的摩尔比降低时，析出物的体积比显着降低。 庄等人。 认为Al的添加导致富Al的枝晶间(ID)部分产生具有“魏德曼”特征的棒状相并减少了粗大相的数量。 这些现象都是从人工智能无法有效转移开始的。 由于硬质相的强化作用，Co1.5CrFeNi1.5Ti和Al0.2Co1.5CrFeNi1.5Ti合金的强度分别为654HV和717HV。 人们认为HEA优异的抗氧化性能和热软化耐久性是其优异耐磨性的主要原因。 合金可能会影响 HEA 的腐蚀行为。 吴等人。 研究了 AlxCoCrCuFeNiHEA 的粘附腐蚀行为与 Al 浓度之间的关系。 他们发现，较高的铝含量可显着增强耐磨性、生锈表面的光滑度以及高氧浓度微观残留物的形成（图 17）。

图 16 显示：A) 对于 al00ti05(co1.5CrFeNi1.5Ti0.5)、Al02Ti05(Al0.2Co1.5CrFeNi1.5Ti0.5)、Al00Ti10(Co1.5CrFeNi1.5Ti)、Al02Ti10(Al0.2Co1.5CrFeNi1.5Ti1)。测试了 5Ti)、SUJ2 (AISI52100) 和 SKH51 (AISI) 样品。 数据显示为单位面积测试后的重量减少量； b) Al00Ti10、Al02Ti10、SUJ2 和 SKH51 试样在温度高达 900°C 时的热强度图。

图17：不同Al浓度的AlxCoCrCuFeNi合金的维氏强度和腐蚀系数。

5.HEA的微观结构

FCC 结构是所有记录的三相 HEA 中最常见的，其次是 BCC 结构，而 HCP 结构的报道要少得多。 在多相 HEA 中观察到的金属间化合物包括 B2 (ClCs、AlNi、cP2)、C14 (Fe2Ti、六方 Lavesphase、2hP12、MgZn)、A5 (β-Sn、tI4)、C16 (tI12、Al2Cu)、A9 (石墨、hP4) ,A12(α-Mn,cI58,),C15(立方Lavesphase,Cu2Mg,cF24),D8b(σ-CrFe,tP30),D022(tI8,Al3Ti),D02(Li2MgSn,BiF3,cF16),D024(hP16,Ni3Ti) ),DO11(oP16,Ni3Si),D2b(AlFe3Zr,Mn12Th,tI26),D85(FeMo,Fe7W6,Co-Mo,hR13),L12(AuCu3,cP4),L21(AlCu2Mn,Heusler,cF16)和L10(AuCu, tP2）。

这种金属间化合物对 HEA 性能的影响可能是有益的，也可能是有害的。 由于组成元素的熔化温度、密度和其他数学性质的差异，多组分合金中出现元素碳化物的机会减少。 根据生长环境，晶界生长可以产生平面、细胞或叶状形态。 根据XRD数据，CoCrFeMnNi合金生产出均匀的FCC退火体，EDX显示退火体内的CoCrFeMnNi成分基本均匀。 BSE 图像显示，固溶过程形成了尺寸为 6μm 的完全再结晶等轴碳化物。 在退火过程中测量到半径为 2μm 的均匀分布的富铬和富锰颗粒（图 18）。

图 18 显示：CoCrFeMnNi 合金固溶后的显微组织：背散射电子 (BSE) 显微照片、EDS 和 XRD 结果。

HEA 生产简单退火体的趋势得到了对 AlxCoCrCuFeNi 合金的原始研究的支持，其中 Al 含量范围为 x = 0 至 3.0 摩尔比。 使用典型 XRD 解析 FCC 和 BCC 结构（图 19）。 结果发现，随着Al含量的增加，FCC结构转变为BCC结构。 随着Al浓度的降低，铸态AlxCoCrCuFeNi合金的显微组织变得越来越复杂。 事实上，Cu分布在枝晶的小体积部分，但EDS数据显示枝晶由许多主要成分组成，特别是在低Al含量（x0.8）时。 当Al含量减少到x=1/41时，枝晶发育成脊状结构（元素比例波动引起的周期性结构）（图20）。 当Al浓度降低时，合金相为FCC/BCC/B2混合相。 这可以通过SEM和XRD测试之间的关系来确定。 铸态 HEA 的微观结构发展受熔化速率和冷却速率的显着影响。

图 19 显示：根据 XRD（x 值）分析的具有不同 Al 浓度的 AlxCoCrCuFeNi 合金。 使用 FCC 和 BCC 阶段对设计进行索引。 还显示了 B2 相的有序峰。

图 20：SEM 显微照片显示铸态 AlxCoCrCuFeNi 合金的不同 Al 浓度（x 值）：a) 0、b) 0.3、c) 0.5、d) 0.8、e) 1，其中 DR = 枝晶，ID = 晶间枝晶， SD = 枝晶分解。

6.HEA加工

6.1. 加工流程

文献中最常记载的方法是电弧熔化过程。 含有多种主要合金元素的HEA具有集中退火体结构和独特的热性能。 由于枝晶结构经常出现在铸态条件下，因此需要在较高湿度下固溶以形成等轴碳化物并消除物理不均匀性。 采用布里奇曼熔炼法制备了具有优良拉伸塑性的单晶硅HEA。 由于采用了更高的冷却速率，激光熔覆 HEA 涂层呈现出高度精细的微观结构和改进的性能，例如耐低温软化、耐腐蚀和氧化。

高熵合金可以使用多种技术制造，包括元素粉末的机械合金化。 粉末的磨粒结构通常是纳米晶。 根据具体的合金，固溶后研磨可能会也可能不会导致研磨结构的变化。 当使用机械合金化来检查非晶态和晶态退火体之间的差异时，必须注意长切割可能会从基体中的缺陷引入足够的自由能，以将晶态结构转化为非晶态。 。 许多材料可以通过化学液相沉积有效地制备成薄膜。 磁控溅射沉积已成功用于制备多组分 HEA 薄膜，由于其简单易行，具有潜在优势。 事实上，分子束外延显示出生产单晶硅HEA薄膜的潜力，但原子层沉积比溅射沉积更容易在调整原子层的同时实现薄膜生长。 HEA的加工流程如图21所示。

图 21：HEA 的处理。

周等人。 制备了AlCoCrFeNiTix（摩尔比为x）HEA，其具有体心立方（BCC）退火结构和优异的压缩性能，例如超高的断裂硬度和强的加工硬化能力。 这些尖端的问题在于快速熔化使得无法控制熔化过程。 因此，合金试样的组织特征从表面到中心不同，铸态枝晶尺寸和形貌分布不均匀，从细晶粒到柱状枝晶再到粗大等轴枝晶（图22）。 HEA 的热性能还可能受到许多不可避免的铸态缺陷的负面影响，包括元素碳化物、平衡相抑制、残余挠度、裂纹和气孔。 应采取措施减少或消除 HEA 的这一缺点。

图 22：弯曲熔化和铜模铸造 AlCoCrFeNiHEA 圆锥形样品的光学显微结构：a) 和 b) 中心等轴枝晶； c) 典型的铸态组织，插图中可见细小的碳化物； D) 过渡柱状树突。

辛格等人。 分析了点渗碳铸造制备的 AlCoCrCuFeNiHEA 的分解情况，发现较大的冷却速率促进了 HEA 中三相结构的演变。 溅射序列合金显示各个 BCC 相的演变。 然而，铸态合金显示出一种 BCC 相和两种 FCC 相的演变（图 23a）。 TEM显微照片显示，溅射渗碳后的合金呈现出不完全有序的BCC相，尺寸为几个纳米（图23b）。 铸态合金在枝晶区域演化出许多 BCC 和 FCC 相（图 23c）。 枝晶间区域富含Cu元素。 Al-Ni、Cu-Ni、Fe-Cr等元素制成的HEA混合焓变大，熔化过程中容易产生串扰。

图 23 显示：A) 溅射回火和铸态等原子 AlCoCrCuFeNiHEA 的 XRD 图案，以及 b) 和 c) TEM 显微照片。

与传统铸造方法不同，布里奇曼熔体铸造技术可用于控制HEA的结构并优化其性能。 特别是对于BSC获得的管状试样，热传导和提取方向是强烈的横向，保证了微观结构生长的方向。 使用感应或电阻加热来熔化坩埚中的样品，然后将熔融合金逐渐吸入液态金属中。 引入水以进一步冷却液态金属的外部（图 24）。

通过调节加热功率和提取速率，可以精确控制两个关键的加工参数，即本体温度梯度和生长速率，以确保所需的微观结构。 张等人。 研究了 BSCedAlCoCrFeNiHEA 微观结构特征的形态转变，观察到 BSC 引起花状枝晶向等轴晶的转变，平均碳化物规格在 100-150μm 之间。 这些变化是由于布里奇曼熔化过程中温度梯度 (G) 与生长速率 (V) 之比的降低所致。 对于铜模铸造，G/V 百分比通常较低，因为 G 是不可预测的，而 V 通常非常高。 较高的G/V值有利于减少HEA的过冷，从而避免枝晶的产生（图25）。

图24：布里奇曼熔化示意图。

图 25：Al2CoCrFeNiSiHEA 涂层的微观结构：a) CoCrCuFeNi； bd) SEM、EBSD 和氮化物角度分布。

待续。 。 。 长三角G60激光联盟秘书处热忱欢迎您的持续关注！

综述一：高熵合金的显微组织、力学性能、加工技术及其在民航底盘中的应用前景

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