納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金力學(xué)性能的原子尺度分析*

陳晶晶 邱小林 李柯 周丹 袁軍軍

1) (南昌理工學(xué)院機(jī)電工程學(xué)院,南昌 330044)

2) (南昌理工學(xué)院,江西省光電材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,南昌 330044)

對(duì)納米晶(單晶、多晶)CoNiCrFeMn 高熵合金的力學(xué)性能評(píng)估有助于理解高熵合金材料物性,更好地服務(wù)于核反應(yīng)堆包殼管、航空發(fā)動(dòng)機(jī)、噴氣渦輪葉片等國(guó)防應(yīng)用領(lǐng)域發(fā)展.本文提出對(duì)納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金微結(jié)構(gòu)演化與力學(xué)性能間的相關(guān)性展開研究.基于納米壓痕法,研究了納米晶高熵合金和納米晶鎳的變形行為與力學(xué)性能,比較了使役溫度對(duì)納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金和納米晶Ni的力學(xué)性能與微結(jié)構(gòu)演化差異.結(jié)果表明: 單晶高熵合金力學(xué)性能(最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度)優(yōu)越于單晶鎳主要源于單晶高熵合金外形呈鼓包式結(jié)構(gòu)內(nèi)的位錯(cuò)滑移與拓展傳播受到局限域的阻滯作用.極端低溫5 K 下的材料力學(xué)性能表現(xiàn)最佳,多晶Ni 相比單晶Ni的最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別達(dá)28.9%,20.27%,32.61%,36.4%;多晶CoNiCrFeMn 高熵合金相比單晶CoNiCrFeMn 高熵合金的最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅依次達(dá)21.74%,23.61%,23.79%,22.90%.此外,多晶高熵合金力學(xué)性能相比單晶高熵合金對(duì)溫度敏感性更強(qiáng),其力學(xué)性能隨溫度升高近似線性下降.對(duì)多晶高熵合金和多晶鎳而言,晶界不僅是位錯(cuò)滋生、拓展、繁衍的起源區(qū),更是萌生缺陷、產(chǎn)生裂紋拓展與失效的集中域.受應(yīng)力驅(qū)動(dòng)晶界邊緣的微結(jié)構(gòu)演化和缺陷存在,多晶材料力學(xué)性能弱于單晶材料.

1 引言

納米晶(單晶、多晶)高熵合金是兩種或兩種以上元素為主,其他元素添加為輔的獨(dú)特設(shè)計(jì)理念的新型多組元合金.由于高熵合金具有獨(dú)特點(diǎn)陣畸變和高熵特性,目前已被發(fā)現(xiàn)有著多種優(yōu)異力學(xué)性質(zhì),比如高強(qiáng)度、高硬度、耐磨損、耐腐蝕、抗高溫軟化、耐超低溫等,可潛在應(yīng)用于核反應(yīng)堆包殼管、航空發(fā)動(dòng)機(jī)、噴氣渦輪葉片等國(guó)防重大應(yīng)用領(lǐng)域.對(duì)于許多金屬材料而言,其宏觀力學(xué)行為往往由微結(jié)構(gòu)演化決定,會(huì)直接影響其工程化應(yīng)用,而從納觀角度理清納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金材料體現(xiàn)何種力學(xué)變形特征與變形機(jī)制,將會(huì)對(duì)高熵合金微觀結(jié)構(gòu)調(diào)控及其變形機(jī)理的認(rèn)識(shí)具有重要的科學(xué)意義[1].目前實(shí)驗(yàn)法和理論計(jì)算成為知悉納米晶高熵合金材料變形與力學(xué)性能的主要研究手段[2-5],可僅基于實(shí)驗(yàn)法理解納米晶高熵合金變形機(jī)制不僅對(duì)測(cè)試儀精度與測(cè)試環(huán)境等要求極為嚴(yán)苛且所耗人物財(cái)代價(jià)也極高昂,而大規(guī)模分子動(dòng)力學(xué)計(jì)算法(MD)憑借可獲材料體系微結(jié)構(gòu)演化特征的宏觀熱力學(xué)性質(zhì)統(tǒng)計(jì)優(yōu)勢(shì),成為探索納米晶高熵合金載荷誘導(dǎo)變形機(jī)制的強(qiáng)有力輔助工具[4,5].

調(diào)閱文獻(xiàn)知,目前對(duì)高熵合金力學(xué)性能與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)演化特征[6,7]、相變行為[8]、強(qiáng)韌化機(jī)理[9,10]等基礎(chǔ)研究已成為國(guó)際前沿?zé)狳c(diǎn).Gou 等[11]通過(guò)用激光加工法在CoCrFeNi 合金表面引入Al 元素,在FCC 表面的高熵合金,原位生成了體心立方的高熵合金,顯著提高了原CoCrFeNi 高熵合金力學(xué)性能,改善了合金表面硬度和耐磨性.Li 等[12]用透射電鏡研究了低溫77 K的超細(xì)晶CoCrFeMnNi變形孿晶與剪切帶耦合演化機(jī)制,指出拉伸試驗(yàn)中形成的高密度變形孿晶在一定程度上增加了位錯(cuò)-孿晶相互作用的概率,有助于孿晶耦合剪切帶形成.Zhao 等[13]對(duì)CoCrFeNi 多晶高熵合金的晶粒細(xì)化引起合金機(jī)械性能及微觀組織轉(zhuǎn)變展開研究,表明晶粒細(xì)化提高了合金的應(yīng)變速率敏感性.Laplanche 等[14]指出CrMnFeCoNi 高熵合金低溫比室溫具有更高的抗拉伸力學(xué)性能.低溫77 K 中,拉伸應(yīng)變?cè)诖笥?.4%時(shí),孿生主導(dǎo)了材料的塑性變形;室溫293 K 時(shí)的孿晶僅在接近斷裂應(yīng)變時(shí)被激活,這是因?yàn)樵?93 K 時(shí)高熵合金的屈服強(qiáng)度較低,需較高應(yīng)變才能通過(guò)加工硬化達(dá)到孿晶生成所需的應(yīng)力.Schuh 等[15]指出納米晶高熵合金中過(guò)多晶界的存在,為位錯(cuò)和缺陷萌生提供了快速擴(kuò)散途徑和成核位點(diǎn),會(huì)促進(jìn)相的分解.隨著退火時(shí)間的延長(zhǎng),硬度的增加,主要是由于納米級(jí)相嵌入到HEA 基體中.He 等[16]對(duì)極端高溫下的FeCoNi-CrMn 高熵合金穩(wěn)態(tài)流動(dòng)行為展開研究,指出高應(yīng)變速率下,電流型高熵合金的變形是由位錯(cuò)攀爬控制的,而低應(yīng)變速率下,變形是由位錯(cuò)的粘性滑移控制的.Otto 等[17]表明CoCrFeMnNi高熵合金的屈服強(qiáng)度、極限抗拉強(qiáng)度和斷裂伸長(zhǎng)率均隨溫度的降低而增加,并指出孿生可以提供額外變形模式來(lái)適應(yīng)拉伸的塑性變形,而孿晶不能解釋高熵合金屈服強(qiáng)度隨溫度降低而增加的原因.Yu 等[18]表明AlCoCrFeNiTi0.5合金比AlCoCrFeNi 合金具有更好摩擦性能.在AlCoCrFeNi 合金中,脫層和裂紋傾向于沿晶界和枝晶間區(qū)發(fā)生.在潤(rùn)滑作用較差的多烷基化環(huán)戊烷下,施加載荷對(duì)AlCoCrFeNi 合金的磨損行為影響較小,但對(duì)AlCoCrFeNiTi0.5 合金的磨損機(jī)理影響較大.

綜上分析,目前對(duì)CoNiCrFeMn 高熵合金主要集中于拉伸與摩擦行為研究[6-14,17,18],雖有報(bào)道室溫到高溫對(duì)高熵合金力學(xué)性能的影響,而對(duì)CoNiCrFeMn 高熵合金力誘導(dǎo)的變形行為與機(jī)理研究很少,對(duì)極端使役溫度工況的納米晶高熵合金力學(xué)性能與微結(jié)構(gòu)演化的關(guān)聯(lián)性研究也鮮見報(bào)道.因此,基于納米壓痕法對(duì)單晶、多晶CoNiCrFeMn高熵合金力學(xué)性能與微觀變形機(jī)制展開研究.該研究有望對(duì)納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金力誘導(dǎo)的變形特性與機(jī)制理解起奠基促進(jìn)作用.

2 分子模擬計(jì)算

2.1 參數(shù)設(shè)置

為評(píng)估鎳基高熵合金耐極端溫度的使役性能與塑性變形特征,采用納米壓痕法對(duì)納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金、納米晶Ni的微結(jié)構(gòu)演變展開分析.圖1為納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金、納米晶Ni的物理模型,高熵合金基于面心立方結(jié)構(gòu)的單晶鎳為主建立,其晶格常數(shù)為0.359 nm.模型Z軸采用非周期性邊界,X與Y軸采用周期性邊界,且Co,Ni,Cr,Fe,Mn 五種元素按等比例20%均勻分布.三維模型X,Y,Z軸晶向依次為[100],[010],[001],尺寸分別為18 nm (Lx)×18 nm (Ly)×18 nm (Lz).圖1為四種待測(cè)樣品根據(jù)Z高度分為固定層、恒溫層、牛頓層(見圖1(a)).模擬時(shí),對(duì)固定層原子的速度與力限制為零,以防固定層原子位移更新,對(duì)其附近鄰域原子位移遷變?cè)斐捎?jì)算結(jié)果精度下降.虛擬壓頭離四種待測(cè)樣品上表面距離為5 ?.為研究極端溫度下納米晶CoNiCrFeMn高熵合金和納米晶鎳使役力學(xué)性能與塑性變形的微結(jié)構(gòu)演化特征,考慮了五種溫度5,10,300,800和1100 K 影響.然后基于共軛梯度法優(yōu)化模型結(jié)構(gòu),并用隨機(jī)種子數(shù)產(chǎn)生該溫度下的初始速度,且采用Langevin 算法對(duì)運(yùn)動(dòng)層控溫.待體系弛豫300 ps 后,系統(tǒng)能量、溫度、結(jié)構(gòu)達(dá)到穩(wěn)態(tài).壓痕時(shí),運(yùn)動(dòng)層牛頓方程求解采用NVE 系綜和Verlet 算法,積分步長(zhǎng)選取1 fs,每100 步輸出熱力學(xué)信息.壓頭以勻速40 m/s 沿Z軸負(fù)方向加載,加載到最大位移3.6 nm 后,再以相同速度沿Z軸正方向卸載.壓深D表示壓頭與待測(cè)樣品間開始有相互作用力時(shí)的壓深深度.本研究所有計(jì)算基于LAMMPS軟件完成[19].

圖1 納米晶Ni 和納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金的四種待測(cè)樣品物理模型 (a) 單晶Ni 模型;(b) 單晶CoNiCrFeMn 高熵合金模型;(c) 多晶Ni 模型;(d) 多晶CoNiCrFeMn 高熵合金模型;(e) CoNiCrFeMn 高熵合金五種元素均勻分布Fig.1.Atomic nanoindentation simulation of physical model for single crystal high entropy alloy CoNiCrFeMn and single crystal Ni: (a) Single crystal Ni;(b) single crystal CoNiCrFeMn high entropy alloy;(c) polycrystal Ni;(d) polycrystal CoNiCrFeMn high entropy alloy;(e) uniform distributions of five elements in CoNiCrFeMn high entropy alloy.

納米壓痕法在評(píng)估材料力學(xué)性能與塑性變形的微觀特征時(shí)起十分重要作用[20,21].壓頭是無(wú)原子虛擬剛性球體,與其接觸的鄰近原子都受其排斥力,虛擬壓頭與四種待測(cè)樣品間相互作用力描述見表達(dá)式:

式中,k表示壓頭剛度,為10 eV·?—3[22];R是壓頭半徑;r是壓頭中心與其最近鄰原子中心的間距.

2.2 勢(shì)函數(shù)作用

運(yùn)用MEAM 勢(shì)函數(shù)[23]描述納米晶CoNiCrFe Mn 高熵合金五種元素間相互作用,該勢(shì)函數(shù)已被文獻(xiàn)[24,25]適用于描述塑性變形微結(jié)構(gòu)演化特征,見(2)式,采用EAM 勢(shì)函數(shù)[26]描述單晶Ni 相互作用:

式中,E為總能量;F為嵌入能量,它是原子電子密度的函數(shù);Φ是一對(duì)原子勢(shì)相互作用.

2.3 微結(jié)構(gòu)特征識(shí)別

運(yùn)用CNA 法[27,28]對(duì)受載高熵合金局部接觸區(qū)內(nèi)的微結(jié)構(gòu)類型識(shí)別,面心立方結(jié)構(gòu)(FCC)用綠色原子表示,密排六方結(jié)構(gòu)(簡(jiǎn)稱HCP)用紅色原子顯示,體心立方結(jié)構(gòu)(BCC)用藍(lán)色原子展示,灰色原子(other)視為非晶態(tài).

2.4 應(yīng)力與應(yīng)變計(jì)算

當(dāng)材料承受應(yīng)力超過(guò)其臨界值,材料會(huì)發(fā)生塑性變形、蠕變、裂紋萌生、磨損等失效形式,該損傷與其受到的von Mises stress 聯(lián)系緊密,運(yùn)用(3)式的von Mises stress 表征材料損傷或塑性變形集中度[29],用(4)式的應(yīng)變公式描述接觸體間變形程度[30].

式中,σxx,σyy,σzz,τxy,τyz,τzx分別表示六個(gè)方向的正應(yīng)力與切應(yīng)力張量;(4)式中,ηxx,ηyy,ηzz,ηxy,ηyz,ηxz分別表示六個(gè)方向的正應(yīng)變與切應(yīng)變分量.

2.5 壓痕力學(xué)性能表征

Oliver-Pharr 等[31]基于納米壓痕試驗(yàn)數(shù)據(jù)繪制了載荷與壓深曲線,并推導(dǎo)出P與H間的關(guān)系表達(dá)式(5)式;硬度計(jì)算依據(jù)表達(dá)式(6)式;材料塑性變形的楊氏模量計(jì)算依據(jù)表達(dá)式(7)式;兩物體間接觸面積Ac計(jì)算依據(jù)文獻(xiàn)[32],見表達(dá)式(8)式:

式中,Pmax為最大壓深載荷;Er是楊氏模量;R是壓頭半徑;hc為接觸深度;S為接觸韌性;β表示與壓頭形狀相關(guān)的系數(shù),球形壓頭為1,ε表示與壓頭形狀相關(guān)的系數(shù),對(duì)于球形或錐形壓頭,ε=0.75[33];α和m分別表示完全卸載后的接觸剛度系數(shù).

3 結(jié)果與分析

3.1 極端溫度對(duì)載荷-位移曲線影響

從圖2 可知,溫度對(duì)納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金和納米晶Ni的載荷與位移曲線有重要影響.四種模型載荷與位移曲線呈封閉鐮刀狀.初始?jí)汉蹠r(shí),載荷與壓深曲線呈線性關(guān)系,隨后,載荷隨壓深的增加呈鋸齒狀波動(dòng)上升趨勢(shì).其中,溫度越高,載荷與壓深曲線的波動(dòng)幅度也越大;隨著溫度上升,壓深值出現(xiàn)延伸,主要原因是材料本征原子間的鍵合受溫度升高而削弱,以致接觸體在受載過(guò)熱或外部環(huán)境溫度過(guò)高時(shí),會(huì)誘發(fā)粘著接觸效應(yīng)產(chǎn)生;在最大壓深時(shí),四種模型對(duì)應(yīng)的最大承載荷隨溫度升高而下降,這與高溫激活材料塑性變形的位錯(cuò)萌芽、滑移、纏繞、形核有密切聯(lián)系,其詳細(xì)位錯(cuò)分布特征及塑性變形機(jī)制詳見下文闡述.從圖2示出單晶Ni、單晶CoNiCrFeMn 高熵合金的承載性分別高于多晶Ni、多晶CoNiCrFeMn 高熵合金,納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金的承載性優(yōu)于納米晶Ni,其力學(xué)性質(zhì)差異主要與其對(duì)應(yīng)微結(jié)構(gòu)演化特征有關(guān),詳見下文敘述.為了解極端低溫對(duì)四種模型塑性變形的影響,圖3 繪出納米晶CoNiCrFeMn高熵合金、納米晶Ni的剪切變形圖.觀察圖3(a)知,相比單晶CoNiCrFeMn 高熵合金,單晶Ni 上表面更易產(chǎn)生沿{111}滑移系的剪切帶,隨壓深增加,四種模型的上表面剪切變形更嚴(yán)重,表明單晶CoNiCrFeMn 高熵合金具有相比單晶鎳更優(yōu)異的抗變形能力,主要?dú)w源于高熵合金內(nèi)部五種元素的差異和高熵合金材料內(nèi)具有非常高的原子間能量勢(shì)壘,易誘導(dǎo)合金材料的晶格發(fā)生嚴(yán)重扭曲和形成高密度限域位錯(cuò),阻礙了位錯(cuò)滑移和拓展傳播(詳見圖6—圖10).圖3(b)示出多晶Ni 上表面變形弱于多晶高熵合金.完全卸載后,圖3(c)示出四種樣品上表面都發(fā)生一定程度的損傷.其中,單晶Ni 損傷程度大于單晶CoNiCrFeMn 高熵合金,多晶Ni 損傷程度低于多晶CoNiCrFeMn 高熵合金.

圖2 四種待測(cè)樣品載荷與位移曲線的溫度響應(yīng) (a) 單晶Ni;(b) 多晶Ni;(c) 單晶CoNiCrFeMn 高熵合金;(d) 多晶高熵合金Fig.2.Temperature effects on curves of load versus indentation depth at nanoindentation simulation for four samples: (a) Single crystal Ni;(b) polycrystal Ni;(c) single crystal CoNiCrFeMn;(d) polycrystal CoNiCrFeMn.

圖3 極端低溫5 K的納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金和納米晶Ni 上表面受載誘導(dǎo)的剪切變形 (a),(b) 加載過(guò)程;(c) 卸載過(guò)程Fig.3.Atomic snapshoot of shear strain deformation induced by maximum loads at nanoindentation test ((a),(b) loading and (c)unloading process) during extremely low temperature 5 K for single crystal and polycrystal material (Ni and CoNiCrFeMn) that can be seen from XY horizontal plane perspective view.

3.2 溫度響應(yīng)的力學(xué)性能與表面形貌分析

圖4為納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金和納米晶鎳的力學(xué)性能(最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度)隨極端低溫到高溫的影響.從圖4 可知,極端低溫5 K的材料力學(xué)性能表現(xiàn)最佳.溫度越高,材料使役的力學(xué)性能會(huì)逐漸下降.低溫5 K時(shí),多晶Ni 相比單晶Ni的最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別達(dá)28.9%,20.27%,32.61%,36.4%;多晶CoNiCrFeMn 高熵合金相比單晶CoNiCrFeMn 高熵合金的最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅依次達(dá)21.74%,23.61%,23.79%,22.90%;單晶Ni 從低溫5 K 升到高溫1100 K 時(shí),最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別為15.4%,19.3%,17.4%,15.4%;多晶Ni 從低溫5 K 到高溫1100 K 時(shí),最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別為14.69%,24.23%,19.6%,14.69%;單晶CoNiCrFeMn 高熵合金從低溫5 K 升到高溫1100 K 時(shí),最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別為27.15%,30.98%,29.08%,27.15%;多晶CoNiCrFeMn 高熵合金從低溫5 K 到高溫1100 K 時(shí),最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別為31%,33.9%,32.48%,31%.由此可見,納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金相比納米晶Ni,CoNiCrFeMn 高熵合金力學(xué)性能指標(biāo)(最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度)相比納米晶Ni 更具優(yōu)越性;單晶材料力學(xué)性能受極端高低溫的影響相對(duì)多晶材料更弱,而單晶Ni 相對(duì)多晶Ni的力學(xué)性能指標(biāo)無(wú)統(tǒng)一降低趨勢(shì),很大可能同材料的位錯(cuò)傳播與繁衍等演化信息有關(guān).圖5給出了四種樣品在最大壓深時(shí)的上表面形貌受低溫到高溫的影響,圖5 虛線圓圈表示壓頭與樣品間緊密接觸區(qū).從圖5(a)—(d)可知,溫度越高,四種樣品上表面形貌差異性大.在接觸邊緣,樣品上表面隆起的原子數(shù)在高溫相比低溫時(shí)更顯著,再次表明接觸表面更易發(fā)生黏著.單晶鎳上表面受溫度影響產(chǎn)生的變形范圍較高熵合金更廣,另納米晶Ni上表面滑移痕跡也較納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金多.此外,多晶高熵合金表面原子遷移比多晶Ni 要多且傳播范圍廣,主因在于溫度響應(yīng)下的多晶晶界和晶粒內(nèi)位錯(cuò)的協(xié)同運(yùn)動(dòng)主導(dǎo)了材料表面原子遷移.從圖5(e)到圖5(f)知,單晶Ni 接觸面積相比多晶Ni 更大,而單晶CoNiCrFeMn 高熵合金相比多晶高熵合金較小.

圖4 納米晶Ni、納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金力學(xué)性能受溫度影響的變化Fig.4.Temperature response of the mechanical properties of nanocrystalline Ni and nanocrystalline CoNiCrFeMn high entropy alloys.

圖5 最大壓深載荷時(shí)的納米晶Ni(a),(b)、納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金(c),(d)受極端高低溫(5—1100 K)影響的表面形貌特征;相應(yīng)地接觸面積 (e)納米晶Ni;(f)納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金Fig.5.Surface topography snapshot of nanocrystalline nickel and nanocrystalline high entropy alloys at maximum loading moment for testing four specimen with ambient temperature (5 K～1100 K)variations as shown in Fig.5(a)—(d),among then,the locked position of virtual indenter was indicated with black dotted line.In addition,whose corresponding contact area was statisticed and quantified at Fig.5(e) and 5(f).

圖6 納米晶Ni (a),(b)和納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金(c),(d)極端低溫下的微結(jié)構(gòu)演化特征Fig.6.Micro-structure evolution characteristics of nanocrystalline nickel (a),(b) and nanocrystalline CoNiCrFeMn (c),(d) high Entropy alloy at extremely low temperature.

3.3 溫度響應(yīng)的微結(jié)構(gòu)特征分析

圖6 示出極端低溫5 K的納米晶CoNiCrFeMn高熵合金的微結(jié)構(gòu)演化過(guò)程.從圖6(a)知,初始?jí)荷頳=0.7 nm 時(shí),單晶Ni 開始發(fā)生位錯(cuò)形核;壓深d=1.5 nm 時(shí),單晶Ni 出現(xiàn)內(nèi)秉堆垛層錯(cuò)結(jié)構(gòu);壓深d=2.3 nm 時(shí),可看到單晶Ni 塑性變形內(nèi)秉密排堆垛層錯(cuò)構(gòu)型呈平行式(見綠色線圈);壓深d=3.1 nm 時(shí),非接觸區(qū)的Ni 內(nèi)有新位錯(cuò)形核產(chǎn)生,且基底內(nèi)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)形式有多種顯現(xiàn),如滑移、增殖、繁衍,位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)造成基底材料點(diǎn)陣缺陷產(chǎn)生.另位錯(cuò)的滑移主要沿著{111}滑移系.圖6(b)為圖6(a)對(duì)應(yīng)的應(yīng)力分布圖,從圖6(b)應(yīng)力分布知,基底內(nèi)位錯(cuò)源集中于緊密接觸區(qū)正下方,且位錯(cuò)的滑移處應(yīng)力最容易集中.相反,應(yīng)力的集中也會(huì)進(jìn)一步驅(qū)動(dòng)位錯(cuò)的滑移和擴(kuò)展,是造成基底點(diǎn)陣缺陷不斷向脆性部位蔓延的主因.隨著壓深的增加,緊密接觸區(qū)正下方不斷有新位錯(cuò)堆積,材料內(nèi)部應(yīng)力更集聚,應(yīng)力傳播范圍越廣,是材料內(nèi)部萌生裂紋失效的關(guān)鍵內(nèi)因.對(duì)單晶CoNiCrFe Mn 高熵合金而言,CoNiCrFeMn 基底內(nèi)的位錯(cuò)易糾纏,造成位錯(cuò)進(jìn)一步的滑移與蔓延受到局限.該塑性變形階段的位錯(cuò)外形呈鼓包式特征,鼓包內(nèi)的位錯(cuò)間有著強(qiáng)烈的內(nèi)聚力,以致位錯(cuò)之間相互環(huán)抱,位錯(cuò)遷移也被緊緊束縛在鼓包內(nèi),這是單晶CoNiCrFeMn 高熵合金的承載性要明顯高于單晶Ni的主因.從圖6(d)可知,單晶CoNiCrFeMn 高熵合金內(nèi)受載產(chǎn)生的壓應(yīng)力集中度較單晶Ni(見圖6(b))十分明顯,與圖6(c)和圖6(a)對(duì)應(yīng)的位錯(cuò)演化進(jìn)程獲得高度一致性,表明單晶CoNiCrFeMn高熵合金會(huì)因固溶強(qiáng)化作用引起接觸區(qū)的壓應(yīng)力集中十分明顯,實(shí)際工況中能承受住更大的拉應(yīng)力.由此,在一定程度上降低了緊密接觸區(qū)裂紋萌生與拓展,提高了納米晶材料服役壽命.

圖7 示出極端低溫5 K的納米晶CoNiCrFeMn高熵合金的位錯(cuò)演化過(guò)程.觀察圖7(a)知,受載時(shí),多晶Ni 塑性變形主導(dǎo)主要以晶粒內(nèi)密排堆垛層錯(cuò)、孿晶界、非晶層的產(chǎn)生為主,大晶粒受載會(huì)分成新的小晶粒(見圖7(a)的d=2.3 nm).晶界成為位錯(cuò)萌生主要源頭,因?yàn)榫Ы鐓^(qū)域能量相對(duì)高,應(yīng)力也較其余部分更集中,以致很容易成為材料萌生裂紋或位錯(cuò)缺陷產(chǎn)生或雜質(zhì)析出區(qū).從圖8(b)知,多晶高熵合金的非晶層原子數(shù)較多晶Ni 更多,多晶高熵合金受載也產(chǎn)生內(nèi)秉堆垛層錯(cuò)結(jié)構(gòu).高溫1100 K 下,多晶Ni 和多晶CoNiCrFeMn 高熵合金的晶粒內(nèi)因溫度升高導(dǎo)致原子擴(kuò)散能力增加,完整晶格的原子位置發(fā)生了遷移,形成非晶結(jié)構(gòu),且非晶原子因?yàn)樵娱g的相互作用力,會(huì)團(tuán)簇成小顆粒(見圖7 黑色圈圈),從而對(duì)位錯(cuò)起到一定阻滯作用,而低溫不易產(chǎn)生非晶小顆粒,表明溫度對(duì)多晶高熵合金內(nèi)塑性變形的微觀特征有著十分顯著的影響,其塑性變形的主導(dǎo)方式有明顯區(qū)別.

圖7 納米晶Ni(a)和納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金(b)極端高低溫下的微結(jié)構(gòu)演化特征Fig.7.Micro-structure evolution characteristics of nanocrystalline Ni (a) and nanocrystalline CoNiCrFeMn high entropy alloys (b)at extremely high and low temperatures.

3.4 溫度響應(yīng)的內(nèi)應(yīng)力分析

圖8 示出納米晶Ni 和納米晶CoNiCrFeMn高熵合金在最大壓深d=3.1 nm 時(shí)的位錯(cuò)分布特征.從圖8(a)知,相比單晶Ni,單晶CoNiCrFeMn高熵合金的位錯(cuò)分布特征呈現(xiàn)局域化,即產(chǎn)生的各種位錯(cuò)類型(肖特基、弗蘭克、階梯桿)都緊貼在壓頭與基底緊密接觸區(qū)邊緣,取得同圖6(a)與圖6(c)相一致結(jié)論.其中,隨著溫度升高,無(wú)論單晶Ni 還是單晶CoNiCrFeMn 高熵合金,基底內(nèi)位錯(cuò)繁衍與增殖擴(kuò)張都明顯提高.觀察圖8(b)知,無(wú)論多晶Ni 和多晶CoNiCrFeMn 高熵合金,受載產(chǎn)生的位錯(cuò)類型主要集中分布于晶界邊緣處.當(dāng)載荷加大時(shí),晶粒內(nèi)產(chǎn)生的位錯(cuò)會(huì)進(jìn)一步繁衍增殖,隨載荷持續(xù)增加,晶粒內(nèi)位錯(cuò)會(huì)穿透晶界,驅(qū)動(dòng)原有晶界產(chǎn)生錯(cuò)排,成為新位錯(cuò)的萌芽點(diǎn),以致材料易出現(xiàn)萌生更大的缺陷損傷域.同等條件下,隨溫度升高,多晶材料晶界出現(xiàn)遷移擴(kuò)張,新位錯(cuò)在新晶界區(qū)的邊緣不斷產(chǎn)生.圖8(c)量化了圖8(a)、圖8(b)塑性變形階段的位錯(cuò)總長(zhǎng)情況.從圖8(c)知,同等溫度條件下,單晶材料位錯(cuò)總長(zhǎng)比多晶材料多,納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金塑性變形產(chǎn)生的位錯(cuò)總長(zhǎng)相比納米晶Ni 多.對(duì)單晶材料而言,隨著溫度升高,材料塑性變形的位錯(cuò)總長(zhǎng)隨著溫度升高,表現(xiàn)出近似下降趨勢(shì).然而,多晶材料產(chǎn)生的位錯(cuò)隨溫度升高卻有增加趨勢(shì),這與多晶材料內(nèi)部存有的應(yīng)力集中有極大關(guān)聯(lián)(見圖9 所示).

圖8 納米晶Ni 和納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金材料內(nèi)部的位錯(cuò)類型分布與量化統(tǒng)計(jì) (a) 單晶Ni 和CoNiCrFeMn;(b) 多晶Ni 和CoNiCrFeMnFig.8.Distribution characteristics and data statistics of dislocation types in nanocrystalline Ni and nanocrystalline CoNiCrFeMn high entropy alloys: (a) Single crystal Ni and CoNiCrFeMn;(b) polycrystal Ni and CoNiCrFeMn.

圖9 極端低溫5 K 下的納米晶Ni 和CoNiCrFeMn 高熵合金的應(yīng)力分布狀態(tài) (a) 加載下多晶Ni;(b) 加載下多晶CoNiCrFeMn;(c) 卸載后單晶Ni 和CoNiCrFeMn;(d) 卸載后多晶Ni 和CoNiCrFeMnFig.9.Atomic stress distribution of nanocrystalline Ni and nanocrystalline CoNiCrFeMn high entropy alloys under extremely low temperature with 5 K: (a) Polycrystal Ni under loading;(b) polycrystal CoNiCrFeMn under loading;(c) single crystal Ni and CoNiCrFeMn under unloading;(d) polycrystal Ni and CoNiCrFeMn under unloading.

圖10 加載期的納米晶Ni 和納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金的應(yīng)力分布受溫度響應(yīng)的影響 (a) 單晶Ni;(b) 多晶Ni;(c) 單晶CoNiCrFeMn;(d) 多晶CoNiCrFeMnFig.10.Atomic stress distribution of nanocrystalline Ni and nanocrystalline CoNiCrFeMn high entropy alloys effected by temperature variations at loading process: (a) Single crystal Ni;(b) polycrystal Ni;(c) single crystal CoNiCrFeMn;(d) polycrystal CoNiCrFeMn.

從圖9 知,多晶Ni 和多晶CoNiCrFeMn 高熵合金應(yīng)力分布隨著壓深增加而逐漸增大,晶界處應(yīng)力與緊密接觸區(qū)應(yīng)力分布在極端低溫5 K 下表現(xiàn)的十分密集,且單晶高熵合金緊密接觸區(qū)的應(yīng)力集中度比單晶Ni 要高的多,主要?dú)w源于單晶高熵合金內(nèi)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)十分緊密.觀察圖10 知,緊密接觸區(qū)的納米晶Ni 和納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金在低溫下更易集中內(nèi)應(yīng)力,非接觸區(qū)的應(yīng)力較緊密接觸區(qū)應(yīng)力弱.隨著溫度升高,材料內(nèi)應(yīng)力集中度越加明顯,材料內(nèi)的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)變得更易發(fā)生,位錯(cuò)滑移與運(yùn)動(dòng)形式也變得異常復(fù)雜尤其在承受高頻、高速的循環(huán)載荷.對(duì)多晶Ni 和多晶高熵合金而言,晶界處由于原子錯(cuò)排和無(wú)序化,晶界處的應(yīng)力集中相對(duì)其余非晶界處更高,在載荷誘導(dǎo)下,晶界處的應(yīng)力集中會(huì)促進(jìn)新位錯(cuò)產(chǎn)生,是滋生新位錯(cuò)源萌芽的起源地,更是材料內(nèi)萌生缺陷與裂紋發(fā)生失效的集中域(見圖9 和圖10).此外,晶界處也更易吸收外來(lái)環(huán)境雜質(zhì),從而降低材料整體力學(xué)性能.另外,隨著溫度升高,多晶材料的晶界受熱脹冷縮影響,晶界范圍會(huì)進(jìn)一步擴(kuò)張,以致呈現(xiàn)出的應(yīng)力分布區(qū)域也相對(duì)低溫更廣.整個(gè)加載期,納米晶Ni 和納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金承受動(dòng)態(tài)載荷產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力主要以正應(yīng)力為主,一定程度可以抵消拉應(yīng)力產(chǎn)生,降低裂紋萌生與拓展失效.由于單晶CoNiCrFeMn 高熵合金的正應(yīng)力更大,承受的抗拉應(yīng)力也相對(duì)高于單晶Ni (見圖9).

4 結(jié)論

基于納米壓痕法研究了納米晶Ni 和納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金的力學(xué)性能與微結(jié)構(gòu)演化特征,揭示出其塑性變形的納觀差異與機(jī)制,比對(duì)了極端高低溫對(duì)塑性變形階段的力學(xué)性能、微結(jié)構(gòu)演化、位錯(cuò)密度、表面形貌特征的影響.基于上述分析討論,現(xiàn)概況出以下幾點(diǎn)重要結(jié)論:

1) 單晶CoNiCrFeMn 高熵合金力學(xué)性能優(yōu)于單晶Ni,主要源于單晶高熵合金外形呈鼓包式結(jié)構(gòu)內(nèi)的位錯(cuò)滑移與拓展受到局限域的阻滯作用.受應(yīng)力驅(qū)動(dòng)晶界的微結(jié)構(gòu)演化和缺陷的存在,多晶CoNiCrFeMn 高熵合金和多晶Ni的力學(xué)性能要弱于單晶CoNiCrFeMn 高熵合金和單晶Ni.

2) 納米晶CoNiCrFeMn 高熵合金力學(xué)性能優(yōu)越于納米晶Ni,并隨外界環(huán)境溫度升高近似呈線性下降趨勢(shì).從低溫5 K 升到高溫1100 K 時(shí),多晶Ni的最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別為14.69%,24.2%,19.6%,14.69%;單晶Ni的最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別為15.4%,19.3%,17.4%,15.4%;多晶CoNiCrFeMn的最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別為31%,33.9%,32.48%,31%;單晶CoNiCrFeMn的最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別為27.15%,30.98%,29.08%,27.15%.

3) 極端低溫5 K的材料力學(xué)性能表現(xiàn)最佳,溫度越高,材料力學(xué)性能逐漸下降.低溫5 K 時(shí),相比單晶Ni,多晶Ni的最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅分別達(dá)28.9%,20.27%,32.61%,36.4%;相比單晶CoNiCrFeMn 高熵合金,多晶CoNiCrFeMn 高熵合金的最大承載荷、硬度、楊氏模量、接觸剛度降幅依次達(dá)21.74%,23.61%,23.79%,22.90%.

(4)對(duì)于多晶材料,載荷誘導(dǎo)產(chǎn)生的位錯(cuò)易集中于晶界邊緣處;隨著應(yīng)力增加,晶粒內(nèi)位錯(cuò)會(huì)進(jìn)一步延伸與繁衍,位錯(cuò)會(huì)穿透晶界,導(dǎo)致材料損傷域進(jìn)一步擴(kuò)大.晶界不僅是位錯(cuò)滋生、拓展、繁衍的起源區(qū),更是材料萌生缺陷、產(chǎn)生裂紋拓展與失效的集中域.同等條件下,隨著溫度升高,多晶晶界易出現(xiàn)遷移擴(kuò)張,晶界處的應(yīng)力集中會(huì)促進(jìn)新位錯(cuò)的產(chǎn)生.