太原理工大学&香港城市大学&哈尔滨工业大学 MRL 异质结构实现的新型Ni-Co基高熵合金的蠕变抗力与变形机制 2025

      为解决中温蠕变脆性问题，我们开发了一种具有稳定面心立方（FCC）+ L1₂ 双相结构的新型镍钴（Ni-Co）基高熵合金。通过在该高熵合金中构建异质结构，其屈服强度从 1100 MPa 显著提高至 1500 MPa，并保持了 10% 的可接受拉伸延伸率。同时，其异质结构对应合金成功克服了蠕变脆性，在 725 °C 和 630 MPa 的测试条件下，表现出优异的低稳态蠕变速率，仅为 0.00044 %/h。透射电子显微镜分析表明，在变形过程中，反相边界和超点阵内禀层错会剪切沉淀相。

https://doi.org/10.1080/21663831.2025.2576487

背景介绍

      高压涡轮盘轮缘，尤其是靠近气流界面的部位，其工作温度正不断逼近材料性能的极限。在先进的推进系统中，这些部件预计需要在约 760 °C 的持续温度下运行，瞬时峰值可达约 815 °C。镍基高温合金因其高温强度和在高温（500 °C - 750 °C）下良好的抗蠕变性能，被广泛应用于航空涡轮发动机的热端部件，如盘件和叶片。其中，IN718 常用于涡轮盘，但其使用温度上限约为 650 °C，超过此温度，亚稳的 γ" 相在长期时效过程中会转变为非共格的 D0a δ-Ni₃Nb 相。为提高热稳定性，开发了改进型高温合金如 IN718Plus，通过用约 9 at.% 的 Co 替代 Fe 并添加少量 Al 和 W，将使用温度提升至约 704 °C，但在更高温度下，晶界处仍会出现 δ 相或 Ni₆AlNb 型 η 相析出。在 U720Li 中进一步将 Co 含量提高至约 15 at.% 被证明是有益的，为高性能涡轮盘提供了优异的蠕变强度和稳定性。然而，U720Li 中拓扑密堆相（如 σ 相）的形成，尤其是在碳化物或初生颗粒附近，仍然是一个值得关注的问题。值得注意的是，在 725 °C 时效 2000 小时后，会形成约 0.5% 的 σ 相，限制了其长期热稳定性。

延着这一思路，适量的 Co 添加可以改善镍基高温合金的相稳定性，可能延迟 TCP 相的形成，并使得在更高服役温度下运行成为可能。此外，由共格 Co₃(Al,W) 型沉淀相强化的 Co-Al-W 三元合金展现了良好的热性能，凸显了 Co 基和 CoNi 基体系在下一代高温材料中的作用。重要的是，增加 Co 含量倾向于降低层错能，从而通过促进剪切机制来增强抗蠕变性。因此，开发热稳定的 L1₂ 相强化镍钴基高熵合金，是面向 700 °C 以上工况的先进盘件合金的一条有前景的途径。

尽管 L1₂ 相强化的镍钴基高熵合金已被证实具有优异的热稳定性，但其广泛应用受到中温（600-750 °C）脆性的阻碍，在此温度区间材料易发生晶界开裂。层级异质结构——以晶粒尺寸和缺陷密度的空间变化为特征——已成为克服此类脆性的有效策略，可在微结构域内提供优异的机械相容性。尽管取得了这些进展，人们对 L1₂ 相强化的镍钴基高熵合金在高温、高应力条件下的蠕变损伤容限和变形机制仍知之甚少。从机理上讲，高温合金的蠕变变形可通过多种途径进行，主要由位错与沉淀相之间的相互作用决定。这些途径包括奥罗万绕过、位错攀移、以及反相边界(APBs),、复杂层错(CSFs)和超点阵内禀层错(SISFs)/超点阵外禀层错(SESFs)对沉淀相的剪切，具体取决于所涉及的伯格斯矢量（例如 1/2<110>、1/6<112> 和 1/3<112>)。从 APB 剪切到 SISF/SESF 剪切/微孪生或奥罗万绕过的机制转变，取决于微观结构、温度和载荷应力。

      在此背景下，本研究旨在开发一种具有稳定双相（FCC + L1₂）微观结构的镍钴基高熵合金，并优化其以增强中温抗蠕变性能。通过受控热机械加工定制层级异质结构，我们证明了其在强度和抗蠕变性能上的显著提升。此外，详细的微观结构表征揭示了蠕变变形机制的演变——从位错介导的过程到通过 APB 和 SISF 进行的沉淀相剪切。这些发现为设计用于高温涡轮盘应用的下一代高熵合金提供了宝贵的见解。

实验结果

1.微观结构特征

· EG-HEA (等轴晶)：

  · 具有均匀的FCC + L1₂双相结构，L1₂析出相尺寸均匀（~35 nm）。

  · APT分析证实了Ni, Al, Nb, Ta在析出相中富集，而Cr, Fe, Co在基体中富集，这是典型的元素分配行为。

  · 相图计算表明该合金在721°C以上结构稳定，L1₂相体积分数高（800°C时~52%），具备高温应用潜力。

· HG-HEA-I 与 HG-HEA-II (异质结构)：

  · HG-HEA-I：晶粒显著细化，析出相呈双峰分布（~100 nm和~39 nm）。

  · HG-HEA-II：形成了典型的层级异质结构，包含细小的再结晶晶粒和嵌于其中的未再结晶粗大晶粒。未再结晶区域因位错密度高，促进了更大尺寸析出相的形成。

  · 这种在晶粒尺寸和析出相分布上的空间不均一性，是产生异质变形诱导强化和改善性能的关键。

2.力学性能与蠕变抗力

· 室温强度：

  · 从EG-HEA到HG-HEA-II，屈服强度依次显著提升（1140 MPa → 1280 MPa → 1500 MPa），证明了异质结构设计的强大强化效果。

  · HG-HEA-II在获得超高强度的同时，仍保持了10%的均匀延伸率，成功突破了强度-塑性的“倒置”关系。

· 高温蠕变性能：

  · EG-HEA蠕变性能很差，发生早期脆性断裂。

  · 两种异质结构合金的蠕变性能得到极大改善，尤其是HG-HEA-I，其稳态蠕变速率低至0.00044 %/h，显著优于对比合金U720Li。

  · 断口分析：EG-HEA为晶界脆性断裂，而异质结构合金（尤其是HG-HEA-II）转变为韧性断裂，说明异质结构有效抑制了中温晶界脆化。

 L1₂强化EG-HEA的微观结构与元素分布

异质结构HG-HEA-I和HG-HEA-II的微观结构演变

(a) 20°C下HEAs的工程应力-应变曲线 (b) 典型Ni基、Co基高温合金、L1₂强化HEA及本工作中合金的拉伸屈服强度与拉伸应变对比 (c) 725°C/630 MPa条件下的蠕变应变-时间曲线 (d) 725°C/630 MPa条件下的稳态蠕变速率对比 (e₁–e₂) EG-HEA沿晶断裂的SEM图像 (f₁–f₂) HG-HEA-I显示韧性断裂及韧窝的SEM图像 (g₁–g₂) HG-HEA-II显示完全韧性断口形貌的SEM图像

蠕变变形机制

1.HG-HEA-I蠕变变形机制

  · 变形主要由基体中的位错活动主导。

  · 位错倾向于通过Orowan绕过和攀移机制绕过析出相，而不是剪切它们。

  · 仅观察到少量的反相边界剪切和孪生。这种以“绕过”为主的机制有助于保持析出相的完整性，从而提供更持久、更稳定的蠕变抗力，这解释了其最低的蠕变速率。

2.HG-HEA-II蠕变变形机制

  · 观察到了更广泛的析出相剪切现象。

  · 主导的剪切机制是反相边界和超点阵内禀层错。

  · 此外还有高密度位错和亚晶界形成。这些机制消耗更多能量，导致了其相对较高的蠕变速率，但也贡献了更大的塑性。

3.机理图与临界分切应力计算

临界分切应力计算表明，在实验条件下，Orowan绕过所需应力很高，而位错攀移和通过SISF/APB的剪切在能量上更有利。

HG-HEA-I和HG-HEA-II蠕变变形机制的TEM/STEM分析

 蠕变机制图及剪切机制示意图

结论