多组分合金的析出强化 界面怎样影响强度和塑性

时效后的合金常会变得更强，后续拉伸能否保持足够塑性还要看析出相与基体怎样共同变形。粒子阻碍位错的程度会影响起始屈服，界面附近的变形能否协调则关系到材料会不会过早产生局部损伤。 Sohail等发表于Progress in Materials Science的综述讨论了多组分合金中的析出强化，关注的重点是析出相与基体之间的界面怎样影响变形。[1] 这也是理解相干与非相干析出相性能差异的出发点。 界面两侧的晶格能够较好接续时称为相干，也称共格；失配增大后，界面可能通过失配位错形成半共格结构。原综述将半共格与非共格合并归入noncoherent，本文沿用这一分组，具体分析时仍区分两种界面。

图1  左侧晶格通过弹性畸变维持相干，右侧界面处出现失配位错并形成半共格结构。

位错通过粒子时需要付出什么

金属的塑性变形常通过位错这种晶体线缺陷的运动实现，析出相阻碍位错以后，继续变形就需要更高的应力。粒子允许位错进入时可能发生切过，不易切过的粒子则可能使位错从粒子间弯出后绕过。 切过有序析出相会扰动原来的原子排列，局部有序结构的错位可形成反相畴界，所需的额外能量会带来强化。Orowan绕过主要依靠位错弯曲通过粒子间的空隙，粒子间距会影响通过的难度

图2  切过与Orowan绕过的理想化示意，红线对应切过造成的结构扰动或绕过后留下的位错环。

实际采用哪条路径，要看粒子尺寸和间距，也要看粒子内部的有序结构及可变形性。相干粒子并非必然被切过，非相干粒子也不总是保持刚性；时效使组织改变以后，位错的通过方式可能随之变化。[1]

相干结构在显微镜下是什么样子

Liang等在Al0.5Cr0.9FeNi2.5V0.2合金中观察到晶格尺寸接近的有序L1₂与无序FCC纳米区域。[3] 他们用原子分辨成像确认晶格的对应关系，又通过原子探针分析哪些元素更集中在析出相中。

图3  原子分辨像与三维成分分布展示了相干纳米结构，右侧浓度曲线反映两类区域的成分变化。

图中两相在纳米尺度上交织分布，交界处的晶格仍能较好接续，浓度曲线呈渐变而非突变。这一组织的特点已经超出了常规显微形貌能够提供的信息，需要原子尺度的结构与成分证据才能识别。

上述合金经72%冷轧后在600 ℃时效1 h，得到的600A试样在室温下具有1810 MPa屈服强度和1905 MPa抗拉强度。[3] 这组拉伸试验采用10 mm标距，名义应变速率为10⁻³ s⁻¹，图4保留了相应处理状态的曲线。

图4  上部为不同处理状态的工程应力—应变曲线和衍射结果，下部为两种时效态的显微组织。

冷加工和时效还会改变晶粒及基体状态，分析这组强化结果时需要一并考虑这些变化。较高的屈服强度反映了起始塑性变形受到的阻力，进入塑性阶段后能否继续稳定延伸，还取决于加工硬化。

后续承载能力取决于加工硬化

材料进入塑性阶段后仍需更高的应力才能继续变形，这种加工硬化有助于延缓颈缩。Yang等发表于Science的研究将多组分金属间化合物纳米粒子与持续的位错活动联系起来，随变形形成的位错墙和微带参与了后续的硬化过程。[2]

图5  加工硬化曲线与拉伸组织变化的对应，图中10%至38%标记所取的变形状态，不是工程断后延伸率。

图5中Al7Ti7合金在较大变形阶段仍保持一定的硬化率，显微图像可见位错墙及随后形成的微带。判断这种硬化能否支撑均匀变形，需要看颈缩前的均匀延伸率；断裂延伸率还包含颈缩后的变形，二者反映的阶段不同，比较论文数据时应分别核对。[1,2]

多组分B2的变形方式有何不同

非相干粒子阻挡滑移时可能在界面附近产生较大的局部应力，粒子本身难以变形或形成粗大连续组织时，局部损伤会限制延性。[1] 多组分B2的成分和变形能力仍有调节空间，具体表现需要从其实际组织中判断。 Feng等在Al0.5CoCrFeNi合金中研究了能够分担载荷并发生应力诱导马氏体相变的B2析出相，同步辐射结果将相变产物识别为正交结构。[4] 这为B2参与塑性变形提供了证据。

图6  不同应变幅下的循环变形与微裂纹形成示意，右侧比较了细小B2和粗大带状B2的局部变形。

细小B2粒子可借助塑性变形和相变缓解局部变形不协调，粗大带状B2仍可能成为微裂纹容易形成的位置。形态差异改变了损伤发生的方式，单用B2这个相名称还不足以判断它对延性的影响。 同一研究还在室温下进行了完全反向应变控制的低周疲劳试验，得到的寿命优势随塑性应变幅而变化。[4] 在塑性应变幅约为0.03%的文献比较中，该合金的疲劳寿命至少达到所列对比材料的4倍，较高塑性应变幅下没有出现同样的优势。

图7  拉伸与低周疲劳结果，右下方曲线比较了塑性应变幅与失效反向次数2Nf的关系。

这组数据把界面附近的变形协调与循环损伤联系起来，也划定了性能结论适用的载荷范围。工程选材仍需分别核对单调拉伸和循环载荷结果，一次拉伸试验中的塑性表现不能代替疲劳评价。

两类析出相的组合已有实验结果

Sohail等发表于Nature的Fe35Ni29Co21Al12Ta3研究，将高含量相干L1₂纳米析出相与非相干B2粒子共同纳入设计。[5] 经750 ℃时效1 h的代表状态，在室温10⁻³ s⁻¹拉伸条件下，正文报告约1.75 GPa屈服强度与25%均匀延伸率。

图8  上图比较屈服强度与均匀延伸率，下图比较抗拉强度与断裂延伸率，各点来自不同成分和工艺。

图8中部分共同析出体系处于较高强度和较大延性的区域，说明两类析出相可在合适组织下共同发挥作用。图中汇总数据并非统一条件下的材料排名，具体数值仍应回到原论文的处理状态和试验条件核对。

更细的析出物可以形成在粒子内部

Fu等在Fe25Co25Ni25Al10Ti15合金的γ′粒子内部观察到更细的γ*，形成了图9所示的分级析出组织，细小析出物的位置可与下方示意图对应。[6]

图9  初级γ′粒子内部含有更细的γ*，右下方示意图标出了这类分级析出物的相对位置。

分级组织能否稳定形成以及热处理后能保持多久，仍需结合工艺和使用条件验证。该研究的高强度数据来自标距约12 μm的原位微拉伸，尺寸条件与常规试样不同，不能据此直接推断宏观构件的承载性能。[6]

相干关系也能保留在纳米层片之间

Fan等研究的Ni32.8Fe21.9Co21.9Cr10.9Al7.5Ti5.0（at.%）试样，经90%冷轧和600 ℃处理8 h后形成相干FCC/L1₂纳米层片，室温屈服强度约2026 MPa，均匀延伸率为16%。[7] 这里的强化组织是连续层片，需要按其组织形态分析，与分散粒子强化有所区别。

图10  交替纳米层片的显微组织及厚度统计，原子分辨像和三维成分分布显示了两相界面的结构与成分特征。

细密的层片界面限制了位错运动，晶格连续性又为跨界面滑移提供条件，变形中形成的缺陷结构能够进一步参与加工硬化。[7]

从组织证据回到检测问题

硬度升高可以作为检查组织变化的线索，析出相是否形成及界面是否相干仍要依靠相结构和晶格证据判断。涉及纳米尺度问题时，透射电镜及衍射结果应与成分表征核对，力学试验还要保留相应的工况和试样信息。 我们的现场金相和硬度检测可根据具体委托用于材料状态的初步检查，若问题涉及纳米界面，应在方案沟通时明确更高分辨率表征的需求及实施条件。欢迎提供材料成分与热处理记录，说明当前遇到的性能问题，便于进一步讨论检测内容。

参考文献

[1] Sohail Y, Zhang J, Liu G, Sun J. Multicomponent alloys: Coherent vs noncoherent precipitate strengthening. Progress in Materials Science, 2026, 161: 101701. https://doi.org/10.1016/j.pmatsci.2026.101701 [2] Yang T, Zhao Y L, Tong Y, et al. Multicomponent intermetallic nanoparticles and superb mechanical behaviors of complex alloys. Science, 2018, 362(6417): 933–937. https://doi.org/10.1126/science.aas8815 [3] Liang Y J, Wang L, Wen Y, et al. High-content ductile coherent nanoprecipitates achieve ultrastrong high-entropy alloys. Nature Communications, 2018, 9: 4063. https://doi.org/10.1038/s41467-018-06600-8 [4] Feng R, Rao Y, Liu C, et al. Enhancing fatigue life by ductile-transformable multicomponent B2 precipitates in a high-entropy alloy. Nature Communications, 2021, 12: 3588. https://doi.org/10.1038/s41467-021-23689-6 [5] Sohail Y, Zhang C, Xue D, et al. Machine-learning design of ductile FeNiCoAlTa alloys with high strength. Nature, 2025, 643: 119–124. https://doi.org/10.1038/s41586-025-09160-2 [6] Fu Z, Jiang L, Wardini J L, et al. A high-entropy alloy with hierarchical nanoprecipitates and ultrahigh strength. Science Advances, 2018, 4(10): eaat8712. https://doi.org/10.1126/sciadv.aat8712 [7] Fan L, Yang T, Zhao Y, et al. Ultrahigh strength and ductility in newly developed materials with coherent nanolamellar architectures. Nature Communications, 2020, 11: 6240. https://doi.org/10.1038/s41467-020-20109-z

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