Scripta Materialia：在HfNbTiZr高熵合金中的纳米压痕雪崩和位错结构

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Scripta Materialia：在HfNbTiZr高熵合金中的纳米压痕雪崩和位错结构

布鲁克纳米表面仪器

葛永梅 博士

内容简介

金属的可塑性通常通过位错运动来介导。金属中存在两种典型的位错，即边位错和螺纹位错。对于面心立方金属，边位错和螺纹位错的移动性相似。然而，对于体心立方（Body centered cubic，BCC）金属，螺纹位错因其独特的三维核心结构而滑移得比边位错慢得多，其运动高度依赖于温度，且依赖于扭结对的成核和扩展。通常，BCC金属中的螺纹位错的滑移需要克服比边位错更高的能量障碍。

BCC高熵合金（High entropy alloys, HEAs）中的位错运动，因多种合金元素引起的大晶格扭曲和化学浓度波动而与常规BCC金属的位错运动不同。而清晰的理解BCC HEAs中独特的位错行为是调整其可塑性的先决条件。但目前对于BCC HEAs的位错运动还没有统一的理解，且缺乏关键的实验证据。

纳米压痕是研究金属中位错成核、运动和演变的有效方法。HfNbTiZr具有BCC单相结构，是研究BCC HEAs中位错行为的模型材料。且其平均晶粒尺寸高达数百微米，可以在单个晶粒中进行纳米压痕测试。基于此，西安交通大学的 Weizhong Han等研究人员，采用Bruker 的纳米压痕系统（TI950 Triboindenter和Xsol高温加热台）研究了HfNbTiZr HEA中独特的位错行为。研究发现，一旦载荷达到高于合金弹性极限的临界值10 mN，就会出现纳米压痕雪崩现象。在出现雪崩的样品中，压痕下塑性区的深度更深。纳米压痕雪崩是由局部化学波动和大晶格畸变导致的低迁移率位错突然运动引起的。结果表明，BCC HEAs中的位错迁移率与温度关系不大。文章还讨论了BCC HEAs中的位错行为，以及浓度波动在促进位错运动和增强可塑性方面的作用。该研究为了解BCC HEAs的位错行为和塑性提供了重要依据。

相关成果Nanoindentation avalanches and dislocation structures in HfNbTiZr high entropy alloy于2023年1月发表于Scripta Materialia上。

原文部分内容介绍

纳米压痕雪崩现象

在这项研究中，所有纳米压痕测试在一个[245]晶面的晶粒中进行（图1a），温度范围为20°C到300°C。所有纳米压痕测试都在氩氢混合气氛中进行，以减少样品氧化。Berkovich压头测试采用恒定加载速率为2 mN/s，圆锥压头测试采用稍高的加载速率为2.4 mN/s。每个温度下至少进行三次纳米压痕测试，缩进间距设置为50 µm以防止可能的干扰。

在纳米压痕中，位移突增的第一次出现被称为"pop-in"，这表明应力已经达到了位错成核的阈值或已存在位错的临界滑移应力。在这项研究中，微小的"pop-in"发生在略低于300 µN的负载下，表明从弹性变形转变为塑性变形。随着负载的增加，在负载-深度曲线中只有一些非常小的应变突发，如图1b中箭头所示。一旦负载达到约10 mN，就会出现极大的应变突发。在20°C时，爆发的应变突发大小约为162 nm，比普通的"pop-in"应变突发至少大一个数量级。根据负载-位移曲线，一旦最大负载达到10 mN，雪崩会立即发生，并在负载保持过程中继续，这种现象被称为纳米压痕雪崩。这个观察表明10 mN是雪崩的临界负载。作者还绘制了一个在200°C时没有雪崩的曲线，以展示特殊的应变突发现象。在测试中，25次纳米压痕中有21次在初始加载过程中出现了这种雪崩，这意味着它是HfNbTiZr中的普遍行为。纳米压痕雪崩在20°C到300°C的测试中均有发生。雪崩后的缩进形状清晰，如图1b所示。在使用高负载圆锥压头时，也在HfNbTiZr中确认了独特的纳米压痕雪崩现象，如图1c所示。这表明纳米压痕雪崩是HfNbTiZr HEA的固有特性。

图1. HfNbTiZr合金的纳米压痕。

纳米压痕雪崩与位错行为的关联

为了研究这种雪崩的起源以及它们与位错行为之间的关联，作者进一步研究了三个典型缩进下面的位错结构：在20°C和300°C下出现雪崩的缩进，以及在200°C下没有雪崩的缩进。使用聚焦离子束（Focused ion beam，FIB）在紧靠缩进下方的位置切割薄箔样品，并使用透射电子显微镜（Transmission electron microscope，TEM）表征位错结构。

图2展示了在20°C形成的带有雪崩的缩进下方的位错结构，缩进下方的塑性区域深度约为4.26 µm。除位错外，缩进下没有变形孪晶和相变的迹象。因此，20°C的纳米压痕雪崩是由位错介导的。位错滑移发生在三个(110)平面上，但仅在一个(112)平面上发生。图2b至d显示了区域1中的位错呈波浪状，大多数具有混合特性，并且没有观察到长的纯边缘或螺旋位错，这是由于HEAs中的晶格畸变较大或化学短程有序，位错的移动缓慢所致。区域2显示了塑性区域末端的位错结构。这些位错具有纯螺旋和混合类型的特征。一些螺旋位错显示出明显的横滑行为，如图2a所示。位错的横滑是诱导多次滑移的有效方法，可增强合金的可塑性。

图2. (a) 在20°C形成的雪崩下的位错结构。(b-d) 在三个不同的衍射g矢量下，区域1中的位错结构。(e-g) 在三个不同的衍射g矢量下，区域2中的位错结构。

为了探索在较高温度下纳米压痕雪崩的位错结构，作者提取了在300°C下发生纳米压痕雪崩的缩进下方的薄箔，并对其进行了表征。如图3所示，塑性区域的深度约为5.04 µm。在300°C时，引发了更密集的{110}位错滑移，并且位错纠缠更加明显。此外，横滑发生得更频繁，如图3a所示，也观察到在{112}平面上的位错滑移。在区域1和2中的位错分析表明，大多数位错具有混合特性。

图 3. (a) 在 300°C 下形成雪崩的压痕下的位错结构。(b-d) 在三种不同衍射 g 矢量下的位错结构。(e-g）区域 2 在三种不同衍射 g 向量下的位错结构。

与发生雪崩的样品相比，未发生雪崩的HfNbTiZr缩进下的整个变形区域与图2中的变形区域相似，但存在一些差异。首先，塑性区域的深度较浅，仅为3.05 µm，远远小于其他两个发生雪崩的样品，这表明雪崩对应于大量位错滑移到更深的区域。其次，雪崩后缩进底部的位错结构呈三角形状，与未发生雪崩的测试的方形形状的塑性区域不同。一般来说，金属中位错的速度取决于应力。在低负载下，位错迁移缓慢，而螺旋和边缘位错的移动速度随着施加的应力增加而增加。在雪崩发生之前，由于局部化学波动和大的晶格畸变引起的Peierls应力很高，位错的迁移性很低。一旦负载达到约10 mN的临界值，高应力会迅速推动大量的位错滑移，导致缩进深度大幅变化，从而引发雪崩。在雪崩期间，频繁的位错横滑也被激活以协调塑性应变。

技术介绍

布鲁克纳米压痕测试利用一个极小的压头对材料表面施加压力，得到载荷和位移曲线，从而获得弹性模量、硬度、断裂韧性、塑性变形、蠕变、弹性恢复等性能。设备引入了独有的3D电容板专利技术，位移分辨率可达到0.006 nm，载荷分辨率可达到1 nN。压痕测试可在室温和高温下进行，适用于各种材料，包括薄膜、涂层、单晶、多晶等。