对于结构材料而言，更高的强度和更好的延展性非常重要。但是超强的合金不可避免的发生应力硬化性能降低，导致均匀延展能力减弱。

有鉴于此，西安交通大学刘思达教授、刘畅教授、吴戈教授、香港城市大学吕坚院士等报道一种<10 nm的超纳米材料（supranano）具有设计的晶格内部或晶界区域的短程有序结构。这种超细纳米合金材料基于V、Co、Ni，并且添加W、Cu、Al、B。通过晶界附近的短程有序偏析, 实现了与晶界强化和改善延展性的机制。此外，超纳米有序结构能够对位错和层错产生增强的钉扎效应，因此在塑性变形过程中，位错和层错在晶粒内部产生成倍的增加以及位错和层错的累积。通过这些机理，促进了流动应力的增加，能够在10 %的应力和2.6 GPa拉伸应力下才发生断裂。

微结构和组成

图1. SS-合金的结构（含有FCC晶相的SRO和S-L1₂颗粒）

这项研究中，作者对晶粒尺寸进行细化，通过热处理和轧制工艺（rolling processes）引入第二个硬度增强晶相（secondary harder phase）。通过降低晶粒的尺寸，减少晶粒的位错距离，增强FCC晶相短程有序GB区域的位错间相互作用。之后，通过热老化处理产生沉淀有序结构，因此促进产生更加均匀的延展。根据这种处理方法得到的VCoNi-W-Cu-Al-B合金具有两相结构（图1A和1B），分别为FCC和L2₁（有序的BCC相），两个晶相的晶粒尺寸都大约为1 μm。FCC和L2₁的组成分别为Ni₃₇Co₃₄V₂₇Al₂和Co₃₁V₂₅Ni₂₅Al₁₈Cu_0.5W_0.5 %（原子比）（图1C和1D）。晶界附近含有不连续分布的较小（240 nm）硼化物纳米粒子嵌在FCC-BCC之间的晶界。L12和硼化物纳米粒子能够起到增强硬度的能力。如图1F所示，对<112>轴进行原子分辨率的STEM表征，结果表明其主要为无序的固溶体结构，但是随机分布亮原子（图1F和图1H）。根据分析，发现这些亮原子并不是随机分布的（图1I和图1J），亮原子具有两种局部有序结构，分别为SRO和超纳米L1₂粒子（S-L1₂）。其中的S-L1₂颗粒和SRO的含量占比分别为30 %和22 %，S-L1₂颗粒的尺寸为0.5~4 nm，SRO颗粒的尺寸<1 nm（图1I和图1J）。对应的S-L1₂颗粒尺寸明显比以往文献报道的L1₂纳米颗粒更小（以往文献报道的L1₂纳米粒子尺寸通常>10 nm）。此外，与SRO相比，S-L1₂颗粒的衍射图案比表现为更弱的点，这是因为S-L1₂颗粒的尺寸更大。    

通过分子动力学模拟（MD, molecular dynamics）研究SRO和S-L1₂颗粒在GB处的偏析，结果表明SRO和FCC主体之间的界面相互作用能量为正，说明排斥相互作用（图1E）。这种排斥作用有助于SRO朝向GB区域发生偏析。同时，S-L1₂颗粒的界面相互作用能量为负，因此促进S-L1₂颗粒在晶粒内部沉淀（图1E）。通过实验观测结果（图3G₁）得到验证。

机械性能

图2. SS-合金的室温拉伸性能

通过拉伸测试实验，研究新制备合金、S合金（含有SRO的FCC相）、S′-合金、SS-合金（含有SRO和S-L1₂颗粒）的机械性能（图2A）。新制备的合金屈服强度为0.7 GPa，总延伸率为1.3 %应变。通过轧制和热处理工艺对新制备合金进行处理，得到的S-合金的屈服强度增至2.1 GPa，总延伸率为4.7 %应变。随后在500 ℃下继续老化5 h处理后，得到的S′-合金，屈服强度增至2.2 GPa，延伸率为6.0 %应变。进一步增加老化时间（在500 ℃老化20 h），得到的SS-合金实现了均匀的9.5 %延展应力和2.2 GPa的屈服强度。与对比的S-合金相比，SS-合金经过老化处理后，含有额外的S-L1₂颗粒，因此增加屈服强度，提高应变硬化（图2B）。    

对SS-合金得到室温机械力学性质与其他超高强度（UTS>1.5 GPa）复合合金（CCAs）进行对比（图2C）。SS-合金具有良好的拉伸强度、均匀伸长率和应变硬化能力。现有的UTS超过2.5 GPa的合金通常只有非常有限的均匀伸长率（<5%应变）。此外，以往报道的超强合金在屈服强度为>2.0 GPa时表现出有限的应变硬化能力，因此硬化限制在2.6 GPa。

变形机理

图3. SS-合金在拉伸作用下的FCC相结构变化

与对比的S-合金相比，SS-合金的FCC相超纳米粒子的原子相互作用，促进产生“额外”的应变硬化。通过TEM和STEM表征研究FCC晶相的变形（deformation）（图3）。如图3A所示，开始时，FCC相本身含有数量较多的无序结构（dislocations），这是由于冷轧工艺（cold-rolling process）引入的，使得SS-合金具有较强的屈服强度。塑性变形初期的塑性载体主要是位错（图3B），随后再产生堆叠层错（图3C和图3D）。AC STEM表征结果表明含有大量无序结构的区域含有的S-L1₂颗粒更少（图3E和图3F）。说明无序结构影响了有序颗粒的形成，转变为无序结构固溶体。这种S-L1₂的有序-无序结构的转变降低了FCC晶相沉淀物的强度，但是无序结构能够抵消软化，而且进一步产生应变硬化作用。这是因为S-L1₂颗粒阻碍了位错的移动。堆叠层错的两端仍然存在较大的S-L1₂粒子，这阻碍堆叠层错的传播。而且更多的堆叠层错再其他面产生，因此细化了微型结构（图3D）。位错平均自由程的减少提高了位错运动的应力势垒，进一步增强了应变硬化能力。    

SRO产生“额外”的延展机制，这种延展机制是S-L1₂颗粒无法产生的。SRO均匀分布再GB区域和FCC晶相的晶粒内（图3H₁），靠近GB区域的SRO显著减弱。这使得靠近GB的区域比晶粒内部区域的有序-无序转变的可能性更大。SRO和S-L1₂颗粒在晶粒内部的不均匀分布现象促进了位错的均匀堆积。因此，GB区域和FCC晶相的晶粒内部的应力分布非常类似（图3J）。这种应变离域机制推迟了裂纹的产生并延长了伸长率。FCC相晶粒内部和GB区域中均匀倍增的位错促进了应变硬化。

图4. SS-合金的变形机理

通过电子背散射（EBSD）表征研究SS-合金样品的同一区域在拉伸前后的变化情况（图4D和图4E）。结果表明，SS-合金在变形后，FCC晶相的比例从71.6 %增加到79.3 %，表明应变诱导的BCC到FCC相变现象。FCC区域的边界移动到相邻的BCC区域，同时SS合金在变形的过程中基本没有在BCC晶粒内成核产生FCC晶相。这个结果表明BCC到FCC相变主要发生在FCC-BCC相的边界。在BCC相合硼化物纳米粒子中，能够形成位错运动（图4F和图4G），但是L2₁ BCC相合硼化物通常是脆性。总之，FCC晶相的SRO和S-L1₂颗粒的强化和延展性是SS-合金性能的关键（图4A-C）。    

总结

这项研究通过短程有序界面和超纳米颗粒的设计策略，开发了延展性达到2.6 GPa的合金。设计的超纳米粒子是尺寸为0.5~4 nm的L1₂颗粒，其共轭的结合在FCC固溶体骨架结构中。在塑化变形过程中，超纳米粒子比SRO表现了对无序结构（dislocation）和堆叠位错（SF）更强的钉扎效应，在FCC晶粒内部产生多重位错和位错累积，因此产生更高的应力硬化率（strain-hardening rate）。

SRO和FCC相之间的界面相互作用能为正，因此SRO在FCC相的GB发生偏析。这种现象有助于增强屈服强度。SRO对位错的钉扎效应比更弱，导致SRO发生有序-无序化的变化。这种效应以及较弱的位错-堆积（dislocation–pile-up）使得FCC相在塑性变形的过程中，缓解了GB晶界的应力。因此，FCC相的晶粒内部和GB晶界上的应力变化更加均匀。

此外，因为塑性变形过程中的超高应力，在FCC-BCC晶界发生BCC变为FCC的相变。这种相边界附近的异质变形能够产生应力硬化，位移相变缓解了相边界的应力集中问题，进一步增强了合金的延展性。    

通过超纳米有序结构和SRO界面修饰组合沉淀结构，提供了一种对超强合金增强延展性的策略，实现了大的均匀伸长率，并且能够持续应变硬化直至断裂，这种策略对于抗拉强度超过2.5GPa的合金有效。

参考文献

Yong-Qiang Yan et al. , Ductilization of 2.6-GPa alloys via short-range ordered interfaces and supranano precipitates.Science387,401-406(2025).

DOI: 10.1126/science.adr4917

https://www.science.org/doi/10.1126/science.adr4917