一個(gè)多世紀(jì)前，普遍存在的元素氫被發(fā)現(xiàn)對(duì)許多金屬材料有害，因?yàn)樗鼤?huì)導(dǎo)致機(jī)械性能的嚴(yán)重降低，例如延展性、韌性和疲勞壽命，即氫脆（HE）。因此，HE在許多工業(yè)應(yīng)用中都是一個(gè)關(guān)鍵問(wèn)題，并吸引了廣泛的研究。最近，利用低溫轉(zhuǎn)移原子探針層析技術(shù)表征氫在金屬材料中的分布已取得進(jìn)展。它證實(shí)了多晶合金中不可避免地存在的晶界（GBs）是氫積聚的優(yōu)先位置，因?yàn)樗鼈兙哂懈哌^(guò)量自由體積。高濃度的H原子通過(guò)增強(qiáng)應(yīng)變局部化、穩(wěn)定空位、加速空穴萌生和聚結(jié)來(lái)加速GBs的脫粘，最終導(dǎo)致塑性有限的脆性晶間裂紋。因此，GBs對(duì)于多晶材料的抗氫脆能力起到至關(guān)重要的作用。

值得注意的是，GBs的化學(xué)環(huán)境會(huì)嚴(yán)重影響多晶材料的抗斷裂性能。近年來(lái)，高/中熵（HEA/MEA）合金引起了相當(dāng)大的關(guān)注。HEAs/MEA的成分復(fù)雜性為調(diào)節(jié)GBs的局部化學(xué)環(huán)境和HE抗性提供了廣闊的空間。多項(xiàng)研究表明，面心立方（fcc）HEAs/MEA，如CoNiV、CoCrFeNiMn和FeCoCrNi合金，比某些商業(yè)合金，如奧氏體304不銹鋼（SS）更耐HE。HEAs/MEA的優(yōu)異抗氫脆能力可能歸因于其低氫擴(kuò)散率、高斷裂自由能和低不穩(wěn)定層錯(cuò)能量等因素。然而，盡管由于MEAs/HEAs的多組分特征，GB附近的化學(xué)分離經(jīng)常發(fā)生，但很少有人研究GBs的局部化學(xué)對(duì)MEAs/HEAs耐HE性的影響。例如，據(jù)報(bào)道，鎳和錳可以在等原子CoCrFeNiMn HEA中以一般高角度共分離GBs，這可能會(huì)極大地影響它們的抗氫脆能力，但它們之間的相互作用和內(nèi)在機(jī)制一直沒(méi)有得到很好的研究。

為此，香港城市大學(xué)材料科學(xué)與工程系楊濤教授領(lǐng)銜的研究團(tuán)隊(duì)在其最新的研究成果中成功地揭示了FeCrNiCr高熵合金中抑制其氫脆行為的關(guān)鍵因素。研究發(fā)現(xiàn)，通過(guò)控制Fe元素地添加可以非常有效地觸發(fā)Cr元素在晶界（GBs）的局部偏析，從而可以有效消除Fex(CrCoNi)1-x面心立方（fcc）高熵合金（HEA）中長(zhǎng)期存在的氫脆問(wèn)題。結(jié)果表明，將Fe濃度從2.5增加到25 at.%導(dǎo)致HE阻力大幅提高，即延性損失從70%降至6%。同時(shí)，斷裂模式由沿晶斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)榇┚嗔选６喑叨蕊@微結(jié)構(gòu)分析表明，F(xiàn)e2.5Cr32.5Co32.5Ni32.5和Fe25Cr25Co25Ni25合金在相結(jié)構(gòu)、晶粒尺寸和晶界（GB）特征方面的差異可以忽略不計(jì)。然而，非常有趣的是，近原子分辨率元素映射顯示，F(xiàn)e濃度的增加促進(jìn)了GBs處的納米級(jí)Cr偏析，這主要是由Cr和Fe之間的強(qiáng)斥力和Cr的低自結(jié)合能引起的。這種Cr元素的異常界面偏析以前在Fe25Cr25Co25Ni25合金中沒(méi)有報(bào)道過(guò)，有助于增強(qiáng)GBs的內(nèi)聚強(qiáng)度，并抑制GBs因GB能量減少而產(chǎn)生的局部氫偏析，從而導(dǎo)致顯著的HE抗性。這些發(fā)現(xiàn)揭示了當(dāng)前FeCrCoNi型HEA中HE抗性大幅提高的根源，同時(shí)，為未來(lái)開發(fā)新型高性能結(jié)構(gòu)合金提供了新的見解，該合金對(duì)氫致?lián)p傷具有非凡的免疫力。相關(guān)成果以“Defeating hydrogen-induced grain-boundary embrittlement via triggering unusual interfacial segregation in FeCrCoNi-type high-entropy alloys”為題，于2022年10月2日發(fā)表在國(guó)際知名材料期刊《Acta Materialia》上。

該論文的第一作者為香港城市大學(xué)材料科學(xué)與工程系的李倩。 其他主要合作者包括美國(guó)田納西大學(xué)的P.K. Liaw教授，哈爾濱工業(yè)大學(xué)（深圳）W.H. Liu教授 （共同通訊），香港城市大學(xué)S.J. Zhao教授（共同通訊）；哈爾濱工業(yè)大學(xué)（深圳）Y.L. Zhao教授等。該研究受到了香港研究資助局(NSFC)，國(guó)家自然科學(xué)基金（NSFC）、廣東省科技廳等項(xiàng)目的支持。

論文鏈接：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2022.118410 。

Fig.1.  Engineering stress-strain curves of the 2.5Fe and 25Fe alloys in the hydrogen (H)-charged and -free states.

 Fig. 3.  Fracture surfaces of (a, b, e, and f) the 2.5Fe and (c, d, g, and h) 25Fe alloys in (a-d) the H-free and (e-h) H-charged states. The H-charged 2.5Fe alloy shows an intergranular fracture morphology with facets (marked with yellow triangles). Grain-boundary triple junctions (marked with yellow arrows) can be clearly observed on the magnification image (the top-right inset) of the region in the yellow box. The H-charged 25Fe samples show ductile fracture morphologies with typical dimples (marked with orange triangles).

Fig. 4.  Microstructures of the as-annealed 2.5Fe and 25Fe alloys. (a) X-ray patterns of the H-free/-charged 2.5Fe and 25Fe alloys, and inverse pole figure (IPF) maps of (b) the H-free 2.5Fe and (c) H-free 25Fe alloys showing the single fcc phase recrystallized microstructures. (d) A bright-field TEM image and (e) a high-resolution TEM image of the H-free 25Fe alloy presenting the single-fcc structure without the formation of other precipitates. (f) The EDS maps of the regions in the H-free 25Fe alloy exhibiting the homogeneous elemental distribution in the grain interior.

Fig. 5.  High-angle annular dark-field (HAADF) images of GBs in (a) the H-free 25Fe and (c) H-free 2.5Fe alloys, and (b, d) the corresponding elements profiles across GBs.

Fig. 6.  Schematic of GB Structures. The GB configurations for (a) the GB1 (asymmetric tilt GB, ATGB, Σ13{320}), (b) GB2 (symmetrical tilt GB, STGB, Σ11{332}); and (c) GB3 (ATGB, Σ13{100}).

Fig. 7.  The composition profiles across the computational systems along the Y direction after MC/MD at 800K for (a, d) GB1, (b, c) GB2, and (c, f) GB3 in (a-c) the 25Fe and (d-f) 2.5Fe alloys.

Fig. 11. Typical bright-field TEM images of (a) the H-free and (c) H-charged 2.5Fe alloy deformed with the engineering strain of ε = 14% (the H-charged 2.5Fe alloy failed at the strain ε = 14%); and the fractured microstructure of the 25Fe alloy (b) without and with (d) hydrogen charging. (DS: Dislocation structure, NT: Nanotwin, SFs: Stacking faults)

 Fig. 12. Schematics illustrating the HE mechanism of (a) the 2.5Fe and (b) the 25Fe alloys.