HCP金属在工程应用中发挥着重要作用，近年来，人们对提高HCP合金延性进行了大量的研究，降低基础I1层错能(SFE)(即本征层错之一)和调整轴向比c/a可以有效激活<c+a>位错(即锥体位错)。此外，<c+a>位错的滑移能自行提供五个独立的滑移系统，满足泰勒-冯-米塞斯准则因此，在这些HCP合金中促进塑性流动，最终在拉伸下获得高塑性。

然而，来自北科大吕昭平等人发现Hfx(ZrTi)100-x中熵合金(MEAs)不随Hf的加入而降低，但显著提高了合金的拉伸延性。与上述传统观点不同，系统实验结果结合第一原理计算发现，基底I2 SFE(即另一种固有层错或变形层错）的增加和柱状层错能量的降低有效地促进了交叉滑移，从而增加了<c+a>位错的来源。这篇文章提供了另一种改善HCP合金塑性变形的机制，这可能有助于开发先进的HCP合金。相关论文以题“Enhanced plastic deformation capacity in hexagonal-close-packed medium entropy alloys via facilitating cross slip”发表在JMST。

图1：HCP单晶胞中典型滑移面和取向示意图(a)。用于计算各种滑移系统的SFE的初始和位移超晶胞示意图:(b){0001} <11-20>和(c){10-10} <11-20>。红线表示滑动的平面。增加了15 Å的真空宽度，以避免由于周期性图像造成的交互。

第一性原理计算基于密度泛函理论，使用维也纳从头开始模拟包中实现的投影机增强波方法。计算得到每个原子的总能量收敛为1 meV，动能截止值为350 eV。

图2：(a) (e)Hf0，(b)(f) Hf20，(c)(g)Hf33和(d)(h) Hf40的SEM图和亮场TEM图像。插图显示相应的SAED模式。(i) Hf40在HCP板条内部Hf、Zr、Ti原子分布的3D APT重构

Hf含量较高的MEA显示出更稳定的应变硬化，特别是Hf40 MEA具有显着的塑性变形能力。随着Hf的增加，由于Hf的原子半径大，c和a值都增加了。然而，轴向比c/a只是略有变化。所有的MEA都构成了Widmanstätten薄片结构，马氏体板条的尺寸从几十纳米到几微米不等。薄片结构的形成与六方晶体结构固有的各向异性有关。在3D重建中没有观察到明显的元素分离，表明所有元素的均匀分布。

图3：在不同双束条件下，2%预应变Hf0(a1-b2)、Hf20 (c1-d2)和Hf40 (e1-f2)样品的形貌和位错类型。(g) (e2)中白色圆圈突出显示的位错放大图。(h) <c+a>位错的放大图，在(f2)中用红色圆圈突出显示。

Hf0中的位错表现出典型的平面滑移模式，并随着Hf的增加逐渐转变为更强烈和波浪形的滑移线，表明交叉滑移行为逐渐增强。阶梯形<c+a>位错的两条直线段与斜接段之间的角度约为28°，接近棱柱平面与一阶锥面之间的角度。因此，可以推测<c+a>位错可能在棱柱面（例如{10-10}平面）和一阶锥面（例如{10-11}平面）之间具有双交叉滑动。

图4 <c+a>锥体滑移系统位错源的演化。(a)位错在基面上发生滑移，(b)位错在棱镜面上发生交叉滑移，(c)形成<c+a>位错连接，(d) <c+a>位错在锥体面上发生交叉滑移。

可以看出，<a>位错最初在基平面上滑动，并逐渐交叉滑落到棱镜平面上。因此，这种特殊的位错可以与棱镜平面上的<c>位错连接，形成<c+a>位错结，并最终交叉滑到锥面。显然，我们的结果表明，<a>位错的交叉滑可以通过增加I2 SFE来增强，而Hf的添加导致棱柱形SFE的降低，最终促进了<c+a>位错。

综上所述，Hf对HCPHfx（ZrTi）100-xMEA的加工硬化和力学性能的影响进行了详细研究。结果表明，增加Hf含量可以增加I2 SFE并降低棱柱SFE，从而增强交叉滑移并促进锥形位错。因此，随着Hf的增加，这些HCP合金的延展性和加工硬化能力明显提高。目前的工作为进一步提高HCP材料的延展性和加工硬化提供了另一种有用的方法，通过调整SFE来增强交叉滑移，从而增强锥形位错。

论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.jmst.2022.05.059