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金屬頂刊《Acta Materialia》微合金化高熵合金的分層析出、連續(xù)變形誘導(dǎo)相變和背應(yīng)力強(qiáng)化！

2022-05-05 16:52:40 作者：材料學(xué)網(wǎng) 來源：材料學(xué)網(wǎng) 分享至：

高熵合金（HEA）或由多主元素組成的復(fù)雜合金，其具有巨大的合金設(shè)計(jì)空間和獨(dú)特的性質(zhì)（如晶格畸變、緩慢擴(kuò)散和雞尾酒效應(yīng)）。然而，與傳統(tǒng)材料相比，HEA 中使用的大量合金元素導(dǎo)致性能/成本相對較低，從而限制了它們的工業(yè)應(yīng)用。因此，最近的研究已轉(zhuǎn)向開發(fā)具有優(yōu)異機(jī)械性能的低成本 HEA 或中等熵合金。李等人提出了新型非等原子 γ （FCC）/ε （HCP）雙相 Fe 50 Mn 30 Co 10 Cr 10 （at.%） HEA，由于相變而表現(xiàn)出相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）效應(yīng)變形時的 γ 到 ε 相。與傳統(tǒng)的等原子 CoCrFeMnNi HEA 相比，這種非等原子 TRIP HEA 顯示出顯著增強(qiáng)的應(yīng)變硬化能力。此外，非等原子 TRIP HEA 還表現(xiàn)出雙向轉(zhuǎn)換從變形誘發(fā)的ε 相到 γ 相，這有助于進(jìn)一步適應(yīng)變形誘發(fā) ε 相中的塑性變形。盡管由于非等原子 TRIP HEA 中多種塑性增強(qiáng)機(jī)制的激活而具有優(yōu)異的應(yīng)變硬化能力，但其相對較低的屈服強(qiáng)度（YS）應(yīng)在實(shí)際應(yīng)用中得到改善。

Jin-KyungKim教授團(tuán)隊(duì)報告了沉淀硬化亞穩(wěn)態(tài) HEA 系統(tǒng)的退火時間相關(guān)的微觀結(jié)構(gòu)和變形機(jī)制。各種變形機(jī)制的激活和高背應(yīng)力強(qiáng)化可以導(dǎo)致優(yōu)異的應(yīng)變硬化能力和強(qiáng)度-延性組合（YS：699 MPa，UTS : 1041 MPa, TE: 45%）。為了激活各種類型的析出物，如 σ 相、富鉻 MC 型碳化物和（Ti, V, Mo）C，我們設(shè)計(jì)了一種名義成分為 Fe 49.5 Mn 30 Co 10 Cr的新型微合金化 HEA 10 C 0.2 Ti 0.1 V 0.1 Mo 0.1 （at.%）。Fe 40 Mn 40 Co 10 Cr 10中形成的四方σ相與 γ 基體相比，非等原子 HEA 顯示出 Cr 和 Mn 的富集。目前的工作提供了所研究的微合金化 HEA 的微觀結(jié)構(gòu)和變形機(jī)制的詳細(xì)表征。因此，我們闡明了所研究材料的微觀結(jié)構(gòu)-機(jī)械性能關(guān)系，并為具有優(yōu)異機(jī)械性能的亞穩(wěn)態(tài) HEA 提供了一種新穎的微觀結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)解決方案。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S135964542200355X

退火材料中存在σ 相、富鉻 MC 型碳化物和納米級（Ti、V、Mo）C 三種析出物。

所有退火材料都表現(xiàn)出晶粒尺寸的不均勻分布。退火時晶粒生長受到很大阻礙，主要是由于細(xì)小再結(jié)晶晶粒的形成和析出物如σ相的作用。？對于小于 5 小時的退火條件，YS 隨著退火時間的增加而逐漸減小，對于大于 5 小時的退火條件，YS 幾乎保持在約 700 MPa 的恒定值。當(dāng)退火時間短于 5 小時時，YS 的降低是由于位錯強(qiáng)化和背應(yīng)力強(qiáng)化的降低。然而，晶粒細(xì)化對退火和沉淀硬化的綜合影響導(dǎo)致退火條件超過 5 小時的 YS 幾乎恒定。

從冷軋和退火材料在 600°C 獲得的 XRD 圖案和 SEM BSE 圖像顯示在圖 1中。以下將在 600 ℃退火 1 h、2 h、5 h、10 h 和 72 h 的材料稱為 A600-1、A600-2、A600-5、A600-10 和 A600-72。不同退火時間的退火樣品的XRD圖譜主要表現(xiàn)為γ衍射峰。此外，在所有材料中都存在對應(yīng)于σ相（紅色箭頭）的額外小峰，并且σ相的峰強(qiáng)度隨著退火時間逐漸增加（圖1（a））。如 BSE 圖像所示（圖 1（b）），在 600 °C 退火時觀察到緩慢的再結(jié)晶行為。再結(jié)晶和非再結(jié)晶區(qū)域的邊界由橙色虛線表示。因此，在延長退火 72 小時后，一些未再結(jié)晶區(qū)仍然存在（圖 1（b 5））。BSE 圖像還顯示了根據(jù)其形態(tài)分類的三種析出物類型：1）粗大（A600-72 中的最大尺寸約為 1.72 m）白色析出物主要位于晶界（用紅色箭頭標(biāo)記），2）中等尺寸（A600-72 中的最大尺寸約為 310 nm）白色和/或灰色沉淀物（用橙色箭頭標(biāo)記），和 3）細(xì)（A600-72 中的最大尺寸約為 130 nm）深色沉淀物（用藍(lán)色箭頭標(biāo)記）。圖 1 （b 6）顯示了在圖 1 （b 5 ）中紅色框指示的區(qū)域拍攝的放大 BSE 圖像，顯示了析出物的形態(tài)和位置。

圖 1。分析退火材料的顯微組織、相和析出物。（a 1 ） XRD 圖案顯示 γ 衍射峰，其中額外的小峰對應(yīng)于 σ 相（紅色箭頭）。（a 2 ）（a 1 ）中的 XRD 圖案放大的 σ 相峰。σ相的峰強(qiáng)度隨著退火時間逐漸增加。（b）（b 1 ） A600–1、（b 2 ） A600–2、（b 3 ） A600–5、（b 4 ） A600–10 和（b 5 ） A600–72 的代表性 BSE 圖像。（b 6 ）（b 5 ）中紅框所示區(qū)域的放大圖）顯示析出物的形態(tài)和位置。在 BSE 圖像中，紅色、橙色和藍(lán)色箭頭分別表示粗大的白色沉淀物、中等大小的白色和/或灰色沉淀物和細(xì)小的深色沉淀物。再結(jié)晶和非再結(jié)晶區(qū)域的邊界由橙色虛線表示。（c） A600-72 的 SEM-EDS 分析，顯示了 γ 基體和三種析出物的組成。σ相、Cr-碳化物和富鈦顆粒的分析顆粒尺寸分別為 1.09 m、238 nm 和 105 nm。

圖 2。退火材料中析出物的 TEM 分析。從 A600-2 樣品獲得的 BF TEM 圖像顯示沿晶界形成的（a 1 ） σ 相和黃色箭頭指示的（a 2 ） σ 相和納米級析出物。（a 3 ）由（a 2 ）中白色虛線圓圈指示的區(qū)域獲得的DP，顯示對應(yīng)于具有四方結(jié)構(gòu)的γ相和σ相的衍射點(diǎn)同時存在。（b 1 ）從 A600-2 樣品獲得的 STEM 圖像，顯示出具有暗對比度的 σ 相和主要位于晶粒內(nèi)部的析出物。（b 2 ）從（b 1中的白框拍攝的放大的 STEM 圖像）。（b 3 ） DP取自（b 2 ）中的虛線圓，顯示對應(yīng)于MC型FCC碳化物的衍射點(diǎn)。（c 1 ）從 A600-72 樣品中獲得的 HAADF-STEM 圖像顯示了納米級沉淀物。（c 2-3 ） HAADF-STEM 圖像分別取自（c 2 ）基質(zhì)區(qū)域（（c 1 ）中的白色框）和（c 3 ）沉淀區(qū)域（（c 1 ）中的黃色框）。對于兩個區(qū)域都觀察到 ABC 的 FCC 堆疊序列。（111）平面的測量晶面間距對于 γ 基體為 0.203 nm，對于沉淀物為 0.224 nm。（c 2 ）和（c 3 ）中的插圖）顯示了快速傅里葉變換（FFT）模式，證實(shí)了兩個區(qū)域的 FCC 結(jié)構(gòu)。

研究的材料在 600 °C 退火期間表現(xiàn)出變形機(jī)制的變化，這是由于SFE可能隨著退火時間的增加而降低。短時間（小于 2 小時）退火的材料表現(xiàn)出組合的位錯塑性、TWIP 和 TRIP。較長的退火時間（超過 10 小時）觸發(fā)多變量 ε 相、從 ε 到 γ 的逆變換以及多步順序變換（γ → ε → 從 ε 逆變換的 γ → 從逆變換的 γ 變換的 ε ）。

圖 3。退火材料的EBSD分析。（a） GOS 圖顯示 GOS 隨著退火時間的增加而降低。（b） IPF 圖顯示具有不均勻晶粒尺寸分布的隨機(jī)晶粒取向。（c）退火材料的不均勻晶粒尺寸分布。（d）退火后晶粒尺寸的變化。退火材料的平均晶粒尺寸幾乎是恒定的，從 1.3 到 1.5 m。（e）退火后位錯密度和再結(jié)晶區(qū)域分?jǐn)?shù)的演變。

圖 4。退火材料在 600 °C 退火時隨著退火時間的延長而顯微組織演變的示意圖。

圖 5。退火材料的拉伸性能。（a）退火試樣的代表性拉伸工程應(yīng)變-應(yīng)力曲線。（b） UTS、 YS 、 TE 和 UE 隨著退火時間的增加而變化。（c）退火試樣的真實(shí)應(yīng)變-應(yīng)力曲線和相應(yīng)的應(yīng)變硬化曲線。插圖顯示了多級應(yīng)變硬化曲線的示意圖。（d） YS-UTS 的比較x所研究材料和具有代表性的基于FeMnCoCr的HEA的UE平衡。

圖 6。20% 應(yīng)變 A600-1 和 A600-2 的 TEM 分析。A600-1 中晶粒的 TEM BF 圖像和 DP 顯示（a 1 ）和層壓板。

圖 7。20% 應(yīng)變 A600–10 的 TEM 分析。（a） TEM BF 圖像顯示高密度的板狀缺陷和黃色箭頭所示的帶狀特征。（b 1 ）從（a）中的白色虛線框獲得的放大 BF 圖像。（b 2 ）由（b 1 ）中的紅色圓圈得到的DP顯示γ和ε的混合，表明板狀缺陷是存在于γ-基體內(nèi)部的變形誘發(fā)的ε相。（b 3 ）從（b 1 ）中的區(qū)域 A、B、C 和 D 獲得的 DP 分析）。B、C、D區(qū)域?qū)?yīng)γ結(jié)構(gòu)，方向幾乎相同。從區(qū)域 A 獲得的 DP 表明該區(qū)域由 γ 基體、變形誘導(dǎo)的 ε 相和 γ 帶狀特征的混合物組成。（c 1 ） TEM BF 圖像顯示高密度的板狀缺陷和黃色箭頭所示的帶狀特征。（c 2 ）從（c 1 ）中的區(qū)域 A 和 B 獲得的 DP 。區(qū)域 A 對應(yīng)于存在于 γ 矩陣內(nèi)的變形誘導(dǎo) ε 相，而區(qū)域 B 顯示初級 γ （γ P ）、初級 ε （ε P ）、從 ε P （γ R ）逆向變換的 γ 和反向的共存從 γ R轉(zhuǎn)換 ε（εR ）。

圖 8。（ac） 10% 和（de） 20% 應(yīng)變 A600–72 的 TEM 分析。（a 1 ）TEM BF圖像和（a 2 ）從（a 1 ）中的區(qū)域A、B和C獲得的對應(yīng)DP 。區(qū)域 A、B 和 C 分別由 γ 單相、γ 和 ε 的混合物以及 γ、初級 ε 和次級 ε 的混合物組成。（b） TEM BF 圖像顯示由位錯和層錯（SF）變形的晶粒。（c 1 ） TEM BF 圖像和（c 2 ）從顯示 γ、ε 和退火孿晶共存的白色虛線圓圈獲得的DP 。（c 3 ）從（c 1中的白色虛線框獲得的 DF 圖像）。

圖 9。退火時間越來越短的樣品變形機(jī)制的示意圖。

圖 10。A600-2 和 A600-10 樣品的納米壓痕分析。代表性 BSE 圖像顯示（a 1 ） A600-2 和（b 1 ） A600-10樣品中的納米壓痕印象。（a 2 , b 2 ）分別從（a 1 ）和（b 1 ）中的紅色框獲得的放大 BSE 圖像。重結(jié)晶區(qū)和未重結(jié)晶區(qū)由橙色線隔開。未再結(jié)晶區(qū)的硬度明顯高于再結(jié)晶區(qū)。在（b 2 ）中，高硬度多與σ相有關(guān)。（c） A600-2 和 A600-10 的硬度分布。平均納米壓痕硬度（Hn ）隨著退火時間的增加從 A600-2 中的 6.03 GPa 降低到 A600-10 中的 5.59 GPa。由于 σ 相的影響，A600-10 樣品顯示出具有極高硬度的區(qū)域。（d 1 ） BF TEM 圖像在 20% 應(yīng)變 A600-72 樣品的 σ 相附近拍攝，顯示高位錯密度和 ε 板。（d 2 ）由（d 1 ）中白色虛線圓圈指示的區(qū)域得到的DP，表明γ和ε共存。

圖 11。退火材料斷口附近裂紋的定量分析。（a）裂紋尺寸分布。大于 2 m 的較粗裂紋隨著退火時間的增加而減少，退火時間超過 5 h 的樣品顯示出相似的裂紋尺寸分布。（b）退火后裂紋密度的變化。插圖顯示了退火材料平均裂紋尺寸的累積概率。退火超過 5 小時的樣品顯示出高密度的細(xì)裂紋。

圖 12。退火材料的位錯強(qiáng)化和背應(yīng)力強(qiáng)化分析。（a）位錯密度隨退火時間的增加而變化。（b）估計(jì)值的變化隨著退火時間的增加。（c）應(yīng)變相關(guān)的背應(yīng)力強(qiáng)化。（d）退火后 k 估計(jì)值的演變。隨著退火時間的增加，k 的增加表明在退火時間較長的材料塑性變形期間背應(yīng)力強(qiáng)化的貢獻(xiàn)更大。（e）實(shí)驗(yàn)測量的 YS 與考慮退火材料的各種強(qiáng)化機(jī)制的估計(jì) YS 的比較。（f）的估計(jì)值與實(shí)驗(yàn)測量值作為退火時間的函數(shù)。

背應(yīng)力分析表明，在較長時間退火的材料中，背應(yīng)力強(qiáng)化的貢獻(xiàn)更高，這可能是由于 γ/ε 和 γ/σ 界面的增加。？各種變形機(jī)制的激活和高背應(yīng)力強(qiáng)化可導(dǎo)致退火 10 小時的材料具有優(yōu)異的應(yīng)變硬化能力和強(qiáng)度-延性組合（YS：699 MPa，UTS：1041 MPa，TE：45%）。

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