弘益大學：強塑性變形+退火製備高熵合金！性能堪比TWIP鋼

2020-10-03 材料學網materials

導讀：本文通過對Al0.5CoCrFeMnNi高比例差速軋制（HRDSR）的強塑性變形（SPD），然後進行退火處理，以設計可同時實現高強度和高均勻應變的顯微組織。優化的微觀結構由高比例的高角度晶界（61％-66％）的超細FCC基體（1.7-2 µm）和沿著FCC基體的晶界均勻分布的BCC結構超細顆粒組成（尺寸為0.6-1 µm，體積分數為8％-9.3％），表現出超過1 GPa的高拉伸強度，良好的均勻伸長率為14％-20％。這些拉伸性能可與相變誘發塑性鋼相媲美。


通過嚴重塑性變形（SPD）製成的超細晶粒合金具有較高的強度，但通常具有較差的均勻延展性。這些原因之一是SPD期間高位錯密度的積累，這降低了拉伸變形過程中的應變硬化能力和均勻的延伸率。均勻的延展性越大，超細顆粒材料改變其形狀而不會頸縮的能力就越明顯。在高熵合金（HEA）中，已經研究了通過冷軋或劇烈的塑性變形以及適當的退火步驟來實現高強度和高拉伸延展性的方法。單相HEA在變形後的退火過程中，再結晶後通常會發生快速的晶粒長大，並且難以在1 GPa上獲得高拉伸強度並具有良好的拉伸延展性。為了改善強度-延展性的平衡，已經設計並開發了混合有軟面心立方（FCC）和硬體心立方（BCC）相的雙相HEA。


眾所周知，嚴重的塑性變形（SPD）在獲得超細晶粒方面非常有效，因為大變形時的連續動態再結晶（CDRX）可以導致晶粒細化。Reddy等人使用高壓扭轉（HPT）將SPD應用於Al0.5CoCrFeMnNi合金，並在退火後獲得了由納米晶FCC基體和粗BCC顆粒組成的微觀結構。他們測量了退火前後的硬度，但未進行拉伸試驗，這可能是由於HPT製備的樣品尺寸有限。


基於此，韓國弘益大學使用高比率差速軋制（HRDSR）對固溶Al0.5CoCrFeMnNi合金進行了嚴重的塑性變形，然後進行退火，以找到可以實現高強度和高均勻延展性的優化雙相組織。優化的微觀結構由高比例的高角度晶界（61％-66％）的超細FCC基體（1.7-2 µm）和沿著FCC基體的晶界均勻分布的BCC結構超細顆粒組成（尺寸為0.6-1 µm，體積分數為8％-9.3％）。具有優化的微觀結構的樣品表現出超過1 GPa的高拉伸強度，良好的均勻伸長率為14％-20％。這些拉伸性能可與相變誘發塑性鋼相媲美。

論文連結：https://doi.org/10.1016/j.jmst.2020.07.017

在高溫下，Al0.5CoCrFeMnNi發生嚴重的塑性變形（通過HRDSR）導致形成了超細晶粒，並具有高比例的低角度晶界和高密度位錯。

圖1.均質化的Al0.5CoCrFeMnNi的EBSD逆極圖（IPF）（a）和相圖（b）。（c）在低放大倍率下均質化的Al0.5CoCrFeMnNi的BSE-SEM顯微照片。（d）BCC相的BSE-SEM顯微照片。（e）高倍率下（d）中標記的＃4中BCC相的BSE-SEM顯微照片。


圖2.用HRRDSR在673 K下處理的Al0.5CoCrFeMnNi（a）和在室溫（b）下用HRDSR處理的CoCrFeMnNi的TEM顯微照片和選定的區域衍射圖。經HRDSR處理的Al0.5CoCrFeMnNi的EBSD IPF（c），相圖（d）和GB圖（e）。在GB地圖中，低角度邊界（2°–5°）為藍色，中間角度邊界（5°–15°）為黃色，高角度邊界（> 15°）為紅色。


硬度測量值與退火溫度的關係表明，用HRDSR處理的Al0.5CoCrFeMnNi的峰值硬度條件在873 K處獲得，而均質化的Al0.5CoCrFeMnNi的峰值硬度條件在973 K處得到，表明析出動力學在HRDSR加工合金中被加速。經過HRDSR處理並在峰值硬度條件下進行熱處理的合金，由於大量BCC相的析出和⌠相的形成，其拉伸脆性高。


圖3.在給定的1h退火時間下，經HRDSR處理並均化後的Al0.5CoCrFeMnNi樣品的維氏硬度變化。


經HRDSR處理的Al0.5CoCrFeMnNi在1273 K處進行退火處理，形成了由超細晶粒FCC基體和大量再結晶晶粒組成的組織。BCC超細顆粒（體積分數小於10％）沿基體相的晶界均勻沉澱，並抑制了⌠相的沉澱。在退火期間，嚴重塑性變形的樣品中發生連續的靜態再結晶。

圖4.在幾個溫度下熱處理1h前後均質化（a）和用HRDSR（b）處理的樣品的XRD曲線。


退火後的Al0.5CoCrFeMnNi合金具有1.16 GPa的高拉伸強度和14％的均勻延伸率，這些拉伸性能與TRIP鋼相當。

圖5.在熱處理之前和之後在不同的退火時間下達到峰值硬度溫度（即，均質化樣品為973 K，HRDSR處理後的樣品為873 K）的均質化（a）和經HRDSR處理的樣品（b）的工程應力-工程應變曲線


圖6. HRDSR處理的Al0.5CoCrFeMnNi（a），HRDSR處理的均質Al0.5CoCrFeMnNi（b）和均質CoCrFeMnNi和CoCrFeMnNi在1273 K（c）退火的工程應力-工程應變曲線，退火時間為3分鐘和1小時之間。


圖7.均質樣品在1273 K退火60 min後的相圖（a）和SEM顯微照片（b）。


在嚴重塑性變形合金的退火期間，析出在超細FCC晶粒的晶界上的BCC顆粒非常有效地阻礙了FCC晶粒的晶粒生長。在由單個FCC相組成的CoCrFeMnNi嚴重塑性變形的情況下，在相同的退火條件下再結晶後，晶粒生長非常快。

圖8.退火後在1273 K下5 min（a），15 min（b）和60 min（c）的退火時間後，經HRDSR處理的Al0.5CoCrFeMnNi的IPF圖，相圖和GB圖。在1273 K下退火5 min後，用HRDSR處理的CoCrFeMnNi的IPF圖，相圖和GB圖。


圖9.（a）DRXd晶粒的比例，（b）高角度晶界（HAGBs）的比例，（c）BCC相的體積比例，（d）BCC相晶粒尺寸和縱橫比（在符號旁邊以數字形式給出），（e）FCC基體相的晶粒尺寸和（f）從均質和HRDSR處理過的樣品的EBSD數據，在不同的退火時間以1273 K退火後，測量的退火孿晶體積分數。


圖10.在1273 K下退火5分鐘後，用HRDSR（a）和CoCrFeMnNi（b）處理的Al0.5CoCrFeMnNi的TEM顯微照片。


圖11.（a）均質化和（b）HRDSR處理過的Al0.5CoCrFeMnNi和（c）均質化和HRDSR處理過的CoCrFeMnNi的應變硬化率隨真實應變的變化。


圖12.在不同溫度下退火的均質化（a）和經HDSR（b）處理的Al0.5CoCrFeMnNi的KM圖。均質化的Al0.5CoCrFeMnNi退火前後（c）和經HRDSR處理的Al0.5CoCrFeMnNi退火前後（d）的（σ-σy）θ與（σ-σy）的關係圖。（e）根據退火時間繪製的θh值。（f）繪製退火前後均質化和HRDSR處理過的樣品的應變硬化指數（n）值與退火時間的關係圖。


圖13. Al0.5CoCrFeMnNi中的FCC相和BCC相以及CoCrFeMnNi中的FCC相的曲線圖，用於確定方程式（3）中的C（m3 s-1）值。


圖14. 比較實驗測得的屈服強度值與通過公式（4）和（10）計算得出的屈服強度值。


確定了經HRDSR處理並在退火前後均質化的Al0.5CoCrFeMnNi合金的強化機理，並計算了每種強化機理的貢獻，計算結果與實驗結果吻合良好。

圖15.幾位研究人員研究了使用冷軋或嚴重塑性變形製造的Al0.5CoCrFeMnNi，CoCrFeMnNi和Fe41Mn25Ni24Co8Cr2的屈服強度與均勻延伸率（a）和拉伸強度與均勻延伸率（b）的曲線，包括本研究中提供的數據。

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