高熵合金是一種新型多組元合金，每種組元的原子比為5%~35%[1,2] 高熵合金的典型效應(yīng)有高熵效應(yīng)、晶格畸變效應(yīng)、緩慢擴(kuò)散效應(yīng)和雞尾酒效應(yīng)[1,2] 高熵合金有許多優(yōu)于傳統(tǒng)合金的性能，使其有廣闊的應(yīng)用和發(fā)展前景 例如，耐高溫、耐疲勞以及耐磨性能良好的高熵合金可用作高速鋼或刀具切削鋼的硬涂層[3~5]；高熵合金具有良好的耐輻射性和耐腐蝕性，是核燃料和高壓容器等包層材料的候選材料[6]；用高熵合金制備的焊料，可焊接鋼材和純鈦等金屬材料[7]

許多金屬材料(包括高熵合金)，如果其強(qiáng)度高則塑性較差，其塑形好則強(qiáng)度低 單相高熵合金的強(qiáng)韌化性能也受限 例如，典型面心立方(Face-centered cubic，F(xiàn)CC)結(jié)構(gòu)的FeMnCoCrNi高熵合金，其屈服強(qiáng)度為125 MPa，抗拉強(qiáng)度約450 MPa，但是延伸率可達(dá)80%[8] 而體心立方(Body-centered cubic，BCC)結(jié)構(gòu)的高熵合金，其強(qiáng)度高而塑性較差，(FeCoNiCrMn)89Al11高熵合金的抗拉強(qiáng)度超過1.2 GPa，但是延伸率不足5%[9] 有研究表明，雙相高熵合金的強(qiáng)韌化性能優(yōu)異[10~13] 例如，Ma等制備的BCC相和(CoCr)Ni型Laves相結(jié)構(gòu)的AlCoCrFeNbxNi高熵合金，其屈服強(qiáng)度為1641 MPa，延伸率為17.2%[13] Li等制備的Fe50Mn30Co10Cr10雙相高熵合金在形變過程中因激活相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)(FCC→HCP，Transformation-induced plasticity，TRIP)，在其抗拉強(qiáng)度超過700 MPa的同時(shí)延伸率保持在50%以表現(xiàn)出極好的強(qiáng)韌化協(xié)調(diào)性能[10]

將硼(B)原子添加到合金材料中，是一種制備高強(qiáng)韌化合金的有效方法[14~18] 半徑較小的B原子主要以間隙原子或在晶界析出硼化物的形式存在，可實(shí)現(xiàn)間隙強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化[14,15] 已有研究表明，B在界面析出使界面粘聚力增大并提高界面承載能力，可降低工程結(jié)構(gòu)件發(fā)生災(zāi)難性界面破壞的概率[16] 同時(shí)，界面硼化物的強(qiáng)化作用和晶界界面能降低增強(qiáng)了晶界阻力效應(yīng)，使再結(jié)晶過程中的擴(kuò)散系數(shù)降低，協(xié)同細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)提高了材料的強(qiáng)度和延展性[17] 在實(shí)際工業(yè)應(yīng)用中，添加微量的B原子即可提高合金的力學(xué)性能 Hsu等發(fā)現(xiàn)，在CuCoNiCrAl0.5Fe高熵合金系中添加B元素使其強(qiáng)度和硬度提高且能保持較好的塑性[18] 鑒于此，本文在典型的雙相高熵合金(Fe50Mn30Co10Cr10)中摻入B原子制備Fe50-xMn30Co10Cr10B3間隙高熵合金，通過形變和退火調(diào)控其微觀組織結(jié)構(gòu)，研究形變(形變量以及形變溫度)、退火(溫度及時(shí)間)對其組織(位錯(cuò)界面和形變誘導(dǎo)ε相、退火孿晶及第二相等)的影響，以期揭示強(qiáng)韌化性能與微觀組織的關(guān)系

1 實(shí)驗(yàn)方法

使用Thermo-Calc軟件的熱力學(xué)計(jì)算模塊，計(jì)算Fe47Mn30-Co10Cr10B3間隙高熵合金的相變特征溫度 使用用于計(jì)算鋼鐵材料相圖和熱力學(xué)性質(zhì)的數(shù)據(jù)庫(TCFE)Thermo-Calc軟件，進(jìn)行相平衡和熱力學(xué)計(jì)算

實(shí)驗(yàn)原料包括鐵(Fe)、錳(Mn)、鈷(Co)、鉻(Cr)和硼(B)等粉末，純度都高于99.9% 圖1a給出了實(shí)驗(yàn)過程的示意圖 先將配好的合金粉末裝入球磨機(jī)的球磨罐，然后球磨4 h 用壓片機(jī)將球磨后的合金粉末壓成固態(tài)圓柱狀試樣，使用真空非自耗電弧熔煉爐在氬氣保護(hù)下進(jìn)行熔煉，用水冷銅坩堝冷卻 試樣的正反面交替熔煉4次，以使各元素均勻分布 最后得到紐扣狀Fe47Mn30Cr10Co10B3高熵合金的鑄錠 將鑄錠在1000℃熱處理2 h(1000℃-2 H)

圖1



圖1實(shí)驗(yàn)用樣品的制備過程和實(shí)驗(yàn)過程的流程

Fig.1Schematic illustrations of experimental sample preparation (a) and flow chart of the experimental process (b)

用熱壓縮模具進(jìn)行熱壓縮形變，形變量為60% 然后對熱壓態(tài)樣品再次在1000℃退火熱處理2 h，得到均勻態(tài)樣品 使用電火花線切割機(jī)將均勻態(tài)樣品切片，得到尺寸為5 mm×10 mm×24 mm的板材 設(shè)定板材的三個(gè)方向分別為軋向(Rolling direction，RD)、橫向(Transverse direction，TD)和法向(Normal direction，ND)

樣品的形變和退火工藝過程如圖1b所示 將樣品分別進(jìn)行室溫軋(26℃，Room temperature deformation)，形變量分別為10%、30%和60%；再進(jìn)行形變量為10%的熱軋(800℃，High temperature deformation)和在液氮溫度下的冷軋(Cryogenic temperature deformation) 將樣品分別標(biāo)記為R-10%、R-30%、R-60%，H-10%以及C-10% 對R-60%樣品在不同溫度下進(jìn)行退火處理，工藝參數(shù)為：600℃-5 min、800℃-5 min和1000℃-5 min 冷卻方式為水冷；分別將樣品標(biāo)記為R-60%-600℃-5 min、R-60%-800℃-5 min、R-60%-1000℃-5 min 對R-60%樣品在1000℃分別進(jìn)行1 min和15 min的保溫處理，分別將樣品標(biāo)記為R-60%-1000℃-1 min，R-60%-1000℃-15 min

選取樣品的RD-ND截面為EBSD觀察面 用水磨砂紙將試樣的RD-ND面磨光，然后進(jìn)行電解拋光 電解拋光液的成分(體積比)為10%高氯酸+ 90%無水乙醇，拋光溫度為-20℃ 電解拋光時(shí)試樣接直流穩(wěn)壓電源的陽極，用不銹鋼作陰極，拋光時(shí)間約為60 s 用電子通道襯度像(ECC)和電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)表征試樣的微觀組織結(jié)構(gòu) 使用自動轉(zhuǎn)塔數(shù)顯顯微硬度計(jì)測量樣品的硬度，使用萬能拉伸實(shí)驗(yàn)機(jī)測試完全再結(jié)晶態(tài)樣品的力學(xué)性能

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

圖2a給出了Fe47Mn30Cr10Co10B3高熵合金的相成分隨溫度的變化 可以看出，隨著溫度的降低FCC相最早從液相中析出(1573 K)，在溫度下降到1348 K時(shí)固液共存結(jié)束，析出M2B相形成FCC+M2B雙相結(jié)構(gòu)(M=Fe，Mn，Co，Cr) 溫度下降到1109 K開始出現(xiàn)SIGMA相，相結(jié)構(gòu)由FCC+M2B+SIGMA相三相構(gòu)成 圖2b~d給出了均勻態(tài)樣品的反極圖(Inverse pole figure，IPF)、相圖(Phase map)和晶界圖(Grain boundaries) 圖2b表明，樣品的組織由等軸晶粒組成，其平均晶粒尺寸約為14.1 μm 圖2c表明，相組織為γ+ε雙相結(jié)構(gòu)(藍(lán)色表示γ相，紅色表示ε相)，其中ε相為塊狀形態(tài)，屬于相變過程中(γ→ε)熱誘導(dǎo)產(chǎn)生的相變組織 相圖中的白色部分(未標(biāo)定的部分)為電解拋光腐蝕掉落的第二相顆粒，大多數(shù)分布在晶界處 圖2d表明，在均勻化樣品的組織中有大量的退火孿晶

圖2



圖2Fe47Mn30Cr10Co10B3高熵合金的相成分隨溫度變化和均勻態(tài)樣品的微觀組織

Fig.2Calculated mole fraction of equilibrium phases at various temperatures for the Fe47Mn30Cr10Co10B3 (a), Inverse pole figure (IPF) map (b)，phase map showing dual phase (c) and grain boundaries (GB) showing anneal twinning boundaries (TB) (d)

圖3給出了在不同溫度形變量為10%樣品的微觀組織 圖3a1~c1表明，晶粒均為等軸晶且第二相顆粒大多分布在晶界處 在液氮溫度(圖3a2)出現(xiàn)了類似于滑移線的條狀組織(黑色線框)，圖3a3表明該條狀組織為ε相并呈現(xiàn)彎曲形態(tài) 圖3b2表明，在室溫下形變晶粒內(nèi)部的胞塊區(qū)域內(nèi)(Cell block, CB)有方向不同的滑移系開動，且滑移線構(gòu)成了柵欄結(jié)構(gòu)(黑色箭頭所示) 圖3b3表明，在晶界處有方向不同的滑移系開動(綠色虛線) 在高溫(800℃，圖3c2)下形變其形變組織與室溫形變的組織類似(均為位錯(cuò)滑移)，在晶粒內(nèi)有多個(gè)滑移系開動(圖3c2綠色虛線) 圖3c3表明，在高溫下形變后晶粒內(nèi)更容易分割成多個(gè)胞塊區(qū)

圖3



圖3形變溫度為液氮低溫、室溫(26℃)和高溫(800℃)形變量為10%時(shí)樣品的微觀組織

Fig.3Microstructure of homogenized samples with 10% deformation under different deformation temperatures: (a1~a3) cryogenic temperature; (b1~b3) room temperature (26℃); (c1~c3) high temperature (800℃)

圖4給出了在不同溫度下形變量為10%樣品的EBSD圖 圖4a2表明，在液氮溫度下形變的樣品，具有γ+ε雙相組織 ε相有細(xì)長條狀(形變誘導(dǎo)ε相)和塊狀(熱誘導(dǎo)ε相)兩種形態(tài) 圖4b2表明，在室溫下變形后的樣品具有γ+ε雙相組織，ε相主要為塊狀形態(tài) 圖4c2表明，在高溫下變形后的相組織為γ單相，沒有出現(xiàn)ε相 這些結(jié)果表明，在低溫下γ相的穩(wěn)定性差，且承載更大的形變應(yīng)力和具有更易發(fā)生形變誘導(dǎo)的相轉(zhuǎn)變，因此可觀察到形變誘導(dǎo)的條狀ε相(圖4a2) 在液氮和室溫下形變觀察到的塊狀ε組織，都屬于均勻態(tài)樣品中生成的熱誘導(dǎo)ε相(圖4a2，b2) 而在高溫(800℃)下形變后均勻態(tài)中的ε相發(fā)生ε→γ相的逆轉(zhuǎn)變從而出現(xiàn)了γ單相(圖4c2) 從晶界圖可見，在液氮溫度下形變后晶粒內(nèi)較為干凈(小角度界面含量為23.2%，圖4a4)，在室溫下形變后晶粒內(nèi)部出現(xiàn)大量的小角度晶界(小角度界面含量為59.3%，圖4b4)，而在高溫下形變后晶粒內(nèi)小角度晶界的含量為35.4%(圖4c4) 小角度界面的形成是位錯(cuò)滑移的結(jié)果，因此室溫變形的樣品其室溫變形機(jī)制以位錯(cuò)滑移為主導(dǎo)；在高溫下的變形過程中位錯(cuò)發(fā)生回復(fù)，位錯(cuò)的對消或重新排列使小角度晶界減少；而在低溫下變形的機(jī)制為相變誘導(dǎo)塑性，因此小角度界面最少

圖4



圖4形變溫度為液氮低溫、室溫(26℃)或高溫(800℃)形變量為10%時(shí)均勻態(tài)樣品的EBSD圖

Fig.4EBSD maps of homogenized samples with 10% deformation degree under different deformation temperatures: (a1~a4) cryogenic temperature; (b1~b4) room temperature (26℃); (c1~c4) high temperature (800℃)

圖5給出了在室溫下不同形變量樣品的微觀組織 圖5a2表明，變形量為10%樣品的晶粒內(nèi)各區(qū)域開動的滑移系和滑移數(shù)目不同，從而將晶?！八榛?碎化區(qū)域被稠密位錯(cuò)墻(Dense dislocation walls，DDWs)分隔成若干個(gè)取向不同的胞塊 胞塊內(nèi)開動的滑移系基本相同(圖5a2綠色虛線)，表明胞塊內(nèi)部的形變均勻 為了適應(yīng)鄰近晶粒的形變行為，在晶界附近沿不同方向開動了不同的滑移系(圖5a3綠色虛線) 圖5b1表明，形變量(30%)增大后晶界變得難以分辨，第二相顆粒有沿著軋向呈流線分布的趨勢(藍(lán)色虛線) 圖5b2表明，晶粒內(nèi)的稠密位錯(cuò)墻明顯增多且其間距隨形變量的增大而減小，逐漸形成新的胞塊 從圖5b3可見，隨著形變量的增大稠密位錯(cuò)墻分裂成多個(gè)大體平行的位錯(cuò)墻，構(gòu)成顯微帶(Microband，MB) 另外，部分顯微帶發(fā)生局部切變而轉(zhuǎn)變成S形狀結(jié)構(gòu)，簡稱S帶 當(dāng)形變量繼續(xù)增大到60%時(shí)(圖5c1)整體的晶粒形態(tài)為扁平狀(沿著軋向拉長)，且原始晶粒結(jié)構(gòu)因形變誘發(fā)的亞結(jié)構(gòu)而變得模糊(圖5c2) 圖5c1表明，第二相顆粒已經(jīng)沿著軋制方向呈流線分布(藍(lán)色虛線) 圖5c3表明，顯微帶的間距明顯減小而演變?yōu)閷訝钸吔?Lamellar boundaries，LBs)

圖5



圖5均勻態(tài)樣品在常溫下形變量分別為R-10%、R-30%和R-60%的微觀組織

Fig.5Microstructure of homogenized samples after deformation at room temperature with deformation degree: (a1~a3) R-10%, (b1~ b3) R-30% and (c1~c3) R-60%

圖6給出了在室溫下形變量為60%樣品在不同溫度(600℃、800℃和1000℃)退火5 min后的再結(jié)晶微觀組織 從圖6a1~c1可見，形變態(tài)樣品在不同溫度退火后第二相顆粒都沿著軋向分布，表明退火溫度不影響第二相顆粒的分布 在600℃退火(圖6a2)后的組織仍為形變組織，在圖6a3中保留了明顯的層狀邊界組織(箭頭所示) 在800℃退火(圖6b2)后組織中開始出現(xiàn)再結(jié)晶晶粒，但是仍以形變組織為主(箭頭所示) 圖6b3表明出現(xiàn)了新生成的再結(jié)晶晶粒(箭頭所示)，其周圍均為形變組織(箭頭所示) 在1000℃退火(圖6c2)后其組織由完全再結(jié)晶晶粒組成，表明樣品已經(jīng)完全再結(jié)晶 圖6c3表明，再結(jié)晶晶粒內(nèi)有第二相顆粒析出(黑色線框)

圖6



圖6在常溫下形變量為60%的樣品在600℃、800℃和1000℃退火后的微觀組織圖

Fig.6Recrystallization microstructure of samples with 60% deformation at room temperature after annealing at 600℃ (a1~a3), 800℃ (b1~b3) and 1000℃ (c1~c3)

圖7給出了在室溫下形變60%樣品在1000℃退火不同時(shí)間(1 min、5 min和15 min)后的組織 圖7a1~c1表明，退火后第二相顆粒的分布沒有變化，仍沿軋向分布 退火1 min的組織，為未完全再結(jié)晶組織(圖7a2) 圖7a3表明，退火組織中有由大量細(xì)小板條交錯(cuò)組成的魏氏體組織(黑色線框) 過熱的鋼、鋯和鈦，在快冷過程中易形成魏氏體組織[19~21] 類似地，高熵合金Fe47Mn30Co10Cr10B3熱處理后也出現(xiàn)魏氏體組織(圖7a3) 退火5 min后的退火組織為完全再結(jié)晶組織(圖7b2)，在原始的形變帶內(nèi)可觀察到部分完整的再結(jié)晶晶粒(紅色虛線所示)，再結(jié)晶晶粒沒有穿過第二相顆粒 圖7b3表明，在再結(jié)晶晶粒內(nèi)出現(xiàn)了少量的退火孿晶(箭頭所示) 退火15 min后的組織形貌，沒有發(fā)生變化(圖7c2) 圖7c3表明，再結(jié)晶晶粒內(nèi)出現(xiàn)退火孿晶，且在其界面有共格和非共格關(guān)系(箭頭所示) 退火5 min和15 min的樣品的再結(jié)晶晶粒尺寸沒有明顯的變化，表明隨著退火時(shí)間的延長，再結(jié)晶晶粒的長大受到晶界處第二相顆粒的阻礙，因此再結(jié)晶晶粒的長大不明顯

圖7



圖7在常溫下形變量為60%的樣品在1000℃退火1 min、5 min和15 min后的微觀組織

Fig.7Microstructure of samples with 60% deformation after annealing at 1000℃ for 1 min (a1~a3), 5 min (b1~b3) and 15 min (c1~c3)

圖8給出了在室溫下形變60%樣品在1000℃保溫不同時(shí)間后的EBSD圖 圖8a1表明，退火1 min后的組織已開始發(fā)生再結(jié)晶，在第二相顆粒附近生成了大量細(xì)小的晶粒 圖8a2表明，相組織為γ單相 圖8a3表明，在退火過程中晶粒組織內(nèi)生成了大量的退火孿晶(孿晶界比例為41.9%，圖8a4) 退火5 min后，可觀察到兩種不同尺度的晶粒(圖8b2) 小尺寸晶粒大多分布在第二相顆粒密集區(qū)域，而大尺寸晶粒則遠(yuǎn)離第二相顆粒分布 相圖8b2表明，相組織為γ單相 在晶界圖8b3中觀察到了大量退火孿晶(孿晶界比例為49.3%，圖8b4) 與退火5 min相比，退火15 min的晶粒尺寸沒有發(fā)生明顯的變化(圖8c1) 但是相圖8c2表明，相組織為γ+ε雙相結(jié)構(gòu)，其中ε相呈塊狀形態(tài)，ε相的含量(56.7%)明顯高于γ相的含量(28.6%) 出現(xiàn)ε相的原因是，在1000℃高溫長時(shí)間退火后γ相發(fā)生相變，轉(zhuǎn)變?yōu)闊嵴T導(dǎo)的ε相 由于γ相減少，在晶界圖8c3中可觀察到退火孿晶的數(shù)量減少 值得一提的是，在ε相內(nèi)出現(xiàn)了一種特殊的晶界(70.5°<11-20>，綠色線條表示) 另外，圖8c4表明，在退火組織中存在大量的小角度界面(占比為27.0%) 其原因是，在退火過程中發(fā)生了γ→ε相轉(zhuǎn)變 但是，由于γ和ε相的晶格類型不同，在相轉(zhuǎn)變過程中會發(fā)生體積膨脹，因此需要用小角度位錯(cuò)界面來容納體積膨脹所產(chǎn)生的缺陷

圖8



圖8在常溫下形變60%的樣品1000℃退火1 min、5 min和15 min的EBSD圖

Fig.8EBSD maps of samples with 60% deformed after annealing at 1000℃ for 1 min (a1~a3); 5 min (b1~b3) and 15 min (c1~c3)

圖9給出了不同狀態(tài)樣品的硬度變化(a,b)、工程應(yīng)力-應(yīng)變(c)以及拉伸斷口形貌(d) 圖9a表明，在形變量相同(10%)而形變溫度不同的條件下出現(xiàn)了不同的硬度關(guān)系：H-10%(288 HV)<C-10%(337 HV)<R-10%(349 HV) 硬度的大小，與三種狀態(tài)下的位錯(cuò)密度(小角度界面含量)有關(guān) R-10%樣品中的小角度界面含量最高，因此硬度最大；而H-10%樣品經(jīng)過高溫形變后發(fā)生軟化，硬度最低 在室溫下形變，不同形變量樣品的硬度不同(R-10%，R-30%和R-60%) 這與在形變過程中缺陷的增加有關(guān)，即在形變過程中儲存的畸變能越高則樣品的硬度也越高 圖9b給出了R-60%樣品在不同溫度退火不同時(shí)間后硬度的變化 在退火過程中，隨著再結(jié)晶的進(jìn)行位錯(cuò)發(fā)生對消或重新排列，位錯(cuò)密度降低而使儲存的畸變能下降，使樣品發(fā)生軟化即硬度降低 因此，在退火時(shí)間相同的條件下，在600℃退火的樣品硬度最高(414 HV)，在1000℃退火的樣品硬度最低(218 HV) 在高溫(1000℃)下退火的樣品再結(jié)晶速度高 與形變態(tài)R-60%樣品的(硬度值461 HV)相比，退火1 min樣品的硬度(229 HV)下降顯著，退火時(shí)間延長到5 min的樣品已經(jīng)完全再結(jié)晶，其硬度(218 HV)與退火15 min樣品的硬度(219 HV)接近 圖9c給出了完全再結(jié)晶態(tài)樣品(1000℃-5 min)的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可見其屈服強(qiáng)度為326 MPa，抗拉強(qiáng)度為801.9 MPa，延伸率為26.8%，具有較好的強(qiáng)韌化力學(xué)性能 圖9d給出了拉伸斷口的形貌，可見斷口表面有大量的韌窩結(jié)構(gòu)(箭頭所示)，表明其斷裂機(jī)制為韌性斷裂

圖9



圖9不同狀態(tài)樣品的硬度變化圖、工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線和斷口形貌

Fig.9Hardness change (a, b), engineering stress-strain curve (c) and fracture morphology (d) of samples after different treatments

3 討論

圖10給出了不同形變量和不同退火工藝處理后Fe47Mn30Co10Cr10B3間隙高熵合金微觀組織演變過程的示意圖 可以看出，均勻態(tài)組織的晶粒尺寸較粗大，為雙相組織(γ+ε)，第二相顆粒主要分布在晶界處(圖10a) 在液氮溫度下，低溫導(dǎo)致的應(yīng)力集中使ε相變發(fā)生(圖10b) 在室溫下位錯(cuò)的滑移更為明顯，滑移線出現(xiàn)交互作用，在晶界處尤其明顯 與在液氮溫度下的形變相比，室溫形變伴隨著形變溫度的升高，使γ相的穩(wěn)定性提高，在塑形形變過程中不易發(fā)生γ→ε相變(圖10c) 在高溫下形變，由于位錯(cuò)滑移的激活形成了由位錯(cuò)墻分隔的胞塊；同時(shí)，均勻態(tài)組織中的熱誘導(dǎo)ε相發(fā)生逆相變(ε→γ)，形成了γ單相(圖10d) 在室溫下形變，隨著形變量的增加(形變量30%，圖10e)稠密位錯(cuò)墻(DDWs)分裂成大體平行的顯微帶(MB)，并在垂直方向形成二次顯微帶(MB) 部分二次顯微帶(MB)發(fā)生局部切變逐漸扭曲并形成S帶，組織中的部分γ相轉(zhuǎn)變?yōu)殚L條狀ε相 形變量達(dá)到最大(形變量60%)時(shí)部分二次MB帶轉(zhuǎn)變?yōu)閷訋ЫY(jié)構(gòu)(圖10f)，且形變誘導(dǎo)的ε相增多 在退火時(shí)間(5 min)相同的條件下，在600℃退火的樣品其組織形態(tài)基本上不變，只發(fā)生回復(fù)過程(圖10g)；在800℃退火后，在第二相顆粒或形變儲存能較高區(qū)域優(yōu)先發(fā)生再結(jié)晶(圖10h)；在1000℃退火后形成完全再結(jié)晶組織(圖10i)，且在γ相內(nèi)生成退火孿晶 在高溫(1000℃)退火1 min的樣品發(fā)生部分再結(jié)晶和生成了大量的退火孿晶，且形變誘導(dǎo)ε相發(fā)生逆相變(ε→γ)，形成γ單相(圖10j)；隨著退火時(shí)間的延長(5 min)再結(jié)晶完成，但是第二相顆粒抑制晶粒的長大，第二相顆粒分布密集區(qū)域的晶粒尺寸較小(圖10 h)；退火15 min的樣品，受第二相顆粒的限制晶粒尺寸變化不大，但是組織內(nèi)生成了熱誘導(dǎo)ε相(γ→ε)，并在ε相內(nèi)出現(xiàn)特殊晶界(70.5°<11-20>，如圖10k)

圖10



圖10不同形變和退火工藝處理后Fe47Mn30Co10Cr10B3雙相間隙高熵合金樣品的微觀組織演變過程的示意圖

Fig.10Schematic illustrations of microstructure evolution of Fe47Mn30Co10Cr10B3 interstitial dual-phase HEA samples after different deformation and annealing

在低層錯(cuò)能的合金中，相變誘導(dǎo)塑性形變是其主要形變機(jī)制 這些材料，包括奧氏體鋼[22]、形狀記憶合金[23]以及高熵合金[24] 影響相變誘導(dǎo)塑性的因素，包括形變溫度和形變量 研究證明：隨著溫度的提高層錯(cuò)能變大，有利于提高奧氏體的穩(wěn)定性 同時(shí)，相變驅(qū)動力下降，不易發(fā)生相變誘導(dǎo)塑性[25] 因此，在本文的工作中，在低溫條件下奧氏體在較小應(yīng)變下就能發(fā)生相變誘導(dǎo)塑性，而在高溫條件下奧氏體穩(wěn)定性提高，不易發(fā)生相變誘導(dǎo)塑性 在相變誘導(dǎo)塑性過程中，層錯(cuò)是出現(xiàn)相變的核心[10] 因此，隨著形變量的增大產(chǎn)生的層錯(cuò)增加，主要形變機(jī)制逐漸由位錯(cuò)滑移向相變誘導(dǎo)塑性轉(zhuǎn)變 在本文的工作中，室溫下的小形變量(10%)并沒有達(dá)到馬氏體形核的條件，其形變機(jī)制為位錯(cuò)滑移；而隨著形變量的增大其主導(dǎo)形變機(jī)制由位錯(cuò)滑移逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橄嘧冋T導(dǎo)塑性

在添加B原子的合金材料中，B傾向于在晶界偏析，使晶界粘結(jié)強(qiáng)度提高，抑制晶間破壞，從而強(qiáng)化晶界[16] 在鈦基合金中B易形成高硬度TiB增強(qiáng)相，可提高合金的強(qiáng)度、硬度和耐磨性[26] 同時(shí)，在晶界析出的硼化物可細(xì)化晶粒，從而進(jìn)一步提高合金強(qiáng)度和耐磨性等[27] B易與Fe、Co、Cr等主要元素產(chǎn)生負(fù)的混合焓，意味著容易形成硼化物[28] 在Fe47Mn30Co10Cr10B3高熵合金中，B主要以M2B第二相顆粒的形式在晶界析出 在形變過程中，第二相顆粒的形貌不隨著溫度和形變量的改變而改變 但是，隨著形變量的增大晶界破碎，第二相顆粒逐漸沿著軋向呈流線分布 在退火過程中，第二相顆粒的形貌和分布與形變態(tài)樣品相似 在第二相顆粒附近有更高的形變儲存能，可優(yōu)先發(fā)生再結(jié)晶，且第二相顆粒的存在能阻礙再結(jié)晶晶粒的長大，從而實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化

4 結(jié)論

(1) 在小應(yīng)變量和液氮溫度條件下Fe47Mn30Cr10Co10B3高熵合金的主導(dǎo)形變機(jī)制為相變誘導(dǎo)塑性，而在室溫和高溫下形變的主導(dǎo)形變機(jī)制為位錯(cuò)滑移

(2) 在室溫下形變，隨著應(yīng)變量的增大晶粒由等軸晶形態(tài)演變?yōu)檠刂堉品较蚶L的形態(tài)；處于晶界處的第二相顆粒也沿軋向呈流線分布；主導(dǎo)的形變機(jī)制由位錯(cuò)滑移逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橄嘧冋T導(dǎo)塑性

(3) 在退火時(shí)間(5 min)相同的條件下組織形態(tài)的演變過程為：形變態(tài)(600℃)，部分再結(jié)晶(800℃)以及完全再結(jié)晶(1000℃)組織，表明退火溫度對再結(jié)晶行為有顯著的影響

(4) 在退火溫度相同(1000℃)的條件下組織形態(tài)的演變過程為：部分再結(jié)晶(1 min)，完全再結(jié)晶(5，15 min) 隨著退火時(shí)間的延長再結(jié)晶組織的相組成由單一的γ相逐漸向γ+ε雙相的轉(zhuǎn)變

(5) 完全再結(jié)晶態(tài)的Fe47Mn30Cr10Co10B3高熵合金其屈服強(qiáng)度為326 MPa，抗拉強(qiáng)度為801.9 MPa，延伸率為26.8%，實(shí)現(xiàn)了良好的強(qiáng)韌化指標(biāo)，其斷裂機(jī)制為韌性斷裂

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