中南大学《JMST》：增材制造中熵合金，宽温度范围内具有优越力学性能(2)

时间：2024-05-29 09:09 来源：材料学网作者：admin 阅读：次

图9所示。AMed Co42Cr20Ni30Ti4Al4合金的力学性能。(a)本合金在77,298,773和873 K下的典型拉伸工程应力-应变曲线。(b)分别为77、298、773、873 K时的真应力-真应变曲线及相应的应变硬化率曲线;实线为真应力-真应变曲线，圆点为应变硬化速率。在(c)低温，(d)室温，(e, f)高温下，比较了当前退火合金和一些已报道的AMed合金的力学性能。

图10所示。(a、b) 298 K和(c、d) 77 K变形后合金组织的TEM观察:(a)双束BF TEM图像显示细胞边界加厚，细胞内部有高密度位错;(b)显示沿{111}面滑移带组成的平面位错构型的双束BF TEM图像;(c)显示{111}平面上SFs的双波束BF TEM图像;(d) dt的DF - TEM图像和相应的SAED模式(插图)。

图11所示。在298 K下变形的退火合金的典型变形子结构(a) CP区和(b) DP区，(c、d) CP区和(e、f) 77 K下变形的退火合金的DP区:(a)相交的双束BF TEM图像;(b)单方向延伸的双束BF TEM图像;(c)相交滑动带的BF TEM图像(左)和对应的DF TEM图像(右);(d)被SF和随后形成的APB剪切的L12析出物的HR-TEM图像(放大视图);(e)相交的SF和SF网的双波束BF TEM图像;(f) HR-TEM图像显示两个相交的SFs产生的L-C锁。

图12所示。(a) 773 K退火合金的CP区和(b) DP区，(c) 873 K退火合金的CP区和(d) DP区典型变形子结构。

图13所示。(a)合金在XY平面上的IPF图(步长= 0.05 μm);(b) (a)对应区域的KAM图;(c)与(b)箭头对应的点与点之间的KAM图;(d)与(b)箭头对应的累积KAM图;(e)退火合金在XY平面上的BSE观察显示GBs的胀形。

图14所示。退火过程中铸态合金组织演变示意图:(a)铸态合金的原始组织;(b)退火初期的显微组织表现为GB的胀形和DP区域的形成;(c)退火初期CP区放大图;(d)退火后期的DP区;(e)退火后期CP区的放大图。

图15所示。分析了不同强化机制对铸态合金和退火态合金YS的贡献，并与实验值进行了比较

图16所示。估计的临界流动应力在L12相中，SFs的发病时间不同与位错分离距离(r)。

图17。在773和873 K(步长= 0.2 μm)温度下测试合金变形组织的EBSD结果。(a) 773 K和(c) 873 K退火合金XZ面IPF图;(b) 773 K和(d) 873 K退火合金的XZ面KAM图。

图18所示。(a)中773 K退火合金的SEM断口形貌，放大图见(b-d);(e)为873 K，放大后的图像见(f-h)。

本研究通过SLM和后热处理成功地开发了一种沉淀硬化Co42Cr20Ni30Ti4Al4 MEA，在77 ~ 873 K范围内表现出优异的强度-塑性组合。探讨了强化机理和温度相关的应变硬化速率。可得出以下结论:

(1)显微组织由基体部分再结晶和L12相非均相析出组成，这是后热处理过程中再结晶和析出同时发生的结果。L12相在再结晶处不连续析出，在非再结晶处连续析出。由位错组成的晶界是L12相较好的成核点，但由于取向取向有限，不能作为高角度晶界再结晶的成核点。

(2)退火后的MEA在77 ~ 873 K范围内表现出优异的力学性能，特别是在298 K时具有优异的YS为1180 MPa, UTS为1586 MPa，总伸长率为22.7%，以及在77 K时具有超高的YS为1341 MPa, UTS为1944 MPa，总伸长率为22.6%。析出硬化、晶界硬化和位错硬化的协同作用导致了高屈服强度，显示了析出硬化与增材制造技术的成功结合。

(3)在77 ~ 873 K范围内，平面位错滑移是退火MEA的主要变形机制。应变硬化速率随温度升高而降低的原因可以归结为应变硬化速率随温度升高而增大。在77 K时，高应变硬化率是由纳米间距的SFs网络、lomo - cottrell锁和APBs引起的。

(4)在773 ~ 873 K的高温下，退火合金没有发生明显的软化和DRX。在773 k和873 k时，沿晶界析出的粗大不连续L12相会诱发晶间断裂，导致过早的拉伸破坏。

(5)与固溶态合金相比，退火态合金中没有DT。这可能是由于L12相的细通道宽度、小晶粒尺寸和高SFE导致临界孪晶应力增大所致。

(责任编辑：admin)

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