中南大學《JMST》：增材制造中熵合金，寬溫度范圍內具有優越力學性能(2)
時間：2024-05-29 09:09 來源：材料學網 作者：admin 閱讀：次
圖9所示。AMed
Co42Cr20Ni30Ti4Al4合金的力學性能。(a)本合金在77,298,773和873
K下的典型拉伸工程應力-應變曲線。(b)分別為77、298、773、873
K時的真應力-真應變曲線及相應的應變硬化率曲線;實線為真應力-真應變曲線，圓點為應變硬化速率。在(c)低溫，(d)室溫，(e,
f)高溫下，比較了當前退火合金和一些已報道的AMed合金的力學性能。
圖10所示。(a、b) 298 K和(c、d) 77
K變形后合金組織的TEM觀察:(a)雙束BF
TEM圖像顯示細胞邊界加厚，細胞內部有高密度位錯;(b)顯示沿{111}面滑移帶組成的平面位錯構型的雙束BF
TEM圖像;(c)顯示{111}平面上SFs的雙波束BF TEM圖像;(d) dt的DF - TEM圖像和相應的SAED模式(插圖)。
圖11所示。在298 K下變形的退火合金的典型變形子結構(a) CP區和(b)
DP區，(c、d) CP區和(e、f) 77 K下變形的退火合金的DP區:(a)相交的雙束BF TEM圖像;(b)單方向延伸的雙束BF
TEM圖像;(c)相交滑動帶的BF TEM圖像(左)和對應的DF
TEM圖像(右);(d)被SF和隨后形成的APB剪切的L12析出物的HR-TEM圖像(放大視圖);(e)相交的SF和SF網的雙波束BF
TEM圖像;(f) HR-TEM圖像顯示兩個相交的SFs產生的L-C鎖。
圖12所示。(a) 773 K退火合金的CP區和(b) DP區，(c) 873 K退火合金的CP區和(d) DP區典型變形子結構。
圖13所示。(a)合金在XY平面上的IPF圖(步長= 0.05 μm);(b) (a)對應區域的KAM圖;(c)與(b)箭頭對應的點與點之間的KAM圖;(d)與(b)箭頭對應的累積KAM圖;(e)退火合金在XY平面上的BSE觀察顯示GBs的脹形。
圖14所示。退火過程中鑄態合金組織演變示意圖:(a)鑄態合金的原始組織;(b)退火初期的顯微組織表現為GB的脹形和DP區域的形成;(c)退火初期CP區放大圖;(d)退火后期的DP區;(e)退火后期CP區的放大圖。
圖15所示。分析了不同強化機制對鑄態合金和退火態合金YS的貢獻，并與實驗值進行了比較
圖16所示。估計的臨界流動應力在L12相中，SFs的發病時間不同與位錯分離距離(r)。
圖17。在773和873 K(步長= 0.2 μm)溫度下測試合金變形組織的EBSD結果。(a) 773 K和(c) 873 K退火合金XZ面IPF圖;(b) 773 K和(d) 873 K退火合金的XZ面KAM圖。
圖18所示。(a)中773 K退火合金的SEM斷口形貌，放大圖見(b-d);(e)為873 K，放大后的圖像見(f-h)。
本研究通過SLM和后熱處理成功地開發了一種沉淀硬化Co42Cr20Ni30Ti4Al4 MEA，在77 ~ 873 K范圍內表現出優異的強度-塑性組合。探討了強化機理和溫度相關的應變硬化速率。可得出以下結論:
(1)顯微組織由基體部分再結晶和L12相非均相析出組成，這是后熱處理過程中再結晶和析出同時發生的結果。L12相在再結晶處不連續析出，在非再結晶處連續析出。由位錯組成的晶界是L12相較好的成核點，但由于取向取向有限，不能作為高角度晶界再結晶的成核點。
(2)退火后的MEA在77 ~ 873 K范圍內表現出優異的力學性能，特別是在298 K時具有優異的YS為1180 MPa, UTS為1586 MPa，總伸長率為22.7%，以及在77 K時具有超高的YS為1341 MPa, UTS為1944 MPa，總伸長率為22.6%。析出硬化、晶界硬化和位錯硬化的協同作用導致了高屈服強度，顯示了析出硬化與增材制造技術的成功結合。
(3)在77 ~ 873 K范圍內，平面位錯滑移是退火MEA的主要變形機制。應變硬化速率隨溫度升高而降低的原因可以歸結為應變硬化速率隨溫度升高而增大。在77 K時，高應變硬化率是由納米間距的SFs網絡、lomo - cottrell鎖和APBs引起的。
(4)在773 ~ 873 K的高溫下，退火合金沒有發生明顯的軟化和DRX。在773 k和873 k時，沿晶界析出的粗大不連續L12相會誘發晶間斷裂，導致過早的拉伸破壞。
(5)與固溶態合金相比，退火態合金中沒有DT。這可能是由于L12相的細通道寬度、小晶粒尺寸和高SFE導致臨界孿晶應力增大所致。
(責任編輯：admin)
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