弘益大学：强塑性变形+退火制备高熵合金！性能堪比TWIP钢

导读：本文通过对Al0.5CoCrFeMnNi高比例差速轧制（HRDSR）的强塑性变形（SPD），然后进行退火处理，以设计可同时实现高强度和高均匀应变的显微组织。优化的微观结构由高比例的高角度晶界（61％-66％）的超细FCC基体（1.7-2 µm）和沿着FCC基体的晶界均匀分布的BCC结构超细颗粒组成（尺寸为0.6-1 µm，体积分数为8％-9.3％），表现出超过1 GPa的高拉伸强度，良好的均匀伸长率为14％-20％。这些拉伸性能可与相变诱发塑性钢相媲美。

通过严重塑性变形（SPD）制成的超细晶粒合金具有较高的强度，但通常具有较差的均匀延展性。这些原因之一是SPD期间高位错密度的积累，这降低了拉伸变形过程中的应变硬化能力和均匀的延伸率。均匀的延展性越大，超细颗粒材料改变其形状而不会颈缩的能力就越明显。在高熵合金（HEA）中，已经研究了通过冷轧或剧烈的塑性变形以及适当的退火步骤来实现高强度和高拉伸延展性的方法。单相HEA在变形后的退火过程中，再结晶后通常会发生快速的晶粒长大，并且难以在1 GPa上获得高拉伸强度并具有良好的拉伸延展性。为了改善强度-延展性的平衡，已经设计并开发了混合有软面心立方（FCC）和硬体心立方（BCC）相的双相HEA。

众所周知，严重的塑性变形（SPD）在获得超细晶粒方面非常有效，因为大变形时的连续动态再结晶（CDRX）可以导致晶粒细化。Reddy等人使用高压扭转（HPT）将SPD应用于Al0.5CoCrFeMnNi合金，并在退火后获得了由纳米晶FCC基体和粗BCC颗粒组成的微观结构。他们测量了退火前后的硬度，但未进行拉伸试验，这可能是由于HPT制备的样品尺寸有限。

基于此，韩国弘益大学使用高比率差速轧制（HRDSR）对固溶Al0.5CoCrFeMnNi合金进行了严重的塑性变形，然后进行退火，以找到可以实现高强度和高均匀延展性的优化双相组织。优化的微观结构由高比例的高角度晶界（61％-66％）的超细FCC基体（1.7-2 µm）和沿着FCC基体的晶界均匀分布的BCC结构超细颗粒组成（尺寸为0.6-1 µm，体积分数为8％-9.3％）。具有优化的微观结构的样品表现出超过1 GPa的高拉伸强度，良好的均匀伸长率为14％-20％。这些拉伸性能可与相变诱发塑性钢相媲美。

论文链接：https://doi.org/10.1016/j.jmst.2020.07.017

在高温下，Al0.5CoCrFeMnNi发生严重的塑性变形（通过HRDSR）导致形成了超细晶粒，并具有高比例的低角度晶界和高密度位错。

图1.均质化的Al0.5CoCrFeMnNi的EBSD逆极图（IPF）（a）和相图（b）。（c）在低放大倍率下均质化的Al0.5CoCrFeMnNi的BSE-SEM显微照片。（d）BCC相的BSE-SEM显微照片。（e）高倍率下（d）中标记的＃4中BCC相的BSE-SEM显微照片。

图2.用HRRDSR在673 K下处理的Al0.5CoCrFeMnNi（a）和在室温（b）下用HRDSR处理的CoCrFeMnNi的TEM显微照片和选定的区域衍射图。经HRDSR处理的Al0.5CoCrFeMnNi的EBSD IPF（c），相图（d）和GB图（e）。在GB地图中，低角度边界（2°–5°）为蓝色，中间角度边界（5°–15°）为黄色，高角度边界（> 15°）为红色。

硬度测量值与退火温度的关系表明，用HRDSR处理的Al0.5CoCrFeMnNi的峰值硬度条件在873 K处获得，而均质化的Al0.5CoCrFeMnNi的峰值硬度条件在973 K处得到，表明析出动力学在HRDSR加工合金中被加速。经过HRDSR处理并在峰值硬度条件下进行热处理的合金，由于大量BCC相的析出和⌠相的形成，其拉伸脆性高。

图3.在给定的1h退火时间下，经HRDSR处理并均化后的Al0.5CoCrFeMnNi样品的维氏硬度变化。

经HRDSR处理的Al0.5CoCrFeMnNi在1273 K处进行退火处理，形成了由超细晶粒FCC基体和大量再结晶晶粒组成的组织。BCC超细颗粒（体积分数小于10％）沿基体相的晶界均匀沉淀，并抑制了⌠相的沉淀。在退火期间，严重塑性变形的样品中发生连续的静态再结晶。

图4.在几个温度下热处理1h前后均质化（a）和用HRDSR（b）处理的样品的XRD曲线。

退火后的Al0.5CoCrFeMnNi合金具有1.16 GPa的高拉伸强度和14％的均匀延伸率，这些拉伸性能与TRIP钢相当。

图5.在热处理之前和之后在不同的退火时间下达到峰值硬度温度（即，均质化样品为973 K，HRDSR处理后的样品为873 K）的均质化（a）和经HRDSR处理的样品（b）的工程应力-工程应变曲线

图6. HRDSR处理的Al0.5CoCrFeMnNi（a），HRDSR处理的均质Al0.5CoCrFeMnNi（b）和均质CoCrFeMnNi和CoCrFeMnNi在1273 K（c）退火的工程应力-工程应变曲线，退火时间为3分钟和1小时之间。

图7.均质样品在1273 K退火60 min后的相图（a）和SEM显微照片（b）。

在严重塑性变形合金的退火期间，析出在超细FCC晶粒的晶界上的BCC颗粒非常有效地阻碍了FCC晶粒的晶粒生长。在由单个FCC相组成的CoCrFeMnNi严重塑性变形的情况下，在相同的退火条件下再结晶后，晶粒生长非常快。

图8.退火后在1273 K下5 min（a），15 min（b）和60 min（c）的退火时间后，经HRDSR处理的Al0.5CoCrFeMnNi的IPF图，相图和GB图。在1273 K下退火5 min后，用HRDSR处理的CoCrFeMnNi的IPF图，相图和GB图。

图9.（a）DRXd晶粒的比例，（b）高角度晶界（HAGBs）的比例，（c）BCC相的体积比例，（d）BCC相晶粒尺寸和纵横比（在符号旁边以数字形式给出），（e）FCC基体相的晶粒尺寸和（f）从均质和HRDSR处理过的样品的EBSD数据，在不同的退火时间以1273 K退火后，测量的退火孪晶体积分数。

图10.在1273 K下退火5分钟后，用HRDSR（a）和CoCrFeMnNi（b）处理的Al0.5CoCrFeMnNi的TEM显微照片。

图11.（a）均质化和（b）HRDSR处理过的Al0.5CoCrFeMnNi和（c）均质化和HRDSR处理过的CoCrFeMnNi的应变硬化率随真实应变的变化。

图12.在不同温度下退火的均质化（a）和经HDSR（b）处理的Al0.5CoCrFeMnNi的KM图。均质化的Al0.5CoCrFeMnNi退火前后（c）和经HRDSR处理的Al0.5CoCrFeMnNi退火前后（d）的（σ-σy）θ与（σ-σy）的关系图。（e）根据退火时间绘制的θh值。（f）绘制退火前后均质化和HRDSR处理过的样品的应变硬化指数（n）值与退火时间的关系图。

图13. Al0.5CoCrFeMnNi中的FCC相和BCC相以及CoCrFeMnNi中的FCC相的曲线图，用于确定方程式（3）中的C（m3 s-1）值。

图14. 比较实验测得的屈服强度值与通过公式（4）和（10）计算得出的屈服强度值。

确定了经HRDSR处理并在退火前后均质化的Al0.5CoCrFeMnNi合金的强化机理，并计算了每种强化机理的贡献，计算结果与实验结果吻合良好。

图15.几位研究人员研究了使用冷轧或严重塑性变形制造的Al0.5CoCrFeMnNi，CoCrFeMnNi和Fe41Mn25Ni24Co8Cr2的屈服强度与均匀延伸率（a）和拉伸强度与均匀延伸率（b）的曲线，包括本研究中提供的数据。