導讀: 該研究表明，通過控制液氮溫度下變形誘導馬氏體轉變(DIMT)行為，可以定制Co_18.5Cr₁₂Fe₅₅Ni₉Mo_3.5C₂(at.%)亞鐵中熵合金的理想性能。這是通過在900至1200°C的溫度下退火來修飾各種初始微觀結構來實現的。基于兩個主要因素分析了DIMT動力學的變化。(1) 900℃和1000℃退火誘導析出碳化物，導致基體內部成分發生變化，影響面心立方相的穩定性。碳化物析出相體積分數越高，DG^FCC→BCC越低，DIMT動力學越快。(2) DIMT的開始和動力學也受到馬氏體成核位點的影響，這可能取決于非再結晶區域或晶粒尺寸的存在。在細晶組織中，馬氏體主要在非再結晶區和晶界成核。而在粗晶組織中，馬氏體主要沿晶內剪切帶及其交點形核。這種對微觀結構的精確控制產生了優越的性能。在900°C和1000°C退火后，具有碳化物析出相和細晶粒的樣品表現出超高的極限抗拉強度，最高可達1.8 GPa。

金屬材料的強度和延性表現出一種權衡關系，因為強化機制的激活往往伴隨著延性的損失。這種特性限制了許多金屬材料在結構上的應用。變形誘發馬氏體相變(DIMT)是解決這一問題的一種潛在方法。故意操縱化學成分降低面心立方(FCC)結構相穩定性，可能導致馬氏體在變形作用下轉變為六邊形密堆積(HCP)、體心立方(BCC)或體心四邊形(BCT)結構、。DIMT在母相FCC和新形成相之間產生動態應力-應變分配，從而進一步提高應變硬化速率，最終通過延緩塑性失穩來提高強度和塑性。新相界面的生成也可能是硬化的一個來源，這可能隨后阻止位錯的移動。

高熵合金(HEAs)和中熵合金(MEAs)在過去十年中得到了廣泛的研究。HEAs和mea與傳統合金的主要區別在于它們不具有單一的主要元素，其獨特的設計理念大大拓寬了合金設計的窗口。迄今為止，一些研究已經報道了HEAs和MEAs在廣泛領域的優異性能，包括拉伸性能、斷裂韌性、抗疲勞性能、超塑性和耐腐蝕。Li等人首先將TRIP效應引入到HEAs中，利用FCC的DIMT在Fe-Mn-Co-Cr體系中室溫制備HCP。從亞穩態FCC到BCC的DIMT通常被集成到亞鐵中熵合金(femea)中，以顯著提高室溫到超低溫下的加工淬透性。femea中的BCC TRIP效應已被證明相當有效，特別是在FCC變得更不穩定的低溫下。

為了最大限度地發揮TRIP效應的效益，通過調節其開始和動力學來控制DIMT是很重要的，這與強度和延性直接相關。較高的DIMT速率通常會導致加工硬化速率(WHR)的快速增加，反之亦然。在大多數情況下，在合金設計過程中，根據母FCC中每個組成元素降低或提高相穩定性的比例來確定DIMT動力學，這通常以相之間的層錯能或吉布斯自由能差的形式表示。然而，改變初始微觀結構，即使在相同的材料中，可能是DIMT動力學的另一個主要決定因素。一些研究報道了晶粒尺寸對DIMT行為的影響。一般認為，更大的晶粒尺寸有利于DIMT;盡管如此，最近有報道稱，在一個過渡晶粒尺寸以下，TRIP動力學變得更快。Yang等[38]報道了Fe-Ni-Al-Ti MEA的DIMT行為根據析出相的大小和空間密度有顯著差異。然而，據作者所知，除了上述零碎的例子外，缺乏對初始微觀結構對DIMT行為和力學性能影響的系統研究，其中同時考慮了許多微觀結構特征的作用。

在本研究中，韓國浦項科技大學研究了試圖通過不同的退火熱處理條件改變其初始組織，來控制亞穩態Co_18.5Cr₁₂Fe₅₅Ni₉Mo_3.5C₂at.%) FeMEA在液氮溫度下的變形行為。從綜合的角度分析了非再結晶晶粒、析出、基體成分和晶粒尺寸等微觀組織因素在決定DIMT行為和整體力學性能中的作用。

相關研究成果以“Regulation of cryogenic mechanical behaviors of C-added non-equiatomic CoCrFeNiMo ferrous medium-entropy alloy via control of initial microstructure”發表在Journal of Materials Science & Technology上

鏈接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1005030224005504?via%3Dihub

圖1 （a）A900、（b）A1000、（c）A1100 和（d）A1200樣品的 BSE 圖像。

圖2 XRD圖譜顯示了純Nb和Nb- si合金的相結構。

圖2 EBSD分析了(a) A900、(b) A1000、(c) A1100和(d) A1200樣品的結果。EBSD (a1-d1)相圖，(a2-d2) IPF圖，(a3-d3) KAM圖。

圖3 （a）A900和A1000和（b）A1100和A1200樣品的粒度分布。

圖4 （a）A900 和（b）A1000 樣品的 TEM 分析。STEM 圖像中突出顯示的區域顯示了拍攝 EDS 元素圖的區域。

圖5 在液氮溫度（77 K）下進行的拉伸試驗結果。（a）工程應力與應變曲線，（b）真實應力和WHR與真實應變曲線，以及（c）不同退火條件下FeMEA樣品的臨界應變圖。

圖9 FeMEA樣品在不同退火條件下FCC和BCC相的吉布斯自由能。

圖12 BCC組分演變的原始和修改的 Olson-Cohen 模型以及與實驗數據的比較。

本文研究了不同退火條件下Co_18.5Cr₁₂Fe₅₅Ni₉Mo_3.5C₂FeMEA合金的初始組織特征在調節DIMT動力學和低溫加工硬化行為中的作用。900℃和1000℃退火試樣析出富Cr的M₂₃C₆型碳化物和富Mo的M₆C型碳化物，晶粒尺寸在5 ~ 7 μm之間，900℃退火試樣中保留了冷軋后未再結晶的晶粒。在1100℃和1200℃的高溫下退火時，形成了平均晶粒尺寸為~ 48 μm和~ 86 μm的單一fcc結構的微觀結構。在900°C > 1000°C > 1200°C > 1100°C退火條件下，樣品表現出不同的DIMT動力學。初始微觀結構對不同FeMEA DIMT動力學的影響如下:(1)碳化物析出過程中基體化學成分的改變導致FCC相穩定性降低;(2)不同樣品的馬氏體初生形核位置因再結晶分數和晶粒尺寸的不同而不同。非再結晶晶粒和大量預先儲存的剪切帶的存在誘導了初生馬氏體成核位點。在細晶試樣中，晶界是主要成核部位，而晶界較少的粗晶試樣主要在剪切帶及其交點處發生相變。改進的Olson-Cohen模型表明，剪切帶的形成速率是粗粒樣品中DIMT動力學的重要決定因素。這些因素的疊加使FeMEA具有不同的DIMT動力學和力學性能。