蔡小勇，唐群華，戴品強, 3, 4

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準靜態(tài)拉伸過程中CoCrFeMnNi高熵合金顯微組織的演變

蔡小勇1，唐群華2，戴品強1, 3, 4

(1. 福州大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，福州 350116； 2. 莆田學(xué)院 機電工程學(xué)院，莆田 351100； 3. 福建工程學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，福州 350118； 4. 福建工程學(xué)院 福建省新材料制備與成形技術(shù)重點實驗室，福州 350118)

采用電子背散射衍射技術(shù)，研究室溫下CoCrFeMnNi高熵合金在準靜態(tài)單向拉伸(應(yīng)變速率為1×10?1s?1)過程中顯微組織的演變。結(jié)果表明：合金的變形機制主要是位錯的滑移，同時伴隨著少量的孿生。當應(yīng)變約為0.81%時，合金開始出現(xiàn)新的Σ3孿晶界。晶向á001?附近的拉伸軸向á001?方向轉(zhuǎn)動，形成弱的á001?//RD絲織構(gòu)，符合Toylor模型，晶粒拉伸軸向á001??á111?連線轉(zhuǎn)動，符合Sachs模型。晶粒尺寸顯著影響晶粒的轉(zhuǎn)動速率，小尺寸晶粒轉(zhuǎn)動最快，大尺寸晶粒次之，中等尺寸晶粒轉(zhuǎn)動最慢。晶粒Schmid因子越大，晶粒的轉(zhuǎn)動越快。

高熵合金；背散射電子衍射；微觀組織；準靜態(tài)拉伸；晶粒轉(zhuǎn)動

多主元高熵合金由5種或5種以上主元按照等原子比或近等原子比設(shè)計的一類新型合金。由于高熵效應(yīng)，高熵合金傾向于形成簡單固溶體結(jié)構(gòu)，而不出現(xiàn)復(fù)雜的金屬間化合物[1]。傳統(tǒng)的合金設(shè)計理念認為，合金組成元素越多，越容易形成脆性金屬間化合物等復(fù)雜相，造成合金分析和應(yīng)用困難。因此，高熵合金理論的提出，被認為合金化理論的重大突破之一[2]。與傳統(tǒng)合金相比，高熵合金具有高硬度、高耐磨性、優(yōu)異的高溫強度和良好的低溫韌性等優(yōu)越性能[3?7]。

近年來，CoCrFeMnNi高熵合金由于具有簡單晶體結(jié)構(gòu)和優(yōu)異的力學(xué)性能，吸引了材料研究學(xué)者的廣泛關(guān)注[8?14]。例如，CANTOR等[15]首次報道了CoCrFeMnNi合金，發(fā)現(xiàn)這種合金由單一的面心立方結(jié)構(gòu)(fcc)固溶體相組成，且具有良好的熱力學(xué)穩(wěn)定性和優(yōu)秀的延展性；STEPANOV等[16]發(fā)現(xiàn)80%軋制后CoCrFeMnNi合金在77和293K的抗拉強度可分別高達1500和1200 MPa；HE等[17]發(fā)現(xiàn)CoCrFeMnNi合金在1023~1123 K的實驗環(huán)境中，高應(yīng)變速率下的變形機制主要是位錯攀移，低應(yīng)變速率下的變形機制主要是位錯滑移；OTTO等[6]發(fā)現(xiàn)CoCrFeMnNi合金在77K時，拉伸過程中產(chǎn)生納米孿晶，合金變形機制由室溫下位錯滑移變成位錯滑移和孿生，合金抗拉強度增加。目前，關(guān)于CoCrFeMnNi合金的研究主要集中不同實驗條件下的力學(xué)性能分析，而對于合金變形過程中微觀組織的研究較少涉及。因此，本文作者采用電子背散射衍射(EBSD)技術(shù)，對CoCrFeMnNi合金在準靜態(tài)拉伸過程中微觀組織的演變進行研究。

1 實驗

選用純度大于99.9%的Co、Cr、Fe、Mn和Ni金屬原料，通過真空懸浮感應(yīng)熔煉法制備等原子比CoCrFeMnNi合金。從鑄錠中切割出15 mm×20 mm×40 mm的試樣塊，在室溫下對試樣塊進行壓下量為90%的軋制，隨后進行800 ℃、1 h的再結(jié)晶退火。從退火試樣中沿著軋制方向切割出如圖1所示拉伸試樣，標距長10 mm，厚1 mm，寬2 mm。以拉伸試樣本身建立參考坐標系，軋制方向為RD，橫向為TD，法向為ND。對拉伸試樣的ND×RD面進行電化學(xué)拋光，獲得光滑且無表面應(yīng)力的區(qū)域。

準靜態(tài)拉伸指應(yīng)變速率為1×10?4~1 s?1的拉伸。室溫下準靜態(tài)拉伸試驗采用Instron1185型萬能拉伸試驗機，應(yīng)變速率為1×10?1s?1。在拉伸應(yīng)變約為0.81%、4.10%、6.32%和12.01%時，這些應(yīng)變均屬于同一樣品上拉伸所得，采用FEI Zeiss supra55場發(fā)射掃描電鏡配置的EBSD系統(tǒng)對拋光區(qū)域進行測量，步長為0.3μm，并采用Channel5.0軟件進行分析。采用中心點平均取向差(Kernal Average Misorientation，KAM)法對EBSD數(shù)據(jù)進行重構(gòu)。重構(gòu)出來的KAM圖可直接反映晶粒內(nèi)各個位置的應(yīng)變(位錯)分布。

圖1 拉伸樣品尺寸

2 結(jié)果與分析

2.1 變形機制

圖2所示為試樣不同拉伸應(yīng)變量下組織的KAM分布圖(含Σ3孿晶界分布)。由圖2(a)可以看出，拉伸前試樣存在大量Σ3孿晶界，這主要是由于CoCrFeMnNi合金具有較低的堆垛層錯能，退火后易生成孿晶[6]。由圖2(a)、(b)和(c)左下角白色箭頭指示可以看出：拉伸前，該區(qū)域沒有Σ3孿晶界；當應(yīng)變?yōu)?.81%時，開始出現(xiàn)Σ3孿晶界，即出現(xiàn)變形孿晶；在應(yīng)變達到4.10%時，Σ3孿晶界貫穿晶粒。同時，箭頭指示出現(xiàn)Σ3孿晶界的區(qū)域，在拉伸變形前有大量位錯堆積，且堆積形狀與孿晶相似，均為條狀?，F(xiàn)有的孿晶形成理論中，認為退火孿晶是在一條遷移的晶界后面，由于生長原因，肖克利不全位錯環(huán)在連續(xù)的(111)面上形核，然后由于不全位錯之間互相排斥使層錯長大形成了退火孿晶[18]。因此，圖2(a)中箭頭指示晶粒上的條狀堆積位錯可能為退火過程中殘留的肖克利不全位錯，后續(xù)拉伸變形可促進肖克利不全位錯疊加，從而造成的形變孿晶，見圖2(b)和2(c)箭頭指示位置。此外，本文作者課題組的前期實驗表明，CoCrFeMnNi高熵合金在應(yīng)變速率為1×10?3s?1時，合金是通過滑移而非孿生方式協(xié)調(diào)其拉伸變形[19]。綜上所述可知，條狀堆積的位錯和高的應(yīng)變速率(1×10?1s?1)是促進該合金形變孿晶生成的原因之一。如圖2所示，在應(yīng)變量為 0~6.32%時，隨著拉伸應(yīng)變量的增加，晶粒內(nèi)位錯通過滑移在晶界附近堆積，晶粒內(nèi)部位錯減少。這表明CoCrFeMnNi合金在準靜態(tài)下拉伸變形的機制主要是位錯的滑移，同時伴隨著少量的孿生。

2.2 晶粒取向變化

圖3所示為試樣在不同拉伸應(yīng)變量下取向成像圖(OIM)和基于RD方向的反極圖。其中，圖3(a)、(c)、(e)、(g)和(i)為OIM圖，以彩色表征晶粒取向；圖3(b)、(d)、(f)、(h)和(j)為反極圖。如圖3(b)所示，拉伸變形前，晶粒與軋向平行的晶向的極點主要分布于RD反極圖的中部，且在á001??á111?線附近有明顯的聚集。比較圖3(d)、(f)、(h)和(j)可以看出，隨著拉伸應(yīng)變量的增加中部的極點向á001??á111?線聚集，這說明拉伸過程中晶粒的拉伸軸是向á001??á111?線轉(zhuǎn)動，符合Sachs模型。圖2(j)中á001?出現(xiàn)等高線，表明晶向á001?附近的拉伸軸向á001?方向轉(zhuǎn)動，形成弱的á001?//RD絲織構(gòu)，符合Taylor模型。

圖2 不同拉伸應(yīng)變量下樣品的KAM分布圖(含Σ3晶界分布)

從圖3(a)、(c)、(e)、(g)和(i)可以看出，隨著拉伸應(yīng)變量的增加，晶粒沿拉伸方向伸長，成扁平狀，且各個晶粒取向發(fā)生不同程度的轉(zhuǎn)動。圖4(a)所示為試樣拉伸前的取向成像圖，圖4(b)所示為試樣拉伸前的Schmid因子(取向因子)成像圖。為了研究不同尺寸晶粒的轉(zhuǎn)動，從圖4(a)中選取6個尺寸不同且Schmid因子接近的晶粒進行觀察，為了排除孿晶對晶粒的影響，這些晶粒都不含孿晶。

表1和2所示為晶粒1~6在不同拉伸應(yīng)變量下的晶體學(xué)信息，包括歐拉角、Schmid因子、晶粒尺寸和角軸對。其中，中心點歐拉角的獲得是基于晶粒在不同拉伸應(yīng)變量下的中心點取向，即采用晶粒中心點取向代表晶粒的平均取向。為了研究晶粒1~6取向變化，將取向歐拉角變化換算為角軸對(見表2)。另外，通過軟件還能獲得如表2中各晶粒拉伸前的s(Schmid因子)和晶粒尺寸。從表2中可以看出，晶粒1的尺寸最大，晶粒2和晶粒3次之，晶粒4、5和6尺寸接近，但比晶粒1~3小很多，為了方便討論，將晶粒尺寸在10 μm左右的晶粒視為大晶粒(即晶粒1為大晶粒)；將晶粒尺寸在6 μm左右的晶粒視為中等晶粒(即晶粒2和3為中等晶粒)；將晶粒尺寸在2 μm左右的晶粒視為小晶粒(即晶粒4、5和6為小晶粒)。

圖3 不同拉伸應(yīng)變量下樣品的OIM和反極圖

比較Schmid因子接近的大晶粒、中等晶粒和小晶粒角軸對，即比較晶粒1~5，發(fā)現(xiàn)當拉伸應(yīng)變量為0.81%時，這3種晶粒轉(zhuǎn)動無明顯規(guī)律。當拉伸應(yīng)變量為12.01%時，晶粒轉(zhuǎn)動速率由快到慢依次為小晶粒、大晶粒、中等晶粒；比較3個小晶粒，發(fā)現(xiàn)晶粒6 的Schmid因子最小，當應(yīng)變量為12.01%時，轉(zhuǎn)動角度最小。

為了更加直觀判斷晶粒轉(zhuǎn)動的快慢，選取晶粒1、2和4來分別表征大晶粒、中等晶粒和小晶粒，獲得晶粒在不同拉伸應(yīng)變量下的反極圖，如圖5所示。比較圖5(a)、(b)和(c)可知，晶粒1、2和4拉伸軸向á001??á111?連線轉(zhuǎn)動，這與上文所述拉伸軸轉(zhuǎn)動方向相一致，此外，大晶粒1和小晶粒4的拉伸軸轉(zhuǎn)動明顯，中等晶粒2的拉伸軸轉(zhuǎn)動較小。根據(jù)Hall-Petch公式，多晶體材料的強度隨晶粒細化而提高。晶粒越大起始塑變抗力越小，晶粒越大越容易發(fā)生變形。但在塑性變形過程中，由于較大晶粒容易變形，小晶粒不易變形，在局部區(qū)域可能由于小晶粒阻礙大晶粒變形，大晶粒對小晶粒施加一定的外力，導(dǎo)致小晶粒附近產(chǎn)生應(yīng)力集中，促進小晶粒變形，晶粒轉(zhuǎn)動加快。綜上所述，當Schmid因子大小相當，小晶粒轉(zhuǎn)動最快，大晶粒次之，中等晶粒轉(zhuǎn)動最慢；當晶粒尺寸大小相當且Schmid因子相差較大時，Schmid因子較大的晶粒轉(zhuǎn)動快，Schmid因子較小的晶粒轉(zhuǎn)動慢，符合Schmid定律。

圖4 拉伸前樣品的取向成像圖和Schmid因子成像圖

表1 不同拉伸應(yīng)變量下晶粒中心點的歐拉角

表2 不同拉伸應(yīng)變量下晶粒的晶體學(xué)信息

圖5 不同拉伸應(yīng)變量下晶粒1、2和4的反極圖

3 結(jié)論

1) CoCrFeMnNi高熵合金在準靜態(tài)拉伸時，當合金的應(yīng)變?yōu)?.81%時，合金開始出現(xiàn)新的Σ3孿晶界。合金的變形機制主要是位錯的滑移，同時，伴隨著少量的孿生。

2) 當合金的應(yīng)變?yōu)?~12.01%時，晶粒的拉伸軸主要向á001??á111?連線轉(zhuǎn)動，符合Sachs模型；晶向á001?附近的拉伸軸向á001?方向轉(zhuǎn)動，形成弱的á001?//RD絲織構(gòu)，符合Taylor模型。

3) 當Schmid因子大小相當時，小晶粒轉(zhuǎn)動最快，大晶粒次之，中等晶粒轉(zhuǎn)動最慢；當晶粒尺寸大小相當時，Schmid因子較大的晶粒轉(zhuǎn)動快，Schmid因子較小的晶粒轉(zhuǎn)動慢，晶粒轉(zhuǎn)動符合Schmid定律。

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Microstructure evolution of CoCrFeMnNi high-entropy alloy during quasi-static tensile

CAI Xiao-yong1, TANG Qun-hua2, DAI Pin-qiang1, 3, 4

(1. College of Materials Science and Engineering, Fuzhou University, Fuzhou 350116, China; 2．School of Mechanical and Electrical Engineering, Putian University, Putian 351100, China; 3. College of Materials Science and Engineering, Fujian University of Technology, Fuzhou 350118, China; 4. Fujian Provincial Key Laboratory of Advanced Materials Processing and Application, Fujian University of Technology, Fuzhou 350118, China)

The evolution of microstructure of CoCrFeMnNi high-entropy alloy during quasi-static tensile (strain rate 1×10?1s?1) were investigated using electron backscatter diffraction technology. The results show that the dominant deformation mechanism is dislocation gliding, which is accompanied with less twinning. The alloy generates new Σ3 twin boundaries when the strains is 0.81%. The tensile axes close toá001?rotate towardá001?and form a weaká001?//RD fiber texture following Toylor model. The tensile axes rotate to the line ofá001??á111?following Sachs model, the grain size influences the rotational speed of grains. The rotational speed of small grain is the fastest than big grains and medium grains, and the medium grain is the slowest than other grains. The bigger Schmid factor of grain is, the faster grain rotation is.

high-entropy alloy; electron backscatter diffraction technology; microstructure; quasi-static tensile; grain rotation

(編輯 李艷紅)

Project(2014H6005) supported by the Major Industry-academy Cooperation of Fujian Province, China

2016-10-12;

2017-04-17

DAI Pin-qiang; Tel: +86-591-22863456; E-mail: pqdai@126.com

福建省高校產(chǎn)學(xué)合作項目(2014H6005)

2016-10-12；

2017-04-17

戴品強，教授，博士；電話：0591-22863456；E-mail：pqdai@126.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.01.16

1004-0609(2018)-01-0135-07

TG115

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