由于对低温液体的运输和储存、大型强子对撞机(LHC)和聚变反应堆的结构部件、航空航天等领域，特别是在液氦(4.2 K)中使用的结构部件的安全性和耐恶劣环境的要求不断提高，开发高强度金属一直是结构材料面临的长期挑战。等原子铬镍基中熵合金(MEAs)和高熵合金(HEAs)在近二十年来引起了广泛的关注，目前，对这些合金的初步认识才刚刚开始，作为一种潜在的结构材料，可用于许多工程应用。人们普遍认为，等原子MEAs和HEAs在低温下具有优异的力学性能的原因之一是其较低的层错能(SFE)，其实验值应在20 ~ 35 mJ m-2之间。温度相关的层错能(SFE)是面心立方(FCC)结构中一个重要的材料特性，被认为控制着不同变形模式的激活。随着温度从室温降低到低温，SFE降低，有利于纳米孪晶的活化和应变诱导马氏体转变。孪晶界和相界通过阻碍位错运动来增强材料，从而导致高应变硬化率(SHR)，提高材料的强度和延展性，称为“动态Hall-Petch”效应。CrCoNi MEA在20 K时表现出优异的强度-塑性组合，这是由于它们在增加应变条件下产生的形变机制协同产生了有效的应变硬化能力，包括位错滑移、层错形成、纳米孪晶变形和有限的hcp epsilon马氏体形成，这些机制可以促进位错的阻滞和传递，从而产生强度和塑性。尽管这些合金表现出优异的应变硬化能力和卓越的延展性，但由于CoCrFeNiMn合金在实际应用中强度相对较低，因此已经进行了许多尝试来克服其强度与延性之间的权衡。

传统的金属和合金可以经过调整而具有优异的机械性能。孪生诱导塑性(TWIP)和相变诱导塑性(TRIP)通常用于提高Fe-Mn-Cr、Fe-Cr-Ni、Fe-Cr-Ni- mn基奥氏体不锈钢在室温和低温下的力学性能。为了使这些奥氏体不锈钢获得优异的力学性能，对Cr、Ni、Mn、Mo和N等元素进行了改变，以在所需的温度范围内触发温度变形机制。碳氮(C + N)含量的增加提高了屈服强度，这与碳氮和C + N的扩散和固溶体强化机制有关。近年来，研究人员在设计新型先进高强钢时，关注多种变形模式的激活以获得高延展性和高韧性。Fe-Cr-Ni-Mn-N合金是用于DEMO聚变反应堆结构材料，在4.2 K下，当(C + N)大于0.3 wt%时，屈服应力大于1.2 GPa，断裂韧性为150 MPa m^1/2。同时，氮在奥氏体不锈钢液中的溶解度主要是重要的，随Cr、Mn、V、Nb的增加而增加。此外，氮还会影响奥氏体的SFE，改变其变形机制。在低温下，304/316合金的变形机制是塑性变形诱导γ (FCC)向ε (HCP)和α′(BCC)马氏体转变。Fe-Cr-Ni-Mn-N合金显示出作为低温材料的潜力，但在4.2 K时其变形行为与力学性能之间的关系很少被研究。因此，全面了解相变机理对这些钢的工程应用具有重要的学术意义和实际意义。

在此，松山湖材料实验室王伟、中国科学院理化技术研究所低温重点实验室黄传军研究团队研究了含V和Nb的Fe-Cr-Ni-Mn-N奥氏体不锈钢。在室温和低温下测试了合金的力学性能，并对合金的变形组织进行了研究。基于力学性能与变形显微组织的相关性，系统分析了Fe-Cr-Ni-Mn-N合金的变形机理，为其作为低温材料的应用提供了科学和工程意义。相关研究成果以题“Mechanical performance and deformation mechanisms of ultrastrong yield strength Fe-Cr-Ni-Mn-N austenitic stainless steel at 4.2 Kelvin”发表在Journal of Materials Science & Technology上。

链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1005030224001014

图1

拉伸试验前基材的EBSD图，显示单个fcc相位:(a)波段对比(BC)图像，(b)逆极图(IPF)图像，(c)核平均取向偏差(KAM)图像，(d)相位图。

图2

合金的拉伸性能:(a)在4.2 ~ 300 K下具有代表性的拉伸应力-应变曲线，(b)在4.2 ~ 300 K下对应的真应力-应变曲线，(c)应变硬化曲线，随着测试温度的降低，应变硬化率显著增加。

图3

断裂表面附近拉伸试样变形显微组织的EBSD显微图:(a) 300 K时IPF图像，(b) 300 K时KAM图像，(c) 77 K时IPF图像，(d) 77 K时KAM图像，(e) 4.2 K时IPF图像，(f) 4.2 K时KAM图像。

图4

图3(a, c)白色矩形内放大的EBSD图像:(a) 300 K时BC图像，(b) 300 K时IPF图像，(c) 300 K时KAM图像，(d) RT时相位图，(e) 77 K时BC图像，(f) 77 K时IPF图像，(g) 77 K时KAM图像，(h) 77 K时相位图。

图5

图3(e)中4.2 K时白色矩形内的EBSD放大图像:(a) BC图像，(b) IPF图像，(c)图5中放大的BC图像(a)， (d)图5中放大的IPF图像(a)， (e)图5中放大的KAM图像(a)， (f)图5中放大的相位图(a)， (g)图5(f)中放大区域的详细相位图，表明部分FCC→HCP马氏体相变。

图8

77 K温度下的变形机制:(a) HRTEM图像显示孪晶和位错壁，(b)相应的SAED，表明高密度的纳米孪晶和FCC→HCP马氏体相变的形成，(c) FCC-HCP片层双相结构的亮场TEM图像，(d)变形孪晶(γtw)，层错(sf)和马氏体相变(ε)的放大图像，(e, f)变形晶粒的高分辨率HAADF-STEM图像。

图11

4.2 K变形显微组织的HAADF STEM成像:(a) HAADF STEM图像，(b)低温下纳米孪晶-HCP片层内孪晶边界附近HCP堆积的形成，(c) STEM图像:相应的高密度纳米孪晶的形成。

Fe-Cr-Ni-Mn-N奥氏体不锈钢在低温下表现出优异的机械性能，具有较高的屈服强度和抗拉强度。室温下的变形模式为平面位错滑移和层错形成。随着温度的降低，形成纳米孪晶和有限的纳米级HCP ε-马氏体，并成为亚结构的主要方面。纳米孪晶-HCP ε-马氏体片层由纳米变形孪晶和纳米孪晶内形成的窄纳米HCP ε-马氏体组成。部分位错沿孪晶界的交叉滑移为HCP相的生长提供了有利的场所。在低温下，变形纳米孪晶和位错滑移对合金的超高应变硬化率和较高的强度有显著贡献，同时，有限应变诱导的HCP ε-马氏体相变形成近共格变形孪晶边界，L-C锁和层错的形成对Fe-Cr-Ni-Mn-N合金的强化起次要作用。本研究阐明了Fe-Cr-Ni-Mn-N合金在4.2 K下的变形机理和力学性能，从而促进其作为极低温结构材料的应用。