导读: 该研究表明，通过控制液氮温度下变形诱导马氏体转变(DIMT)行为，可以定制Co_18.5Cr₁₂Fe₅₅Ni₉Mo_3.5C₂(at.%)亚铁中熵合金的理想性能。这是通过在900至1200°C的温度下退火来修饰各种初始微观结构来实现的。基于两个主要因素分析了DIMT动力学的变化。(1) 900℃和1000℃退火诱导析出碳化物，导致基体内部成分发生变化，影响面心立方相的稳定性。碳化物析出相体积分数越高，DG^FCC→BCC越低，DIMT动力学越快。(2) DIMT的开始和动力学也受到马氏体成核位点的影响，这可能取决于非再结晶区域或晶粒尺寸的存在。在细晶组织中，马氏体主要在非再结晶区和晶界成核。而在粗晶组织中，马氏体主要沿晶内剪切带及其交点形核。这种对微观结构的精确控制产生了优越的性能。在900°C和1000°C退火后，具有碳化物析出相和细晶粒的样品表现出超高的极限抗拉强度，最高可达1.8 GPa。

金属材料的强度和延性表现出一种权衡关系，因为强化机制的激活往往伴随着延性的损失。这种特性限制了许多金属材料在结构上的应用。变形诱发马氏体相变(DIMT)是解决这一问题的一种潜在方法。故意操纵化学成分降低面心立方(FCC)结构相稳定性，可能导致马氏体在变形作用下转变为六边形密堆积(HCP)、体心立方(BCC)或体心四边形(BCT)结构、。DIMT在母相FCC和新形成相之间产生动态应力-应变分配，从而进一步提高应变硬化速率，最终通过延缓塑性失稳来提高强度和塑性。新相界面的生成也可能是硬化的一个来源，这可能随后阻止位错的移动。

高熵合金(HEAs)和中熵合金(MEAs)在过去十年中得到了广泛的研究。HEAs和mea与传统合金的主要区别在于它们不具有单一的主要元素，其独特的设计理念大大拓宽了合金设计的窗口。迄今为止，一些研究已经报道了HEAs和MEAs在广泛领域的优异性能，包括拉伸性能、断裂韧性、抗疲劳性能、超塑性和耐腐蚀。Li等人首先将TRIP效应引入到HEAs中，利用FCC的DIMT在Fe-Mn-Co-Cr体系中室温制备HCP。从亚稳态FCC到BCC的DIMT通常被集成到亚铁中熵合金(femea)中，以显着提高室温到超低温下的加工淬透性。femea中的BCC TRIP效应已被证明相当有效，特别是在FCC变得更不稳定的低温下。

为了最大限度地发挥TRIP效应的效益，通过调节其开始和动力学来控制DIMT是很重要的，这与强度和延性直接相关。较高的DIMT速率通常会导致加工硬化速率(WHR)的快速增加，反之亦然。在大多数情况下，在合金设计过程中，根据母FCC中每个组成元素降低或提高相稳定性的比例来确定DIMT动力学，这通常以相之间的层错能或吉布斯自由能差的形式表示。然而，改变初始微观结构，即使在相同的材料中，可能是DIMT动力学的另一个主要决定因素。一些研究报道了晶粒尺寸对DIMT行为的影响。一般认为，更大的晶粒尺寸有利于DIMT;尽管如此，最近有报道称，在一个过渡晶粒尺寸以下，TRIP动力学变得更快。Yang等[38]报道了Fe-Ni-Al-Ti MEA的DIMT行为根据析出相的大小和空间密度有显著差异。然而，据作者所知，除了上述零碎的例子外，缺乏对初始微观结构对DIMT行为和力学性能影响的系统研究，其中同时考虑了许多微观结构特征的作用。

在本研究中，韩国浦项科技大学研究了试图通过不同的退火热处理条件改变其初始组织，来控制亚稳态Co_18.5Cr₁₂Fe₅₅Ni₉Mo_3.5C₂at.%) FeMEA在液氮温度下的变形行为。从综合的角度分析了非再结晶晶粒、析出、基体成分和晶粒尺寸等微观组织因素在决定DIMT行为和整体力学性能中的作用。

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

链接：

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

图1 （a）A900、（b）A1000、（c）A1100 和（d）A1200样品的 BSE 图像。

图2 XRD图谱显示了纯Nb和Nb- si合金的相结构。

图2 EBSD分析了(a) A900、(b) A1000、(c) A1100和(d) A1200样品的结果。EBSD (a1-d1)相图，(a2-d2) IPF图，(a3-d3) KAM图。

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

图4 （a）A900 和（b）A1000 样品的 TEM 分析。STEM 图像中突出显示的区域显示了拍摄 EDS 元素图的区域。

图5 在液氮温度（77 K）下进行的拉伸试验结果。（a）工程应力与应变曲线，（b）真实应力和WHR与真实应变曲线，以及（c）不同退火条件下FeMEA样品的临界应变图。

图9 FeMEA样品在不同退火条件下FCC和BCC相的吉布斯自由能。

图12 BCC组分演变的原始和修改的 Olson-Cohen 模型以及与实验数据的比较。

本文研究了不同退火条件下Co_18.5Cr₁₂Fe₅₅Ni₉Mo_3.5C₂FeMEA合金的初始组织特征在调节DIMT动力学和低温加工硬化行为中的作用。900℃和1000℃退火试样析出富Cr的M₂₃C₆型碳化物和富Mo的M₆C型碳化物，晶粒尺寸在5 ~ 7 μm之间，900℃退火试样中保留了冷轧后未再结晶的晶粒。在1100℃和1200℃的高温下退火时，形成了平均晶粒尺寸为~ 48 μm和~ 86 μm的单一fcc结构的微观结构。在900°C > 1000°C > 1200°C > 1100°C退火条件下，样品表现出不同的DIMT动力学。初始微观结构对不同FeMEA DIMT动力学的影响如下:(1)碳化物析出过程中基体化学成分的改变导致FCC相稳定性降低;(2)不同样品的马氏体初生形核位置因再结晶分数和晶粒尺寸的不同而不同。非再结晶晶粒和大量预先储存的剪切带的存在诱导了初生马氏体成核位点。在细晶试样中，晶界是主要成核部位，而晶界较少的粗晶试样主要在剪切带及其交点处发生相变。改进的Olson-Cohen模型表明，剪切带的形成速率是粗粒样品中DIMT动力学的重要决定因素。这些因素的叠加使FeMEA具有不同的DIMT动力学和力学性能。