（CoCrNi）
（CoCrNi）_(93.5)Al_3Ti_3C_(0.5)中熵合金强韧化组织设计及力学响应机制研究
中/高熵合金是近年来新兴的一类先进材料,也是探索多元相图广阔空间与突破材料性能极限的重要研究对象。在众多研究体系中,面心立方中/高熵合金因其出色的室、低温塑韧性而备受关注。然而,面对工程服役需求,低强度特性成为该类型合金的明显短板。基于此,强韧化方法探索与相关机理揭示成为该领域的研究焦点,也是推动此类型合金发展与应用的重要科学基础。本研究以(Co Cr Ni)_(93.5)Al_3Ti_3C_(0.5)中熵合金为模型,采用形变-热处理耦合工艺制度进行“多重析出相-异质结构”复合强韧化组织构筑。重点研究了不同工艺制度下多重析出相演变规律;“析出-再结晶”共生行为交互机制;“多重析出相-异质结构”共生组织对合金力学性能的影响及相关强韧化机理;室/低温及静/动态载荷环境下合金变形机制。主要研究结果如下:(1)本合金组织包含γ基体、晶界MC碳化物、晶界M_(23)C_6碳化物、晶界γ′相、晶内γ′相。MC碳化物主要为凝固阶段遗传产物,后三者为热处理阶段新生产物。晶界M_(23)C_6碳化物、γ′相遵循γ→M_(23)C_6+γ′、MC+γ→M_(23)C_6+γ′反应机制,二者呈“毗邻伴生”分布特征;晶内γ′相遵循连续析出机制。本研究合金具有γ′→η相变热力学趋势,但实际相变过程受到抑制,主要影响因素包含:(ⅰ)多组分γ′-(Ni,Co)_3(Ti,Al,Cr)相价电子浓度偏低,导致L1_2结构稳定性提升,对相变产生了热力学约束;(ⅱ)γ′相中残余Al元素外排扩散缓慢,对相变产生了动力学约束。(2)冷轧-退火工艺下“析出-再结晶”交互效应强烈。二者存在对形变储能的竞争:退火温度较低时,晶界析出驱动力占据优势,抑制了再结晶行为,导致形变储能难以耗散,这为晶界析出提供了额外驱动力;退火温度较高时,再结晶驱动力占据优势,可优先耗散形变储能,间接抑制了晶界析出。随退火时间延长,“析出-再结晶”处于动态交互过程。一方面,晶界析出相发生回溶或粗化,导致齐纳钉扎力降低;另一方面,随着形变储能耗散及缺陷结构湮灭,再结晶驱动力下降。理论计算表明,长时退火过程中,齐纳钉扎力与再结晶驱动力的比值趋于恒定。晶粒生长动力学评估表明本研究合金晶粒生长激活能高达775 k J/mol。(3)冷轧-退火-时效工艺下,由于初始退火组织存在差异,时效过程中“析出-再结晶”表现出两种不同的交互机制:(ⅰ)原晶界析出相驱动再结晶;(ⅱ)孪晶界二次析出驱动再结晶。机制(ⅰ)导致局部晶粒细化,形成超细晶簇,使合金呈现出独特的含核微区异质结构。该合金屈服强度达1425 MPa,抗拉强度达1516 MPa,总延伸率为16%。共格γ′相析出强化与异质变形诱导(HDI)应力强化是主要的强化机制。可观的塑性水平归因于微观异质变形机制、纳观层错介导的位错面滑移机制以及共格γ′相剪切机制耦合产生的高加工硬化率。(4)热轧-退火处理后,900°C/10 min(未含高密度γ′相)、900°C/60 min(包含高密度γ′相)合金在293 K、77 K温度环境下表现出相近的力学性能。室温屈服强度达～1200 MPa,抗拉强度达～1430 MPa,总延伸率达～26%;低温屈服强度达～1450 MPa,抗拉强度达～1800 MPa,总延伸率达～35%。前者中主要强化机制为位错强化,后者中位错强化效果较低,而共格γ′析出相作出强化补偿。900°C/10 min合金在293 K下的变形机制为层错-孪生介导的位错面滑移;在77 K下的塑性变形由层错与孪生机制主导。900°C/60 min合金在293 K、77 K下的塑性变形均由层错介导的位错面滑移机制主导。理论计算表明,该合金中高密度γ′相细化了基体滑移通道,导致临界孪生应力提升至～2083 MPa,从而抑制了孪生机制。(5)表面机械滚压-退火处理后,合金表现出沿表层至芯部的复合梯度结构,包括晶粒尺寸梯度、析出相含量梯度、位错密度梯度。力学性能最佳的梯度结构合金表现出1123 MPa级屈服强度,1323 MPa级抗拉强度,34%的总延伸率。HDI强化对其屈服强度产生的贡献值高达～550 MPa。该合金在1500 s~(-1)、3000 s~(-1)应变速率下,屈服强度分别达1250 MPa、1700 MPa,压缩应变分别为27%、53%,呈现出明显的正应变速率效应。1500 s~(-1)应变速率下,其变形机制为层错介导的位错面滑移;随应变速率提升至3000 s~(-1),孪生机制被激活。
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