導讀：剪切相變如孿晶相變和馬氏體相變，在單調熱載荷或機械載荷下通常是單向的。本文報道了CrMnFeCoNi高熵合金(HEA)在極低溫4.2K單軸拉伸下的動態可逆剪切轉變.由于具有面心立方(fcc)結構的CrMnFeCoNi HEA的層錯能(SFE)較低，且隨溫度降低而減小，塑性變形由位錯滑移和剪切轉變帶調節，如[111]層錯(SFs)，[111]納米孿晶和fcc+hcp(六方密排結構)剪切轉變帶。4.2 K變形時，較低的SFE促進fcc→hcp剪切轉變，形成hcp晶粒。hcp晶粒中除了基體和非基體位錯滑移外，高密度[0001]SFs和[1011]納米孿晶也被激活以適應塑性變形。更有趣的是，變形引起的局部耗散熱刺激了hcp→fcc的反向剪切轉變。我們的工作提供了一種很有前途的策略，通過激活可逆剪切轉換來動態發展NL-DP結構，以避免強度-延性困境。
由于結構材料的強度和塑性通常是互斥的，因此，動態發展特征微觀結構，同時提高強度、塑性和應變硬化能力的材料是特別可取的。例如，孿晶誘發塑性鋼和相變誘發塑性鋼，其中孿晶或相變不僅有助于塑性變形，而且還會產生連貫的孿晶/相邊界，通過阻止位錯運動和提高應變硬化能力來強化材料. 這種協同效應被稱為與分層微結構的發展相關的“動態 Hall-Petch”效應。
對于具有面心立方 (fcc) 結構的高熵合金 (HEA)，變形誘導的納米孿晶和/或 fcc 到六方密排 (hcp) 相變不僅可以適應位錯滑移以外的塑性變形，因為低堆垛層錯能 (SFE)，但也開發了分層納米層壓結構，提高了強度、應變硬化能力和延展性. 眾所周知，孿晶和 fcc → hcp 相變的活動取決于密排平面的 SFE 大小以及 fcc 和 hcp 相之間的內聚能差。fcc 相 CrMnFeCoNi HEAs 的 SFE 隨溫度降低而降低，SFE 的溫度相關系數（dγ/dT）約為 0.09-0.11 mJ/m 2 /K。在高于 298 K 的變形溫度下，SFE 大于 20 mJ/m 2，塑性變形主要由全位錯滑移 。在 77-298 K 的變形溫度范圍內，SFE 在 0 到 20 mJ/m 2的范圍內，因此變形孿晶和 Shockley 部分位錯是塑性的主要載體 。當溫度進一步降低至77 K以下時，SFE非常小甚至為負，hcp相的內聚能接近甚至低于fcc相。相應地，塑性變形將以 fcc → hcp 剪切變換帶為主。必須指出的是，fcc → hcp 剪切變換是通過每兩個密排平面上 Shockley 部分位錯的連續滑動來適應的 。因此，在低溫下，預計主要的 fcc → hcp 剪切轉變機制會將初始 fcc 相晶粒轉變為 hcp 相晶粒。由于獨立滑移系統不足，hcp材料通常會產生各種孿晶以適應塑性變形。
據報道，變形引起的反向剪切轉變 (hcp → fcc) 發生在 FeMnCoCr HEA 系統中兩個交叉 hcp 帶的交界處，這是由局部耗散加熱和局部復雜應力場觸發的 。特別是，變形引起的局部耗散加熱是否會影響 hcp 相在低溫下的變形孿晶行為？對應于基面的低SFE和局部耗散加熱，我們推測可以產生高密度的基底堆垛層錯（SFs），然后局部耗散加熱可能促進hcp結構或基底SFs向fcc結構的剪切轉變。此外，hcp 相中的變形孿晶可以被激活以適應除了位錯滑移之外的塑性應變的分量。此外，局部耗散加熱可能促進從 hcp 孿晶到 fcc 結構的剪切轉變。因此，低溫變形可能會動態發展與 fcc → hcp，hcp → hcp 中的孿晶相關的分層雙相層壓結構。
河北工業大學材料科學與工程學院鄭士建教授團隊報道了在4.2 K拉伸應變下，單相fcc Cr26MnzoFe20CozoNi14 HEA中動態可逆的fcc hcp剪切轉變和變形誘導的動態納米層狀雙相結構。4.2 K 的預應變顯著提高了屈服強度和抗拉強度，而不會損失應變硬化能力和延展性（圖 9 a，b）。屈服強度約為 525 MPa，是未經預應變的退火對應物（252 MPa）的兩倍。均勻伸長率為~55%，與退火的對應物相同。預應變試樣在 4.2 K 處的破壞特征顯示出典型的韌性凹坑結構，沒有宏觀頸縮。在4.2 K拉伸變形過程中，促進了fcc→hcp大范圍的剪切轉變，導致hcp晶粒數量較多。低溫促進了fcc+hcp剪切轉變，局部耗散加熱促進了hcp→fcc反向剪切轉變，拉伸變形動態發展為分級nldp結構，4.2 K拉伸應力-應變響應呈鋸齒狀流動。此外，我們還證明了這種NL-DP結構可以同時提高Cr26MnzoFe20Co20Ni14 HEA的室溫強度、應變硬化能力和塑性。相關研究成果以題“Dynamically reversible shear transformations in a CrMnFeCoNi high-entropy alloy at cryogenic temperature”發表在金屬頂刊Acta Materialia上。
論文鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645422003184
除了hcp晶粒中的基底和非基底滑移外，[1011]孿晶也被激活以適應軸的變形。更有趣的是，4.2 K下變形誘導的局部耗散加熱足以通過兩種機制激活反向剪切轉變:hcp→fcc剪切轉變(通過肖克利部分位錯的成核和傳播)和[1011]孿晶輔助hcp→fcc剪切轉變。
圖 1。初始微觀結構。(a) 拉伸試驗前退火的 Cr 26 Mn 20 Fe 20 Co 20 Ni 14 HEA的 EBSD 相圖和 (b) 反極圖圖，顯示了具有完全再結晶晶粒的單相 fcc 結構。
圖 2。鋸齒狀流動行為和卓越的機械性能。(a) 拉伸樣品在 4.2 K 拉伸斷裂前后的宏觀圖像，顯示均勻變形而沒有頸縮。(b) 4.2-298 K 的代表性拉伸應力-應變曲線，應變率為10 -3 s -1和10 -5 s -1，應力-應變曲線的放大部分對應于屈服階段插圖。(c) 相應的真實應力-應變曲線（虛線）和應變硬化曲線（實線），表明應變硬化率隨著測試溫度的降低而顯著增加。(d) 應力幅值的變化隨應變而下降。
圖 3。Cr 26 Mn 20 Fe 20 Co 20 Ni 14 HEA中隨溫度變化的變形機制。樣品在 298 K 拉伸變形至 (a 1 ) 5% 和 (a 2 ) 50% 后的 TEM 圖像，并帶有相應的 SADP 插圖，顯示了高密度位錯壁的形成。拉伸變形至(b 1 ) 5%、(b 2 ) 20%和(b 3 , b 4 )后樣品的TEM圖像) 在 77 K 時為 60%，并帶有相應的 SADP 插圖，表明塑性變形主要由 Shockley 部分位錯的運動以及相應的高密度納米孿晶 (b 2 ) 和 fcc → hcp 馬氏體相的形成變換 (b 3 , b 4 )。
圖 4。變形引起的 NL-DP 結構。變形樣品的 COCI 圖像在 4.2 K 至 (a) 20% 和 (b) 50% 的應變下，顯示每個晶粒內有許多納米間隔的變形帶。(c) 拉伸應變為 50% 時樣品的 EBSD 相圖，顯示層狀雙相結構。(d) LAADF-STEM 圖像顯示具有大量(f) 層狀 ε-γ-γ tw雙相結構的明場 TEM 圖像，(g) 對應的索引 SADP。
圖5所示。在4.2 K拉伸斷裂后，試樣中hcp晶粒中存在非基底滑移體系。(a) g=[0002]， (b) g=[21I0]兩束條件下的透射電鏡圖像。用紅線標記的位錯為位錯。水線標記的位錯為位錯。
圖6所示。高密度[1011]納米孿晶和基底SFs。(a)低倍放大的SADP插圖和(b)高倍放大的LAADF-STEM圖像，顯示高密度的[1011]雙胞胎和基底SFs。(c)雙束條件g=[0002]得到的晶界[1011]孿晶透射電鏡圖像。(d) LAADF-STEM圖像顯示fcc-hcp相邊界處有兩個[1011]孿生變體。
圖7所示。(a)沿[1210]g區軸拍攝的[1011]孿晶尖端的HRTEM圖像，顯示了孿晶的fco域。(b) hcp-e矩陣和[1011]孿晶的原子級界面結構。(c) HRTEM圖像顯示[1011]雙晶轉變為fcc結構與[111]SFs。(d) HRTEM圖像顯示一個[1011]孿晶轉變為兩個fcc域，具有孿晶取向。
對應于兩種剪切轉變機制，面心立方相Cr 26 Mn 20 Fe 20 Co 20 Ni 14HEA在低溫下發展動態的NL-DP結構，更重要的是，兩相的體積比和它們的厚度隨著機械載荷和熱刺激軟化而動態增加和減少。因此，在 4.2 K 時出色的強度-延展性-應變硬化能力組合歸因于兩種剪切轉變機制的協同效應，從而產生了相干界面的穩定應變硬化源。更重要的是，兩相的動態演化緩和了與沿界面的位錯積累相關的局部應力集中，防止了裂紋萌生并提高了延展性。
圖8所示。在4.2 K拉伸到50%應變后，HEA的y+e+ y /Ytw- (a) HRTEM圖像呈現出典型的e- y -Ytw NL-DP結構。(b) HRTEM圖像顯示幾個清晰的界面，有6個和18個緊密排列的原子平面。(c)可由肖克利部分位錯陣列描述的尖銳相邊界的相應示意圖(b2:b1:b3…)。(d)肖克利部分位錯的三個Burgers矢量。(e)通過一組肖克利部分位錯滑動的e+Y/Ytw剪切轉變機制示意圖。
為了證明與 NL-DP 結構相關的強度-延展性效應，我們通過在 4.2 K 下拉伸至 20% 的應變然后回火來定制 fcc 相 Cr 26 Mn 20 Fe 20 Co 20 Ni 14 HEA 的微觀結構它在 773 K（低于再結晶溫度）下保持 1 小時。相比之下，我們還在 298 K 下將合金拉伸至 20% 的應變，然后在 773 K 下將變形樣品回火 1 小時。如圖9a, b, 298 K 的預應變導致屈服強度增加，但降低了延展性和應變硬化能力。然而，4.2 K 的預應變顯著提高了屈服強度和抗拉強度，而不會損失應變硬化能力和延展性（圖 9 a，b）。屈服強度約為 525 MPa，是未經預應變的退火對應物（252 MPa）的兩倍。均勻伸長率為~55%，與退火的對應物相同。預應變試樣在 4.2 K 處的破壞特征顯示出典型的韌性凹坑結構，沒有宏觀頸縮（圖 9c, d)，這與其他韌性 fcc HEA 不同，后者的斷裂是由室溫下的頸縮引起的。預應變樣品在 298 K 和 4.2 K 之間的不同機械性能歸因于它們的微觀結構。298 K 的預應變樣品包含高密度位錯，因為塑性變形主要由位錯滑移調節[49]，而 4.2 K 的預應變樣品則發展出具有高密度界面的 NL-DP 結構，例如 γ-孿晶邊界、γ-ε 相邊界和。
圖9所示。研究了預拉伸試樣的室溫力學性能。(a)對比20%預應變(4.2 K、298 K)和回火試樣與退火試樣的室溫拉應力-應變曲線。(b)退火和預拉伸試樣對應的應變硬化曲線。4.2 K的預拉伸顯示出巨大的潛力，以規避強度-延性困境。(c, d)拉伸斷裂特征為4.2 K預拉伸后試樣的韌性韌窩結構，無頸縮現象。
圖10所示。在室溫拉伸斷裂后，預拉伸試樣中hcp晶粒中存在非基底滑移體系。(a) g=[0002]和(b) g=[2TIO]兩種雙束流條件下的透射電鏡圖像。用紅線標記的位錯為位錯。水線標記的位錯為位錯。
圖11所示。e-Y-Ytw NL-DP結構的強化機理。(a)插入SADP的亮場透射電鏡圖像，(b)對應的HRTEM圖像顯示hcp-e相到fcc Y/Ytw相的逆相變。(c)低倍率和(d)高倍率的亮場透射電鏡圖像(插入SADP)， (e) 20%預應變(4.2 K預應變)樣品室溫拉伸斷裂后的HRTEM圖像，顯示e- y - ytw NL-DP結構中有大量的SFs。
總之，本文研究揭示了低溫下兩種反常剪切轉變機制，在單相fcc Cr26MnzoFe20Co2oNi14 HEA中動態生成納米層狀雙相結構，并推進了“動態Hall-Petch”效應在提高強度和塑性方面的作用。低溫下，低SFE促進了剪切轉變。[1011]孿晶沿方向調節塑性應變，而與[1011]孿晶相關的局部耗散熱促進了反向剪切轉變。我們的研究表明，定制SFE和優化變形溫度可以促進亞穩態合金的剪切轉變和相應的反向剪切轉變，動態發展層狀雙相組織，同時提高合金的強度、應變硬化能力和塑性。
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