1. 材料制备:铸造Al0.5CoCrFeNi高熵合金样品,在1200°C保护气氛中均匀化处理6小时后水淬
2. 冷轧处理:室温下进行约78%减薄率的冷轧,制备成45×10×1 mm的样品
3. 热处理:部分样品采用常规热处理(HT),以10°C/min速率加热至800°C后水淬(CRH样品)
4. 电脉冲处理(EPT):使用自制电脉冲设备,最大电流密度约2.9×107 A/m2,频率50Hz
5. 温度控制:使用红外测温仪(响应时间10ms)监测EPT过程中的温度变化
6. 等温处理:CRH样品在900°C下进行1.3、3和5分钟的等温处理后水淬
7. 微观结构表征:使用SEM、EBSD、TEM和EDS分析样品微观结构和成分
8. 力学性能测试:使用MTS-810测试机进行室温拉伸试验,应变速率10-3 s-1
SEM分析显示,冷轧样品(CR)呈现FCC+B2双相微观结构,B2相较为粗大,未发现细小析出相。经过热处理后,CRH样品中出现未析出和已析出区域,在析出区域可以观察到细小析出相。CRH-H900和CRH-E900样品均显示析出区域增加,但CRH-E900样品中析出相的尺寸明显小于CRH-H900样品。
EBSD分析表明,不同样品的微观结构可分为完全再结晶区域(RX)和未再结晶区域(URX)。RX由FCC+B2+σ相组成。与CRH相比,CRH-H900和CRH-E900样品的FCC相再结晶百分比(RP-FCC)增加,RX中B2相分数增加而σ相分数显著减少。由于加热时间较短,CRH-E900样品中RX的平均FCC和B2相尺寸较小,而σ相较粗大。URX含有高几何必要位错(GNDs),经过HT和EPT处理后,GNDs和未再结晶FCC百分比(URP-FCC)减少。
TEM分析证实CRH样品由RX和URX组成,通过EDS和SAED可以确定RX中的FCC+B2+σ(Cr-rich)相,B2析出物中Al和Ni的原子比为1:1,未发现L1₂相。与CRH相比,CRH-H900样品由较高比例的RX组成,含有FCC+B2+σ相。对于CRH-E900样品,在RX中也发现了FCC+σ+B2相。值得注意的是,在CRH和CRH-H900的URX中未发现元素富集,而EDS分析显示CRH-E900样品的URX中分布有大量富Al和Ni的纳米析出物。(Ni+Co):Al的原子比接近3:1,表明这些纳米析出物是L1₂相。此外,[111]和[112]FCC区域轴的额外超晶格反射也证实了L1₂相的存在。HAADF-STEM图像显示L1₂析出物在URX中均匀分布,并且在RX的晶界和晶内区域也发现了L1₂纳米析出物。
图4(a)展示了EPT和HT过程中沉淀演化的示意图。在HT(800-900°C)下,由于相形成温度和时间的差异,B2相主要在晶界处异质沉淀,σ相逐渐溶解,而L1₂相不出现。相比之下,EPT通过热和非热效应的结合,打破了原有的沉淀序列,促进了L1₂和B2相的快速异质沉淀。
力学性能测试显示,CRH-E900的屈服强度(YS)和极限抗拉强度(UTS)分别为约1.18GPa和1.39GPa,高于CRH-H900的约985MPa和1.21GPa。CRH-E900的断裂伸长率(EL)约为14.6%,显著高于CRH样品的约7.0%。强度和延展性的差异归因于FCC基体、析出物和位错的强化和应变贡献。L1₂相在协调塑性变形方面发挥关键作用,有效地减轻了URX中严重的位错积累和应变局部化。
拉伸测试后的TEM分析显示,在析出物附近的无沉淀区域存在大量位错缠结和纳米孪晶。FCC/L1₂界面处存在高密度位错,析出物附近部分纳米孪晶的宽度为1.34-2.31nm。这些结果表明,共格L1₂纳米析出物可以提高强度并更好地协调合金的塑性变形。
补充分析进一步证实了EPT处理对Al0.5CoCrFeNi高熵合金微观结构的影响。与常规热处理相比,电脉冲处理能够显著加快相变动力学,促进L1₂纳米析出相的形成。这些析出相不仅分布在晶界区域,还在晶内区域形成,表明EPT处理提供了更高的元素扩散速率和更低的形核能垒。
此外,EPT处理还影响了位错结构和再结晶行为。与常规热处理相比,EPT处理后的样品显示出更细小的晶粒尺寸和更均匀的析出相分布,这有助于提高材料的综合力学性能。通过协调多相(FCC+B2+L1₂)和位错的联合作用,EPT处理成功实现了高熵合金强度和延展性的同时提升。