VCoNi中熵合金力學性能的溫度依賴性研究*

丁晨陽,施 洋,張長軍,馮穎穎,孫傲然,孟令坤,馬文君

(1. 長安大學 材料科學與工程學院，西安 710061； 2. 西安理工大學 材料科學與工程學院，西安 710048)

0 引 言

高熵合金是一種多組元構成的合金，各種組元之間按等原子比或者接近等原子比組成[1-3]。由多組元構成的單相高熵合金擁有優越的力學性能[4-6]，例如高硬度，良好的高溫抗軟化性能，高的低溫韌性等。高熵合金可以形成FCC、BCC、HCP結構的單相合金或者多相組合的結構。相比較其他結構的高熵合金，FCC結構的高熵合金由于滑移系多[7-9]，具有良好的塑性和斷裂韌性，有利于加工和成形等諸多優點而成為高熵合金的研究焦點[10-13]。同傳統材料一樣，高熵合金的首要的任務是需要以便捷和低廉的方式進行性能強化[14]。近些年來，科學家致力于通過大變形、成分設計等途徑來制備出性能更優的高熵合金[15-16]。有研究學者利用嚴重的晶格畸變設計了一種簡單的VCoNi等原子中熵合金[17]，該合金具有近1 GPa的屈服強度和良好的延展性，優于傳統的固溶合金，實現了強度和塑性的最優匹配。但是目前對該合金力學性能的研究僅涉及室溫。

由于服役環境不同，不同的高(中)熵合金在各個溫度下性能的波動也引起了許多科學家的關注[18-21]需要注意的是，以往所報道的材料對溫度的依懶性研究的合金均未涉及到VCoNi中熵合金。該合金在不同溫度下，特別在77～773 K溫度范圍內，變形機制尚不明確。本文采用大變形軋制以及淬火工藝制備VCoNi，并通過不同溫度下的拉伸試驗，研究了溫度對VCoNi中熵合金變形行為的影響。

1 實 驗

試驗采用高純度的V、Co、Ni顆粒為原料(純度≥99.5%)，表1為按照VCoNi的原子比計算出各元素的所需質量，進而稱取、配比。使用非自耗型真空熔煉爐進行VCoNi中熵合金的熔煉。為保證成分均勻，至少反復熔煉4次并進行電磁攪拌(成分均勻)。熔煉后鑄錠尺寸為100 mm×20 mm×10 mm。

表1 VCoNi各元素所需質量(g)

將熔煉后的鑄錠使用小型同步軋機進行變形量為85%的軋制，將軋制后的試樣1 100 ℃退火半小時、水淬。將熱處理之后的試樣用電火花線切割為“狗骨頭”狀拉伸試樣，試樣測試段尺寸為10 mm×2.5 mm×1.3 mm。樣品分別在77、293、573以及773K的溫度下進行拉伸試驗。使用萬測-ETM105D萬能拉伸試驗機進行不同溫度條件拉伸試驗，為保證數據的真實性，每組參數重復三次試驗；使用日本島津X射線衍射儀(XRD-7000S)對不同溫度拉伸試樣進行晶體結構分析，其中掃描角度為20°～95°，掃描速度為3°/min；使用JSM-6700F型冷場發射掃描電子顯微鏡觀察樣品微觀組織形貌并統計平均晶粒尺寸；采用JEF-2100型透射電子顯微鏡(TEM)對拉伸樣品進行微觀組織表征。

2 結果與討論

2.1 合金的初始組織表征

圖2.1為VCoNi經軋制后的微觀組織EBSD反極圖及XRD衍射圖譜。從圖1(a)中可以看出，樣品的微觀組織主要由孿晶和等軸晶組成，利用EBSD線型截距法統計了樣品的平均晶粒尺寸為10.26 μm；此外，圖1(b)的XRD衍射圖譜表明，合金具有FCC結構的特征峰譜，該合金晶體結構為單相FCC。

圖1 VCoNi合金的：(a)EBSD反極圖，(b)XRD衍射圖譜Fig 1 Microstructure of VCoNi alloy: (a) IPF; (b) XRD pattern

2.2 不同溫度下VCoNi中熵合金的變形行為

圖2為VCoNi合金在77～773 K下的工程應力-應變曲線(拉伸速率為0.25 mm/min)，相關力學性能指標總結于表2。

圖2 VCoNi合金在77～773K的應力-應變曲線Fig 2 Stress-strain curve of VCoNi alloy at 77-773 K

可以看出，在77 K時，合金的塑性和強度均達到最大值。試驗溫度自室溫上升到573 K，材料的強度和塑性基本穩定。在293 K，應力-應變曲線上首次出現了鋸齒現象(急劇流變)，鋸齒流變效應多出現于不銹鋼中，在中(高)熵合金中還未曾提及。隨著溫度的升高，延伸率沒有大的起伏，表現出了該材料的塑性不失穩特性，該特性在中(高)熵合金中還鮮有報道。當溫度達到773 K時，鋸齒現象加強，且各項力學性能指標有了明顯的下降，表明該材料在高溫下性能及其不穩定，這為該材料在高溫下的應用提供了指導作用。

表2 VCoNi合金在77～773 K的力學指標

2.3 不同溫度拉伸后VCoNi中熵合金的XRD衍射分析

圖3為不同試驗溫度下VCoNi的XRD衍射圖譜。從圖中可以看出，該材料在低溫(77 K)時，其晶體結構仍然保持FCC結構，無其他新相的析出； 573 K時，合金的衍射圖譜所對應的特征峰發生了改變，在FCC結構的(100)附近，有新的峰譜出現，該峰譜的出現與其應力-應變曲線上所出現的鋸齒流變所對應。因此該新相的研究，對合金的力學性能至關重要。

圖3 不同試驗溫度下VCoNi的XRD衍射圖譜Fig 3 XRD patterns of VCoNi at different test temperatures

為證實實驗中析出相的確是在拉伸過程中析出，另模擬573 K高溫拉伸的溫度和時間在馬弗爐中對試樣進行同等條件熱處理，XRD對比證實，同等熱處理條件下VCoNi合金中沒有新相的生成，確認了該相的產生是溫度和應力的共同作用，而非溫度的單獨作用。

2.4 不同溫度拉伸后VCoNi中熵合金的TEM分析

結合上述的力學數據以及XRD圖譜，選定77 K的拉伸試樣和573 K的拉伸試樣進行TEM分析。

如圖4所示，在77 K拉伸試樣的TEM圖片中發現了大量的位錯亞結構纏繞和孿晶整齊排列分布。孿晶的出現降低了位錯滑移的平均自由程，阻礙位錯滑移運動，產生“動態Hall-Petch效應”，同時提高了該合金的應變強化能力，因此在低溫下，VCoNi中熵合金的強度和塑性同時得到了提升。

圖4 77 K試樣的TEM圖Fig 4 TEM images of 77 K sample

如圖5所示，573 K拉伸環境下的合金，在位錯與孿晶的交界處附近，有尺寸一致、分布均勻的新相析出(圖中用紅圈標記)。77，293 K的實驗溫度下是沒有新相的生成。而該新相的生成正好對應了工程應力-應變曲線上的鋸齒流變。一般材料中鋸齒效應的形成機理為：當環境溫度不高的時候，溶質原子擴散能力差，不能形成氣團釘扎位錯，隨著塑性變形的增加，位錯平滑的運動，宏觀上不會出現鋸齒；隨著環境溫度的升高，材料處于中間變形溫度區間，溶質原子更容易擴散，此時，溶質原子形成氣團，釘扎位錯，隨著塑性變形的增加，位錯掙脫溶質原子束縛，應力迅速減少，在釘扎和脫釘的過程的重復發生，宏觀上產生鋸齒。

圖5 573 K試樣的TEM圖Fig 5 TEM images of 573 K sample

3 結 論

(1)在高溫拉伸時VCoNi中熵合金其力學性能表現出明顯的塑性不失穩現象；但VCoNi中熵合金的拉伸性能曲線又區別于其它中(高)熵合金，有明顯的鋸齒流變現象,該鋸齒流變產生的主要原因是由第二相的析出。

(2)高溫拉伸下VCoNi中熵合金有明顯的新相生成，使得宏觀上力學性能發生改變，微觀上XRD圖譜有雜峰出現。低溫拉伸時，材料內部的大量孿晶和位錯亞結構是其力學性能提高的主要原因。

(3) VCoNi中熵合金的性能不穩定，隨著服役溫度的變化，其力學性能有明顯的起伏，該性能對其實際應用有了極大的限制作用。