所述） ， 孪晶和滑移之间的协同效应更为重要 。
图9 在不同温度下进行拉伸试验后 ， 试样a断裂面附近位置的IPF图（a-c）、含HAGBs和TBs的BC图（d-f）、KAM图（g-i）、Schmid系数图（j-l） ， 用于{111<110>滑移系 。 （a ， d ， g ， j）在273 K下断裂的样品 ， （b ， e ， h ， K）在183 K下断裂的样品 ， （c ， f ， i ， l）在143 K下断裂的样品 。 注：图7d–f中的白色箭头表示了沿着HAGBs的一些零溶液 。 图9（d ， g ， j）和（f ， i ， l）中的白色虚线框概括了“变形较小的带（LDB）” 。 图9（d-f）和（g-i）中的黑色虚线圆圈勾勒出了一些具有巨大孪晶边界（TBs）的区域 ， 而KAM较低 。 施密德因子图中的相应位置也在图9（j–l）中概述 。
CoCrNiMEA孪生和滑移的临界分解剪应力（CRSS）在298 K时估计为260 MPa（温度依赖性可忽略不计）和78 MPa ， 而在77 K时滑移的CRSS为140–160 MPa 。 因此 ， 无论试验温度如何 ， 在变形过程中 ， 滑移比孪晶更容易激活 。 因此 ， 屈服后的初始变形以滑移为主 ， 伴随着位错的解离、增殖和运动 。 随着进一步变形 ， 位错在边界处堆积 ， 促进相邻区域更多滑移系统的激活 ， 并分散宏观变形 。 同时 ， 当满足孪晶的CRS时 ， 孪晶将沿着某些晶粒结构被激活（例如 ， 对于FCC金属 ， {111<112（）>） 。 孪晶可以改变晶粒取向 ， 促进更多滑移系统的激活 ， 延缓变形失稳（颈缩） 。 位错[和层错都可以作为孪晶的前驱体 。
如图9d–i所示 ， 在KAM值较低的区域观察到大量TBs 。 首先 ， 在一些孪晶取向为“软取向”的晶粒中更容易形成孪晶 ， 且无明显变形 。 在本研究中 ， TBs在晶粒中清晰可见 ， 取向接近<111>//TA（图8 ， 图9） ， 与冷轧CoCrNi[13
中报告的观察结果一致 。 此外 ， 固有的高位错密度（如第3.3节所述）也可以促进孪晶的形成 。
图9b所示位置的特写图如图10a和b所示 ， 其中TBs与滑移带强烈相互作用 。 KAM分布如图10c所示 。 显然 ， 所有断裂样品的KAM值均高于竣工材料 。 较高的变形应变导致较大的KAM值 ， 这导致El和KAM值之间的良好匹配 。 在我们的研究中 ， 采用了LAAM工艺和吹塑粉末输送 。 尽管进行了工艺优化 ， 但由于屏蔽/载气的截留或某些元素的蒸发 ， 最终沉积的材料中仍然存在孔隙 。 图10d-f显示了从图9a中的白色框架放大的孔 ， 该孔沿TA拉长 。 如图10e所示 ， TBs被孔隙中断 。 此外 ， 应变集中在孔隙周围（图10f） ， 这是进一步变形过程中的一个薄弱点 。
图10 试样A在183 K (A b)、273 K (d-f)和143 K (g-i)时断裂 ， 对应于图6b、A和c所示的位置 。 (a d g) IPF_X图 ， (b e h)包含hagb和tb的BC图 ， (f i) KAM ，(c)不同温度下断裂样品的KAM分布 ， (j-l)高孪晶区相图和相应的EDX结果 。
图10g–i显示了一个小晶粒 ， 具有发达的TBs和锯齿状晶界 ， 这暗示了TBs和晶界之间的相互作用 。 此外 ， 发现孪晶从晶界发射 ， 甚至穿透晶界（图10e和h） 。 在变形过程中 ， TBs和晶界相互作用 ， 促进进一步的加工硬化 。 然而 ， 在图10h和图i中 ， 沿锯齿状晶界观察到微空洞和应变局部化 ， 这将在后面讨论 。 值得注意的是 ， 在一些TBs附近观察到体积分数为0.7%的HCP相（图10j） 。 然而 ， 考虑到超低体积分数 ， 本研究中HCP相的影响被认为是微不足道的 。 图10k和l进一步显示了Co和Cr的微观偏析 ， 描绘了沿TA的细长细胞结构 。
3.5.断口分析
图11给出了显示在不同温度下断裂的典型宏观和微观特征的断口图 。 与图10d–f中的结果相对应 ， 所有样品的特征是粗糙的断裂面上装饰有一些孔隙 。 由于拉伸试验后的严重局部变形 ， 还观察到一些裂纹（如图11a–h中的白色箭头所示） 。 试样A和B的断口图均以韧窝为主（图11i和j） ， 这是韧性断裂的典型特征 。 相比之下 ， 样品B的断裂表面显示出驻留在凹坑中的较大氧化物颗粒（图11i和j） ， 对应于之前对氧化物周围较高KAM的讨论（图8h、i和l） 。 在特写图中标出了孔隙和裂缝（图12a和d） 。
图11 试样B (a B)和试样a (c-h)在不同温度下宏观断口形貌、典型断口组织(i j)和氧化物EDX结果(k) 。 注:裂缝由图11a-h中的箭头表示 。
图12 样本A在273 K (A - c)和183 K (d-f)断裂的面状形态的特写 ， 分别从图9e和h的白色框中放大 。
除了韧窝 ， 断口图中还出现了一些小平面状形貌（图12） 。 图12a、b和（d、e）中显示了两种典型的小面状结构 ， 分别对应于273 K和183 K下断裂的样品A 。 小面状形貌意味着粒间断裂 ， 与LAAMed CoCrNi MEA中沿构建方向生长的大晶粒相关 。 此外 ， EBSD分析中的零解也可用于推断单相CoCrNi中具有高度局部化应变的区域 。 如图9d–f所示 ， BC图中出现了许多零解 ， 一些零解沿着HAGBs分布（箭头所示） 。 在这些区域开始断裂 ， 形成小关节样特征（图12a和d） 。 如图10h和i所示 ， 沿晶界形成了微孔隙 ， 这意味着具有小面状断裂特征 。
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