此外 ， 在小面状区域中出现一些波浪特征（图12b和e） 。 图12c中的放大图像展示了由虚线描绘的一些相交特征 。 然而 ， 在另一示例中 ， 发现小面状区域主要由凹痕控制（图12e和f） 。 不同的断口特征也可归因于TBs的不均匀分布 ， 与图8、图9中的横截面微观结构分析一致 。
3.6.关于伸长率随温度异常变化的讨论
图13总结了不同温度下断裂后的晶界分数 。 在此 ， TBs的分数是指HAGBs中TBs的频率 。 如图13a所示 ， TBs分数随着温度的降低而增加 ， 但在183 K下断裂的样品除外 。 值得注意的是 ， TBs分数也与变形水平有关 ， 因此为了更好地理解 ， 还包括相应试样的伸长率（即塑性变形水平） 。 图13a显示273 K和143 K下的TBs分数高于298 K下的TBs分数 ， 即使样品在较低的变形水平下断裂 。 同样 ， 与在298 K下断裂的试样相比 ， 在183 K下断裂的试样显示出较低的伸长率 ， 但TBs分数相当 。 因此 ， 可以推断 ， 当变形到相同水平时 ， 低温下的TBs分数将高于环境温度下的TBs分数 。 在143 K温度下断裂的样品B中TBs分数更高 ， 在不同温度下的变形水平相当 ， 这进一步支持了这一点（图13b） 。
图13 试样A (A)和试样B (B)的晶界部分在不同温度下断裂 。 注:f HAGBs + f LAGBs = 1 。 TB是一种特殊的HAGB TB的比例对应于TB的长度与HAGB总长度的比值 ， 即TB在HAGB中出现的频率 。
虽然形成了大量的TBs ， 但它们可能对伸长率没有贡献 。 换言之 ， 拉伸试样在TBs（至少不是所有TBs）发挥有效作用之前发生断裂 。 图14中给出了一个示例 ， 其中显示了143K下断裂试样A沿拉伸方向的硬度分布 。 EBSD分析后的相同试样用于显微硬度试验 。 在光学显微镜下观察到压痕 ， 与EBSD分析位置一致 。
图14 试样A在143k断裂后沿拉伸方向的显微硬度分布 。 EBSD分析和显微硬度测试使用同一样品 ， 其位置相对应 。 (a)包含hagb和tb的BC图 ， (b)包含KAM图 ， (c) SF图 ， (d)包含显微硬度压痕的光学图像 ， (e)显微硬度分布 。 b和c的图例与图9相同 。 值得注意的是 ， 在XZ平面上 ， 还沿拉伸方向测试了建成时的显微硬度 。
明显 ， I区显微硬度较高（约409HV0.3） ， 对应于断裂位置附近严重变形产生的较高KAM值 。 然而 ， 尽管TBs质量较大 ， 但Ⅱ区的显微硬度较低（约360.7hv0.3） 。 如前所述 ， TBs大面积区域KAM值较低 ， 表明区域应变较低 。 这进一步支持了TBs在LAAMed CoCrNi MEA中形成的很早 ， 即使没有实质的宏观变形和局部应变 。 另一方面 ， 从硬度和KAM值的高低来看 ， 变形集中在TBs（Ⅰ区）较少的区域 。 此外 ， III区的显微硬度（约386HV0.3）高于区域II ， 对应于较高的KAM值 。 为了进行比较 ， 竣工样品A的显微硬度也包括在图14中 。 由于变形过程中的加工硬化 ， 所有区域的显微硬度均高于竣工状态 。 在本例中 ， TBs较少的区域I比TBs较多的区域II发生更大的变形 。
从位错饱和度的角度看 ， LAAMedCoCrNi MEA中高初始位错密度导致变形过程中位错饱和更容易 ， 伸长率较低 ， 而传统的CoCrNi如前所述 ， 良好的延性依赖于孪晶和滑移的协同效应 ， 后者伴随着位错的增殖和运动 。 低温下 ， 由于原子迁移率的降低 ， 位错运动受到抑制 ， 因此形变过程伴随着位错的增殖 ， 导致位错密度和流动应力更高 。 因此 ， 假设不同温度下位错饱和程度相当 ， 位错饱和比室温下更容易达到 。 在这种情况下 ， 尽管存在大量TBs ， 但位错饱和后可能会抑制进一步的变形 。 然而 ， 为了进一步研究位错与TBs的相互作用 ， 进一步研究位错与TBs的相互作用 ， 以进一步阐明其伸长率的波动 。
圆柱晶体中滑移几何的图解 。 注意(?+λ)通常≠90° 。
位错运动有两种基本类型 。 当位错在包含直线和Burgers矢量的表面上移动时 ， 会发生滑动或保守运动：能够以这种方式移动的位错是glissile ， 不能固定的位错是glissile 。 当位错移出滑动面 ， 从而垂直于Burgers矢量时 ， 发生爬升或非保守运动 。 许多位错的滑移导致滑移 ， 滑移是晶体固体塑性变形最常见的表现形式 。 它可以设想为一个原子平面在另一个原子平面上的滑动或连续位移 ， 即所谓的滑移面 。 如上图所示 ， 两个滑移面之间的离散晶体块保持不变 。 进一步的变形发生在现有滑动面上的更多运动或新滑动面的形成 。
此外 ， 低温伸长率的降低也可归因于在重孪晶区裂纹倾向的增加 。 如Yu等人所报告Fe-18Mn-0.6C TWIP钢的机械孪晶中出现裂纹 。 在本研究中 ， 断裂样品也观察到了类似的特征 。 如图10g-i所示 ， TBs发育良好且锯齿晶界的小晶粒意味着TBs与晶界之间的强相互作用 。 此外 ， 由于TBs与晶界相互作用引起的应变局部化 ， 沿锯齿晶界观察到微空洞（图10h） 。 沿晶界的应变局部化如图10i所示 ， 在进一步变形时 ， 会产生更多的微空洞 。 尽管在不同温度下 ， 所有试样中TBs分布不均匀（图9d-f） ， 但在较低温度下观察到更多具有大TBs的区域（例如图9f） 。 在这种情况下 ， 如图10h和i所示 ， 在较低温度下 ， 在较高应力下 ， 这些区域更容易产生微空洞 。
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