Page 35 - 《爆炸与冲击》2026年第3期
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第 46 卷          王    强，等： 间隙C掺杂CoCrNi基中熵合金的应变率效应和温度效应                           第 3 期

               错墙的出现。传统的          PLC  效应的引起原因是溶质原子能够固定移动的位错。而且对于间隙合金，引起
               PLC  效应的主要机理有        2  种。一种是由     Cottrell 等 [65]  最初提出的，PLC  效应是随着间隙原子的快速长程
               扩散而发生的，即间隙原子，如             C  和  N  的扩散速度快于位错的速度，从而捕获和钉扎它们作为                       Cottrell 气
               团。因此，位错受到气团施加的阻力，应力必须提高，才能使位错脱离溶质钉扎进行后续运动，从而造成
               局部应力增加和下降         [65] 。另一种是   Sleeswyk  提出的一个更容易接受的位错捕获模型                 [66-68] 。该模型表明，
               当遭遇森林位错时，溶质气团在森林位错上形成，然后在位错被暂时钉扎时，溶质气团从森林位错沿位
               错线扩散到移动位错。
                   由于间隙合金体系中原子尺寸的不匹配，所以溶质周围存在应变场，因此可以预期，较高浓度的取
               代溶质将产生更大密度的具有局域应变的晶格点。随着组成元素数量的增加，晶格中原子尺寸差异的
               来源就会增加，因此位错暴露在大量周围的压缩和拉伸应变源中。众所周知，溶质和位错之间存在相互
               作用。为了降低整体能量，溶质原子往往会扩散到位错中，并由于应变释放和化学键合效应而产生偏析
               或气团。在该机制中，其认为在              MEAs 和  HEAs 的整个溶质基体中，在合适的温度下，位错芯中沿任何方
               向的高扩散速率通过形成由大量溶质原子造成的偏析或气团，造成了快速钉扎。如上所述，在塑性变形
               过程中实际的位错运动会遇到障碍，如森林位错。对于这些位错克服障碍，在热激活和增加的应力的帮
               助下是需要等待时间的。这种活动在等待时间内通过在移动位错核中快速扩散的局部原位重排，可以
               明显的帮助溶质原子钉扎住位错。因此，PLC                    效应背后的机制是沿位错线附近的原子调整它们的相对
               位置以降低整体应变能，从而钉住位错。一旦位错被固定，就需要更大的力将位错从溶质原子云中打
               破。当释放位错运动时，其演变成更具流动性的位错运动，并观察到应力降。需要指出的是，在塑性变
               形过程中会有许多位错运动。不同的位错有各自的遭遇，形成了各自的钉扎力。因此，在任何时刻，除
               了那些固着位错外，均存在滑移面上移动的可移动位错和遇到障碍或其他位错后被溶质原子钉扎住的
               不可移动位错。随着位错增值引起的应变和位错密度的增加，遇到障碍的频率变高，位错试图克服所有
               障碍的等待时间也增加。所有这些特征使得微观变形是不均匀的，在同一流动曲线中观察到锯齿的不
               同状态，如图     2(b) 所示。综上所述，准静态下，C48-800-1h            合金在   400 ℃  下出现应变时效现象，可能是由
               于间隙   C  原子的存在，在塑性变形的不断进行和发展过程中，产生了一系列由致密                                   DCs、MBs、SFs、
               dislocation clusters 和  DTs 等组成的类似于非均质结构的混合结构，加剧了间隙原子与移动位错之间的作
               用，进而钉扎位错，出现锯齿流变现象和第三型应变时效现象。
                   对于动态变形情况下，在           400 ℃  下压缩变形后，C48-800-1h      合金中也观察到了大量的            DTs 和少量的
               MBs 和  SFs/nanotwins 等非均质混合结构，如图         10(e) 所示。另外，图      10(f) 中显示了合金变形过程中也出
               现了大量的多级孪晶。在            SiC  沉淀附近分布着高密度的           dislocation clusters（图  10(g)）和  DCs（图  10(h)）。
                                                 −1
               这表明   C48-800-1h  合金在动态     4 000 s 应变率，其微结构变化与准静态下类似，但是动态                      400 ℃  下，其
               变形孪晶活动加剧，且变形模式主要为孪晶变形。显然，原位局部排列需要原子的局部位错核扩散才能
               成功钉扎。如果温度和扩散速率较低，则原位钉扎程度也会变低，不会产生                                  PLC  效应。反之，如果位错
               和热能过高，钉扎效应则会被破坏。因此，对于这种钉扎效应有一个合适的有效的范围，以及在一定温
               度下达到最佳钉扎效果。所以，综上所述，对于                     C48-800-1h  合金，在动态情况下并未出现第三型应变时
               效的原因可能是溶质原子的运动相较于位错的运动速度较慢，无法及时钉扎位错。另外大量的纳米级
               的  SiC  沉淀的析出，使得动态加载环境下，位错在                SiC  沉淀附近发生了大量的绕过机制，从而弱化了间隙
               原子的钉扎作用       [69] 。例如，Yuan  等 [69]  在实验研究中发现，由于不同热处理态下的                 Inconel 718  镍基高温
               合金具有不同的晶体结构组成，从而导致第三型应变时效的反常应力峰不同。这种差异可以归因于不
               同沉淀强化机制对动态应变时效造成不同的影响，位错通过小尺寸强化相的“切过”机制强化了溶质
               原子的“钉扎”作用，而位错通过大尺寸强化相的“绕过”机制弱化了溶质原子的“钉扎”作用。显
               然，第三型应变时效在金属的流动应力-温度曲线上形成了明显的反常应力峰现象，此外，对于动态下，
               C48-800-1h  合金的变形模式主要为孪晶变形，所以位错运动较少，这也减小了位错被钉扎的可能性，减
               少了出现第三型应变时效现象的可能性。



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