中南大學《AM》：成分不均勻性降低激光粉末增材制造共晶高熵合金的裂紋敏感性

來源：材料學網(wǎng)

導讀：預合金和混合粉末是增材制造常用的原料選擇；然而，由混合粉末引起的納米級成分不均勻性往往被忽略。這種成分的不均勻性在具有小凝固范圍和緩慢擴散效應的共晶高熵合金 (HEA) 中更為明顯。在這項研究中，使用預合金和混合粉末AlCoCrFeNi 2.1通過激光粉末床熔合 (LPBF) 制備共晶 HEA。使用預合金粉末 (PA) 制造的合金呈現(xiàn)出由有序的體心立方 (B2) 單元組成的蜂窩結構。使用混合粉末 (BP) 構建的合金中的成分不均勻性導致由交替的 FCC 和 B2 薄片組成的層狀結構。PA 中的細孔結構導致高極限強度（1400 MPa)，但延展性較差。在 PA 中觀察到固態(tài)開裂和延遲開裂。BP 中直且延伸的 FCC 薄片為位錯滑移提供了優(yōu)先通道和長距離，實現(xiàn)了高強度 (1200  MPa) 和延展性 (10%)。

激光粉末床熔合 (LPBF) 是一種日益重要的增材制造形式，可以使定制金屬部件廣泛用于航空航天、生物醫(yī)學和汽車行業(yè)。在 (~ 10 6  K/s)的高冷卻速率下，多次熱循環(huán)累積的內(nèi)部熱應力導致多個合金系統(tǒng)中的微觀結構，例如位錯重疊形成的位錯單元與 CoCrFeNiMn 中的元素偏析痕跡 。盡管熱梯度和凝固速率被認為是微結構形成的有效因素，但亞穩(wěn)態(tài)胞微結構的凝固在動力學上是有利的。

由于成本和高效的原材料選擇，元素混合粉末通常用于增材制造技術而不是預合金粉末。然而，在某些合金系統(tǒng)中，由混合粉末引起的成分不均勻會影響增材制造材料的微觀結構形成和機械性能。在 LPBF 加工的鋁合金中，加工混合粉末所需的能量密度低于預合金粉末。低延伸率使預合金粉末在 LPBF 加工過程中容易開裂。據(jù)報道，預合金粉末的定向能量沉積鐵素體不銹鋼的微觀結構包含具有馬氏體結構區(qū)域的鐵素體基體，而由元素混合粉末生產(chǎn)的則顯示出具有柱狀鐵素體晶粒的完全鐵素體微觀結構。微觀結構的變化可能是由于混合粉末引起的納米級不均勻性，這是由于熔池中原子可用的擴散時間短，這使原子重新排序變得復雜。

在此，中南大學陳超教授團隊由 LPBF 使用預合金和混合粉末生產(chǎn)制備AlCoCrFeNi2.1 合金。發(fā)現(xiàn)由蜂窩結構組成的預合金粉末零件形成的LPBF傾向于形成典型的固態(tài)開裂和由殘余應力引起的延遲開裂，而由共晶層狀結構組成的混合粉末形成的樣品降低了開裂敏感性。PA與FCC（17.3%）和B2（82.7%）形成蜂窩狀結構，而MP與FCC（81.8%）和B2（18.2%）形成層狀共晶結構。BP 形成的層狀共晶結構在 FCC 相中較為突出，在層狀 FCC 相中被兩側 BCC 相限制的位錯可以擴散和滑移，從而產(chǎn)生良好的延展性（10%）。通過將富鎳單相 FCC 粉末 (AlCoCrFeNi 6 ) 與不含鎳的單 BCC 相粉末 (AlCoCrFe) 混合。納米級元素不均勻性成為納米級原子核，并提供結構波動和成分波動，形成共晶層狀結構。殘余應力在 FCC 階段釋放，降低了 AlCoCrFeNi 2.1 EHEAs 的開裂敏感性。相關研究成果以題“Composition inhomogeneity reduces cracking susceptibility in additively manufactured AlCoCrFeNi2.1 eutectic high-entropy alloy produced by laser powder bed fusion”發(fā)表在增材制造頂刊Additive Manufacturing上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/sc ... 60422003372#fig0005

圖 1。LPBF 處理的 AlCoCrFeNi 2.1樣品。(a) AlCoCrFeNi 2.1預合金粉末和由預合金粉末 (PA) 制成的樣品的 SEM 形貌，裂紋用紅色虛線標記；(b) 從左到右的 AlCoCrFe 和 AlCoCrFeNi 6預合金粉末的 SEM 形貌和由混合粉末 (BP) 構建的樣品。

在這項工作中，用于 LPBF 的 AlCoCrFeNi 2.1、AlCoCrFeNi 6和 AlCoCrFe 粉末是通過在氮氣下霧化惰性氣體的真空熔化制備的。粉末的粒徑分布范圍為 15-53 μm，平均粒徑為 35 μm�？s寫為 PA 的樣品由 AlCoCrFeNi 2.1預合金粉末制成，如圖1 (a) 所示。標記為 BP 的樣品由 AlCoCrFeNi 6和 AlCoCrFe 混合的粉末制成，如圖1 (b) 所示。

圖 2。(a) 激光掃描策略的說明；(b) 開裂敏感性圖；(c) 拋光或自然時效過程中形成的延遲裂紋；(d) 具有 90° 扭結的固態(tài)開裂；(e) 裂紋尖端的連續(xù) 90° 扭結。

在 LPBF 處理之前，對基材進行噴砂并用乙醇徹底清潔，以減少激光反射并增加表面粗糙度以保留粉末，從而使第一層印刷層能夠牢固地粘合到基材上。HEA 30  mm × 30  mm × 15  mm 樣品是使用 FS271 機器（Farsoon，中國）制造的，該機器包括 IPG YLR-500 高斯光纖激光器，最大輸出功率為 500  W，單模光纖激光器具有聚焦激光光斑直徑60μm，德國SCANLAB振鏡，二維聚焦F-θ透鏡。在制造過程中，AlCoCuFeNi 2.1 HEA 粉末散布在 316 l 鋼基材采用滾筒。此后，高能激光束根據(jù) STL 文件格式選擇性地熔化動力床以形成零件。所有樣品均在充滿氧氣含量低于 0.1% 的高純度氬氣的封閉且受保護的環(huán)境中生產(chǎn)，以防止制造過程中的氧化。圖 2 (a) 和表 2顯示了 LPBF 的示意圖和構建參數(shù)。18 秒的層與層構建時間間隔 確保了足夠的冷卻速率。通過棋盤/條紋[52]、[53]掃描策略，樣品的填充間距為 70 μm，PA 和 BP 的層厚為 40 μm 。

圖 3。（一個）。LPBF處理的PA和BP的力學性能；(b) XY 平面中細胞微觀結構的 SEM-BSE 顯微照片；(c) XY 平面中層狀微觀結構的 SEM-BSE 顯微照片。

圖 4。X 射線衍射圖：（a）沿 YZ 平面的 BP，（b）沿 XY 平面的 BP，（c）沿 YZ 平面的 PA，（d）沿 XY 平面的 PA，（e）鑄態(tài)，（f）2θ 放大率從 42–46° (g) 2θ 放大倍數(shù)從 63.5–67°。

圖 4顯示了 XRD 結果，表明 PA 和 BP 微觀結構包含 FCC 和 BCC。以前的工作證實了有序的 BCC 結構階段 (B2) [33]、[44]、[49]、[65]、[66]。與鑄態(tài)相比（圖4（e）），PA在米勒指數(shù)晶面{100}的31°和65.4°處有高強度衍射峰，但沿YZ平面有低強度衍射峰（圖4）。如圖 4 (c)) 所示，其說明了在<100>方向上形成了強纖維織構并主要形成了 B2 相。2θ 的放大倍數(shù)為 63.5-67°（圖 3(g)) 顯示 B2 的 {100} 峰位置略微向右移動，這表明晶格常數(shù)低于鑄態(tài)樣品。導致沿 YZ 平面的壓應力的殘余應力可以解釋晶格常數(shù)的減小。42-46° 的 2θ 放大倍數(shù)（圖 3 (f)）顯示 B2 的 {110} 和 FCC 的 {111} 的密排平面峰位略微向左移動。一方面，非平衡冷卻改變了原子的擴散行為，導致 LPBF 樣品的 FCC 和 B2 相組成與鑄態(tài)樣品不同。這些導致 FCC 和 B2 相的晶格常數(shù)差異[50]. 元素比的相組成變化也可以解釋晶格常數(shù)的變化。另一方面，密排平面的晶格常數(shù)變化也可能與位錯有關。通過 Peierls-Nabarro 應力[67]、[68]估計了對位錯開放阻力的抵抗力。

圖 5。LPBF處理的BP的EBSD結果：（a）粒度分布圖和低倍顯微鏡直方圖，（b）YZ平面的反極圖（IPF），（c）YZ的極圖（PF）用低倍顯微鏡觀察平面，（d）用高倍顯微鏡觀察相位圖，（e）用高倍顯微鏡觀察核平均取向錯誤（KAM）和幾何必要位錯（GND）。

圖 5（a）顯示了 LPBF 處理的 BP 沿 XY 平面的粒度分布。平均晶粒尺寸為 8.84 μm。熔池邊界含有許多超細等軸晶，柱狀晶粒從熔池邊界的法線方向向熔池中心生長，與熱流方向重合。圖 5 (c) 顯示了在 BP 樣品的低倍顯微鏡下 YZ 平面的 PF 圖。在PF中FCC和B2的每個晶體立體投影的強度<5，這說明在BP中沒有形成紋理。圖 5 (d) 顯示了包含 FCC (81.8%) 和 B2 (18.2%) 的晶粒內(nèi)部的共晶層狀結構，這與鑄件一致[70]、[71]. 位錯集中在FCC相，局部區(qū)域GND密度為6.9×10 14  mm -2如圖4（e）所示。

圖 6。LPBF 處理的 PA 的 EBSD 結果。（a）低倍顯微鏡下的粒度分布圖和直方圖，（b）YZ平面的反極圖（IPF），（c）低倍顯微鏡下的YZ平面的極圖（PF），（ d) 高倍顯微鏡的相位圖，(e) 高倍顯微鏡的核平均取向錯誤 (KAM) 和幾何必要位錯 (GND)。

在 PA 樣品中發(fā)現(xiàn)了完全不同的相組成和晶體取向（圖 6）。整個掃描區(qū)域具有相似的方向，這使得很難區(qū)分熔池邊界。圖 6 (a) 顯示了 PA 的平均晶粒尺寸 (32.9 μm)，大約是 BP 晶粒尺寸的四倍。在 YZ 平面上觀察到明顯的細晶粒取向并與熱流方向一致。在 BP 樣品中觀察到強纖維織構，在 YZ 平面上具有強強度的<100>B2 和<110>FCC，如圖 5（c）所示。

圖 7。(a) FCC/B2 層狀結構的明場圖像和 FCC 相和 B2 相的選區(qū)電子衍射 (SAEDs)，其中 FCC 的區(qū)域軸為 [011]，B2 的區(qū)域軸為 [001]；(b) 暗場下以紅色虛線橢圓標記的 FCC 層狀共晶結構中的位錯；(c) 高分辨率透射電子顯微鏡 (HRTEM) 顯微照片，取自 [001] B2 軸，顯示相界取向。FFT 圖案說明了 FCC 和 B2 的晶面。

圖 7 (a) 顯示了從 FCC/B2 層狀結構獲得的選區(qū)電子衍射 (SAED)，其產(chǎn)生的層狀寬度為 400-600  nm 的 FCC 和 50-150  nm 的 B2。L1 2有序固溶體的衍射點在FCC中沒有觀察到，因為快速凝固形成了過飽和的固溶體，導致L1 2相沒有及時析出。圖6右上角(a) 顯示了沿<001>B2方向的兩相區(qū)的SAED，只有B2的衍射點清晰，紅色圓圈標記的FCC衍射點非常微弱，表明光束之間存在小的偏差方向和<011>FCC晶區(qū)軸。來自不同地區(qū)的多次測試證實，局部彎曲不會導致偏差。在部分共晶材料中觀察到類似的取向關系偏差。在 FCC 層狀結構中觀察到由高殘余應力引起的高密度位錯，如圖7所示(b)，并在暗場下用虛線紅色橢圓標記。

圖 8。(a) FCC/B2 細胞結構的明場圖像以及 FCC 和 B2 相的 SAED，F(xiàn)CC 的區(qū)域軸為 [011]，B2 的區(qū)域軸為 [001]。右上角顯示了具有編織狀 B2 的暗場 TEM 顯微照片；(b) FCC殼共晶結構和分布圖中的位錯；(c) 從 [001]B2 軸拍攝的 HRTEM 顯微照片，顯示相界取向。FFT 圖案說明了 FCC 和 B2 的晶面；(d) B2 的區(qū)域軸為 [001] 的兩相的相應衍射圖案的 SAED。紅色虛線是 ∑3<111>相干孿晶界 (CTB) 的 SAED。

圖 8 (a) 顯示了 BP 的明場圖像，具有由 FCC 和 B2 組成的層狀結構。微結構由直徑在 400-600  nm 之間的 B2 電池組成，裝飾有 100-150  nm 寬的 FCC 網(wǎng)絡。B2 電池通過橋梁相互連接，而不是被 FCC 區(qū)域分開，這意味著這種蜂窩結構中的雙相經(jīng)歷了一個凝固序列。B2相暗場相如圖8 （a）的右上角所示，觀察到?jīng)]有位錯的清晰的B2有序編織狀結構[81]。圖 8(b) 顯示位錯分布；盡管在 FCC 中出現(xiàn)了許多位錯，但在 B2 中形成的位錯很少。位錯的運動受到阻礙，位錯密度在 FCC 殼相交處增大，引起位錯纏結。

圖 9。TEM-EDS 圖表面顯示了 PA (a) 和 MP (d) 樣品中的 Al、Co、Cr、Fe 和 Ni 分布。細胞結構 PA (b) 和 BP (e) 的明場圖像。TEM-EDS 線掃描圖顯示了 PA (c) 和 BP (f) 中 Al、Co、Cr、Fe 和 Ni 的含量。

圖 10。雙相HEA的元素分布和凝固示意圖：（a）細胞結構，（b）層狀結構。