中南大学《AM》：成分不均匀性降低激光粉末增材制造共晶高熵合金的裂纹敏感性

来源：材料学网

导读：预合金和混合粉末是增材制造常用的原料选择；然而，由混合粉末引起的纳米级成分不均匀性往往被忽略。这种成分的不均匀性在具有小凝固范围和缓慢扩散效应的共晶高熵合金 (HEA) 中更为明显。在这项研究中，使用预合金和混合粉末AlCoCrFeNi 2.1通过激光粉末床熔合 (LPBF) 制备共晶 HEA。使用预合金粉末 (PA) 制造的合金呈现出由有序的体心立方 (B2) 单元组成的蜂窝结构。使用混合粉末 (BP) 构建的合金中的成分不均匀性导致由交替的 FCC 和 B2 薄片组成的层状结构。PA 中的细孔结构导致高极限强度（1400 MPa)，但延展性较差。在 PA 中观察到固态开裂和延迟开裂。BP 中直且延伸的 FCC 薄片为位错滑移提供了优先通道和长距离，实现了高强度 (1200  MPa) 和延展性 (10%)。

激光粉末床熔合 (LPBF) 是一种日益重要的增材制造形式，可以使定制金属部件广泛用于航空航天、生物医学和汽车行业。在 (~ 10 6  K/s)的高冷却速率下，多次热循环累积的内部热应力导致多个合金系统中的微观结构，例如位错重叠形成的位错单元与 CoCrFeNiMn 中的元素偏析痕迹 。尽管热梯度和凝固速率被认为是微结构形成的有效因素，但亚稳态胞微结构的凝固在动力学上是有利的。

由于成本和高效的原材料选择，元素混合粉末通常用于增材制造技术而不是预合金粉末。然而，在某些合金系统中，由混合粉末引起的成分不均匀会影响增材制造材料的微观结构形成和机械性能。在 LPBF 加工的铝合金中，加工混合粉末所需的能量密度低于预合金粉末。低延伸率使预合金粉末在 LPBF 加工过程中容易开裂。据报道，预合金粉末的定向能量沉积铁素体不锈钢的微观结构包含具有马氏体结构区域的铁素体基体，而由元素混合粉末生产的则显示出具有柱状铁素体晶粒的完全铁素体微观结构。微观结构的变化可能是由于混合粉末引起的纳米级不均匀性，这是由于熔池中原子可用的扩散时间短，这使原子重新排序变得复杂。

在此，中南大学陈超教授团队由 LPBF 使用预合金和混合粉末生产制备AlCoCrFeNi2.1 合金。发现由蜂窝结构组成的预合金粉末零件形成的LPBF倾向于形成典型的固态开裂和由残余应力引起的延迟开裂，而由共晶层状结构组成的混合粉末形成的样品降低了开裂敏感性。PA与FCC（17.3%）和B2（82.7%）形成蜂窝状结构，而MP与FCC（81.8%）和B2（18.2%）形成层状共晶结构。BP 形成的层状共晶结构在 FCC 相中较为突出，在层状 FCC 相中被两侧 BCC 相限制的位错可以扩散和滑移，从而产生良好的延展性（10%）。通过将富镍单相 FCC 粉末 (AlCoCrFeNi 6 ) 与不含镍的单 BCC 相粉末 (AlCoCrFe) 混合。纳米级元素不均匀性成为纳米级原子核，并提供结构波动和成分波动，形成共晶层状结构。残余应力在 FCC 阶段释放，降低了 AlCoCrFeNi 2.1 EHEAs 的开裂敏感性。相关研究成果以题“Composition inhomogeneity reduces cracking susceptibility in additively manufactured AlCoCrFeNi2.1 eutectic high-entropy alloy produced by laser powder bed fusion”发表在增材制造顶刊Additive Manufacturing上。

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

图 1。LPBF 处理的 AlCoCrFeNi 2.1样品。(a) AlCoCrFeNi 2.1预合金粉末和由预合金粉末 (PA) 制成的样品的 SEM 形貌，裂纹用红色虚线标记；(b) 从左到右的 AlCoCrFe 和 AlCoCrFeNi 6预合金粉末的 SEM 形貌和由混合粉末 (BP) 构建的样品。

在这项工作中，用于 LPBF 的 AlCoCrFeNi 2.1、AlCoCrFeNi 6和 AlCoCrFe 粉末是通过在氮气下雾化惰性气体的真空熔化制备的。粉末的粒径分布范围为 15-53 μm，平均粒径为 35 μm。缩写为 PA 的样品由 AlCoCrFeNi 2.1预合金粉末制成，如图1 (a) 所示。标记为 BP 的样品由 AlCoCrFeNi 6和 AlCoCrFe 混合的粉末制成，如图1 (b) 所示。

图 2。(a) 激光扫描策略的说明；(b) 开裂敏感性图；(c) 抛光或自然时效过程中形成的延迟裂纹；(d) 具有 90° 扭结的固态开裂；(e) 裂纹尖端的连续 90° 扭结。

在 LPBF 处理之前，对基材进行喷砂并用乙醇彻底清洁，以减少激光反射并增加表面粗糙度以保留粉末，从而使第一层印刷层能够牢固地粘合到基材上。HEA 30  mm × 30  mm × 15  mm 样品是使用 FS271 机器（Farsoon，中国）制造的，该机器包括 IPG YLR-500 高斯光纤激光器，最大输出功率为 500  W，单模光纤激光器具有聚焦激光光斑直径60μm，德国SCANLAB振镜，二维聚焦F-θ透镜。在制造过程中，AlCoCuFeNi 2.1 HEA 粉末散布在 316 l 钢基材采用滚筒。此后，高能激光束根据 STL 文件格式选择性地熔化动力床以形成零件。所有样品均在充满氧气含量低于 0.1% 的高纯度氩气的封闭且受保护的环境中生产，以防止制造过程中的氧化。图 2 (a) 和表 2显示了 LPBF 的示意图和构建参数。18 秒的层与层构建时间间隔 确保了足够的冷却速率。通过棋盘/条纹[52]、[53]扫描策略，样品的填充间距为 70 μm，PA 和 BP 的层厚为 40 μm 。

图 3。（一个）。LPBF处理的PA和BP的力学性能；(b) XY 平面中细胞微观结构的 SEM-BSE 显微照片；(c) XY 平面中层状微观结构的 SEM-BSE 显微照片。

图 4。X 射线衍射图：（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）铸态，（f）2θ 放大率从 42–46° (g) 2θ 放大倍数从 63.5–67°。

图 4显示了 XRD 结果，表明 PA 和 BP 微观结构包含 FCC 和 BCC。以前的工作证实了有序的 BCC 结构阶段 (B2) [33]、[44]、[49]、[65]、[66]。与铸态相比（图4（e）），PA在米勒指数晶面{100}的31°和65.4°处有高强度衍射峰，但沿YZ平面有低强度衍射峰（图4）。如图 4 (c)) 所示，其说明了在<100>方向上形成了强纤维织构并主要形成了 B2 相。2θ 的放大倍数为 63.5-67°（图 3(g)) 显示 B2 的 {100} 峰位置略微向右移动，这表明晶格常数低于铸态样品。导致沿 YZ 平面的压应力的残余应力可以解释晶格常数的减小。42-46° 的 2θ 放大倍数（图 3 (f)）显示 B2 的 {110} 和 FCC 的 {111} 的密排平面峰位略微向左移动。一方面，非平衡冷却改变了原子的扩散行为，导致 LPBF 样品的 FCC 和 B2 相组成与铸态样品不同。这些导致 FCC 和 B2 相的晶格常数差异[50]. 元素比的相组成变化也可以解释晶格常数的变化。另一方面，密排平面的晶格常数变化也可能与位错有关。通过 Peierls-Nabarro 应力[67]、[68]估计了对位错开放阻力的抵抗力。

图 5。LPBF处理的BP的EBSD结果：（a）粒度分布图和低倍显微镜直方图，（b）YZ平面的反极图（IPF），（c）YZ的极图（PF）用低倍显微镜观察平面，（d）用高倍显微镜观察相位图，（e）用高倍显微镜观察核平均取向错误（KAM）和几何必要位错（GND）。

图 5（a）显示了 LPBF 处理的 BP 沿 XY 平面的粒度分布。平均晶粒尺寸为 8.84 μm。熔池边界含有许多超细等轴晶，柱状晶粒从熔池边界的法线方向向熔池中心生长，与热流方向重合。图 5 (c) 显示了在 BP 样品的低倍显微镜下 YZ 平面的 PF 图。在PF中FCC和B2的每个晶体立体投影的强度<5，这说明在BP中没有形成纹理。图 5 (d) 显示了包含 FCC (81.8%) 和 B2 (18.2%) 的晶粒内部的共晶层状结构，这与铸件一致[70]、[71]. 位错集中在FCC相，局部区域GND密度为6.9×10 14  mm -2如图4（e）所示。

图 6。LPBF 处理的 PA 的 EBSD 结果。（a）低倍显微镜下的粒度分布图和直方图，（b）YZ平面的反极图（IPF），（c）低倍显微镜下的YZ平面的极图（PF），（ d) 高倍显微镜的相位图，(e) 高倍显微镜的核平均取向错误 (KAM) 和几何必要位错 (GND)。

在 PA 样品中发现了完全不同的相组成和晶体取向（图 6）。整个扫描区域具有相似的方向，这使得很难区分熔池边界。图 6 (a) 显示了 PA 的平均晶粒尺寸 (32.9 μm)，大约是 BP 晶粒尺寸的四倍。在 YZ 平面上观察到明显的细晶粒取向并与热流方向一致。在 BP 样品中观察到强纤维织构，在 YZ 平面上具有强强度的<100>B2 和<110>FCC，如图 5（c）所示。

图 7。(a) FCC/B2 层状结构的明场图像和 FCC 相和 B2 相的选区电子衍射 (SAEDs)，其中 FCC 的区域轴为 [011]，B2 的区域轴为 [001]；(b) 暗场下以红色虚线椭圆标记的 FCC 层状共晶结构中的位错；(c) 高分辨率透射电子显微镜 (HRTEM) 显微照片，取自 [001] B2 轴，显示相界取向。FFT 图案说明了 FCC 和 B2 的晶面。

图 7 (a) 显示了从 FCC/B2 层状结构获得的选区电子衍射 (SAED)，其产生的层状宽度为 400-600  nm 的 FCC 和 50-150  nm 的 B2。L1 2有序固溶体的衍射点在FCC中没有观察到，因为快速凝固形成了过饱和的固溶体，导致L1 2相没有及时析出。图6右上角(a) 显示了沿<001>B2方向的两相区的SAED，只有B2的衍射点清晰，红色圆圈标记的FCC衍射点非常微弱，表明光束之间存在小的偏差方向和<011>FCC晶区轴。来自不同地区的多次测试证实，局部弯曲不会导致偏差。在部分共晶材料中观察到类似的取向关系偏差。在 FCC 层状结构中观察到由高残余应力引起的高密度位错，如图7所示(b)，并在暗场下用虚线红色椭圆标记。

图 8。(a) FCC/B2 细胞结构的明场图像以及 FCC 和 B2 相的 SAED，FCC 的区域轴为 [011]，B2 的区域轴为 [001]。右上角显示了具有编织状 B2 的暗场 TEM 显微照片；(b) FCC壳共晶结构和分布图中的位错；(c) 从 [001]B2 轴拍摄的 HRTEM 显微照片，显示相界取向。FFT 图案说明了 FCC 和 B2 的晶面；(d) B2 的区域轴为 [001] 的两相的相应衍射图案的 SAED。红色虚线是 ∑3<111>相干孪晶界 (CTB) 的 SAED。

图 8 (a) 显示了 BP 的明场图像，具有由 FCC 和 B2 组成的层状结构。微结构由直径在 400-600  nm 之间的 B2 电池组成，装饰有 100-150  nm 宽的 FCC 网络。B2 电池通过桥梁相互连接，而不是被 FCC 区域分开，这意味着这种蜂窝结构中的双相经历了一个凝固序列。B2相暗场相如图8 （a）的右上角所示，观察到没有位错的清晰的B2有序编织状结构[81]。图 8(b) 显示位错分布；尽管在 FCC 中出现了许多位错，但在 B2 中形成的位错很少。位错的运动受到阻碍，位错密度在 FCC 壳相交处增大，引起位错缠结。

图 9。TEM-EDS 图表面显示了 PA (a) 和 MP (d) 样品中的 Al、Co、Cr、Fe 和 Ni 分布。细胞结构 PA (b) 和 BP (e) 的明场图像。TEM-EDS 线扫描图显示了 PA (c) 和 BP (f) 中 Al、Co、Cr、Fe 和 Ni 的含量。

图 10。双相HEA的元素分布和凝固示意图：（a）细胞结构，（b）层状结构。