В сравнение с традиционната CrMnFeCoNi сплав с висока ентропия, 3D отпечатаната сплав с висока ентропия, съдържаща въглерод FeCoCrNiMn, показва отлична устойчивост на пълзене при висока температура (т.е. скоростта на пълзене и праговото напрежение са сведени до минимум). Университетът Инха и Корейският институт по материалознание проучиха поведението на високотемпературно пълзене на сплави с висока ентропия, съдържащи въглерод с лазерно прахово сливане (LPBF), и обясниха влиянието на наномащабните карбиди върху устойчивостта на пълзене.
Съдържащият въглерод CrMnFeCoNi HEA (наричан по-нататък C-HEA) прах съдържа 1.5 at% C и среден размер на частиците от 23.7 μm. Скоростта на сканиране при сливане на лазерно прахово легло (LPBF) е 600 mm/s, мощността е 90 W, разстоянието на сканиране е 0,08 mm, а дебелината на слоя е 0,025 mm. За да се стабилизират субзърната и да се образуват допълнителни наномащабни карбидни частици, пробите бяха термично обработени при 650 градуса за един час.
Тестът за пълзене при висока температура на LPBF C-HEA беше проведен при постоянно напрежение от 175–325 MPa при температура 873 K (температурната стабилност на 0.2 K беше поддържана по време на теста за пълзене, като показан на фигура 1), а тестът за пълзене на образеца. Интервалът е 86.4 K. За да се стабилизира деформацията на пълзене, пълзене тест от 259,2 ks беше извършен при 150 MPa, последван от многоетапен тест за пълзене.
Фигура 2 показва SEM-EDS спектъра и резултатите от EBSD анализа на LPBF C-HEA. Установено е, че съставните елементи в LPBF C–HEA са равномерно разпределени дори след топлинна обработка, което предполага, че LPBF и последващата топлинна обработка не влияят на композиционната еднородност на HEA в микронен мащаб. Фигура 2b показва картата на обратната полюсна фигура (IPF) на EBSD при ниско увеличение и разкрива, че сплавта има слоеста и нееднородна зърнеста структура. След топлинна обработка средният размер на зърното (AGS) не се промени значително и беше подобен на този на готовия C–HEA. Отбележете, че резултатите от EBSD и XRD моделите на Фигура 2b потвърждават, че настоящата сплав има една фаза на FCC, IPF картата с голямо увеличение ясно показва силно назъбени граници на зърното (GBs), което значително подобрява високотемпературното пълзене чрез инхибиране на GB плъзгане (фиг. 2C 1). Геометрично необходимите дислокации (GNDs) образуват нискоъглови граници на зърната (LAGBs) в рамките на зърната (фиг. 2C) и сплавта все още показва изключително висока плътност на GND след топлинна обработка при 650 градуса.
Образуването на назъбени граници на зърното се наблюдава главно в частиците от втората фаза, съдържащи се в метални материали, като суперсплави на базата на никел и магнезиеви сплави. Образуването на назъбени GBs поради ефекта на закрепване на частиците от втората фаза по време на растеж на зърното е добре документирано . С други думи, термичната обработка води до растеж на зърното, а частиците от втората фаза инхибират растежа на зърното в локализирани области, което води до зигзагообразен вид на GB. Обаче обработката на стареене, използвана в това проучване, не предизвиква растеж на зърната, което предполага, че силно назъбените граници на зърната в тази сплав са причинени от стъпките на топене и втвърдяване на LPBF. В скорошен доклад, 3D отпечатан металик материали с утаяване in situ също показват назъбени GB. Забележете, че силно назъбените GB се виждат в изградения C-HEA. Това предполага, че ефектът на закрепване е причинен от високата плътност на in situ карбидите по границите на зърната по време на цикличната топлинна обработка, което води до силно назъбени граници на зърната.
Фигура 3a е ECC изображение на LPBF C–HEA, показващо съществуването на субструктури, индуцирани от дислокационната мрежа. Измерената средна ширина на тези субструктури е 534,2 ± 16,3 nm. Предишни проучвания показват, че субструктурата е стабилизирана от допълнително образуван наномащабен карбид утаява с частично пренаредени дислокации. Фигура 3b показва, че има голям брой неправилно оформени наноразмерни карбиди (бели стрелки) на границите на субструктурата. HAADF STEM изображения и съответните EELS карти бяха придобити, за да се разбере по-нататък химическата хетерогенност вътре в карбидите, както е показано на Фиг. 3c. Нанокарбидите са съставени главно от Cr и C, което показва, че тези карбиди са богати на Cr.
Както е показано на фиг. 4, в подкрепа на тези констатации, термодинамично изчислени фазови диаграми на равновесие за химичния състав на LPBF C–HEA с помощта на софтуера Thermo–Calc и надстроена версия на базата данни TCFE2000. Фазовата диаграма показва, че карбидите от тип M23C6 се образуват главно в температурния диапазон от 500–1000 градуса, което показва, че Cr23C6 фазата е основният компонент на LPBF C–HEA. От друга страна, в литературата Cr23C6 карбидите на CoCrFeMnNi HEA съществуват в мащаб от няколко микрона, а съдържанието на въглерод е 1.3-1.8 at %. За разлика от това, сплавта съдържа наноразмерни карбиди дори след топлинна обработка, което предполага, че метастабилна субструктура с висока плътност на дислокации контролира образуване на наноразмерни карбиди с равномерно разпределение. Междувременно, богати на манган оксиди също се наблюдават на картите на EELS и се съобщава, че се състоят от MnO в LPBF C–HEA. Въпреки това, укрепващият ефект на MnO фазата е нисък спрямо Cr23C6; следователно карбидите се считат за основния фактор, допринасящ за якостта в това изследване.
Фигура 5а показва многостепенните криви на пълзене на LPBF O–HEA, LPBF C–HEA и LPBF CrMnFeCoNi, подсилени с нанооксиди. Във всички диапазони на напрежение при пълзене, LPBF C–HEA показва по-ниска деформация на пълзене (т.е. по-висока устойчивост на пълзене) от референтните материали (LPBF CrMnFeCoNi и LPBF O–HEA). Освен това, в сравнение с резултатите за пълзене на LPBF CoCrFeMnNi, LPBF C–HEA показва най-ниската минимална скорост на пълзене при всички напрежения при пълзене диапазони. По-специално, при приложено напрежение от 225 MPa, минималната скорост на пълзене на LPBF C–HEA е с около два порядъка по-ниска от тази на конвенционално обработените сплави. Това означава, че термичната обработка не само значително подобрява механичните характеристики при стайна температура свойства, но също така подобрява устойчивостта на пълзене при висока температура в адитивно произведения HEA, който съдържа пренаситен въглерод, предизвикан от бързо втвърдяване. Черните точки за едноетапното пълзене на фиг. 5b показват добрата надеждност и възпроизводимост на многоетапния тест за пълзене.
Както е показано на Фигура 6, поведението на деформация при пълзене при висока температура на LPBF C-HEA беше изследвано чрез изследване на широкомащабната микроструктура с помощта на картата на разпределение на GND и картата на IPF. Едно по-ранно проучване на поведението на пълзене на еквиатомни CrMnFeCoNi HEA установи, че значително увеличение на напрежението по време на пълзене при 873 К, особено когато е приложено голямо напрежение, което предполага микроструктурни IPF диаграмата на Фигура 6 обаче показва, че не е настъпила микроструктурна еволюция в пробата при пълзене с деформация на пълзене от 7%, дори при приложено напрежение от 325 MPa. Освен това, както е показано на Фиг. 7а, подструктури, които не се наблюдават в беше установено, че EBSD картата на първоначалната проба се появява в микроструктурата на пълзене. Това показва, че уникалната първоначална микроструктура потиска движението на дислокациите и еволюцията на микроструктурата и води до отличната устойчивост на пълзене на LPBF C-HEA. Както е показано от черните стрелки на фигура 6, ултрафини зърна с размер ~2 μm са наблюдавани в някои региони, за които ще стане дума по-късно.
Както е показано на Фигура 7а, IPF карта с висока разделителна способност на проба за пълзене. Силно назъбените GBs, наблюдавани в микроструктурата на пълзене, предполагат, че наномащабните карбиди причиняват тежка GB назъбеност по време на деформация на пълзене. В много случаи на метални материали, базирани на FCC, назъбените GBs пречат на зърното гранично плъзгане, като по този начин подобрява устойчивостта на пълзене при високи температури. Докладвано е, че повишената устойчивост на пълзене е свързана с по-ниски скорости на кавитация и разпространение на пукнатини през GB назъбвания. За аустенитни неръждаеми стомани механизмът на образуване на назъбени граници на зърното обикновено е свързан с взаимодействието между границите на зърното и карбидните утайки: 1) миграция на границите на зърното между закрепени зърна и 2) влияние на растежа на карбида. LPBF C–HEA не показва никакво нарастване на карбиди след деформация при пълзене (фиг. 7c–d). Следователно може да се заключи, че образуването на назъбени граници на зърната може да се дължи на миграцията на границите на зърната между закрепени частици.
Профилът на GND на фиг. 7b показва субзърната в пробата за пълзене. Въпреки че ECC изображението (фиг. 3а) показва, че първоначалната проба има субструктури, украсени с мрежи от дислокации, чрез наблюдение на EBSD, субструктурите са неразличими. За разлика от това, пробите за пълзене ясно съдържат субзърна с висока GND плътност, което показва, че дислокациите са натрупани при границите на субструктурата, както и границите на зърната по време на пълзене при висока температура. Това показва, че границите на субструктурата може успешно да блокира движението на дислокация дори при деформация на пълзене при висока температура. ECC изображенията с голямо увеличение поддържат силно натрупани дислокации в границите на подзърната (фиг. 7c). Тук механизмът на закрепване на решетката и дислокационните връзки на HEA се обяснява със съвместния ефект на горските дислокации и втвърдяването на концентрирания разтвор. Въпреки това, настоящата сплав показва подзърна с висока GND плътност след деформация на пълзене, което предполага, че механизмът на пълзене на LPBF HEA нанокомпозитите са малко по-различни от тези на деформираните HEA. След това ECCI беше използван за изследване на рекристализираните ултрафини зърна в пробите за пълзене (фиг. 7d), които имат ниска вътрешна плътност на дислокация и са ограничени от карбиди. За металните материали, движещата сила за рекристализация постепенно се увеличава с повишаване на температурата. Въпреки това, като се има предвид, че LPBF C–HEA генерира голямо количество утаяване, което води до налягане на закрепване на Zenner, рекристализацията се потиска дори при висока температура. Следователно, LPBF C–HEA не е претърпял никаква микроструктурна еволюция, като възстановяване и рекристализация, при деформация при пълзене при висока температура след прилагане на напрежение от 325 MPa. Въпреки че в някои региони се наблюдават рекристализирани ултрафини зърна, те са ограничени от карбиди с нанометрови размери, които предотвратяват по-нататъшния растеж на зърната. Внимателното изследване на структурата на деформация при пълзене от ECCI и EBSD доведе до заключението, че стабилни субзърна с дислокационна мрежа и наноразмерните карбиди забавят възстановяването и рекристализацията по време на деформация при пълзене, като същевременно укрепват допълнително индуцирана субструктура от дислокационна мрежа.
Резюме:
Процесът на производство на добавки и последващата топлинна обработка на въглерод-съдържащ CrMnFeCoNi HEA води до образуването не само на хетероструктурни зърна с субструктури, украсени с дислокационни мрежи, но също така и на равномерно разпределени карбиди по границите на зърната и подзърната.
Устойчивостта на пълзене при висока температура на LPBF C-HEA е по-добра от тази на докладваните CrMnFeCoNi сплави с висока ентропия. Скоростта на пълзене на C-HEA е с два порядъка по-ниска от тази на конвенционално обработения HEA.
Микроструктурното наблюдение потвърждава, че стабилните субзърна индуцират образуването на изключително назъбени граници на зърната, които допълнително укрепват субзърната и инхибират рекристализацията по време на високотемпературно пълзене, което води до отлична устойчивост на пълзене.
Ключови думи: адитивно изследване, метално адитивно производство, материали Mana, метален 3D печат
