Vergeleken met de traditionele CrMnFeCoNi-legering met hoge entropie, vertoonde de 3D-geprinte koolstofhoudende FeCoCrNiMn-legering met hoge entropie een uitstekende kruipweerstand bij hoge temperaturen (dwz kruipsnelheid en drempelspanning geminimaliseerd). Inha University en Korea Institute of Materials Science bestudeerden voor het eerst het kruipgedrag bij hoge temperaturen van laserpoederbedfusie (LPBF) koolstofhoudende legeringen met een hoog entropiegehalte, en verklaarden de invloed van carbiden op nanoschaal op de kruipweerstand.
Het koolstofhoudende CrMnFeCoNi HEA-poeder (hierna C-HEA genoemd) bevatte 1,5 at% C en een gemiddelde deeltjesgrootte van 23,7 μm. De scansnelheid van laserpoederbedfusie (LPBF) is 600 mm/s, het vermogen is 90 W, de scanafstand is 0,08 mm en de laagdikte is 0,025 mm. Om de subkorrels te stabiliseren en extra carbidedeeltjes op nanoschaal te vormen, werden de monsters gedurende één uur bij 650 graden met hitte behandeld.
De kruiptest bij hoge temperatuur van LPBF C-HEA werd uitgevoerd onder een constante spanning van 175–325 MPa bij een temperatuur van 873 K (de temperatuurstabiliteit van 0.2 K werd gehandhaafd tijdens de kruiptest, aangezien weergegeven in Figuur 1), en de kruiptest van het monster. Het interval is 86.4 K. Om de kruiprek te stabiliseren, werd een kruiptest van 259,2 ks uitgevoerd bij 150 °C. MPa, gevolgd door een meerstaps-kruiptest.
Figuur 2 toont de SEM-EDS-spectrum- en EBSD-analyseresultaten van LPBF C-HEA. De samenstellende elementen in LPBF C-HEA bleken gelijkmatig verdeeld te zijn, zelfs na warmtebehandeling, wat suggereert dat LPBF en daaropvolgende warmtebehandeling de samenstellingsuniformiteit van HEA op micronschaal niet beïnvloeden. Figuur 2b toont de EBSD-kaart met inverse poolfiguren (IPF). bij lage vergroting en laat zien dat de legering een gelaagde en niet-uniforme korrelstructuur heeft. Na warmtebehandeling veranderde de gemiddelde korrelgrootte (AGS) niet significant en was vergelijkbaar met die van de as-built C – HEA. Merk op dat de EBSD-resultaten en XRD-patronen in figuur 2b bevestigen dat de huidige legering een enkele fase van FCC heeft. De IPF-kaart met hoge vergroting toont duidelijk zeer grillige korrelgrenzen (GB's), wat de hoge kwaliteit aanzienlijk verbetert -temperatuurkruip door GB-verschuiving te voorkomen (Fig. 2C 1). Geometrisch noodzakelijke dislocaties (GND's) vormen korrelgrenzen met een lage hoek (LAGB's) binnen de korrels (Fig. 2C), en de legering vertoont nog steeds een extreem hoge GND-dichtheid na warmtebehandeling bij 650 graden.
De vorming van gekartelde korrelgrenzen wordt voornamelijk gezien in de tweede fasedeeltjes in metallische materialen, zoals op nikkel gebaseerde superlegeringen en magnesiumlegeringen. De vorming van gekartelde GB's als gevolg van het vastzettende effect van tweede fasedeeltjes tijdens korrelgroei is goed gedocumenteerd. Met andere woorden, warmtebehandeling leidt tot korrelgroei en de deeltjes uit de tweede fase remmen de korrelgroei in gelokaliseerde gebieden, wat resulteert in het zigzag-uiterlijk van GB. De in dit onderzoek gebruikte verouderingsbehandeling veroorzaakte echter geen korrelgroei. suggererend dat de zeer grillige korrelgrenzen in deze legering worden veroorzaakt door de smelt- en stollingsstappen van LPBF. In een recent rapport vertoonden 3D-geprinte metalen materialen met in situ neerslag ook gekartelde GB. Merk op dat de zeer grillige GB is gezien in de as-built C-HEA. Dit suggereert dat het pinning-effect wordt veroorzaakt door de hoge dichtheid van in-situ carbiden aan de korrelgrenzen tijdens de cyclische warmtebehandeling, wat resulteert in zeer grillige korrelgrenzen.
Figuur 3a is het ECC-beeld van LPBF C – HEA, dat het bestaan toont van substructuren veroorzaakt door het dislocatienetwerk. De gemeten gemiddelde breedte van deze substructuren is 534,2 ± 16,3 nm. Eerdere studies hebben aangetoond dat de substructuur wordt gestabiliseerd door aanvullend gevormd carbide op nanoschaal slaat neer met gedeeltelijk herschikte dislocaties. Figuur 3b laat zien dat er een groot aantal onregelmatig gevormde carbiden van nanogrootte is (witte pijlen) bij de grenzen van de onderbouw. HAADF STEM-afbeeldingen en bijbehorende EELS-kaarten werden verkregen om de chemische heterogeniteit binnen carbiden verder te begrijpen, zoals weergegeven in figuur 3c. De nanocarbiden bestaan voornamelijk uit Cr en C, wat aangeeft dat deze carbiden rijk zijn aan Cr.
Zoals weergegeven in figuur 4, ter ondersteuning van deze bevindingen, thermodynamisch berekende evenwichtsfasediagrammen voor de chemische samenstelling van LPBF C-HEA met behulp van de Thermo-Calc-software en een verbeterde versie van de TCFE2000-database. Het fasediagram laat zien dat carbiden van het M23C6-type worden voornamelijk gevormd in het temperatuurbereik van 500–1000 graden, wat aangeeft dat de Cr23C6-fase het hoofdbestanddeel is van LPBF C–HEA.On aan de andere kant bestaan de Cr23C6-carbiden van CoCrFeMnNi HEA in de literatuur op de schaal van enkele microns, en het koolstofgehalte is 1,3-1,8 at%. Daarentegen bevat de legering carbiden met nanogrootte, zelfs na verhitting behandeling, wat suggereert dat een metastabiele substructuur met een hoge dichtheid aan dislocaties de vorming van carbiden van nanogrootte met een uniforme verdeling regelt. Ondertussen werden ook mangaanrijke oxiden waargenomen op de EELS-kaarten, en naar verluidt bestonden deze uit MnO in LPBF C – HEA. Het versterkende effect van de MnO-fase is echter laag in vergelijking met Cr23C6; daarom worden carbiden in dit onderzoek beschouwd als de belangrijkste bijdragers aan de sterkte.
Figuur 5a toont de kruipcurven op meerdere niveaus van LPBF O – HEA, LPBF C – HEA en LPBF CrMnFeCoNi versterkt met nanooxiden. In alle kruipspanningsbereiken vertoonde LPBF C–HEA een lagere kruiprek (dwz hogere kruipweerstand) dan de referentiematerialen (LPBF CrMnFeCoNi en LPBF O–HEA). Bovendien, vergeleken met de kruipresultaten van LPBF CoCrFeMnNi, LPBF C–HEA vertoonde de laagste minimale kruipsnelheid in alle kruipspanningsbereiken. In het bijzonder, bij een uitgeoefende spanning van 225 MPa, was de minimale kruipsnelheid van LPBF C-HEA is ongeveer twee ordes van grootte lager dan die van conventioneel verwerkte legeringen. Dit betekent dat warmtebehandeling niet alleen de mechanische eigenschappen bij kamertemperatuur aanzienlijk verbetert, maar ook de kruipweerstand bij hoge temperaturen in de additief vervaardigde HEA verbetert, waardoor bevat oververzadigde koolstof veroorzaakt door snelle stolling. De zwarte stippen voor de eenstapskruip in figuur 5b geven de goede betrouwbaarheid en reproduceerbaarheid van de meertrapskruiptest aan.
Zoals weergegeven in figuur 6 werd het kruipvervormingsgedrag van LPBF C-HEA bij hoge temperaturen onderzocht door de grootschalige microstructuur te onderzoeken met behulp van de GND-distributiekaart en de IPF-kaart. Een eerder onderzoek naar het kruipgedrag van equiatomaire CrMnFeCoNi HEA's vond een significante toename van de spanning tijdens kruip bij 873 K, vooral wanneer er een grote hoeveelheid spanning werd uitgeoefend, wat erop wijst dat er sprake is van microstructurele evolutie. De IPF-grafiek in Figuur 6 laat echter zien dat er geen microstructurele evolutie vond plaats in het kruipmonster met een kruiprek van 7%, zelfs bij een uitgeoefende spanning van 325 MPa. Bovendien bleken, zoals getoond in figuur 7a, substructuren die niet waren waargenomen in de EBSD-kaart van het oorspronkelijke monster in de kruip te verschijnen. microstructuur. Dit geeft aan dat de unieke initiële microstructuur de dislocatiebeweging en de evolutie van de microstructuur onderdrukt, en leidt tot de uitstekende kruipweerstand van LPBF C-HEA. Zoals aangegeven door de zwarte pijlen in Figuur 6 werden in sommige gevallen ultrafijne korrels met een grootte van ~2 μm waargenomen. regio's, die later zullen worden besproken.
Zoals weergegeven in figuur 7a, IPF-kaart met hoge resolutie van een kruipmonster. De ernstig gekartelde GB's waargenomen in de kruipmicrostructuur suggereren dat carbiden op nanoschaal ernstige GB-kartels veroorzaken tijdens kruipvervorming. In veel gevallen van op FCC gebaseerde metalen materialen hinderen gekartelde GB's de korrel grensverschuiving, waardoor de kruipweerstand bij hoge temperaturen wordt verbeterd. Gerapporteerd dat de verbeterde kruipweerstand geassocieerd was met lagere cavitatiesnelheden en scheurvoortplanting door GB-vertandingen. Voor austenitisch roestvast staal is het vormingsmechanisme Het ontstaan van grillige korrelgrenzen houdt meestal verband met de interactie tussen korrelgrenzen en carbideprecipitaten: 1) migratie van korrelgrenzen tussen vastgezette korrels en 2) invloed van carbidegroei. LPBF C – HEA vertoonde geen enkele groei van carbiden na kruipvervorming (Fig. 7c – d). Daarom kan worden geconcludeerd dat de vorming van gekartelde korrelgrenzen kan worden toegeschreven aan de korrelgrensmigratie tussen vastgezette deeltjes.
Het GND-profiel in figuur 7b toont de subkorrels in het kruipmonster. Hoewel het ECC-beeld (figuur 3a) laat zien dat het oorspronkelijke monster substructuren heeft die zijn versierd met dislocatienetwerken, zijn de substructuren volgens EBSD-observatie niet van elkaar te onderscheiden. Daarentegen bevatten de kruipmonsters duidelijk subkorrels met een hoge GND-dichtheid, wat aangeeft dat dislocaties zich ophoopten op de grenzen van de onderbouw en korrelgrenzen tijdens kruip bij hoge temperaturen. Dit toont aan dat de grenzen van de onderbouw met succes dislocatiebewegingen kunnen blokkeren, zelfs onder kruipvervorming bij hoge temperaturen. ECC-beelden met hoge vergroting ondersteunen sterk geaccumuleerde dislocaties bij subkorrelgrenzen (Fig. 7c). Hier wordt het mechanisme van roosterpinning en dislocatieovergangen van HEA verklaard door het gezamenlijke effect van bosdislocaties en geconcentreerde verharding van de oplossing. De huidige legering vertoont echter subkorrels met een hoge GND-dichtheid na kruipvervorming, wat suggereert dat het kruipmechanisme van LPBF HEA-nanocomposieten enigszins verschilt van dat van vervormde HEA. ECCI werd gebruikt om de herkristalliseerde ultrafijne korrels in de kruipmonsters te onderzoeken (Fig. 7d), die een lage interne dislocatiedichtheid hebben en worden beperkt door carbiden. Voor metallische materialen neemt de drijvende kracht voor herkristallisatie geleidelijk toe met toenemende temperatuur. Gezien het feit dat LPBF C – HEA echter een grote hoeveelheid neerslag genereert, wat leidt tot Zenner-vasthouddruk, wordt de herkristallisatie zelfs bij hoge temperaturen onderdrukt. Daarom onderging LPBF C – HEA geen enkele microstructurele evolutie, zoals herstel en herkristallisatie, onder kruipvervorming bij hoge temperaturen na het uitoefenen van een spanning van 325 MPa. Hoewel in sommige regio's geherkristalliseerde ultrafijne korrels werden waargenomen, werden deze beperkt door nanometergrootte Carbiden, die verdere korrelgroei verhinderden. Zorgvuldig onderzoek van de kruipvervormingsstructuur door ECCI en EBSD leidde tot de conclusie dat stabiele subkorrels met een dislocatienetwerk en carbiden van nanogrootte het herstel en de herkristallisatie tijdens kruipvervorming vertragen, terwijl de door het dislocatienetwerk geïnduceerde onderstructuur verder wordt versterkt. .
Samenvatting:
Het additieve productieproces en de daaropvolgende warmtebehandeling van koolstofhoudend CrMnFeCoNi HEA leiden niet alleen tot de vorming van heterostructuurkorrels met substructuren versierd met dislocatienetwerken, maar ook uniform verdeelde carbiden aan korrel- en subkorrelgrenzen.
De kruipweerstand bij hoge temperaturen van LPBF C-HEA is beter dan die van gerapporteerde CrMnFeCoNi-legeringen met hoge entropie. De kruipsnelheid van C-HEA is twee ordes van grootte lager dan die van conventioneel verwerkte HEA.
Microstructurele observatie bevestigt dat stabiele subkorrels de vorming van extreem grillige korrelgrenzen veroorzaken, die de subkorrels verder versterken en herkristallisatie tijdens kruip bij hoge temperaturen remmen, wat resulteert in uitstekende kruipweerstand.
Trefwoorden: Additive Research, Metal additive manufacturing, Mana Materials, Metal 3D-printen
