Im Vergleich zur herkömmlichen hochentropischen CrMnFeCoNi-Legierung zeigte die 3D-gedruckte kohlenstoffhaltige hochentropische FeCoCrNiMn-Legierung eine ausgezeichnete Hochtemperatur-Kriechfestigkeit (d. h. Kriechrate und Schwellenspannung minimiert). Die Inha University und das Korea Institute of Materials Science untersuchten erstmals das Hochtemperatur-Kriechverhalten von kohlenstoffhaltigen Hochentropielegierungen mit Laser-Pulver-Bett-Fusion (LPBF) und erklärten den Einfluss nanoskaliger Karbide auf die Kriechfestigkeit.
Das kohlenstoffhaltige CrMnFeCoNi HEA-Pulver (im Folgenden als C-HEA bezeichnet) enthielt 1,5 Atom-% C und eine durchschnittliche Partikelgröße von 23,7 μm. Die Scangeschwindigkeit der Laser-Pulverbettfusion (LPBF) beträgt 600 mm/s, die Leistung beträgt 90 W, der Scanabstand beträgt 0,08 mm und die Schichtdicke beträgt 0,025 mm. Um die Subkörner zu stabilisieren und zusätzliche nanoskalige Carbidpartikel zu bilden, wurden die Proben eine Stunde lang bei 650 Grad wärmebehandelt.
Der Hochtemperatur-Kriechtest von LPBF C-HEA wurde unter einer konstanten Spannung von 175–325 MPa bei einer Temperatur von 873 K durchgeführt (die Temperaturstabilität von 0,2 K wurde während des Kriechtests beibehalten, as (siehe Abbildung 1) und der Kriechtest der Probe. Das Intervall beträgt 86,4 K. Um die Kriechdehnung zu stabilisieren, wurde ein Kriechtest von 259,2 ks bei 150 MPa durchgeführt. gefolgt von einem mehrstufigen Kriechtest.
Abbildung 2 zeigt das SEM-EDS-Spektrum und die EBSD-Analyseergebnisse von LPBF C-HEA. Es wurde festgestellt, dass die Bestandteile in LPBF C-HEA auch nach der Wärmebehandlung gleichmäßig verteilt sind, was darauf hindeutet, dass LPBF und die anschließende Wärmebehandlung keinen Einfluss auf die Gleichmäßigkeit der Zusammensetzung von HEA im Mikrometermaßstab haben. Abbildung 2b zeigt die EBSD-IPF-Karte (Inverse Pol Figure). Bei geringer Vergrößerung zeigt sich, dass die Legierung eine geschichtete und ungleichmäßige Kornstruktur aufweist. Nach der Wärmebehandlung veränderte sich die durchschnittliche Korngröße (AGS) nicht wesentlich und ähnelte der des Originalzustands C–HEA. Beachten Sie, dass die EBSD-Ergebnisse und XRD-Muster in Abbildung 2b bestätigen, dass die vorliegende Legierung eine einzige FCC-Phase aufweist. Die stark vergrößerte IPF-Karte zeigt deutlich stark gezackte Korngrenzen (GBs), was das Hochtemperaturkriechen deutlich verbessert durch Hemmung des GB-Gleitens (Abb. 2C 1). Geometrisch notwendige Versetzungen (GNDs) bilden Kleinwinkelkorngrenzen (LAGBs) innerhalb der Körner (Abb. 2C), und die Legierung weist nach einer Wärmebehandlung bei 650 Grad immer noch eine extrem hohe GND-Dichte auf.
Die Bildung von gezackten Korngrenzen wird hauptsächlich in den Partikeln der zweiten Phase beobachtet, die in metallischen Materialien wie Superlegierungen auf Nickelbasis und Magnesiumlegierungen enthalten sind. Die Bildung von gezackten GBs aufgrund des Pinning-Effekts von Partikeln der zweiten Phase während des Kornwachstums ist gut dokumentiert Mit anderen Worten: Die Wärmebehandlung führt zu Kornwachstum, und die Partikel der zweiten Phase hemmen das Kornwachstum in lokalisierten Bereichen, was zum Zickzack-Erscheinungsbild von GB führt. Die in dieser Studie verwendete Alterungsbehandlung führte jedoch zu keiner Kornbildung Wachstum, was darauf hindeutet, dass die stark gezackten Korngrenzen in dieser Legierung durch die Schmelz- und Erstarrungsschritte von LPBF verursacht werden. In einem aktuellen Bericht zeigten 3D-gedruckte metallische Materialien mit In-situ-Ausscheidung ebenfalls gezackte GB. Beachten Sie, dass die stark gezackten GB gesehen wurden im fertigen C-HEA. Dies deutet darauf hin, dass der Pinning-Effekt durch die hohe Dichte von In-situ-Karbiden an den Korngrenzen während der zyklischen Wärmebehandlung verursacht wird, was zu stark gezackten Korngrenzen führt.
Abbildung 3a ist das ECC-Bild von LPBF C-HEA und zeigt die Existenz von durch das Versetzungsnetzwerk induzierten Substrukturen. Die gemessene durchschnittliche Breite dieser Substrukturen beträgt 534,2 ± 16,3 nm. Frühere Studien haben gezeigt, dass die Substruktur durch zusätzlich gebildetes nanoskaliges Carbid stabilisiert wird fällt mit teilweise neu angeordneten Versetzungen aus. Abbildung 3b zeigt, dass es eine große Anzahl unregelmäßig geformter Karbide in Nanogröße (weiße Pfeile) gibt die Unterstrukturgrenzen. HAADF-STEM-Bilder und entsprechende EELS-Karten wurden aufgenommen, um die chemische Heterogenität innerhalb von Karbiden besser zu verstehen, wie in Abb. 3c dargestellt. Die Nanokarbide bestehen hauptsächlich aus Cr und C, was darauf hindeutet, dass diese Karbide reich an Cr sind.
Wie in Abb. 4 dargestellt, werden zur Untermauerung dieser Ergebnisse thermodynamisch berechnete Gleichgewichtsphasendiagramme für die chemische Zusammensetzung von LPBF C-HEA mithilfe der Thermo-Calc-Software und einer aktualisierten Version der TCFE2000-Datenbank verwendet. Das Phasendiagramm zeigt Karbide vom Typ M23C6 werden hauptsächlich im Temperaturbereich von 500–1000 Grad gebildet, was darauf hinweist, dass die Cr23C6-Phase der Hauptbestandteil von LPBF C-HEA ist. Andererseits In der Literatur existieren die Cr23C6-Karbide von CoCrFeMnNi HEA in der Größenordnung von mehreren Mikrometern und der Kohlenstoffgehalt beträgt 1,3-1,8 Atom-%. Im Gegensatz dazu enthält die Legierung auch nach der Wärmebehandlung Karbide in Nanogröße, was darauf hindeutet Eine metastabile Unterstruktur mit hoher Versetzungsdichte kontrolliert die Bildung nanoskaliger Karbide mit gleichmäßiger Verteilung. Mittlerweile wurden auch manganreiche Oxide auf dem beobachtet EELS-Karten, und es wurde berichtet, dass sie in LPBF C-HEA aus MnO bestehen. Allerdings ist der verstärkende Effekt der MnO-Phase im Vergleich zu Cr23C6 gering; Daher gelten in dieser Studie Karbide als Hauptfaktoren für die Festigkeit.
Abbildung 5a zeigt die mehrstufigen Kriechkurven von LPBF O-HEA, LPBF C-HEA und LPBF CrMnFeCoNi, verstärkt mit Nanooxiden. In allen Kriechspannungsbereichen zeigte LPBF C–HEA eine geringere Kriechdehnung (d. h. einen höheren Kriechwiderstand) als die Referenzmaterialien (LPBF CrMnFeCoNi und LPBF O–HEA). Darüber hinaus zeigte LPBF C–HEA im Vergleich zu den Kriechergebnissen von LPBF CoCrFeMnNi zeigte die niedrigste minimale Kriechgeschwindigkeit in allen Kriechspannungsbereichen. Insbesondere bei einer angelegten Spannung von 225 MPa beträgt die minimale Kriechgeschwindigkeit von LPBF C-HEA etwa zwei Größenordnungen Größenordnung niedriger als bei herkömmlich verarbeiteten Legierungen. Dies bedeutet, dass die Wärmebehandlung nicht nur die mechanischen Eigenschaften bei Raumtemperatur erheblich verbessert, sondern auch die Hochtemperatur-Kriechbeständigkeit im additiv gefertigten HEA, das durch schnelle Erstarrung induzierten übersättigten Kohlenstoff enthält. Die schwarzen Punkte für den einstufigen Kriechtest in Abb. 5b zeigen die gute Zuverlässigkeit und Reproduzierbarkeit des mehrstufigen Kriechversuchs.
Wie in Abbildung 6 dargestellt, wurde das Hochtemperatur-Kriechverformungsverhalten von LPBF C-HEA durch Untersuchung der großräumigen Mikrostruktur mithilfe der GND-Verteilungskarte und der IPF-Karte untersucht. Eine frühere Untersuchung des Kriechverhaltens von äquiatomaren CrMnFeCoNi-HEAs ergab a signifikanter Anstieg der Dehnung während des Kriechens bei 873 K, insbesondere wenn eine große Belastung ausgeübt wurde, was auf eine mikrostrukturelle Entwicklung hindeutet. Das IPF-Diagramm in Abbildung 6 zeigt jedoch, dass keine mikrostrukturelle Entwicklung stattgefunden hat trat in der Kriechprobe mit einer Kriechdehnung von 7 % auf, selbst bei einer angelegten Spannung von 325 MPa. Darüber hinaus wurde festgestellt, dass in der Kriechmikrostruktur Substrukturen auftraten, die in der EBSD-Karte der ursprünglichen Probe nicht beobachtet wurden, wie in Abb. 7a dargestellt . Dies weist darauf hin, dass die einzigartige anfängliche Mikrostruktur die Versetzungsbewegung und die Entwicklung der Mikrostruktur unterdrückt und zu der hervorragenden Kriechfestigkeit von LPBF C-HEA führt. Wie durch die schwarzen Pfeile in Abbildung 6 angedeutet, wurden in einigen Fällen ultrafeine Körner mit einer Größe von ~2 μm beobachtet Regionen, auf die später eingegangen wird.
Wie in Abbildung 7a dargestellt, hochauflösende IPF-Karte einer Kriechprobe. Die in der Kriechmikrostruktur beobachteten stark gezackten GBs deuten darauf hin, dass nanoskalige Karbide während der Kriechverformung starke GB-Zackungen verursachen. In vielen Fällen von metallischen Werkstoffen auf FCC-Basis behindern gezackte GBs die Körnung Grenzgleiten, wodurch die Kriechfestigkeit bei hohen Temperaturen verbessert wird. Es wird berichtet, dass die verbesserte Kriechfestigkeit mit geringeren Kavitationsraten und einer Rissausbreitung durch GB-Verzahnungen verbunden ist. Bei austenitischen rostfreien Stählen ist die Bildung Der Mechanismus gezackter Korngrenzen hängt normalerweise mit der Wechselwirkung zwischen Korngrenzen und Karbidausscheidungen zusammen: 1) Korngrenzenwanderung zwischen fixierten Körnern und 2) Einfluss des Karbidwachstums. LPBF C-HEA zeigte nach der Kriechverformung kein Karbidwachstum (Abb. 7c – d). Daher kann gefolgert werden, dass die Bildung gezackter Korngrenzen auf die Korngrenzenwanderung zwischen fixierten Partikeln zurückzuführen ist.
Das GND-Profil in Abb. 7b zeigt die Subkörner in der Kriechprobe. Obwohl das ECC-Bild (Abb. 3a) zeigt, dass die ursprüngliche Probe mit Versetzungsnetzwerken verzierte Unterstrukturen aufweist, sind die Unterstrukturen bei der EBSD-Beobachtung nicht zu unterscheiden. Im Gegensatz dazu enthielten die Kriechproben deutlich Unterkörner mit hoher GND-Dichte, was darauf hindeutet, dass sich Versetzungen an der Stelle angesammelt haben Unterstrukturgrenzen sowie Korngrenzen während des Hochtemperaturkriechens. Dies zeigt, dass die Unterstrukturgrenzen die Versetzungsbewegung auch bei Hochtemperatur-Kriechverformung erfolgreich blockieren können. Hochvergrößerte ECC-Bilder unterstützen stark akkumulierte Versetzungen an Subkorngrenzen (Abb. 7c). Hier wird der Mechanismus der Gitterfixierung und Versetzungsverbindungen von HEA durch die gemeinsame Wirkung von Waldversetzungen und konzentrierter Lösungshärtung erklärt. Die vorliegende Legierung zeigt jedoch Subkörner mit hoher GND-Dichte nach Kriechverformung, was darauf hindeutet, dass sich der Kriechmechanismus von LPBF-HEA-Nanokompositen etwas von dem von deformiertem HEA unterscheidet. Als nächstes war ECCI Wird verwendet, um die rekristallisierten ultrafeinen Körner in den Kriechproben zu untersuchen (Abb. 7d), die eine geringe innere Versetzungsdichte aufweisen und durch Karbide begrenzt sind. Bei metallischen Materialien nimmt die treibende Kraft für die Rekristallisation mit zunehmender Temperatur allmählich zu. Wenn man jedoch bedenkt, dass LPBF C-HEA eine große Menge an Ausfällungen erzeugt, die zu einem Zenner-Pinning-Druck führen, wird die Rekristallisation selbst bei hohen Temperaturen unterdrückt. Daher erfuhr LPBF C-HEA keine mikrostrukturelle Entwicklung, wie z. B. Erholung und Rekristallisation Hochtemperatur-Kriechverformung nach Anwendung einer Spannung von 325 MPa. Obwohl in einigen Regionen rekristallisierte ultrafeine Körner beobachtet wurden, waren sie durch nanometergroße Karbide begrenzt, was dies verhinderte weiteres Kornwachstum. Eine sorgfältige Untersuchung der Kriechverformungsstruktur durch ECCI und EBSD führte zu dem Schluss, dass stabile Subkörner mit einem Versetzungsnetzwerk und Karbiden in Nanogröße die Erholung und Rekristallisation während der Kriechverformung verzögern und gleichzeitig die durch das Versetzungsnetzwerk induzierte Unterstruktur weiter stärken.
Zusammenfassung:
Der additive Herstellungsprozess und die anschließende Wärmebehandlung von kohlenstoffhaltigem CrMnFeCoNi HEA führen nicht nur zur Bildung von Heterostrukturkörnern mit mit Versetzungsnetzwerken dekorierten Unterstrukturen, sondern auch gleichmäßig verteilten Karbiden an Korn- und Unterkorngrenzen.
Die Hochtemperatur-Kriechbeständigkeit von LPBF C-HEA ist besser als die der berichteten hochentropischen CrMnFeCoNi-Legierungen. Die Kriechgeschwindigkeit von C-HEA ist zwei Größenordnungen niedriger als bei herkömmlich verarbeitetem HEA.
Mikrostrukturelle Beobachtungen bestätigen, dass stabile Subkörner die Bildung extrem gezackter Korngrenzen induzieren, die die Subkörner weiter verstärken und die Rekristallisation während des Hochtemperaturkriechens hemmen, was zu einer hervorragenden Kriechfestigkeit führt.
Schlüsselwörter: Additive Forschung, additive Metallfertigung, Mana Materials, Metall-3D-Druck
