頂刊《Nature》：增材制造得到高強(qiáng)度且高韌性的納米片層高熵合金

來(lái)源：長(zhǎng)三角G60激光聯(lián)盟

據(jù)悉,，2022年8月3日,，美國(guó)麻省大學(xué)陳文教授與佐治亞理工學(xué)院朱廷教授團(tuán)隊(duì)合作在Nature發(fā)表成果，使用L-PBF打印了AICoCrFeNi2.1的雙相納米層狀高熵合金(HEAs),，其表現(xiàn)出約1.3GPa的高屈服強(qiáng)度和約14%的大均勻伸長(zhǎng)率,，這超過(guò)了其他先進(jìn)的金屬3D打印材料。

增材制造為工程應(yīng)用逐層生產(chǎn)網(wǎng)狀部件,。通過(guò)激光粉末床熔融(L-PBF)進(jìn)行金屬合金的增材制造涉及大的溫度梯度和快速冷卻,，這使得微觀結(jié)構(gòu)在納米尺度上重新細(xì)化以實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度。然而,，通過(guò)激光增材制造生產(chǎn)的高強(qiáng)度納米結(jié)構(gòu)合金通常延展性有限,。在這里，我們使用L-PBF打印AlCoCrFeNi2.1的雙相納米片層高熵合金(HEAs),，該合金表現(xiàn)出約1.3千兆帕斯卡的高屈服強(qiáng)度和約14%的大均勻伸長(zhǎng)率的組合,，超過(guò)了其他最先進(jìn)的增材制造的金屬合金。高屈服強(qiáng)度源于由交替的面心立方和體心立方納米片晶組成的雙相結(jié)構(gòu)的強(qiáng)化效應(yīng),；體心立方納米片層比面心立方納米片層顯示出更高的強(qiáng)度和更高的硬化速率,。大的拉伸延展性歸因于印刷的分級(jí)微結(jié)構(gòu)的高加工硬化能力，所述分級(jí)微結(jié)構(gòu)為嵌入微米級(jí)共晶團(tuán)的雙相納米片晶的形式,，其具有幾乎隨機(jī)的取向以促進(jìn)各向同性的機(jī)械性能,。對(duì)增材制造的高熵合金的變形行為的機(jī)械見(jiàn)解對(duì)于開(kāi)發(fā)具有優(yōu)異機(jī)械性能的分級(jí)、雙相和多相,、納米結(jié)構(gòu)合金具有廣泛的意義,。

增材制造通常在金屬材料中產(chǎn)生具有高度不均勻晶粒幾何形狀、亞晶位錯(cuò)結(jié)構(gòu)和化學(xué)偏析的微結(jié)構(gòu),，包括鋼,、鈷基或鎳基超級(jí)合金、鋁合金,、鈦合金和高熵合金(HEAs),。共晶高熵合金代表了一類(lèi)有前途的多主元素合金(也稱(chēng)為成分復(fù)雜的合金),可以形成雙相片層群落的分級(jí)微結(jié)構(gòu)，從而為實(shí)現(xiàn)優(yōu)異的機(jī)械性能提供了巨大的潛力,。然而,，通過(guò)傳統(tǒng)的凝固途徑,，薄片的厚度通常在微米或亞微米的范圍內(nèi)，這限制了這些薄片可達(dá)到的強(qiáng)度,。相比之下,，納米層狀和納米層狀金屬表現(xiàn)出高強(qiáng)度，但是以低延展性為代價(jià)的,。這些材料是通過(guò)薄膜沉積或劇烈塑性變形制備的,，這通常導(dǎo)致具有強(qiáng)塑性各向異性的高度織構(gòu)化的納米結(jié)構(gòu)，從而限制了它們的實(shí)際應(yīng)用,。在這里,，我們利用激光粉末床熔融(L-PBF)的極端印刷條件和高熵合金的有利組成效應(yīng)來(lái)生產(chǎn)一種獨(dú)特類(lèi)型的遠(yuǎn)離平衡的微結(jié)構(gòu)，其形式為嵌入AlCoCrFeNi2.1EHEA中的雙相納米片層,，如圖1,。這種增材制造的EHEA展示了強(qiáng)度和延展性的優(yōu)異組合以及近乎各向同性的機(jī)械性能。

因?yàn)榧す饧庸け旧淼膮��?shù)空間很大,，因而實(shí)現(xiàn)對(duì)AM材料中凝固微觀結(jié)構(gòu)和缺陷的合理控制是具有挑戰(zhàn)性的,。使用歸一化等效能量密度法，我們確定了一個(gè)有效的L-PBF處理窗口來(lái)打印完全致密的AlCoCrFeNi2.1EHEA樣品,，見(jiàn)補(bǔ)充部分1,。通過(guò)調(diào)整激光功率和掃描速度，我們能夠?qū)⒈�層厚度減少到幾十納米,，如代表性樣品A和B所示,。盡管它們的微觀結(jié)構(gòu)相似，我們還是著重于用更精細(xì)的納米片層來(lái)表征樣品A,，并使用樣品B來(lái)證明納米片層結(jié)構(gòu)和相關(guān)性質(zhì)的可調(diào)性,。此外，我們打印了各種具有代表性的工程組件,，包括一個(gè)散熱風(fēng)扇,、一個(gè)八邊形桁架微點(diǎn)陣和一個(gè)齒輪,，如圖1a,，這些組件展示了這種共晶高熵合金對(duì)于各種復(fù)雜幾何形狀的出色可打印性。

在AlCoCrFeNi2.1EHEA中實(shí)現(xiàn)了分級(jí)微結(jié)構(gòu),，其特征在于雙相納米片狀共晶團(tuán)(圖1 b–d),。這些共晶團(tuán)表現(xiàn)出細(xì)長(zhǎng)的形狀，沿長(zhǎng)軸和短軸的尺寸分別為20-30微米和2-6微米(圖1c),。與熔池相關(guān)聯(lián)的細(xì)長(zhǎng)菌落在很大程度上與垂直于熔池邊界的最大局部熱梯度方向?qū)�齊,，其呈現(xiàn)出近似半圓形的形狀，如圖1b和補(bǔ)充部分2中的補(bǔ)充圖3,。結(jié)果,，這些細(xì)長(zhǎng)的菌落朝向熔體池的中心,，導(dǎo)致幾乎隨機(jī)的形狀取向。相鄰菌落之間也有明顯不同的結(jié)晶取向,，如圖1c,。共晶團(tuán)的形狀和結(jié)晶學(xué)中的幾乎隨機(jī)的取向可能源于由于特定位置的熱程序，如由激光束尺寸,、能量密度輸入等引起的競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)和由于先前沉積層的部分重熔引起的外延生長(zhǎng)之間的相互作用,。此外，相鄰層之間90°旋轉(zhuǎn)的掃描策略會(huì)干擾熱通量,，進(jìn)一步促進(jìn)共晶團(tuán)的隨機(jī)取向,，從而抑制織構(gòu)形成，見(jiàn)擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖1,。

圖1.增材制造的AlCoCrFeNi2.1 EHEA的微結(jié)構(gòu),。a、印刷散熱風(fēng)扇,、八位晶格(支柱尺寸約300微米)和齒輪(從左至右),。b、AlCoCrFeNi2.1 EHEA的三維重建光學(xué)顯微照片,。層間邊界,、熔池邊界和激光掃描軌跡分別用藍(lán)線、橙線和紅箭頭表示,。構(gòu)建方向(BD)是垂直的,。c、印刷的AlCoCrFeNi2.1 EHEA的橫截面EBSD IPF圖,，顯示了放大的局部區(qū)域,，其中相鄰的納米片狀共晶團(tuán)表現(xiàn)出不同的結(jié)晶取向。為了更好地顯示更精細(xì)的體心立方納米片層,，插圖顯示了雙色EBSD相位圖,，面心立方片層為藍(lán)色，體心立方片層為紅色,。值得注意的是,，由于bcc納米片層的厚度很小，接近EBSD的分辨率極限,，所以它們是指數(shù)不足的(參見(jiàn)補(bǔ)充圖3雙相納米片層共晶團(tuán)的形態(tài)),。d、納米層狀結(jié)構(gòu)的二次電子顯微照片,。e,、bcc和fcc納米片晶的明場(chǎng)TEM圖像(分別由紅點(diǎn)和綠點(diǎn)表示)，插圖顯示分別傾斜于區(qū)域軸(B)的bcc和fcc的PED圖案,。f,、AlCoCrFeNi2.1 EHEA中bcc(左)和fcc(右)片層的片層厚度分布,。g、HAADF-STEM圖像顯示了體心立方片層內(nèi)的調(diào)制納米結(jié)構(gòu),。h,、100×78×5 nm3截面中元素分布的APT圖，中心為fcc/bcc界面,。納米尺度的富Ni–Al和富Co–Cr–Fe區(qū)域顯示了體心立方片晶內(nèi)的化學(xué)波動(dòng),。

在進(jìn)料AlCoCrFeNi2.1粉末和印刷樣品之間沒(méi)有觀察到化學(xué)組成的明顯變化。在這些共晶團(tuán)內(nèi),，與L-PBF相關(guān)的105–107Ks-1的高冷卻速率促進(jìn)了雙相納米片晶的形成,。掃描電子顯微鏡(SEM)和透射電子顯微鏡(TEM)表征揭示了由交替的體心立方(bcc)和面心立方(fcc)納米層組成的雙相納米片層(圖1d，e),，其各自的厚度為λbcc = 64±24nm和λFCC = 151±39nm(圖1f),。相應(yīng)的層間距為λ ≈ 215 nm，約為起始粉末原料的一半(補(bǔ)充圖4),。這種雙相納米層狀結(jié)構(gòu)與傳統(tǒng)鑄造(λ≈0.77-5m),、定向凝固(λ≈2.8m)或熱機(jī)械處理(λ≈1–5m)的EHEAs的典型雙相微層狀結(jié)構(gòu)形成對(duì)比。我們的羊膜中薄得多的納米片層是L-PBF快速凝固的結(jié)果,，這是可以理解的,。

圖2.AM AlCoCrFeNi2.1 EHEAs的拉伸性能。a,、印刷和退火的AlCoCrFeNi2.1 EHEAs的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線,。屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度標(biāo)在曲線上。插圖顯示了拉伸載荷下狗骨形樣品的示意圖,。b,、與文獻(xiàn)中具有高強(qiáng)度的高性能AM金屬合金(包括大塊金屬玻璃復(fù)合材料(BMGCs)、鋼,、鎳基超合金,、鈦基合金和HEAs)相比的AM AlCoCrFeNi2.1的拉伸屈服強(qiáng)度與均勻伸長(zhǎng)率的關(guān)系。實(shí)心和空心符號(hào)分別代表印刷樣品和退火后樣品的性質(zhì),。

與常規(guī)對(duì)應(yīng)物相比,，通過(guò)L-PBF的AlCoCrFeNi2.1 EHEA顯示出獨(dú)特的元素分布和相結(jié)構(gòu)。印刷樣品中的fcc相和bcc相都是固溶體,，這可以從進(jìn)動(dòng)電子衍射(PED)圖案中不存在額外的超晶格斑點(diǎn)看出(圖1e),。在面心立方和體心立方相之間確定了經(jīng)典的Kurdjumov–Sachs取向關(guān)系。通過(guò)原子探針斷層掃描(APT)進(jìn)行的成分分析揭示了兩相之間的邊緣化學(xué)隔離(擴(kuò)展數(shù)據(jù)表1),。中子衍射測(cè)量證實(shí)，印刷的EHEA由fcc和bcc固溶體組成,，其重量分?jǐn)?shù)分別為67%和33%,，晶格失配為2.3%(見(jiàn)補(bǔ)充部分3),。在印刷樣品中沒(méi)有檢測(cè)到沉淀。相比之下,，常規(guī)AlCoCrFeNi2.1 EHEAs由具有顯著不同化學(xué)組成的有序L12和B2相以及大量納米沉淀物組成,；B2/bcc片層明顯富含鎳(Ni)和鋁(Al)，而L12/fcc片層則高度富含鈷(Co),、鉻(Cr)和鐵(Fe),。增材制造和常規(guī)AlCoCrFeNi2.1 EHEAs之間不同的片層厚度和元素分布表明，在L-PBF的快速凝固過(guò)程中,，原子擴(kuò)散和化學(xué)有序化被大大抑制,。這是因?yàn)殡S著凝固速率的增加，傳統(tǒng)的擴(kuò)散介導(dǎo)的凝固向擴(kuò)散限制的凝固轉(zhuǎn)變,，導(dǎo)致來(lái)自L-PBF的雙相共晶納米片層中的元素分配顯著減少,。

在bcc納米片層內(nèi)部發(fā)現(xiàn)了納米尺度的成分調(diào)制，其包括兩種類(lèi)型的交織區(qū)域,，具有來(lái)自高角度環(huán)形暗場(chǎng)掃描TEM (HAADF-STEM)成像的不同對(duì)比度(圖1g),。APT和STEM能量色散X射線光譜(STEM-EDX)映射揭示了bcc納米片層內(nèi)的富Ni–Al和富Co–Cr–Fe的雙連續(xù)納米結(jié)構(gòu)(圖1h和補(bǔ)充圖5)。高分辨率TEM (HRTEM)成像和相應(yīng)的快速傅立葉變換(FFT)衍射圖顯示,，在這些成分調(diào)制區(qū)域中存在一致的體心立方晶格結(jié)構(gòu)(擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖2),，表明發(fā)生了旋節(jié)分解。在傳統(tǒng)的AlCoCrFeNi2.1 EHEAs中還沒(méi)有報(bào)道過(guò)這種納米級(jí)的成分調(diào)制,，強(qiáng)調(diào)了增材制造產(chǎn)生高度亞穩(wěn)態(tài)微結(jié)構(gòu)的能力,。調(diào)制的化學(xué)不均勻性在高熵合金的機(jī)械行為中起著重要的作用�,？傊�,，L-PBF的極端凝固條件產(chǎn)生了具有高度亞穩(wěn)定性的分級(jí)微結(jié)構(gòu)(擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖3)。

與鑄態(tài)同類(lèi)產(chǎn)品相比,，AM AlCoCrFeNi2.1 EHEAs具有優(yōu)異的機(jī)械性能,。印刷樣品表現(xiàn)出σ0.2=1333±38 MPa的高0.2%的偏移拉伸屈服強(qiáng)度，這顯著高于鑄態(tài)樣品的510±15 MPa,，如圖2a,。它還顯示了在高流動(dòng)應(yīng)力下的高應(yīng)變硬化率，如擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖4,，導(dǎo)致約14%的大的均勻伸長(zhǎng)率和相應(yīng)的極限抗拉強(qiáng)度σu = 1640±38 MPa,。拉伸斷裂后的樣品顯示出帶有微凹痕的“杯狀和錐狀”斷裂表面，見(jiàn)補(bǔ)充圖6,，這表明是韌性破壞,。我們的EHEA的層間距可以通過(guò)改變激光加工參數(shù)來(lái)調(diào)整它們的機(jī)械性能，如圖2b和補(bǔ)充部分1中樣品B所示,。對(duì)于給定的激光處理方案,，沿垂直和水平方向測(cè)量了相似的機(jī)械性能,，見(jiàn)擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖5。

這一結(jié)果表明,，打印出的AlCoCrFeNi2.1納米片層共晶團(tuán)在形狀和晶體學(xué)上具有幾乎隨機(jī)的取向,，具有幾乎各向同性的機(jī)械行為，這不同于通過(guò)熱機(jī)械處理和定向凝固等其他途徑產(chǎn)生的高度對(duì)齊的片層結(jié)構(gòu)的各向異性機(jī)械行為,。AM EHEAs的機(jī)械各向同性也與其他AM金屬合金的典型機(jī)械各向異性形成對(duì)比,，后者傾向于形成具有強(qiáng)晶體結(jié)構(gòu)的柱狀晶粒結(jié)構(gòu)。此外,，隨后的熱處理允許我們進(jìn)一步調(diào)整微結(jié)構(gòu)和相關(guān)的機(jī)械性能,，如圖2b。例如在800℃下熱退火1小時(shí)后,，獲得了超過(guò)20%的均勻伸長(zhǎng)率,，屈服強(qiáng)度約為1GPa在600℃退火5小時(shí)后，屈服強(qiáng)度和極限拉伸強(qiáng)度分別增加到約1.6GPa和1.9GPa,，同時(shí)均勻伸長(zhǎng)率為7.5%,。通過(guò)后退火，快速凝固EHEAs中微結(jié)構(gòu)的高度可調(diào)性有助于實(shí)現(xiàn)如此廣泛的強(qiáng)度-延性組合,，在后退火期間,，可能發(fā)生各種固態(tài)相變，如沉淀,、相序,、層狀粗化和再結(jié)晶，見(jiàn)補(bǔ)充第4節(jié),。我們的AM EHEAs與其他高性能AM合金(σ0.2>800 MPa)的拉伸性能的直接比較見(jiàn)圖2b和補(bǔ)充章節(jié)5,。很明顯，我們的AM EHEAs表現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)度-延展性組合,，超過(guò)了最先進(jìn)的AM合金,。

我們的打印出的EHEA的高屈服強(qiáng)度主要源于雙相納米層狀結(jié)構(gòu)的強(qiáng)大的強(qiáng)化效應(yīng)。平均厚度分別為64 nm和151 nm的交替的bcc和fcc納米片層,，連同它們的半共格界面,，可以對(duì)位錯(cuò)滑移施加強(qiáng)的相互限制。這種納米片層強(qiáng)化對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)約為1 GPa,，根據(jù)Hall-petch關(guān)系式估算,。此外，來(lái)自L-PBF的快速凝固在印刷樣品中產(chǎn)生了高密度的預(yù)先存在的錯(cuò)位,，從而產(chǎn)生了額外的強(qiáng)化效果,。們使用中子衍射測(cè)量來(lái)確定印刷樣品中預(yù)先存在的位錯(cuò)密度，如圖3。體心立方和面心立方納米片層中的平均位錯(cuò)密度分別高達(dá)(7.4±1.1)×1014m2和(5.4±0.3)×1014 m2,，從而使屈服強(qiáng)度提高了約280 MPa,。因此,，我們的打印EHEA的高屈服強(qiáng)度是由來(lái)自L-PBF的雙相納米片層結(jié)構(gòu)實(shí)現(xiàn)的,，并通過(guò)高密度的印刷誘導(dǎo)位錯(cuò)得到進(jìn)一步增強(qiáng)。

通過(guò)將原位中子衍射實(shí)驗(yàn)與雙相晶體塑性有限元(DP-CPFE)建模相結(jié)合,，研究了高應(yīng)變硬化的起源以及我們打印的EHEA的大拉伸延展性,。張力下的原位中子衍射測(cè)量揭示了納米片層共晶團(tuán)中fcc和bcc相的不同{hkl}結(jié)晶族中晶格應(yīng)變的演變。圖3a顯示了面心立方和體心立方相的幾個(gè)代表性{hkl}反射的沿加載方向的晶格應(yīng)變?chǔ)舎kl與樣本水平真實(shí)應(yīng)力(σ)的關(guān)系,，見(jiàn)補(bǔ)充圖11,，εhkl與σ的橫向關(guān)系�,；�于這些中子衍射數(shù)據(jù),，我們根據(jù)模擬的晶格應(yīng)變響應(yīng)校準(zhǔn)了我們的DP-CPFE模型，其與實(shí)驗(yàn)測(cè)量值非常匹配,。重要的是,，校準(zhǔn)的DP-CPFE模型使我們能夠揭示應(yīng)力分配和載荷轉(zhuǎn)移對(duì)納米片層共晶團(tuán)中的共變形fcc和bcc相在漸進(jìn)屈服和硬化期間的影響。

更具體地說(shuō),，我們通過(guò)將納米層狀共晶團(tuán)中fcc和bcc相的晶格應(yīng)變響應(yīng)分為三個(gè)階段來(lái)分析它們的漸進(jìn)屈服和硬化行為,，如圖3a所示。在階段I (σ< 1100 MPa),，fcc和bcc相中的所有晶體學(xué)反射都經(jīng)歷了彈性變形,。由于單晶納米片的彈性各向異性，每條σ-εhkl曲線的斜率在不同的反射中有所不同,。在階段Ⅱ(σ≈1100–1300 MPa),，面心立方相的結(jié)晶族經(jīng)歷了漸進(jìn)屈服，而體心立方相的結(jié)晶族保持彈性,。在階段Ⅱ的四個(gè)有代表性的面心立方反射中,，沿加載方向的{220}晶格應(yīng)變首先偏離線性，轉(zhuǎn)而向上,；這種軟化反應(yīng)表明這種反射的塑性屈服的開(kāi)始,。

同時(shí)，沿加載方向的{200}晶格應(yīng)變也偏離了線性關(guān)系,，而是向下變化,。如DP-CPFE模擬所證實(shí)的，這種硬化響應(yīng)主要來(lái)自于從塑性{220}反射到彈性{200}反射的負(fù)荷削減,。隨著σ的增加,，從{111}、{311}到{200}反射依次發(fā)生漸進(jìn)屈服，導(dǎo)致它們的非線性晶格應(yīng)變響應(yīng),。相比之下,，在階段II的{110}、{211}和{321}的三個(gè)bcc晶體學(xué)反射中,，它們的晶格應(yīng)變響應(yīng)保持線性,，但是每個(gè)σ-εhkl曲線的e相應(yīng)斜率相對(duì)于階段I發(fā)生了變化，這表明載荷從逐漸產(chǎn)生的fcc反射轉(zhuǎn)移到彈性bcc反射,。層狀EHEA的這種載荷分配行為不同于層狀珠光體鋼,，在珠光體鋼中，bcc鐵素體首先屈服,，然后將載荷轉(zhuǎn)移到正交滲碳體,。在第三階段(σ>1300 MPa)，bcc相中的晶體族變得可塑,，因此納米片層共晶團(tuán)中fcc和bcc相的所有晶體學(xué)反射都表現(xiàn)出非線性晶格應(yīng)變響應(yīng),。

圖3.單軸拉伸期間面心立方和體心立方相的晶格應(yīng)變和應(yīng)力分配。a,、沿著加載方向的代表性fcc(包括{111},、{200}、{220}和{311})和bcc(包括{110},、{211}和{321})晶面族的晶格應(yīng)變相對(duì)于宏觀真應(yīng)力的演變,。實(shí)驗(yàn)和模擬結(jié)果分別用符號(hào)和實(shí)線表示。宏觀屈服強(qiáng)度用紅色虛線標(biāo)出,。b,，宏觀應(yīng)力-應(yīng)變響應(yīng)的DP-CPFE模擬結(jié)果，以及bcc和fcc相的相應(yīng)應(yīng)力分配,。c,，變形過(guò)程中沿加載方向不同拉伸應(yīng)變(ε)下的中子衍射譜。d,，bcc和fcc相中的位錯(cuò)密度與應(yīng)變的關(guān)系,，從c中的衍射光譜和改進(jìn)的Williamson–Hall方法(補(bǔ)充第3節(jié))中得出。誤差線代表標(biāo)準(zhǔn)偏差,。

我們使用DP-CPFE模擬來(lái)解決一個(gè)逆問(wèn)題,，以確定各個(gè)fcc和bcc相的各向異性彈性常數(shù)。因此,，預(yù)測(cè)的晶格應(yīng)變響應(yīng)(圖3a)和來(lái)自DP-CPFE模擬的樣品水平應(yīng)力-應(yīng)變曲線(圖3b)與實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)非常匹配,。我們進(jìn)一步使用DP-CPFE模擬來(lái)確定納米層狀共晶團(tuán)中fcc和bcc相的平均應(yīng)力應(yīng)變響應(yīng)(圖3b)�,？梢钥闯�,，在高達(dá)14%的外加拉伸應(yīng)變下，bcc和fcc納米片層都表現(xiàn)出高強(qiáng)度和特別高的應(yīng)變硬化速率。值得注意的是,，與fcc納米片層相比,，bcc納米片層對(duì)整體高應(yīng)變硬化響應(yīng)的貢獻(xiàn)更大，從而促進(jìn)了本EHEA的高拉伸延展性,。因此,，AM EHEA使得共晶團(tuán)中的bcc納米片層具有高應(yīng)變硬化行為，這在傳統(tǒng)的bcc納米結(jié)構(gòu)中是難以實(shí)現(xiàn)的,。

為了研究變形機(jī)制,，我們從中子衍射測(cè)量中分析了位錯(cuò)密度的動(dòng)態(tài)演化,。圖3c顯示了變形到不同應(yīng)變水平的印刷EHEA沿加載方向的原位中子衍射譜,。如圖3d和補(bǔ)充表3所示，ρfcc首先從印刷狀態(tài)的5.4×1014 m2緩慢增加到5%應(yīng)變時(shí)的7.9×1014 m2,，然后以更快的速度增加到15%應(yīng)變時(shí)的1.3×1015 m2,。相比之下，在印刷狀態(tài)下,，ρbcc的初始值更高,，為7.4×1014 m2，隨著應(yīng)變的增加,，其增加速度比ρfcc更快,，在5%應(yīng)變時(shí)達(dá)到1.8×1015 m2，在15%應(yīng)變時(shí)達(dá)到2.9×1015 m2,。ρbcc的更快增加與bcc的更高應(yīng)變硬化速率密切相關(guān),，這與fcc納米片晶相反(圖3b)。

圖4.介觀尺度和原子尺度變形結(jié)構(gòu),。a–c,，虛擬明場(chǎng)PED顯微照片，揭示了在約0% (a),、5% (b)和15% (c)拉伸應(yīng)變下,，體心立方(由紅點(diǎn)表示)和面心立方(由綠點(diǎn)表示)納米片層中位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)的演變。PED相對(duì)于傳統(tǒng)位錯(cuò)成像的優(yōu)勢(shì)是消除了大多數(shù)動(dòng)態(tài)效應(yīng),，帶來(lái)更清晰的位錯(cuò)對(duì)比度,。d–f，拉伸應(yīng)變約為0% (d),、5% (e)和15% (f)時(shí)變形亞結(jié)構(gòu)的高倍明場(chǎng)TEM顯微照片,。在5%應(yīng)變下，在面心立方納米片層中觀察到由變形引起的堆垛層錯(cuò),，用黃色箭頭突出,。黃色虛線表示相界面。g–I，HRTEM顯微照片顯示了在大約0% (g),、5% (h)和15% (i)的拉伸應(yīng)變下的原子級(jí)bcc和fcc相界面以及FFT圖案,。j–l，g–I中黃框區(qū)域的IFFT顯微照片,。注意,，IFFT圖案通過(guò)顯示額外的半晶格平面僅揭示了位錯(cuò)的邊緣成分，由黃色虛線圓圈突出顯示,，但是不容易看到螺旋成分,。

我們使用PED來(lái)表征不同拉伸應(yīng)變下的位錯(cuò)演化，見(jiàn)圖4a–c,。在印刷狀態(tài)下,，在體心立方和面心立方納米片層中都觀察到高密度的預(yù)先存在的位錯(cuò)，ρ體心立方為(7.4±1.1)×1014 m2,，ρ面心立方為(5.4±0.3)×1014 m2(圖4a),。印刷誘導(dǎo)位錯(cuò)的高密度對(duì)于AM金屬來(lái)說(shuō)是常見(jiàn)的，并且很可能源于印刷過(guò)程中產(chǎn)生的大熱應(yīng)力,。當(dāng)應(yīng)變?cè)黾拥?%時(shí),，在bcc中觀察到比在fcc納米片層中更廣泛的位錯(cuò)增殖(圖4b)，這與中子衍射測(cè)量結(jié)果一致(圖3d),。如由圖4b,，e的高度有缺陷的fcc/bcc界面產(chǎn)生的應(yīng)變對(duì)比所證明的，位錯(cuò)傾向于在層狀界面聚集,。這一觀察表明,，層狀界面作為位錯(cuò)的屏障和匯。體心立方納米片層內(nèi)的位錯(cuò)具有混合特征,，由它們的曲線形態(tài)顯示(圖4a–f),。這種形態(tài)與體塊bcc金屬中典型的直螺旋位錯(cuò)形成對(duì)比。bcc納米片層中位錯(cuò)更為各向同性的滑動(dòng)行為歸因于高工作應(yīng)力,，并且可以刺激更均勻的變形,，從而為bcc納米片層提供穩(wěn)定的應(yīng)變硬化。此外,，形變誘導(dǎo)的堆垛層錯(cuò)在fcc納米片層中被激活(圖4e和擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖6),，其中全位錯(cuò)成核的臨界剪切應(yīng)力可能變得足夠高，使得隨著應(yīng)變的增加,，部分位錯(cuò)和堆垛層錯(cuò)將逐漸超過(guò)全位錯(cuò),。在約15%的應(yīng)變下，bcc和fcc納米片層都包含大量位錯(cuò)(圖4c,，f),，這與我們的原位中子衍射測(cè)量一致,。此外，納米分辨率反極圖(IPF)映射證實(shí)了變形期間兩相之間持久的Kurdjumov–Sachs取向關(guān)系(補(bǔ)充圖7),，這通常有助于半相干相界面上的滑移傳輸,。

我們研究了HRTEM下的納米層狀界面(圖4g–I)。如使用(111) fcc/(110)bcc衍射斑點(diǎn)的反向FFT (IFFT)顯微照片所示,，在印刷狀態(tài)下,，界面及其附近的刃位錯(cuò)密度低(圖4j)。隨著應(yīng)變水平的增加,，在界面處觀察到更多的刃位錯(cuò),，而面心立方和體心立方納米片層中的位錯(cuò)密度似乎沒(méi)有顯著增加(圖4h，k),。這一觀察提供了在相界面有效儲(chǔ)存位錯(cuò)的證據(jù),。隨著進(jìn)一步應(yīng)變，不僅在界面處,，而且在納米片層內(nèi),，特別是在bcc相中，觀察到更多的刃位錯(cuò)(圖4i,，l)。這種趨勢(shì)表明相界面的位錯(cuò)儲(chǔ)存能力變得日益飽和,，從而促進(jìn)了納米片層內(nèi)的位錯(cuò)積累,。總的來(lái)說(shuō),，納米片層界面可以有效地阻擋和儲(chǔ)存位錯(cuò),，有助于我們的機(jī)械合金實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度和高加工硬化的完美結(jié)合。

我們的合金中的bcc納米片晶的高應(yīng)變硬化行為與傳統(tǒng)的納米晶bcc金屬形成對(duì)比,，傳統(tǒng)的納米晶bcc金屬?gòu)?qiáng)度高,，但延展性低，因?yàn)榉e累用于加工硬化的晶內(nèi)位錯(cuò)的能力有限,。在本發(fā)明中,，面心立方納米片層與半共格相界面結(jié)合，可以對(duì)體心立方納米片層的塑性應(yīng)變施加強(qiáng)約束,，從而隨著應(yīng)變的增加穩(wěn)定它們的塑性流動(dòng),。然而，微尺度共晶團(tuán)之間的應(yīng)變相容性要求可以在另一層次的結(jié)構(gòu)中提供約束,，以促進(jìn)bcc納米片層中的加工硬化,。這是因?yàn)榫哂胁煌�晶體取向的相鄰群體以及群體邊界不僅可以限制位錯(cuò)通過(guò)納米片層滑動(dòng)到單個(gè)群體，而且可以增加塑性滑移傳播到相鄰群體的阻力,。正如DP-CPFE模擬所證實(shí)的,，有必要考慮微尺度菌落之間的這種相互制約,，以將預(yù)測(cè)的晶格應(yīng)變響應(yīng)與實(shí)驗(yàn)測(cè)量相匹配(圖3a)。此外,，印刷引起的bcc納米片層中的納米級(jí)組成調(diào)制(圖1g,、h)可以進(jìn)一步增加應(yīng)變硬化，以促進(jìn)bcc納米片層的穩(wěn)定塑性流動(dòng),。由于我們的EHEA中的化學(xué)調(diào)制發(fā)生在比隨機(jī)固溶體更大的長(zhǎng)度尺度上,，控制位錯(cuò)遷移率的能量景觀的強(qiáng)度變得更高，使得bcc納米片層中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)更緩慢,，正如補(bǔ)充部分7原位TEM應(yīng)變實(shí)驗(yàn)所揭示的那樣,。因此，體心立方納米片層中的納米級(jí)組成調(diào)制可以增強(qiáng)對(duì)抗位錯(cuò)滑移的能力,，導(dǎo)致更強(qiáng)的位錯(cuò)相互作用和更各向同性的位錯(cuò)滑移,，從而促進(jìn)硬化響應(yīng)。

L-PBF的異質(zhì)納米片層結(jié)構(gòu)的一個(gè)重要優(yōu)點(diǎn)是產(chǎn)生了大的局部塑性應(yīng)變梯度,，導(dǎo)致了強(qiáng)的背應(yīng)力硬化,。如原位晶格應(yīng)變測(cè)量所示(圖3a)，塑性屈服在fcc相中開(kāi)始,，而bcc相保持彈性,。來(lái)自彈性bcc相的幾何約束可能導(dǎo)致片層界面附近的強(qiáng)局部塑性應(yīng)變梯度，這將由幾何上必要的位錯(cuò)來(lái)適應(yīng),。此外,，在bcc相塑性屈服后，兩個(gè)共同變形相之間的額外變形不相容性源于它們的塑性各向異性,，即fcc和bcc滑移系統(tǒng)的不同取向和阻力,并且也將被幾何位錯(cuò)調(diào)節(jié),。因此，面心立方/體心立方界面附近幾何必需位錯(cuò)的持續(xù)累積,，與HRTEM觀察到的界面位錯(cuò)隨載荷增加相一致,，可能會(huì)產(chǎn)生強(qiáng)大的背應(yīng)力，從而提高膜的流動(dòng)應(yīng)力,。擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖7顯示了典型的加載-卸載-再加載曲線,，具有明顯的滯后回線，表明存在顯著的包申格效應(yīng),，隨著加載強(qiáng)背應(yīng)力從大約0.9 GPa增加到大約1.1 GPa,。因此，與來(lái)自傳統(tǒng)熱機(jī)械處理的微層狀EHEA中通過(guò)納米沉淀物的后應(yīng)力硬化相比,，這種強(qiáng)后應(yīng)力硬化反映了來(lái)自L-PBF的異質(zhì)納米層狀結(jié)構(gòu)的有益效果,。

總之，我們利用L-PBF的增材制造和EHEAs的有利成分效應(yīng),，開(kāi)發(fā)了一類(lèi)雙相納米片層合金,，這些合金表現(xiàn)出高屈服強(qiáng)度和高拉伸延展性的優(yōu)異組合,，超過(guò)了其他先進(jìn)的AM合金。分級(jí)雙相納米結(jié)構(gòu)基序通�,？蓱�(yīng)用于其他EHEA系統(tǒng),，以改善其機(jī)械性能。從強(qiáng)化和硬化行為中獲得的機(jī)械見(jiàn)解可應(yīng)用于高性能金屬合金的設(shè)計(jì),，如鋁合金和鈦合金這些合金可形成各種復(fù)雜的多相層狀結(jié)構(gòu),。

材料制造
AlCoCrFeNi2.1 EHEA樣品由商用M290(EOS)L-PBF機(jī)器制造，該機(jī)器裝備有最大功率為400 W且焦點(diǎn)直徑為100μm的鐿纖維激光器,。使用粒度范圍為15微米至53微米(平均值為35微米)的氣體霧化AlCoCrFeNi2.1 EHEA粉末,。所有樣品都是在氧氣濃度低于1000 ppm的氬氣環(huán)境中制造的。將4140合金鋼板用作印刷基材,，將其預(yù)熱至80℃以減輕熱殘余應(yīng)力的累積,。為了優(yōu)化全密度樣品的打印，我們首先建立了一個(gè)由許多立方體(7×7×7mm3)組成的高通量樣品庫(kù),，這些立方體具有不同的激光加工參數(shù),。我們使用AccuPyc II 1340氣體比重瓶來(lái)測(cè)量立方體庫(kù)的密度，從而確定最佳印刷條件,。我們選擇產(chǎn)生相對(duì)密度高于99.5%的樣品的參數(shù)來(lái)構(gòu)建用于機(jī)械測(cè)試的矩形板,。最佳激光加工條件列在補(bǔ)充表1中。重復(fù)增材制造工藝固有的原位熱循環(huán),，也稱(chēng)為內(nèi)在熱處理,，通過(guò)比較單軌道珠與多層大塊樣品和八重晶格的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行了研究(補(bǔ)充第8節(jié))。為了研究后熱處理對(duì)AM EHEA機(jī)械性能的影響,，印刷樣品隨后在不同條件下退火，包括600℃下5小時(shí),，660℃下1小時(shí),，700℃下1小時(shí)，800℃下1小時(shí),，800℃下1小時(shí)加600℃下1小時(shí),，900℃下30分鐘加600℃下1小時(shí)和1000℃下1小時(shí)，這些都是在管式爐中在氬氣下以5℃/min的加熱速率進(jìn)行,，隨后用水淬火,。鑄態(tài)AlCoCrFeNi2.1樣品是在高純氬氣保護(hù)下通過(guò)真空電弧熔化制備的。為了化學(xué)均勻性,，將合金再熔化至少五次,，然后在尺寸為80 mm(長(zhǎng))× 10 mm(寬)× 2 mm(厚)的水冷銅模具中固化。

組成分析

AlCoCrFeNi2.1原料粉末和打印樣品的化學(xué)組成通過(guò)電感耦合等離子體質(zhì)譜法分析金屬元素和儀器氣體分析非金屬輕元素分析得到,，包括氧和氮,。

機(jī)械試驗(yàn)

通過(guò)放電加工從矩形板上切割出標(biāo)稱(chēng)規(guī)格尺寸為8 mm(長(zhǎng))× 2 mm(寬)× 1 mm(厚)的狗骨形拉伸試樣,，最后拋光成1200碳化硅紙的冶金砂粒。準(zhǔn)靜態(tài)單軸拉伸試驗(yàn)在Instron 5969萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上以2×10-4S-1的應(yīng)變速率進(jìn)行,。應(yīng)變由Instron non-contact AVE2視頻引伸計(jì)測(cè)量,，位移分辨率為0.5μm。對(duì)每種類(lèi)型的樣品重復(fù)兩到三次測(cè)試,。通過(guò)加載-卸載-再加載試驗(yàn)測(cè)量了背應(yīng)力的變化,。當(dāng)以2×10-4s-1的應(yīng)變速率加載到每個(gè)特定應(yīng)變水平時(shí)，試樣在力控制模式下以200N·min-1的速率卸載到30 N,，然后以2×10-4s-1的應(yīng)變速率重新加載,。

中子衍射

在橡樹(shù)嶺國(guó)家實(shí)驗(yàn)室散裂中子源的beamline 7工程材料衍射儀上進(jìn)行原位中子衍射拉伸試驗(yàn)。當(dāng)加載軸與入射中子束成45°時(shí),，飛行時(shí)間中子衍射數(shù)據(jù)由與入射中子束成90°放置的兩個(gè)探測(cè)器組沿加載和橫向同時(shí)收集,。標(biāo)稱(chēng)規(guī)格尺寸為15 mm(長(zhǎng))× 2.6 mm(寬)× 3 mm(厚)的狗骨形拉伸試樣用裝有接觸式引伸計(jì)的MTS加載架加載以測(cè)量應(yīng)變。應(yīng)變控制模式用于速率為2.8×10-6S-1的加載循環(huán),，而力控制模式用于2%,、5%和10%工程應(yīng)變下的卸載循環(huán)，以通過(guò)消除應(yīng)力場(chǎng)對(duì)峰值加寬的影響,，更精確地量化不同應(yīng)變下的位錯(cuò)密度演變,。狹縫尺寸為8 mm(長(zhǎng))× 3 mm(寬)，以高強(qiáng)度模式收集中子衍射圖樣,，晶格間距分辨率(δd/d)約為0.45%,。連續(xù)加載-卸載循環(huán)期間記錄的中子衍射數(shù)據(jù)隨后以5分鐘的時(shí)間間隔被截?cái)唷Ｊ褂肰DRIVE軟件進(jìn)行單峰擬合,。使用GSAS軟件通過(guò)全模式細(xì)化確定相重量分?jǐn)?shù),。{hkl}反射的晶格應(yīng)變?chǔ)舎kl由εhkl=(dhkl d0，hkl)/d0,，hkl計(jì)算得出,，其中dhkl和d0，hkl分別表示加載和“無(wú)應(yīng)力”狀態(tài)下{hkl}平面的晶面間距,，見(jiàn)補(bǔ)充章節(jié)3,。注意，中子衍射測(cè)量直接將晶格應(yīng)變響應(yīng)與{hkl}結(jié)晶族中的fcc和bcc相分離,，從而有助于雙相中的應(yīng)力分配分析,。殘余晶格應(yīng)變和晶間殘余應(yīng)力也在EHEA中進(jìn)行了研究，見(jiàn)補(bǔ)充部分3,。

印刷和斷裂樣品的極圖也通過(guò)VULCAN的中子衍射進(jìn)行了測(cè)量,，這要求樣品的軸向以5°的步長(zhǎng)從原來(lái)的45°旋轉(zhuǎn)到偏離入射光束方向0°。在每一步之后,，樣品相對(duì)于當(dāng)前軸向方向以30°的步長(zhǎng)從0°旋轉(zhuǎn)到360°,。在每一步旋轉(zhuǎn)后,，收集中子衍射數(shù)據(jù)2分鐘，對(duì)每個(gè)樣品總共進(jìn)行120次測(cè)量,。通過(guò)單峰擬合從衍射圖中提取不同峰的積分強(qiáng)度,，以生成完整的極圖。

微觀結(jié)構(gòu)表征

TEM樣品首先被機(jī)械拋光至約100μm厚,，然后被沖壓成直徑為3mm的圓盤(pán),。使用Tenupol-5拋光系統(tǒng)對(duì)這些圓盤(pán)進(jìn)行雙噴射電拋光，拋光溶液為5%高氯酸,、35%丁醇和60%甲醇,，溫度為40℃。所有樣品首先在FEI Tecnai TEM內(nèi)在200 KeV下進(jìn)行檢查,。為了更好地說(shuō)明AM EHEAs內(nèi)部的位錯(cuò),，bcc和fcc相都傾斜到區(qū)軸([011]fcc和[111]bcc)，并使用PED成像,，進(jìn)動(dòng)角為0.3°,，步長(zhǎng)為3nm。PED相對(duì)于傳統(tǒng)位錯(cuò)成像的優(yōu)勢(shì)是消除了大多數(shù)動(dòng)態(tài)效應(yīng),，導(dǎo)致更清晰的位錯(cuò)對(duì)比度,。此外，通過(guò)將衍射圖案與數(shù)據(jù)庫(kù)進(jìn)行比較,，可以識(shí)別每個(gè)像素中的相位和取向,。在運(yùn)行于300 KeV的FEI Titan S/TEM上進(jìn)行了HRTEM和HAADF-STEM觀測(cè)，以便在原子水平上跟蹤相界面的演變,。在HAADF-STEM上進(jìn)行EDX分析,，以量化bcc和fcc相的組成。將光學(xué)顯微鏡,、SEM和電子背散射衍射(EBSD)樣品機(jī)械拋光至20nm的表面粗糙度,。光學(xué)顯微鏡和SEM樣品進(jìn)一步在比例為1∶3∶8的硝酸、鹽酸和乙醇溶液中蝕刻,。使用Olympus BX53M光學(xué)顯微鏡在微分干涉對(duì)比模式下獲得光學(xué)顯微照片，以捕捉微孔分布并量化熔池尺寸,。使用FEI Magellan 400儀器進(jìn)行SEM觀察,。使用配備有來(lái)自牛津儀器的EBSD檢測(cè)器的Tescan FERA SEM，以20kv的加速電壓和100納米的步長(zhǎng)進(jìn)行EBSD作圖,。

使用Thermo Fisher Nova 200雙束聚焦離子束/掃描電鏡制備APT樣品,。取出三棱柱楔形物，將其分段,，安裝到硅微尖端陣列柱上,，使用30kv Ga+離子束磨尖,，并使用2kv離子束清洗。APT實(shí)驗(yàn)使用CAMECA LEAP 4000XHR在激光模式下進(jìn)行,，基礎(chǔ)溫度為30k,，激光能量為60pJ，檢測(cè)率為0.5%,，脈沖重復(fù)率為200 kHz,。使用CAMECA的交互式可視化和分析軟件(IVAS 3.8)對(duì)APT結(jié)果進(jìn)行了重建和分析。

雙相納米片層結(jié)構(gòu)對(duì)屈服強(qiáng)度的影響

考慮相對(duì)于相界面的位錯(cuò)堆積,，使用Hall-petch關(guān)系估算屈服強(qiáng)度的片晶尺寸依賴(lài)性,。作用在堆垛層錯(cuò)中領(lǐng)先位錯(cuò)上的局部應(yīng)力是所施加的剪切應(yīng)力τ，放大了n倍,，n是堆垛層錯(cuò)的數(shù)量,。當(dāng)該局部應(yīng)力達(dá)到臨界應(yīng)力τ*時(shí)，發(fā)生塑性屈服,，導(dǎo)致穿過(guò)相界面的滑移傳遞,。一般來(lái)說(shuō)，這些剪應(yīng)力與Hall–Petch方程有關(guān),，公式如下:

其中k0是強(qiáng)化系數(shù),，相對(duì)較小的晶格摩擦項(xiàng)忽略不計(jì)。我們?cè)?%應(yīng)變下對(duì)變形樣品的TEM分析顯示,，平均堆積位錯(cuò)數(shù)量為n≈5,，這可用于估計(jì)塑性屈服時(shí)的臨界施加剪切應(yīng)力τ:

其中L是堆積長(zhǎng)度，取fcc片層的平均厚度的一半,，G是剪切模量(Gfcc = 81 GPa,，來(lái)自我們的DP-CPFE模型), b是Burgers矢量長(zhǎng)度(bfcc = 0.254 nm，通過(guò)中子衍射測(cè)量),。因此,，我們估計(jì)位錯(cuò)滑移通過(guò)界面?zhèn)鬟f的臨界剪切應(yīng)力為τ≈340 MPa。使用fcc相的泰勒因子,，我們估計(jì)本發(fā)明的EHEA的拉伸屈服應(yīng)力為大約1 GPa,，占測(cè)量的屈服強(qiáng)度的大約75%。該分析表明,，來(lái)自納米片層的限制對(duì)打印的EHEA的高屈服強(qiáng)度發(fā)揮了重要作用,。

bcc和fcc納米片層中高密度的印刷誘導(dǎo)位錯(cuò)也對(duì)印刷后EHEA的高屈服強(qiáng)度做出了重要貢獻(xiàn)。我們用泰勒硬化定律估計(jì)了這種強(qiáng)化效應(yīng)：

其中M是泰勒因子(fcc相為3.09,，bcc相為2.71),，α是無(wú)量綱前因子(fcc相約為0.2，bcc相約為0.24)，G是剪切模量(fcc相為81 GPa,，bcc相為57 GPa),，b是Burgers矢量長(zhǎng)度(通過(guò)中子衍射測(cè)量fcc相為0.254 nm，bcc相為0.248 nm),，ρ是預(yù)先存在的位錯(cuò)密度(fcc相為(5.4±0.3)×1014 m2,，bcc相為(7.4±1.1)×1014 m2)。通過(guò)混合fcc相和bcc相各自的貢獻(xiàn)的規(guī)則來(lái)估計(jì)由預(yù)先存在的位錯(cuò)引起的強(qiáng)化效果,，給出280 MPa的屈服強(qiáng)度的總增加,。因此，來(lái)自納米片層結(jié)構(gòu)和印刷誘導(dǎo)的位錯(cuò)的組合強(qiáng)化效果給出了大約1300 MPa的估計(jì)屈服強(qiáng)度,，這與測(cè)量的屈服強(qiáng)度非常一致,。

擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖1.

中子衍射獲得的印刷AlCoCrFeNi2.1的極圖。a,、裝載前FCC-(111),、(200)、(220)和(311)的極點(diǎn)圖,。b,、裝載前BCC-(110)、(200),、(211)和(321)的極圖,。C、斷裂后面心立方- (111),、(200),、(220)和(311)的極圖,。因?yàn)锽CC峰在斷裂后顯示出廣泛的展寬,，所以單峰擬合在BCC的許多束入射方向和極圖處不收斂 骨折后的方位不可用。在所有柱形圖中,，加載方向(LD)在平面外,，橫向方向(TD)沿著水平方向,，構(gòu)建方向(BD)沿著垂直方向。在加載之前,，印刷的樣品顯示出相當(dāng)弱的織構(gòu),，具有FCC (110)//BD的稍微優(yōu)選的取向。斷裂后形成FCC-(111)//LD織構(gòu),，表明在FCC相的{111}面上有明顯的位錯(cuò)滑移,。

擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖2.

體心立方納米片層中的連貫一致晶體結(jié)構(gòu)的高分辨率TEM圖像。整個(gè)區(qū)域的相應(yīng)快速傅立葉變換(FFT)衍射圖提供了化學(xué)排序信息,。在FFT衍射圖中沒(méi)有觀察到交替的強(qiáng)度變化，表明不存在明顯有序的B2相。

擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖3.

通過(guò)L-PBF實(shí)現(xiàn)的極端加工條件以及由此產(chǎn)生的多組分共晶合金的高度亞穩(wěn)態(tài)微觀結(jié)構(gòu),。a,、幾種增材制造方法之間的冷卻速率和熱梯度比較，如本研究中使用的激光粉末床熔合(L-PBF),、激光定向能量沉積(L-DED),、絲弧添加制造(WAAM)以及常規(guī)鑄造(CC)和定向凝固(DS)。極大的冷卻速率和熱梯度是L-PBF獨(dú)特的時(shí)空特征所固有的,，因此導(dǎo)致了我們的EHEAs的擴(kuò)散限制凝固和遠(yuǎn)離平衡的微結(jié)構(gòu),。b，典型雙相多組分共晶合金的冷卻速率對(duì)微觀結(jié)構(gòu)形態(tài)和長(zhǎng)度尺度影響的示意圖,。

擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖4.

Kocks-Mecking圖展示了了印刷AlCoCrFeNi2.1的應(yīng)變硬化率,。應(yīng)變硬化率(即真實(shí)應(yīng)力相對(duì)于真實(shí)應(yīng)變的增加率)作為真實(shí)應(yīng)力的函數(shù)繪制。符號(hào)代表實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)點(diǎn),，實(shí)線是擬合曲線,。

擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖5.

印刷的AlCoCrFeNi2.1沿不同方向的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。這些樣品在相似構(gòu)建高度下的可比機(jī)械性能證明了由具有幾乎隨機(jī)取向的納米層狀共晶團(tuán)組成的AM AlCoCrFeNi2.1 EHEA的各向同性機(jī)械行為,。

擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖6

上圖：TEM圖像顯示應(yīng)變FCC納米片層中的堆垛層錯(cuò),。a在5%的應(yīng)變水平下觀察到SFs。b除了15%之外,，與a相同,。SF用黃色箭頭突出顯示。

下圖：作為對(duì)比,，給出低溫軋制和退火的TEM分析結(jié)果

擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖7.

印刷的AlCoCrFeNi2.1. a,，加載-卸載-再加載(LUR)真應(yīng)力-應(yīng)變曲線拉伸變形期間的背應(yīng)力演變。b,，顯示滯后回線的代表性LUR循環(huán),。背應(yīng)力通過(guò)Dickson方法計(jì)算。c,，在拉伸變形過(guò)程中,，流動(dòng)應(yīng)力、反向應(yīng)力和有效應(yīng)力與真實(shí)應(yīng)變的關(guān)系,。誤差線代表標(biāo)準(zhǔn)偏差,。

擴(kuò)展數(shù)據(jù)圖8

AM Ni40Co20Fe10Cr10Al18W2 EHEA具有高強(qiáng)度和大拉伸延性。A.三維重建的光學(xué)顯微照片,。B.二次電子顯微照片顯示了不同生長(zhǎng)方向的微尺度共晶團(tuán),。C.二次電子顯微照片顯示了典型的納米片層結(jié)構(gòu)。D.三維重建的EBSD IPF圖,。共晶團(tuán)尺寸分布從俯視圖獲得,。FCC相的001,，110，111極圖是從俯視EBSD圖上收集的,。注意由于體心立方納米片層的厚度非常小,，只有35納米，因此很難用EBSD指數(shù)來(lái)表示,。E.印刷態(tài)Ni40Co20Fe10Cr10Al18W2 EHEA中體心立方和面立方片層的厚度分布,。平均層間距(λ ≈ 133 nm)比鑄態(tài)Ni40Co20Fe10Cr10Al18W2 小約5倍。F.由FCC和BCC/B2相組成的AM Ni40Co20Fe10Cr10Al18W2的中子衍射圖,。G.鑄態(tài)和AM Ni40Co20Fe10Cr10Al18W2 EHEAs的準(zhǔn)靜態(tài)拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線,。AM EHEA具有大約1.5 GPa的高屈服強(qiáng)度和大約1.7 GPa的極限拉伸強(qiáng)度，其性能是鑄態(tài)的兩倍,，而延展性沒(méi)有顯著損失,。

打印的薄壁AlCoCrFeNi2.1，沿制備方向得到的顯微組織與機(jī)械性能表征的結(jié)果

擴(kuò)展數(shù)據(jù)

打印的AlCoCrFeNi2.1 EHEA的化學(xué)組分分析結(jié)果


打印的AlCoCrFeNi2.1EHEA在方位上的隨機(jī)性和納米層片的晶體結(jié)構(gòu).


原始打印粉末


打印的AlCoCrFeNi2.1 EHEAs在不同溫度下熱處理所得到的結(jié)果


模擬結(jié)果圖


得到的打印的變形納米層片結(jié)構(gòu)：分別為T(mén)EM圖和示意圖


打印的單道和多道二次電子圖像


打印的AlCoCrFeNi2.1八位組晶格

文章來(lái)源：Ren, J., Zhang, Y., Zhao, D. et al. Strong yet ductile nanolamellar high-entropy alloys by additive manufacturing. Nature 608, 62–68 (2022). https://doi.org/10.1038/s41586-022-04914-8

參考資料：Zhou, R., Liu, H. & Wang, H. Modeling and simulation of metal selective laser melting process: a critical review. Int J Adv Manuf Technol 121, 5693–5706 (2022). https://doi.org/10.1007/s00170-022-09721-z

Bhattacharjee, T., Wani, I.S., Sheikh, S. et al. Simultaneous Strength-Ductility Enhancement of a Nano-Lamellar AlCoCrFeNi2.1 Eutectic High Entropy Alloy by Cryo-Rolling and Annealing. Sci Rep 8, 3276 (2018). https://doi.org/10.1038/s41598-018-21385-y