En comparación con la aleación tradicional de alta entropía CrMnFeCoNi, la aleación de alta entropía FeCoCrNiMn que contiene carbono impresa en 3D exhibió una excelente resistencia a la fluencia a alta temperatura (es decir, se minimiza la velocidad de fluencia y la tensión umbral). La Universidad de Inha y el Instituto de Ciencia de Materiales de Corea estudiaron por primera vez el comportamiento de fluencia a alta temperatura de las aleaciones de alta entropía que contienen carbono de fusión láser en lecho de polvo (LPBF), y explicaron la influencia de los carburos a nanoescala en la resistencia a la fluencia.
El polvo de CrMnFeCoNi HEA (en lo sucesivo denominado C-HEA) que contiene carbono contenía 1,5% at% de C y un tamaño de partícula promedio de 23,7 μm. La velocidad de escaneo de la fusión por lecho de polvo con láser (LPBF) es de 600 mm/s, la potencia es de 90 W, la distancia de escaneo es de 0,08 mm y el espesor de la capa es de 0,025 mm. Para estabilizar los subgranos y formar partículas de carburo a nanoescala adicionales, las muestras se trataron térmicamente a 650 grados durante una hora.
La prueba de fluencia a alta temperatura de LPBF C-HEA se llevó a cabo bajo una tensión constante de 175–325 MPa a una temperatura de 873 K (la estabilidad de la temperatura de 0.2 K se mantuvo durante la prueba de fluencia, como como se muestra en la Figura 1), y la prueba de fluencia de la muestra. El intervalo es 86.4 K. Para estabilizar la deformación por fluencia, se realizó una prueba de fluencia de 259,2 ks a 150 MPa, seguido de una prueba de fluencia de varios pasos.
La Figura 2 muestra el espectro SEM-EDS y los resultados del análisis EBSD de LPBF C-HEA. Se encontró que los elementos constituyentes de LPBF C-HEA estaban distribuidos uniformemente incluso después del tratamiento térmico, lo que sugiere que LPBF y el tratamiento térmico posterior no afectan la uniformidad de la composición del HEA a escala micrométrica. La Figura 2b muestra el mapa de figura de polo inverso (IPF) de EBSD a bajo aumento y revela que la aleación tiene una estructura de grano en capas y no uniforme. Después del tratamiento térmico, el tamaño de grano promedio (AGS) no cambió significativamente y fue similar al de la versión construida. C – HEA. Tenga en cuenta que los resultados de EBSD y los patrones de XRD en la Figura 2b confirman que la aleación actual tiene una sola fase de FCC. El mapa IPF de gran aumento muestra claramente límites de grano (GB) muy irregulares, lo que mejora significativamente la fluencia a alta temperatura. inhibiendo el deslizamiento de GB (Fig. 2C 1). Las dislocaciones geométricamente necesarias (GND) forman límites de grano de ángulo bajo (LAGB) dentro de los granos (Fig. 2C), y la aleación aún exhibe una densidad GND extremadamente alta después del tratamiento térmico a 650 grados.
La formación de límites de grano irregulares se observa principalmente en las partículas de la segunda fase contenidas en materiales metálicos, como superaleaciones a base de níquel y aleaciones de magnesio. La formación de GB irregulares debido al efecto de fijación de las partículas de la segunda fase durante el crecimiento del grano ha sido bien documentada. En otras palabras, el tratamiento térmico conduce al crecimiento del grano y las partículas de la segunda fase inhiben el crecimiento del grano en áreas localizadas, lo que da como resultado la apariencia en zigzag de GB. Sin embargo, el tratamiento de envejecimiento utilizado en este estudio no indujo ningún crecimiento del grano. lo que sugiere que los límites de grano altamente dentados en esta aleación son causados por los pasos de fusión y solidificación del LPBF. En un informe reciente, los materiales metálicos impresos en 3D con precipitación in situ también exhibieron GB dentados. Observe que el GB altamente dentado se ha visto en el C-HEA construido. Esto sugiere que el efecto de fijación es causado por la alta densidad de carburos in situ en los límites de los granos durante el tratamiento térmico cíclico, lo que da como resultado límites de granos muy irregulares.
La Figura 3a es la imagen ECC de LPBF C –HEA, que muestra la existencia de subestructuras inducidas por la red de dislocaciones. El ancho promedio medido de estas subestructuras es 534,2 ± 16,3 nm. Estudios anteriores han demostrado que la subestructura se estabiliza mediante carburo a nanoescala formado adicionalmente. precipita con dislocaciones parcialmente reorganizadas. La Figura 3b muestra que hay una gran cantidad de carburos de tamaño nanométrico de forma irregular (flechas blancas) en los límites de la subestructura. Se adquirieron imágenes HAADF STEM y los mapas EELS correspondientes para comprender mejor la heterogeneidad química dentro de los carburos, como se muestra en la Fig. 3c. Los nanocarburos están compuestos principalmente de Cr y C, lo que indica que estos carburos son ricos en Cr.
Como se muestra en la Fig. 4, en apoyo de estos hallazgos, se calcularon termodinámicamente diagramas de fases de equilibrio para la composición química de LPBF C-HEA utilizando el software Thermo-Calc y una versión mejorada de la base de datos TCFE2000. El diagrama de fases muestra que los carburos tipo M23C6 se forman principalmente en el rango de temperatura de 500 a 1000 grados, lo que indica que la fase Cr23C6 es el componente principal de LPBF C-HEA. Por otro lado Por otro lado, en la literatura, los carburos Cr23C6 de CoCrFeMnNi HEA existen en la escala de varias micras y el contenido de carbono es 1,3-1.8 at%. Por el contrario, la aleación contiene carburos de tamaño nanométrico incluso después del tratamiento térmico. lo que sugiere que una subestructura metaestable con una alta densidad de dislocaciones controla la formación de carburos de tamaño nanométrico con una distribución uniforme. Mientras tanto, también se observaron óxidos ricos en manganeso en el EELS. mapas, y se informó que consistían en MnO en LPBF C –HEA. Sin embargo, el efecto de fortalecimiento de la fase MnO es bajo en relación con Cr23C6; por lo tanto, los carburos se consideran los principales contribuyentes a la resistencia en este estudio.
La Figura 5a muestra las curvas de fluencia multinivel de LPBF O – HEA, LPBF C – HEA y LPBF CrMnFeCoNi reforzado con nanoóxidos. En todos los rangos de tensión de fluencia, LPBF C–HEA exhibió una deformación de fluencia más baja (es decir, mayor resistencia a la fluencia) que los materiales de referencia (LPBF CrMnFeCoNi y LPBF O–HEA). Además, en comparación con los resultados de fluencia de LPBF CoCrFeMnNi, LPBF C–HEA exhibió la tasa de fluencia mínima más baja en todos los rangos de tensión de fluencia. En particular, con una tensión aplicada de 225 MPa, la mínima La tasa de fluencia de LPBF C-HEA es aproximadamente dos órdenes de magnitud menor que la de las aleaciones procesadas convencionalmente. Esto significa que el tratamiento térmico no solo mejora en gran medida las propiedades mecánicas a temperatura ambiente, sino que también mejora la resistencia a la fluencia a altas temperaturas en los materiales fabricados aditivamente. HEA, que contiene carbono sobresaturado inducido por una rápida solidificación. Los puntos negros para la prueba de fluencia de un solo paso en la Fig. 5b indican la buena confiabilidad y reproducibilidad de la prueba de fluencia de múltiples etapas.
Como se muestra en la Figura 6, el comportamiento de deformación por fluencia a alta temperatura de LPBF C-HEA se exploró examinando la microestructura a gran escala utilizando el mapa de distribución GND y el mapa IPF. Un estudio anterior del comportamiento de fluencia de HEA equiatómicos de CrMnFeCoNi encontró una aumento significativo en la deformación durante la fluencia a 873 K, especialmente cuando se aplicó una gran cantidad de tensión, lo que sugiere una evolución microestructural. Sin embargo, el gráfico IPF en la Figura 6 muestra que no se produjo ninguna evolución microestructural en la muestra de fluencia con una deformación de fluencia del 7%, incluso con una tensión aplicada de 325 MPa. Además, como se muestra en la Fig. 7a, se encontró que aparecían subestructuras no observadas en el mapa EBSD de la muestra inicial. en la microestructura de fluencia. Esto indica que la microestructura inicial única suprime el movimiento de dislocación y la evolución de la microestructura, y conduce a la excelente resistencia a la fluencia de LPBF C-HEA. Como lo indican las flechas negras en la Figura 6, se observaron granos ultrafinos con un tamaño de ~2 μm en algunos regiones, de las que hablaremos más adelante.
Como se muestra en la Figura 7a, mapa IPF de alta resolución de una muestra de fluencia. Los GB muy dentados observados en la microestructura de fluencia sugieren que los carburos a nanoescala causan una gran irregularidad del GB durante la deformación por fluencia. En muchos casos de materiales metálicos basados en FCC, los GB dentados obstaculizan el grano. deslizamiento de límites, mejorando así la resistencia a la fluencia a altas temperaturas. Informó que la resistencia mejorada a la fluencia se asoció con tasas de cavitación más bajas y propagación de grietas a través de los dentados GB. Para acero inoxidable austenítico En los aceros, el mecanismo de formación de límites de grano dentados generalmente está relacionado con la interacción entre los límites de grano y los precipitados de carburo: 1) migración de límites de grano entre granos fijados y 2) influencia del crecimiento de carburo. LPBF C – HEA no mostró ningún crecimiento de carburos después de la deformación por fluencia (Fig. 7c – d). Por lo tanto, se puede inferir que la formación de límites de grano irregulares puede atribuirse a la migración de los límites de grano entre partículas fijadas.
El perfil GND en la Fig. 7b muestra los subgranos en la muestra de fluencia. Aunque la imagen ECC (Fig. 3a) muestra que la muestra inicial tiene subestructuras decoradas con redes de dislocaciones, según la observación de EBSD, las subestructuras son indistinguibles. En contraste, las muestras de fluencia claramente contenían subgranos con alta densidad de GND, lo que indica que las dislocaciones se acumularon en el límites de la subestructura, así como límites de grano durante la fluencia a alta temperatura. Esto demuestra que los límites de la subestructura pueden bloquear con éxito el movimiento de dislocación incluso bajo deformación por fluencia a alta temperatura. Las imágenes de ECC de gran aumento respaldan dislocaciones altamente acumuladas en los límites del subgrano (Fig. 7c). Aquí, el mecanismo de fijación de la red y uniones de dislocación de HEA se explica por el efecto conjunto de las dislocaciones del bosque y el endurecimiento de la solución concentrada. Sin embargo, la presente aleación exhibe subgranos con alta densidad de GND después de la deformación por fluencia, lo que sugiere que el mecanismo de fluencia de los nanocompuestos LPBF HEA es algo diferente del de HEA deformado. Se utilizó ECCI para examinar los granos ultrafinos recristalizados en las muestras de fluencia (Fig. 7d), que tienen una baja densidad de dislocación interna y están confinados por carburos. Para los materiales metálicos, la fuerza impulsora para la recristalización aumenta gradualmente al aumentar la temperatura. Sin embargo, considerando que LPBF C-HEA genera una gran cantidad de precipitación, lo que conduce a una presión de fijación Zenner, la recristalización se suprime incluso a altas temperaturas. Por lo tanto, LPBF C-HEA no experimentó ninguna evolución microestructural, como recuperación y recristalización, bajo deformación por fluencia a alta temperatura después de aplicar una tensión de 325 MPa. Aunque en algunas regiones se observaron granos ultrafinos recristalizados, estaban confinados por carburos de tamaño nanométrico, que impidieron un mayor crecimiento del grano. Un examen cuidadoso de la estructura de deformación por fluencia realizado por ECCI y EBSD llevó a la conclusión de que los subgranos estables con una red de dislocación y carburos de tamaño nanométrico retardan la recuperación y la recristalización durante la deformación por fluencia, al tiempo que fortalecen aún más la dislocación. subestructura inducida por la red.
Resumen:
El proceso de fabricación aditiva y el posterior tratamiento térmico de CrMnFeCoNi HEA que contiene carbono conducen a la formación no solo de granos de heteroestructura con subestructuras decoradas con redes de dislocaciones, sino también de carburos distribuidos uniformemente en los límites de los granos y subgranos.
La resistencia a la fluencia a alta temperatura de LPBF C-HEA es mejor que la de las aleaciones de alta entropía CrMnFeCoNi reportadas. La tasa de fluencia del C-HEA es dos órdenes de magnitud menor que la del HEA procesado convencionalmente.
La observación microestructural confirma que los subgranos estables inducen la formación de límites de grano extremadamente irregulares, que fortalecen aún más los subgranos e inhiben la recristalización durante la fluencia a alta temperatura, lo que resulta en una excelente resistencia a la fluencia sexual.
Palabras clave: Investigación aditiva, Fabricación aditiva de metales, Mana Materials, Impresión 3D de metales.
