本文探討了激光熔覆高熵合金的研究現(xiàn)狀、發(fā)展趨勢(shì)及應(yīng)用前景。本文為第三部分。
2.6.2. 基于數(shù)值的模型
LC技術(shù)是一個(gè)復(fù)雜的過(guò)程,通過(guò)實(shí)驗(yàn)研究無(wú)法理解激光與材料的相互作用、粉末流動(dòng)、熔池和傳熱模式。因此,使用基于數(shù)值的模型來(lái)解決復(fù)雜的數(shù)學(xué)模型。這些模型的結(jié)果通常是精確的,可以用于實(shí)現(xiàn)高質(zhì)量的CLAD。數(shù)值模型通常分為三個(gè)部分:熔池、熔覆特征和粉末流動(dòng)動(dòng)力學(xué)。為了改善包層特性,Anas等人開(kāi)發(fā)了一個(gè)數(shù)值模型,使用COMSOL Multiphysics優(yōu)化包層特性,并將其與實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行了比較。結(jié)果表明,長(zhǎng)寬比誤差為13.95%,包層角誤差為6.10%,稀釋率誤差為1.72%。LC-HEAC的熱動(dòng)力學(xué)和熱機(jī)械行為與普通覆層不同,并通過(guò)數(shù)值模擬進(jìn)行了研究。
熱動(dòng)力學(xué)行為:由于HEA激光熔覆層在涂層和激光束相互作用過(guò)程中快速加熱,以及激光束完成加工后快速冷卻,因此使用傳統(tǒng)的接觸和非接觸技術(shù)很難測(cè)量熱物理性質(zhì)和溫度變化。此外,由于羽流或等離子體形成等固有效應(yīng),無(wú)法研究LC期間的熱動(dòng)力學(xué)行為。然而,為了更好地理解激光加工過(guò)程中激光與材料的相互作用,研究熱動(dòng)力學(xué)效應(yīng)至關(guān)重要,多物理有限元分析(FEA)被應(yīng)用于建模熱動(dòng)力學(xué)細(xì)節(jié),以估算時(shí)間-溫度分布。在LC-HEACs文獻(xiàn)中,很少有報(bào)告說(shuō)明基于熱動(dòng)力學(xué)模型的方法,即應(yīng)用傳熱模型和相變動(dòng)力學(xué)來(lái)研究激光變量對(duì)LC-HEACs冶金特性的影響。
例如,Wall等人利用COMSOL?軟件上的有限元(FE)模型研究了CoFeNiCrAlTi涂層的熱動(dòng)力學(xué)行為,并預(yù)測(cè)了激光-材料相互作用區(qū)和涂層表面在不同激光影響下的峰值溫度。結(jié)果表明,隨著激光注量的增加,峰值溫度逐漸升高。由于基體溫度低于熔化溫度,在HEAC界面出現(xiàn)裂紋,導(dǎo)致與基體的冶金結(jié)合不良。此外,在較低的激光注量下,較高的冷卻速率并沒(méi)有為覆層HEA與基體的適當(dāng)混合提供足夠的時(shí)間,從而產(chǎn)生熱應(yīng)力并形成裂紋。此外,還研究了LC-HEACs過(guò)程中所產(chǎn)生的熱動(dòng)力學(xué)效應(yīng),以及涂層顯微組織對(duì)硬度的影響。γ-Fe相的存在是由于溫度升高到1000K,根據(jù)熱動(dòng)力學(xué)模型預(yù)測(cè),導(dǎo)致基體的部分熔化。此外,隨著γ-Fe相在1100K以上的溫度下混合較好,F(xiàn)CC相在較高的激光注量下變得更加突出,從而導(dǎo)致了較高的硬度。
圖A試件的有限元網(wǎng)格模型。
圖B (a)覆蓋片的橫斷面上的等溫線模型(b)覆蓋片的顯微圖(300×),包括覆蓋層、稀釋區(qū)、熱影響區(qū)和襯底(c)截面溫度分布,(d)溫度梯度示意圖(G)計(jì)算。
在激光熔覆過(guò)程中,預(yù)測(cè)包層到基板的溫度歷史對(duì)于計(jì)算加熱速率非常重要(?HR),冷卻速率?鉻,溫度梯度(G),凝固速率(R = ? / G)和相應(yīng)的硬度(HV)(Picasso等人,1994年,Costa等人,2005年)。對(duì)各種加工參數(shù)的有限元分析在圖A所示的有限元網(wǎng)格試樣上進(jìn)行,以預(yù)測(cè)熔覆過(guò)程相對(duì)于時(shí)間和位置的溫度歷史。網(wǎng)格中定義的有限元在每個(gè)時(shí)間步長(zhǎng)(Δt)上更新,以便在基板上連續(xù)掃描激光束,以描述熔覆過(guò)程的加法性質(zhì)(Foroozmer和Kovacevic,2009)。在1600 W的激光功率下,從有限元熱模型獲得的熔覆過(guò)程的等溫線,以及7 mm/s的掃描速度如圖Ba所示。圖Ba所示等溫線與圖Bb所示的顯微照片(300×)相比,清楚地顯示了包層、稀釋區(qū)、HAZ和基板。
在另一項(xiàng)研究中,Ley等人還利用界面區(qū)的熱動(dòng)力學(xué)模型,借助COMSOL上的有限元模擬,研究了不同激光注量下激光熔覆CrMoTaWZr微觀結(jié)構(gòu)的發(fā)展?軟件建立了LC-heac的微觀結(jié)構(gòu)與通過(guò)不同深度傳熱模型獲得的時(shí)間-溫度循環(huán)之間的關(guān)系。時(shí)間-溫度曲線(參考圖18)顯示,由于混合不均勻,且估計(jì)峰值溫度(熱模型預(yù)測(cè))低于基體熔點(diǎn),低激光注量產(chǎn)生的涂層冶金結(jié)合不良。
圖18 利用有限元傳熱模型獲得了不同激光加工條件下cr - motawzr基LC-RHEACs的SEM顯微圖及時(shí)間-溫度循環(huán),研究了其熱動(dòng)力學(xué)行為。時(shí)間-溫度曲線顯示,高激光注量導(dǎo)致溫度值高于襯底熔點(diǎn)(曲線中的虛線),從而在HEA包層和襯底之間產(chǎn)生更好的混合和良好的界面結(jié)合。
熱機(jī)械行為:熱機(jī)械加工通過(guò)調(diào)整微觀結(jié)構(gòu)來(lái)生產(chǎn)高性能部件,并通過(guò)細(xì)化晶粒尺寸和最小化殘余應(yīng)力來(lái)定制HEA的機(jī)械性能。通過(guò)研究LC-HEAC的熱力學(xué)加工來(lái)調(diào)整微觀結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能的報(bào)告有限。在有限元建模的幫助下,通過(guò)調(diào)整時(shí)間-溫度循環(huán)來(lái)建立熱力學(xué)歷史、機(jī)械性能和微觀結(jié)構(gòu)之間的關(guān)系至關(guān)重要。為此,Li等人開(kāi)發(fā)了有限元模型來(lái)研究激光沉積CoCrFeMnNi熔覆的熱力學(xué)歷史。作者得出結(jié)論,通過(guò)結(jié)合有限建模和實(shí)驗(yàn)研究,可以定制更好的機(jī)械性能和微觀結(jié)構(gòu)。此外,由于冷卻速率較高,在制造零件的底部區(qū)域觀察到具有更好機(jī)械性能的超細(xì)微觀結(jié)構(gòu)。超細(xì)顯微結(jié)構(gòu)表明,涂層的晶粒尺寸取決于冷卻速率。
在另一項(xiàng)研究中,Li等人在ABAQUS軟件上開(kāi)發(fā)了4層和16軌有限元模型,并觀察了熱力學(xué)模擬,以預(yù)測(cè)沿橫向和縱向的殘余應(yīng)力,如圖19所示。結(jié)果表明,由于熔池周?chē)a(chǎn)生的急劇溫度梯度(參見(jiàn)圖19b),在快速淬火速率下引起變形,因此在基板附近發(fā)生了最大的壓縮殘余應(yīng)力。由于前一層限制了下一層的變形能力,下一層含有較低的殘余應(yīng)力。
圖 19(a) 4層激光包覆CrCoFeMnNi試樣的橫截面示意圖;(b)不同復(fù)合層的溫度-時(shí)間曲線,顯示后續(xù)復(fù)合層的復(fù)雜溫度分布,其中尖銳的溫度梯度是殘余應(yīng)力的原因;(c, d)沿縱向和橫向的壓縮殘余應(yīng)力輪廓,這些應(yīng)力在兩種情況下都沿建成方向減小。
Zhang等人使用有限差分耦合(FD)方法在ABAQUS軟件上模擬3D模型,研究了激光沉積WTaMoNb涂層的熱力學(xué)行為。結(jié)果表明,由于溫度分布不均,包層開(kāi)裂導(dǎo)致熱應(yīng)力。使用FE-FD模型設(shè)法找出改進(jìn)的參數(shù),該模型為他們提供了無(wú)缺陷涂層,殘余應(yīng)力最小,在第10層后進(jìn)一步開(kāi)始降低。結(jié)果也經(jīng)過(guò)實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。因此,F(xiàn)E-FD傳熱模型可用于熱應(yīng)力的預(yù)測(cè),重點(diǎn)是減少這些應(yīng)力,以使用激光工程凈成形(LENS)制造所需尺寸的HEA組件。
總之,建模技術(shù)與實(shí)驗(yàn)微觀結(jié)構(gòu)評(píng)估相結(jié)合,不僅有助于理解激光束與基板之間的相互作用,而且還會(huì)產(chǎn)生具有優(yōu)異機(jī)械性能,熔覆層和質(zhì)量特性的強(qiáng)冶金鍵的LC-HEAC。此外,使用有限元模型研究LC-HEAC的熱動(dòng)力學(xué)效應(yīng)和熱力學(xué)行為有助于減輕殘余應(yīng)力,調(diào)整微觀結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能。然而,在HEAs的激光包層期間,需要仔細(xì)控制稀釋程度。
3. 微觀結(jié)構(gòu)和強(qiáng)化機(jī)制
LC-HEAC的微觀結(jié)構(gòu)特征
由于構(gòu)型熵的增加,LC-HEAC大多具有固溶相。二元成分之間的熱力學(xué)相互作用導(dǎo)致多個(gè)固溶相以及LC-HEAC的熔盆相。例如,在CoCrNiFeAl合金體系中觀察到兩個(gè)BCC相,包括BCC1 [(Al,Ni)富]和BCC2 [(Fe,Cr)富],以及熔盆相[(Fe,Ti)富]。類似的相也存在于合金-二元相圖中。此外,HEA粉末通過(guò)高強(qiáng)度激光束熔化并迅速固化,以產(chǎn)生具有強(qiáng)界面粘合的基板上的熔覆層,其表現(xiàn)為散熱器。LC-HEAC的微觀結(jié)構(gòu)還取決于激光加工參數(shù),如冷卻速率、溫度梯度和激光功率。
一些作者報(bào)告說(shuō),晶粒細(xì)化沿建成方向發(fā)展了柱狀結(jié)構(gòu)。然而,一些研究文章也報(bào)道了經(jīng)過(guò)熱處理后轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S結(jié)構(gòu)的細(xì)胞結(jié)構(gòu)。在某些情況下,在HEAs中摻入不同的合金元素導(dǎo)致多結(jié)構(gòu)(等軸和柱狀)的發(fā)生。此外,高激光束能量和LC-HEAC的熱處理導(dǎo)致柱狀晶粒結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒。圖20描述了LC-HEACs從建成狀態(tài)到等軸晶組織演化的不同階段(晶粒生長(zhǎng)、等軸晶和孿晶形成)。
圖 20 LC-HEAC在高溫下由于細(xì)晶粒強(qiáng)化而轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒結(jié)構(gòu)。
CoCrNiFeAl合金系統(tǒng)吸引了激光熔覆界的關(guān)注。研究表明,不同成分的CoCrNiFeAl合金在較寬的激光加工參數(shù)范圍內(nèi)表現(xiàn)出不同的相組合。許多研究人員報(bào)道了Al含量的添加對(duì)包層微觀結(jié)構(gòu)特征的影響。Chao等研究了al含量對(duì)LC制備的CoCrNiFeAlx涂層的作用,觀察到兩種固溶相[BCC1+BCC2+FCC]和IMCs [Cr5Al8+Al3Ni]。SEM分析表明,表面形貌中出現(xiàn)了光亮的析出相和暗的基體,析出相形貌由等軸狀(Al含量較低)轉(zhuǎn)變?yōu)橹?,如圖21所示。此外,在鋁含量高的包覆層中還觀察到Thomson結(jié)構(gòu)。Shon等人也報(bào)道了相同的表面形貌和微觀結(jié)構(gòu)相。此外,作者通過(guò)小心控制稀釋比開(kāi)發(fā)了無(wú)缺陷的雙層包層。同樣,Zhang等通過(guò)LC生成等摩爾CoCrNiFeAl涂層,并觀察到單一的BCC固溶相。陶瓷顆粒的加入使單一固溶相轉(zhuǎn)變?yōu)槎嘞唷@?,Li等觀察到,在經(jīng)NbC強(qiáng)化的CoCrNiFeAl中存在兩種固溶相[BCC+FCC]。電子背散射衍射(EBSD)分析表明,陶瓷顆粒的增加通過(guò)抑制FCC相促進(jìn)了BCC的生長(zhǎng),如圖22所示。
圖 21 SEM圖像顯示CoCrNiFeAl單層激光層的暗和亮外觀表面形態(tài)的不同放大倍率水平 x(0.3 ≤ x ≤ 0.85)。通過(guò)添加鋁,微觀結(jié)構(gòu)從等軸轉(zhuǎn)變?yōu)闃?shù)枝狀;(a-c)鋁0.3涂層;(d-f)鋁0.6涂層;(g-i)鋁0.85涂層
圖 22圖中包含EBSD圖,其中紅色表示BCC相位的外觀,藍(lán)色表示FCC相位分布,以及CrCoNiFeAl-xNbC(LC-HEAC)相位的條形圖,描繪了FCC和BCC相位的百分比外觀。陶瓷顆粒的加入抑制了FCC晶格結(jié)構(gòu);(a & b) x = 0 wt%;(c & d) x = 20 wt%。
許多研究者還研究了Ti含量摻入CoCrNiFeAl合金體系所產(chǎn)生的影響,并觀察到隨著微觀組織的演化,熔覆層性能有協(xié)同作用。He等觀察到Ti0包層中存在共晶BCC和FCC相,而CoCrNiFeAl中Ti的存在抑制了FCC相,隨著B(niǎo)CC1相[(Fe, Cr)富]和BCC2相[(al, Ni)富]的發(fā)展。在另一項(xiàng)研究中,Li等人還研究了Ti對(duì)CoCrNiFeAl合金系統(tǒng)微觀結(jié)構(gòu)特征的作用,發(fā)現(xiàn)Ti含量的添加溶解了[(al,Ni)豐富的]相,同時(shí)由于細(xì)晶粒強(qiáng)化形成了等軸樹(shù)枝狀結(jié)構(gòu)。
同樣,Zhao等和Xu等也研究了CoCrNiFeAl合金體系,分別觀察了al含量對(duì)CoCrNiFeAlxTi0.5和CoCrNiFeAlxTi顯微組織行為的影響。結(jié)果表明,隨著Al含量的增加,激光熔覆層中的固溶體FCC相轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC相;此外,Al含量的存在也形成了imc。在另一項(xiàng)研究中,Sha等人研究了LC制備的CoCrNiFeAlTi0.5涂層的微觀結(jié)構(gòu),報(bào)道了單一的BCC固溶相以及IMCs的存在[FeTi2, Al80Cr13Co7, Co3Ti]。熱處理使復(fù)層組織由片層狀轉(zhuǎn)變?yōu)樾Y(jié)狀。
研究了其他元素對(duì)CoCrNiFeAl合金體系組織行為的影響。例如,Wu等人觀察到Si存在時(shí)存在兩種固溶相[FCC+BCC]。而添加Ti的Fe2Ti和添加Mo元素的Fe2Mo也伴隨著FCC和BCC相出現(xiàn)。同樣,Jiang等通過(guò)加入Nb元素研究了CoCrNiFeAl合金體系的微觀組織演化,觀察了laves相和兩種固溶體BCC相[BCC1+BCC2]的發(fā)展。隨著Nb含量的增加,laves相百分率增大。
LC-RHEACs形成了BCC固溶相,同時(shí)還形成了一些IMCs,如表2所示。例如,Guo等人研究了光纖激光器制備的moalfecrtiwnb基RHEAC的微觀結(jié)構(gòu)。結(jié)果表明:熔覆層組織均勻、超細(xì),熔覆層主要由BCC晶格結(jié)構(gòu)和IMCs [(Nb, Ti)C和hcp-Fe2Nb]組成;imc的存在提供了優(yōu)良的耐磨性,這是新型刀具涂層的主要要求。同樣,Zhang等人觀察到altinisiv基LC-RHEAC中存在IMC [(Ti, V)5Si3]和碳化物相[TiN]以及BCC晶格結(jié)構(gòu)[al, Ni rich]。結(jié)果表明,由于這些相的發(fā)展,提高了機(jī)械性能。
綜上所述,LC-HEACs形成無(wú)缺陷的熔覆層,并根據(jù)凝固方式的不同表現(xiàn)為枝晶或等軸晶結(jié)構(gòu)。由于高的淬火速率,熔覆層形成過(guò)飽和固溶體。根據(jù)加入元素的類型,微結(jié)構(gòu)可以從等軸向枝晶轉(zhuǎn)變,反之亦然。此外,LC-HEACs晶粒細(xì)化導(dǎo)致了超細(xì)等軸結(jié)構(gòu)。而采用液相色譜法制備的RHEACs會(huì)產(chǎn)生imc, imc對(duì)包覆層的機(jī)械性能有顯著影響。
3.2. LC-HEACs的強(qiáng)化機(jī)理及硬度
本節(jié)評(píng)估了一些強(qiáng)化操作,并說(shuō)明了LC-HEAC的硬度和強(qiáng)化機(jī)制之間的關(guān)系。根據(jù)LC-HEAC的研究文章,LC-HEACs所涉及的強(qiáng)化機(jī)制的作用與傳統(tǒng)HEAs相同,且與HEAs的結(jié)構(gòu)直接相關(guān)。在LC-HEACs文獻(xiàn)中發(fā)現(xiàn)的強(qiáng)化機(jī)制是固溶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化和細(xì)晶粒強(qiáng)化。強(qiáng)化機(jī)制的類型還取決于HEAs的成分、顯微組織和涂層的特性。
固溶體強(qiáng)化:固溶體對(duì)含有四種以上不同結(jié)構(gòu)元素的HEAs的影響是重要的。這些HEAs合金元素導(dǎo)致晶格畸變,影響固溶相結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能,尤其是硬度。如上一節(jié)所示,LC-HEACs的淬火速率高,熔覆層致密,成分分布均勻,組織細(xì)化。結(jié)果表明,相同成分的lc -HEAC的硬度優(yōu)于其他HEAC技術(shù)。不同研究文章的硬度數(shù)據(jù)(見(jiàn)圖23)顯示,LC-HEACs的顯微硬度大多是通過(guò)固溶強(qiáng)化而提高的。關(guān)于LC-HEACs的強(qiáng)化機(jī)制有很多報(bào)道,研究者研究了某些合金元素的加入對(duì)通過(guò)LC技術(shù)合成的非等摩爾HEACs的影響。
圖 23 條形圖顯示了不同LC-HEAC硬度之間的比較。
Lin等研究了B含量對(duì)AlFeCoCrNiBx(0≤x≤0.75)由LC和B0.75包覆層制備的HEACs的硬度達(dá)到726.02HV。這是由于0.75M硼比下晶格畸變嚴(yán)重引起過(guò)飽和固溶硬化所致。同樣,Qiu等合成了基于al2crcocufetinix(0≤x≤2)的LC-HEACs來(lái)研究Ni含量對(duì)硬度的影響及強(qiáng)化機(jī)制。結(jié)果表明:通過(guò)固溶強(qiáng)化,獲得了1102HV的硬度。Ni元素的加入由于元素的原子半徑相差較大而產(chǎn)生了畸變效應(yīng)。
Chen等研究了CoFeNiAlxCu1-x-based(0.25≤x≤0.75)LC-HEACs的強(qiáng)化機(jī)理和硬度,發(fā)現(xiàn)Cu摩爾比的降低和al含量的加入導(dǎo)致顯微硬度的增加。從不同Cu、Al含量的顯微硬度分布曲線(見(jiàn)圖24)可以看出,硬度隨建置方向的增大而增大。Al0.75Cu0.25涂層的顯微組織由FCC固溶體轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC固溶體,最大硬度為541.1HV。Al的加入和Cu含量的去除導(dǎo)致了嚴(yán)重的晶格錯(cuò)配,導(dǎo)致了固溶強(qiáng)化。
圖24 以cofenialxcu1 -x為基礎(chǔ)的(0.25≤x≤0.75)LC-HEACs的維氏硬度分布曲線顯示硬度向基體方向遞減。此外,由于固溶強(qiáng)化效果,Al0.75Cu0.25、Al0.5Cu0.5和Al0.25Cu0.75涂層的最大硬度分別為426.3HV、519.4HV和541.1HV。
Xu等利用LC技術(shù)在AISI 1045鋼上制備了FeNiCoCrTiAlx(0≤x≤2)HEACs,發(fā)現(xiàn)al含量的加入使其顯微硬度增加,在x=0.5后降低。Al原子半徑越大,晶粒尺寸失配越大(以固溶強(qiáng)化為主),F(xiàn)CC相向穩(wěn)定的BCC相、laves相的轉(zhuǎn)變以及晶粒的細(xì)化均有助于硬度的提高。
He等研究了Ti添加對(duì)alfeconicrtix基(0≤x≤1)LC-HEACs強(qiáng)化機(jī)制的影響。結(jié)果表明,當(dāng)摩爾比為1時(shí),由于嚴(yán)重的變形引起的固溶強(qiáng)化提高了硬度(966.29HV)。同樣,Qiu等人在LC技術(shù)合成的CrFeNiCoCuAl2Tix(0≤x≤1)中也觀察到了同樣的強(qiáng)化模式。
細(xì)晶強(qiáng)化(晶界強(qiáng)化):考慮LC-HEACs的細(xì)晶強(qiáng)化,觀察強(qiáng)化參數(shù)與晶粒生長(zhǎng)的關(guān)系。快速淬火速率與LC-HEACs結(jié)合,通過(guò)限制晶粒生長(zhǎng)和產(chǎn)生顯著的晶粒細(xì)化強(qiáng)化來(lái)增強(qiáng)強(qiáng)化。為了研究強(qiáng)化機(jī)理,Gu等在Q235鋼上合成了FeMgMoNbTi2Yx(0≤x≤1.2)LC-HEACs。研究表明,Y含量的加入使兩種BCC相轉(zhuǎn)變?yōu)閱我籅CC相,F(xiàn)CC相[(Nb, Ti)C]持續(xù)存在,Y1.2涂層的最大硬度達(dá)到1046HV。細(xì)晶強(qiáng)化使用Hell-Petch公式進(jìn)行評(píng)估,作者得出結(jié)論:由于Y元素的加入,固溶強(qiáng)化引起晶格畸變,而細(xì)晶強(qiáng)化有助于硬度的增加。同樣,Wen等人通過(guò)光纖激光開(kāi)發(fā)了基于mocrtiwalfe1.5 nbx(1.5≤x≤3)的RHEACs,并觀察到Nb3包覆層由于細(xì)晶粒強(qiáng)化而具有優(yōu)異的耐磨性和高硬度(910HV)。
沉淀強(qiáng)化:LC-RHEACs中以固溶強(qiáng)化為主,固溶強(qiáng)化開(kāi)始減弱。碳化物和laves相通常促進(jìn)析出強(qiáng)化。Jiang等研究了Nb含量對(duì)AlCoCrFeNiNbx(0≤x≤1)強(qiáng)化機(jī)理的影響,發(fā)現(xiàn)laves相(66%分?jǐn)?shù)體積)的存在使顯微硬度達(dá)到913HV。在另一項(xiàng)研究中報(bào)道了FeNiCoCrNbx(0.45≤x≤1)中出現(xiàn)固溶強(qiáng)化[Nb引起的晶格畸變]和析出強(qiáng)化[laves相]。同樣,Liang等人也報(bào)道了alcrfew0.2 ni2nbx基LC-HEACs中同樣的固溶硬化[由于Nb元素的原子半徑較大]和沉淀強(qiáng)化[由于Fe2Nb相]。然而,Wang等觀察到通過(guò)LC技術(shù)制備的AlCrMoTiWFe1.5Nbx (x=3)HEACs的910HV0.2顯微硬度是由于固溶體強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化三種強(qiáng)化機(jī)制的共同作用。
彌散強(qiáng)化:彌散強(qiáng)化主要發(fā)生在碳化物顆粒和硬質(zhì)相。Huang等通過(guò)液相色譜技術(shù)制備了cralsitiv基RHEAC,觀察到由于分散在BCC固溶體中的硅化物相[(Ti, V)5Si3]的發(fā)展促進(jìn)了分散強(qiáng)化,其顯微硬度達(dá)到1108HV值。在另一項(xiàng)研究中,Sha等報(bào)道了al添加對(duì)cocrfe2.7 monalx基(0≤x≤2.0)LC-HEACs的影響,納米壓痕研究表明,涂層硬度提高到1142HV。XRD分析表明,涂層由BCC晶格結(jié)構(gòu)[(Al, Ni)富相]和σ-相[(Mo, Cr)富相]組成。硬度的顯著提高主要是由于晶格畸變引起的固溶強(qiáng)化和σ相引起的彌散強(qiáng)化。同樣,Chang等也觀察到通過(guò)LC合成的FeConiBCrx(0.5≤x≤3)的HEACs由于固溶強(qiáng)化(晶格畸變)與彌散強(qiáng)化(溴化物相)的共同作用,硬度顯著提高至860HV。
3.2.1. 陶瓷增強(qiáng)LC-HEAC的強(qiáng)化機(jī)理
通常,由于形成不同的碳化物和laves相,陶瓷增強(qiáng)復(fù)合材料LC-HEAC具有較高的硬度。關(guān)于強(qiáng)化機(jī)制對(duì)機(jī)械性能影響的文章很少。Liu等研究了TiC增強(qiáng)AlFeNiCoCrTix基(0≤十、≤1)通過(guò)LC制備復(fù)合涂層。在XRD分析中,(110)峰的靈敏度(參考圖25)表明,由于Ti含量的增加,出現(xiàn)了新的BCC2相。Ti在BCC2相中的溶解促進(jìn)了固溶體強(qiáng)化,陶瓷顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加形成了分散模式。固溶硬化、彌散強(qiáng)化和細(xì)晶粒強(qiáng)化有助于硬度的增加(1027.5)HV(適用于Ti1涂層)。此外,結(jié)果表明,由于采用了增強(qiáng)介質(zhì),硬度顯著提高,且高于相同的AlFeNiCoCrTix基非增強(qiáng)LC-HEAC。Guo等人觀察到了tin增強(qiáng)CoFeNiCr2Tix(0≤x≤1)的類似強(qiáng)化模式。在另一項(xiàng)研究中,Li等人合成了AlFeNiCoCr-xNbC復(fù)合涂層,并發(fā)現(xiàn)陶瓷顆粒的加入抑制了晶粒生長(zhǎng),同時(shí)增加了涂層的體積。因此,硬度值為525HV是由于固溶強(qiáng)化、晶粒細(xì)化硬化和參與強(qiáng)化的同時(shí)作用而實(shí)現(xiàn)的。
圖25 tic增強(qiáng)alfenicocrtix基LC-HEACs的XRD分析表明,Ti含量的加入導(dǎo)致了BCC2相的形成,并導(dǎo)致了固溶強(qiáng)化的形成。這種硬化模式在x=1中占主導(dǎo)地位。
3.2.2 熱處理的影響
關(guān)于高溫對(duì)LC-HEACs性能影響的報(bào)道很少。Zhang等人研究了熱處理對(duì)6fenialcocrtisi基LC-HEACs顯微硬度的影響,觀察到硬度在>750°C時(shí)保持不變。然而,在750°C后,由于BCC固溶相的分解,顯微硬度下降。在另一項(xiàng)研究中,Zhang等人報(bào)道,固溶體強(qiáng)化參與了在500°C后保持硬度不變的過(guò)程。而當(dāng)硬度試驗(yàn)載荷從4.9N增加到78.4N時(shí),壓痕點(diǎn)附近出現(xiàn)25μm的裂紋(見(jiàn)圖26),說(shuō)明熱處理對(duì)LC-HEACs的斷裂韌性有影響。同樣,Zhang等人分析了熱處理對(duì)fenicocrcu基LC-HEACs的影響,發(fā)現(xiàn)在750°C和1000°C時(shí)分別降低了約5%和16.3%。然而,Zhang等人觀察了LC-RHEACs TiZrNbWMo的硬度行為,結(jié)果表明,在800°C時(shí),硬度增加到1300HV。這是由于存在析出相[β-TixW1-x]、固溶強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化。
圖26 6fenialcocrtisi基LC-HEACs熱處理表面兩種不同試驗(yàn)載荷下壓痕的顯微截面圖像(a) 4.9N的壓痕標(biāo)記;(b) 78.4N的壓痕導(dǎo)致微裂紋,表明熱處理后影響了抗斷裂性能。
3.2.3 高硬度的應(yīng)用程序
有時(shí),高硬度是高端應(yīng)用的要求。例如H13鋼已經(jīng)被用作工具鋼和熱加工模具的設(shè)計(jì),對(duì)硬度要求很高。因此,需要通過(guò)沉積硬質(zhì)材料來(lái)提高其表面硬度。為此,Wall等觀察了alcocrfeni基LC-HEACs的硬度,得到了728.66HV的硬度值。熔覆層中α-Fe和γ-Fe相的減少以及FCC相的增加是熔覆層硬度增加的主要原因。同樣,Shu等開(kāi)發(fā)了LC技術(shù)制備的基于bcocrfeni的HEAC,發(fā)現(xiàn)非晶態(tài)相的形成使顯微硬度提高到1000HV。獲得的硬度高于FeNiMoSi復(fù)合涂層,后者也被研究用于相同的特定應(yīng)用。
綜上所述,文獻(xiàn)報(bào)道的不同LC-HEACs的硬度數(shù)據(jù)如圖23所示,CoCr monal2fe2.7涂層的最大顯微硬度為1142HV。大多數(shù)的研究都集中在強(qiáng)化機(jī)制上,表明硬度和其他機(jī)械性能取決于晶格畸變效應(yīng)。此外,加入尺寸較大的合金元素,由于尺寸失配而產(chǎn)生的晶格應(yīng)變與傳統(tǒng)的HEAs沒(méi)有什么不同,這種應(yīng)變導(dǎo)致固溶強(qiáng)化。不同LC-HEACs的強(qiáng)化模式分別為固溶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化,這些強(qiáng)化均對(duì)硬度有貢獻(xiàn)。陶瓷顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料LC-HEACs由于硬質(zhì)相的分散而顯著提高。此外,后處理對(duì)LC-HEACs的顯微硬度也有一定的影響。細(xì)晶硬化、沉淀硬化和固溶硬化是LC-HEACs熱處理的主要機(jī)理。最后,LC HEAC的熱處理還有一個(gè)未來(lái)的范圍,在該范圍內(nèi),可以調(diào)整微觀結(jié)構(gòu),以允許由于相變誘導(dǎo)塑性和孿晶誘導(dǎo)塑性效應(yīng)而發(fā)生應(yīng)變硬化。
來(lái)源:A review on laser cladding of high-entropy alloys, their recenttrends and potential applications,Journal of Manufacturing Processes,doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.06.041
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