在AlCoCrFeNi2.1EHEA中实现了分级微结构 ， 其特征在于双相纳米片状共晶团(图1 b–d) 。 这些共晶团表现出细长的形状 ， 沿长轴和短轴的尺寸分别为20-30微米和2-6微米(图1c) 。 与熔池相关联的细长菌落在很大程度上与垂直于熔池边界的最大局部热梯度方向对齐 ， 其呈现出近似半圆形的形状 ， 如图1b和补充部分2中的补充图3 。 结果 ， 这些细长的菌落朝向熔体池的中心 ， 导致几乎随机的形状取向 。 相邻菌落之间也有明显不同的结晶取向 ， 如图1c 。 共晶团的形状和结晶学中的几乎随机的取向可能源于由于特定位置的热程序 ， 如由激光束尺寸、能量密度输入等引起的竞争生长和由于先前沉积层的部分重熔引起的外延生长之间的相互作用 。 此外 ， 相邻层之间90°旋转的扫描策略会干扰热通量 ， 进一步促进共晶团的随机取向 ， 从而抑制织构形成 ， 见扩展数据图1 。
图1.增材制造的AlCoCrFeNi2.1 EHEA的微结构 。 a、印刷散热风扇、八位晶格(支柱尺寸约300微米)和齿轮(从左至右) 。 b、AlCoCrFeNi2.1 EHEA的三维重建光学显微照片 。 层间边界、熔池边界和激光扫描轨迹分别用蓝线、橙线和红箭头表示 。 构建方向(BD)是垂直的 。 c、印刷的AlCoCrFeNi2.1 EHEA的横截面EBSD IPF图 ， 显示了放大的局部区域 ， 其中相邻的纳米片状共晶团表现出不同的结晶取向 。 为了更好地显示更精细的体心立方纳米片层 ， 插图显示了双色EBSD相位图 ， 面心立方片层为蓝色 ， 体心立方片层为红色 。 值得注意的是 ， 由于bcc纳米片层的厚度很小 ， 接近EBSD的分辨率极限 ， 所以它们是指数不足的(参见补充图3双相纳米片层共晶团的形态) 。 d、纳米层状结构的二次电子显微照片 。 e、bcc和fcc纳米片晶的明场TEM图像(分别由红点和绿点表示) ， 插图显示分别倾斜于区域轴(B)的bcc和fcc的PED图案 。 f、AlCoCrFeNi2.1 EHEA中bcc(左)和fcc(右)片层的片层厚度分布 。 g、HAADF-STEM图像显示了体心立方片层内的调制纳米结构 。 h、100×78×5 nm3截面中元素分布的APT图 ， 中心为fcc/bcc界面 。 纳米尺度的富Ni–Al和富Co–Cr–Fe区域显示了体心立方片晶内的化学波动 。
在进料AlCoCrFeNi2.1粉末和印刷样品之间没有观察到化学组成的明显变化 。 在这些共晶团内 ， 与L-PBF相关的105–107Ks-1的高冷却速率促进了双相纳米片晶的形成 。 扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)表征揭示了由交替的体心立方(bcc)和面心立方(fcc)纳米层组成的双相纳米片层(图1d ， e) ， 其各自的厚度为λbcc = 64±24nm和λFCC = 151±39nm(图1f) 。 相应的层间距为λ ≈ 215 nm ， 约为起始粉末原料的一半(补充图4) 。 这种双相纳米层状结构与传统铸造(λ≈0.77-5m)、定向凝固(λ≈2.8m)或热机械处理(λ≈1–5m)的EHEAs的典型双相微层状结构形成对比 。 我们的羊膜中薄得多的纳米片层是L-PBF快速凝固的结果 ， 这是可以理解的 。
图2.AM AlCoCrFeNi2.1 EHEAs的拉伸性能 。 a、印刷和退火的AlCoCrFeNi2.1 EHEAs的拉伸应力-应变曲线 。 屈服强度和极限抗拉强度标在曲线上 。 插图显示了拉伸载荷下狗骨形样品的示意图 。 b、与文献中具有高强度的高性能AM金属合金(包括大块金属玻璃复合材料(BMGCs)、钢、镍基超合金、钛基合金和HEAs)相比的AM AlCoCrFeNi2.1的拉伸屈服强度与均匀伸长率的关系 。 实心和空心符号分别代表印刷样品和退火后样品的性质 。
与常规对应物相比 ， 通过L-PBF的AlCoCrFeNi2.1 EHEA显示出独特的元素分布和相结构 。 印刷样品中的fcc相和bcc相都是固溶体 ， 这可以从进动电子衍射(PED)图案中不存在额外的超晶格斑点看出(图1e) 。 在面心立方和体心立方相之间确定了经典的Kurdjumov–Sachs取向关系 。 通过原子探针断层扫描(APT)进行的成分分析揭示了两相之间的边缘化学隔离(扩展数据表1) 。 中子衍射测量证实 ， 印刷的EHEA由fcc和bcc固溶体组成 ， 其重量分数分别为67%和33% ， 晶格失配为2.3%(见补充部分3) 。 在印刷样品中没有检测到沉淀 。 相比之下 ， 常规AlCoCrFeNi2.1 EHEAs由具有显著不同化学组成的有序L12和B2相以及大量纳米沉淀物组成；B2/bcc片层明显富含镍(Ni)和铝(Al) ， 而L12/fcc片层则高度富含钴(Co)、铬(Cr)和铁(Fe) 。 增材制造和常规AlCoCrFeNi2.1 EHEAs之间不同的片层厚度和元素分布表明 ， 在L-PBF的快速凝固过程中 ， 原子扩散和化学有序化被大大抑制 。 这是因为随着凝固速率的增加 ， 传统的扩散介导的凝固向扩散限制的凝固转变 ， 导致来自L-PBF的双相共晶纳米片层中的元素分配显著减少 。
在bcc纳米片层内部发现了纳米尺度的成分调制 ， 其包括两种类型的交织区域 ， 具有来自高角度环形暗场扫描TEM (HAADF-STEM)成像的不同对比度(图1g) 。 APT和STEM能量色散X射线光谱(STEM-EDX)映射揭示了bcc纳米片层内的富Ni–Al和富Co–Cr–Fe的双连续纳米结构(图1h和补充图5) 。 高分辨率TEM (HRTEM)成像和相应的快速傅立叶变换(FFT)衍射图显示 ， 在这些成分调制区域中存在一致的体心立方晶格结构(扩展数据图2) ， 表明发生了旋节分解 。 在传统的AlCoCrFeNi2.1 EHEAs中还没有报道过这种纳米级的成分调制 ， 强调了增材制造产生高度亚稳态微结构的能力 。 调制的化学不均匀性在高熵合金的机械行为中起着重要的作用 。 总之 ， L-PBF的极端凝固条件产生了具有高度亚稳定性的分级微结构(扩展数据图3) 。
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