我们的合金中的bcc纳米片晶的高应变硬化行为与传统的纳米晶bcc金属形成对比 ， 传统的纳米晶bcc金属强度高 ， 但延展性低 ， 因为积累用于加工硬化的晶内位错的能力有限 。 在本发明中 ， 面心立方纳米片层与半共格相界面结合 ， 可以对体心立方纳米片层的塑性应变施加强约束 ， 从而随着应变的增加稳定它们的塑性流动 。 然而 ， 微尺度共晶团之间的应变相容性要求可以在另一层次的结构中提供约束 ， 以促进bcc纳米片层中的加工硬化 。 这是因为具有不同晶体取向的相邻群体以及群体边界不仅可以限制位错通过纳米片层滑动到单个群体 ， 而且可以增加塑性滑移传播到相邻群体的阻力 。 正如DP-CPFE模拟所证实的 ， 有必要考虑微尺度菌落之间的这种相互制约 ， 以将预测的晶格应变响应与实验测量相匹配(图3a) 。 此外 ， 印刷引起的bcc纳米片层中的纳米级组成调制(图1g、h)可以进一步增加应变硬化 ， 以促进bcc纳米片层的稳定塑性流动 。 由于我们的EHEA中的化学调制发生在比随机固溶体更大的长度尺度上 ， 控制位错迁移率的能量景观的强度变得更高 ， 使得bcc纳米片层中的位错运动更缓慢 ， 正如补充部分7原位TEM应变实验所揭示的那样 。 因此 ， 体心立方纳米片层中的纳米级组成调制可以增强对抗位错滑移的能力 ， 导致更强的位错相互作用和更各向同性的位错滑移 ， 从而促进硬化响应 。
L-PBF的异质纳米片层结构的一个重要优点是产生了大的局部塑性应变梯度 ， 导致了强的背应力硬化 。 如原位晶格应变测量所示(图3a) ， 塑性屈服在fcc相中开始 ， 而bcc相保持弹性 。 来自弹性bcc相的几何约束可能导致片层界面附近的强局部塑性应变梯度 ， 这将由几何上必要的位错来适应 。 此外 ， 在bcc相塑性屈服后 ， 两个共同变形相之间的额外变形不相容性源于它们的塑性各向异性 ， 即fcc和bcc滑移系统的不同取向和阻力并且也将被几何位错调节 。 因此 ， 面心立方/体心立方界面附近几何必需位错的持续累积 ， 与HRTEM观察到的界面位错随载荷增加相一致 ， 可能会产生强大的背应力 ， 从而提高膜的流动应力 。 扩展数据图7显示了典型的加载-卸载-再加载曲线 ， 具有明显的滞后回线 ， 表明存在显著的包申格效应 ， 随着加载强背应力从大约0.9 GPa增加到大约1.1 GPa 。 因此 ， 与来自传统热机械处理的微层状EHEA中通过纳米沉淀物的后应力硬化相比 ， 这种强后应力硬化反映了来自L-PBF的异质纳米层状结构的有益效果 。
总之 ， 我们利用L-PBF的增材制造和EHEAs的有利成分效应 ， 开发了一类双相纳米片层合金 ， 这些合金表现出高屈服强度和高拉伸延展性的优异组合 ， 超过了其他先进的AM合金 。 分级双相纳米结构基序通常可应用于其他EHEA系统 ， 以改善其机械性能 。 从强化和硬化行为中获得的机械见解可应用于高性能金属合金的设计 ， 如铝合金和钛合金这些合金可形成各种复杂的多相层状结构 。
材料制造
AlCoCrFeNi2.1 EHEA样品由商用M290(EOS)L-PBF机器制造 ， 该机器装备有最大功率为400 W且焦点直径为100μm的镱纤维激光器 。 使用粒度范围为15微米至53微米(平均值为35微米)的气体雾化AlCoCrFeNi2.1 EHEA粉末 。 所有样品都是在氧气浓度低于1000 ppm的氩气环境中制造的 。 将4140合金钢板用作印刷基材 ， 将其预热至80℃以减轻热残余应力的累积 。 为了优化全密度样品的打印 ， 我们首先建立了一个由许多立方体(7×7×7mm3)组成的高通量样品库 ， 这些立方体具有不同的激光加工参数 。 我们使用AccuPyc II 1340气体比重瓶来测量立方体库的密度 ， 从而确定最佳印刷条件 。 我们选择产生相对密度高于99.5%的样品的参数来构建用于机械测试的矩形板 。 最佳激光加工条件列在补充表1中 。 重复增材制造工艺固有的原位热循环 ， 也称为内在热处理 ， 通过比较单轨道珠与多层大块样品和八重晶格的微观结构进行了研究(补充第8节) 。 为了研究后热处理对AM EHEA机械性能的影响 ， 印刷样品随后在不同条件下退火 ， 包括600℃下5小时 ， 660℃下1小时 ， 700℃下1小时 ， 800℃下1小时 ， 800℃下1小时加600℃下1小时 ， 900℃下30分钟加600℃下1小时和1000℃下1小时 ， 这些都是在管式炉中在氩气下以5℃/min的加热速率进行 ， 随后用水淬火 。 铸态AlCoCrFeNi2.1样品是在高纯氩气保护下通过真空电弧熔化制备的 。 为了化学均匀性 ， 将合金再熔化至少五次 ， 然后在尺寸为80 mm(长)× 10 mm(宽)× 2 mm(厚)的水冷铜模具中固化 。
组成分析
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