掃描間距對(duì)選區(qū)激光熔化成形CoCrFeNiMo0.2高熵合金微觀結(jié)構(gòu)及性能的影響

李偉華，劉彬，付遨，曹遠(yuǎn)奎，劉慧淵

(1.中南大學(xué) 粉末冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 長沙，410083；2.飛而康快速制造科技有限責(zé)任公司，江蘇 無錫，214145)

FeCoCrNi 系高熵合金易形成結(jié)構(gòu)簡單的固溶體，具有優(yōu)異的強(qiáng)度、韌性和熱力學(xué)結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性，在航空和航海領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[1-2]。選區(qū)激光熔化技術(shù)(SLM)可實(shí)現(xiàn)金屬零件結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)靈活、高精度、高性能成形[3-4]，已成功制備單相FCC結(jié)構(gòu)的3d過渡族高熵合金[3-4]。BRIF等[5]研究發(fā)現(xiàn)，SLM 成形FeCoCrNi 高熵合金的屈服強(qiáng)度(600 MPa)可達(dá)到電弧熔煉方法制備合金強(qiáng)度(188 MPa)的3 倍以上，同時(shí)具有良好的伸長率(＞30%)。ZHU 等[6]通過SLM 制備了CoCrFeMnNi高熵合金，屈服強(qiáng)度可達(dá)到510 MPa，幾乎是鑄造合金的兩倍(210 MPa)，同時(shí)仍保持約40%的伸長率，SLM 過程形成的由熔池、柱狀晶、亞微米胞狀晶和位錯(cuò)等多層級(jí)結(jié)構(gòu)是提高樣品強(qiáng)度和延展性的原因。LIN等[7]通過SLM制備具有較高相對(duì)密度(99.71%)和優(yōu)異拉伸性能(拉伸強(qiáng)度為720 MPa；斷裂后伸長率為31.85%)的FeCoCrNi 高熵合金，發(fā)現(xiàn)位錯(cuò)胞的形成是提高合金屈服強(qiáng)度的主要因素。

掃描速度(v)、激光功率(P)、鋪粉厚度(t)、掃描間距(h)等SLM 參數(shù)都能影響熔體的能量密度，進(jìn)而直接影響合金的微觀組織力學(xué)性能。LI等[8]研究了掃描速度對(duì)SLM 成形CoCrFeMnNi 高熵合金力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著掃描速度減小，合金致密化程度增高，極限抗拉強(qiáng)度增加，當(dāng)掃描速度為1 200 mm/s 時(shí)，合金極限抗拉強(qiáng)度達(dá)到最高601 MPa。XIANG等[9]研究了在不同激光功率下制備的CrMnFeCoNi高熵合金微觀結(jié)構(gòu)的變化，發(fā)現(xiàn)當(dāng)激光功率從1 000 W 增加到1 400 W 時(shí)，由于熱流方向和溫度梯度的影響，試樣的微觀結(jié)構(gòu)由長直柱狀晶向混合柱狀等軸晶，最終向等軸晶轉(zhuǎn)變。掃描間距(h)也是影響合金微觀組織及性能的重要參數(shù)。SU 等[10]研究了掃描間距在0.06～0.20 mm 范圍內(nèi)對(duì)SLM成形316L不銹鋼致密化程度及表面質(zhì)量的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)掃描間距為0.20 mm時(shí)，其相對(duì)密度急劇下降，表面質(zhì)量變差，主要由于過大的掃描間距使熔體無法使相鄰軌道充分搭接。XIA等[11]也研究了掃描間距對(duì)選區(qū)激光熔化IN718表面形貌和表面粗糙度的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)掃描間距較小時(shí)(40 μm)，零件表面出現(xiàn)板條狀突起，平均表面粗糙度高達(dá)12.72 μm，隨著掃描間距增加，表面平整連貫，平均表面粗糙度降低至2.23 μm，當(dāng)掃描間距增大為70 μm時(shí)，零件表面熔道間斷，并出現(xiàn)大量孔隙。目前，對(duì)掃描間距的研究集中在合金表面質(zhì)量和致密化行為等方面，對(duì)于SLM 成形高熵合金，特別是FeCoCrNi 系高熵合金，掃描間距對(duì)微觀結(jié)構(gòu)演變及合金力學(xué)性能的影響研究較少。

為此，本文作者研究不同掃描間距對(duì)CoCrFeNiMo0.2高熵合金微觀結(jié)構(gòu)演變及力學(xué)性能的影響規(guī)律，獲得最佳參數(shù)，為制備高強(qiáng)高韌的高熵合金提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

采用氣霧化法制備的CoCrFeNiMo0.2預(yù)合金粉作為打印原材料。粉末粒徑分布如圖1(a)所示，粉末平均粒徑約為67.1 μm。粉末顯微形貌如圖1(b)所示，粉末球形度較高，分散性較好，存在少量衛(wèi)星粉。粉末的化學(xué)成分如表1所示。

圖1 CoCrFeNiMo0.2合金粉末粒徑分布和微觀形貌Fig.1 Particle size distribution and micro morphology of CoCrFeNiMo0.2 alloy powder

表1 CoCrFeNiMo0.2高熵合金粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of CoCrFeNiMo0.2 high entropy alloy powder %

1.2 實(shí)驗(yàn)設(shè)備與方法

采用華曙高科技公司的FS273M 設(shè)備制備CoCrFeNiMo0.2高熵合金，該設(shè)備配置功率為500 W 的Yb:YAG 光纖激光器，激光光斑直徑為90 μm。打印參數(shù)設(shè)置如下：激光功率為360 W；掃描速度為800 mm/s；鋪粉層厚為0.06 mm；掃描間距為0.05，0.10，0.15 和0.20 mm。掃描策略采用條帶掃描，如圖2所示，相鄰粉層掃描旋轉(zhuǎn)角度為67°，這是降低殘余應(yīng)力最常用的策略[8-12]?；孱A(yù)熱溫度為100 ℃以減小熱應(yīng)力，持續(xù)通入高純氬氣維持氧氣的體積分?jǐn)?shù)在100×10-6以下，以減少氧雜質(zhì)元素對(duì)打印樣品的影響。打印的樣品長×寬×高為70 mm×12 mm×10 mm。成形后的樣品均置于真空爐中400 ℃退火3 h，以減小殘余應(yīng)力。

圖2 SLM成形掃描策略示意圖Fig.2 Schematic diagram of SLM forming scanning strategy

1.3 結(jié)構(gòu)與性能表征

采用電火花線切割將試樣與基板分離，對(duì)試樣進(jìn)行打磨，拋光。采用阿基米德排水法測量致密度。采用D/MAX-2250型X射線衍射儀(XRD)對(duì)打印試樣進(jìn)行物相分析，掃描步長為0.02°，掃描速率為5(°)/min。使用60%甲醇+34%正丁醇+6%高氯酸(體積分?jǐn)?shù))的電解質(zhì)溶液，在20 Ⅴ外加直流電壓下對(duì)拋光樣品進(jìn)行20 s 電蝕。采用DM4000M光學(xué)顯微鏡(OM)觀察合金的微觀組織；采用配備能譜儀(EDS)的Quantan FEG250場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)SLM 成形合金進(jìn)行顯微組織及拉伸斷口形貌觀察；采用配備背散射電子衍射探頭(EBSD)的Helios NanoLab G3 UC 雙束電子顯微鏡觀察試樣的顯微組織、晶粒尺寸和晶粒取向，掃描面為垂直建造方向的橫截面；采用場發(fā)射透射電子顯微鏡(Tecnai F20)對(duì)合金試樣進(jìn)行元素分析；采用610HⅤS-30型維氏硬度計(jì)進(jìn)行顯微硬度測試，載荷為1.96 N，保壓15 s，每個(gè)樣品進(jìn)行5 次測試后取平均值。采用Instron 3369 萬能力學(xué)性能試驗(yàn)機(jī)測試試樣的室溫拉伸性能，應(yīng)變速率為10-3s-1。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金物相分析

圖3所示為原始粉末與SLM 成形合金塊體的XRD 圖譜。由圖3 可知：原始粉末只檢測到對(duì)應(yīng)于面心立方的衍射峰，表明粉末具有單相FCC 結(jié)構(gòu)，并無其他相產(chǎn)生。隨著掃描間距h由0.05 mm增加至0.20 mm，衍射峰位置沒有明顯變化，表明SLM 過程合金沒有相結(jié)構(gòu)的改變。除此之外，隨著掃描間距增加，最強(qiáng)衍射峰位置由(200)晶面轉(zhuǎn)變?yōu)?111)晶面，表明合金的擇優(yōu)取向發(fā)生改變，進(jìn)一步說明掃描間距對(duì)合金取向及織構(gòu)存在一定影響。

圖3 粉末與不同掃描間距下SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金的XRD圖譜Fig.3 XRD patterns of CoCrFeNiMo0.2 powder and alloys formed by SLM with different hatch spacing

2.2 掃描間距對(duì)SLM 成形CoCrFeNiMo0.2合金微觀組織的影響

圖4(a)～(d)所示為不同掃描間距成形的CoCrFeNiMo0.2試樣垂直建造方向的截面圖，合金的相對(duì)密度見圖4(e)。當(dāng)掃描間距為0.05 mm(如圖4(a)所示)時(shí)，圖中有明顯的圓孔，對(duì)應(yīng)的相對(duì)密度為98.0%；當(dāng)掃描間距增加至0.10 mm 或0.15 mm(如圖4(b)和(c)所示)時(shí)，試樣沒有出現(xiàn)明顯的孔隙缺陷，相對(duì)密度約為99.6%。隨著掃描間距進(jìn)一步增加至0.20 mm，如圖4(d)所示，形狀不規(guī)則的孔隙增多，部分孔隙還包圍未熔化的粉末顆粒，試樣相對(duì)密度降低至97.6%。

圖4 不同掃描間距SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金試樣在垂直建造方向的形貌及對(duì)應(yīng)的相對(duì)密度Fig.4 Morphology and relative density of SLMed CoCrFeNiMo0.2 alloy samples in vertical building direction at different hatch spacing

為分析不同掃描間距下合金的相對(duì)密度變化規(guī)律，建立熔池搭接模型，如圖5所示。圖5中陰影部分為熔池層與層、道與道之間的重熔面積。掃描間距直接影響熔池重熔面積，進(jìn)而影響試樣的成形質(zhì)量、微觀結(jié)構(gòu)和性能。當(dāng)掃描間距較小(如圖5(a)所示)時(shí)，熔池搭接區(qū)域面積增加，熔池內(nèi)能量過大導(dǎo)致熔池不穩(wěn)定，易形成球化、飛濺。另外，強(qiáng)大的Marangoni對(duì)流[13-14]使熔池中產(chǎn)生的氣體無法及時(shí)排出而存在于熔池底部，形成氣孔[8]。當(dāng)掃描間距增加時(shí)(如圖5(b)所示)，熔池之間搭接區(qū)域減小，激光輸入能量降低，熔池相對(duì)更加穩(wěn)定，熔池中的氣體及時(shí)排出，熔體擴(kuò)散到先前凝固的層/道上，防止球化效應(yīng)并填充孔隙，加強(qiáng)了層/道間的冶金結(jié)合，因此，試樣的相對(duì)密度提高。隨著掃描間距進(jìn)一步增加，熔池搭接區(qū)域面積繼續(xù)減小，如圖5(c)所示，輸入的能量無法完全熔化粉末且提供足夠的熔體填充空隙[15]。同時(shí)，熔道之間的粉末無法吸收充足的能量而導(dǎo)致相鄰熔道之間無法充分搭接，隨著打印的進(jìn)行，孔隙變大，試樣的相對(duì)密度降低。

圖5 熔池搭接模型Fig.5 Molten pool lapping model

圖6(a)～(d)所示為不同掃描間距下SLM成形的CoCrFeNiMo0.2合金試樣沿建造方向上的微觀形貌，均能觀察到呈魚鱗狀交錯(cuò)堆疊的熔池，圖6(e)所示為熔池深度隨掃描間距的變化趨勢。由于在同一截面熔池寬度因激光軌跡在層間旋轉(zhuǎn)67°而變化不一，不能準(zhǔn)確對(duì)熔池寬度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，因此只對(duì)熔池深度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。由圖6(e)可知：熔池深度隨著掃描間距增加而逐漸下降。當(dāng)掃描間距為0.05 mm時(shí)(如圖6(a)所示)，熔池之間搭接較多，熔池的深度為310.6 μm。隨著掃描間距增大，熔池之間搭接減少，當(dāng)掃描間距為0.15 mm 時(shí)(如圖6(c)所示)，熔池具有完整邊界，熔池深度為141.0 μm。隨著掃描間距繼續(xù)增加至0.20 mm(如圖6(d)所示)，熔池上存在少量孔隙，熔池深度減小至65.6 μm。掃描間距過小，熔池搭接面積增加，熔池之間的多次重熔使熔池內(nèi)溫度劇增，熔融的金屬液體有充足的能量向深度方向延伸。但掃描間距過大，激光能量不足以將粉末全部熔化實(shí)現(xiàn)熔池之間充分搭接，同時(shí)也沒有足夠能量向深度方向擴(kuò)展，因此熔池深度降低。此外，在熔池內(nèi)存在明顯的外延生長的柱狀晶，這是由于先前凝固層形成的枝晶在下一層重新加熱和冷卻中繼續(xù)生長，形成跨越多層熔池生長的晶粒[16]。

圖6 不同掃描間距SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金試樣在垂直建造方向的金相照片F(xiàn)ig.6 Metallographic photos of SLMed CoCrFeNiMo0.2 alloy samples in vertical building direction at different hatch spacing

圖7所示為不同掃描間距下SLM 成形CoCrFeNiMo0.2合金試樣在垂直建造方向上的放大組織。從圖7可以看出：微觀組織主要由亞微米級(jí)的胞狀晶組成。當(dāng)掃描間距為0.05 mm時(shí)，胞狀晶尺寸為0.99 μm。隨著掃描間距增加，胞狀晶尺寸減小，掃描間距增加至0.20 mm時(shí)，胞狀晶尺寸細(xì)化至0.36 μm。胞狀晶的形成機(jī)制一方面與SLM快速加熱與凝固產(chǎn)生的成分過冷有關(guān)。在凝固過程中，液-固界面前沿存在過冷區(qū)，平面生長被破壞，在界面處產(chǎn)生突起，突起生長直到達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)。溫度梯度(G)和凝固速率(R)是影響晶體生長形態(tài)的重要參數(shù)[17]。G/R決定合金微觀組織凝固形貌，隨著G/R減小，微觀組織由平面晶向胞狀晶、胞狀樹枝晶、柱狀樹枝晶最后向等軸晶轉(zhuǎn)變[18]。在SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金過程中，溫度梯度(G)和凝固速率(R)的比值處于形成胞狀晶的凝固模式，因此，在顯微圖片中主要觀察到胞狀結(jié)構(gòu)的組織。G×R是冷卻速率的函數(shù)，決定凝固時(shí)的微觀組織，冷卻速率越大，微觀結(jié)構(gòu)尺寸越小[19]。當(dāng)掃描間距較小時(shí)，熔池之間重熔區(qū)域增大，熱量累積，熔池內(nèi)溫度升高，冷卻速率減小，為胞狀晶生長提供能量。另一方面，胞狀晶的形成與熔池對(duì)流特性有關(guān)。SLM 工藝中形成的熔池像薄膜一樣淺(在20～150 μm之間)，因此可以忽略重力的影響。由于SLM 過程中高激光能量和高掃描速度，熔池易產(chǎn)生較高的溫度梯度。此外，熔池周圍環(huán)境不均一，熔池一側(cè)被固體材料包圍，一側(cè)或兩側(cè)被粉末顆粒包圍，頂部與保護(hù)氣體接觸。在這種熔融條件下將導(dǎo)致加熱不均勻，產(chǎn)生強(qiáng)烈的表面張力效應(yīng)，從而引起熱毛細(xì)對(duì)流，產(chǎn)生強(qiáng)烈的渦流，形成復(fù)雜的胞狀晶結(jié)構(gòu)[13]。

圖7 不同掃描間距SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金試樣在垂直建造方向的掃描電鏡照片F(xiàn)ig.7 SEM images of SLMed CoCrFeNiMo0.2 alloy samples in vertical building direction at different hatch spacing

圖8所示為SLM 成形CoCrFeNiMo0.2高熵合金胞狀晶內(nèi)的元素分布情況。圖8(a)所示為胞狀晶組織的原始掃描電鏡圖。由圖8(a)可知：胞狀晶晶界和晶內(nèi)存在明顯的明暗襯度。圖8(b)～(f)所示分別為對(duì)應(yīng)Fe，Co，Cr，Ni 和Mo 元素的分布情況。由圖8 可知：Fe，Co 和Ni 元素在胞狀晶晶界含量較少，而Mo元素在胞狀晶晶界含量豐富，表明在晶界處存在明顯Mo元素的偏析。溶質(zhì)原子的偏析與凝固過程中溶質(zhì)再分配的平衡分配系數(shù)有關(guān)，當(dāng)平衡分配系數(shù)小于1時(shí)才能產(chǎn)生偏析。溶質(zhì)在固體中的溶解度隨溫度升高而降低，溶質(zhì)將被排出在固液界面之外。熔池內(nèi)溫度梯度分布不均勻，產(chǎn)生強(qiáng)烈的表面張力效應(yīng)。在表面張力的作用下，固液界面上排出的高熔點(diǎn)溶質(zhì)都會(huì)在胞狀晶邊界處積累，從而在胞狀晶中心和晶界上存在元素含量偏差。Mo元素在胞狀晶晶界的微偏析對(duì)位錯(cuò)具有捕獲釘扎作用，使位錯(cuò)進(jìn)一步累積在晶界處，并產(chǎn)生明顯的加工硬化效應(yīng)，進(jìn)一步提高了合金的強(qiáng)度。

圖8 SLM成形CoCrFeNiMo0.2高熵合金的元素分布Fig.8 Element distribution of SLMed CoCrFeNiMo0.2 high entropy alloy

圖9所示為不同掃描間距下SLM 成形CoCrFeNiMo0.2合金試樣的IPF、晶粒粒徑分布和極圖。當(dāng)掃描間距為0.05 mm時(shí)，大部分晶粒表現(xiàn)出沿＜001＞的擇優(yōu)取向(圖9(a))，合金平均晶粒粒徑為20.4 μm(圖9(b))，極圖(圖9(c))也表明該合金具有較強(qiáng)的(100)[001]織構(gòu)，最高強(qiáng)度可達(dá)到10.667。隨著掃描間距增加至0.10 mm，晶粒取向逐漸隨機(jī)分布(圖9(d))，合金平均晶粒粒徑減小至16.7 μm(圖9(e))，織構(gòu)強(qiáng)度降低至4.779(圖9(f))。隨著掃描間距進(jìn)一步增加至0.15 mm，晶粒取向更加隨機(jī)(圖9(g))，合金平均晶粒粒徑進(jìn)一步減小至10.8 μm(圖9(h))，織構(gòu)強(qiáng)度減弱至2.207(圖9(i))。當(dāng)掃描間距為0.20 mm 時(shí)，晶粒幾乎沒有取向性(圖9(j))，合金的平均晶粒粒徑細(xì)化至9.6 μm(圖9(k))，無明顯織構(gòu)存在(圖9(l))。晶粒粒徑的變化主要與熔池內(nèi)部的能量有關(guān)。掃描間距決定了熔池的重熔面積，間距越小，重熔面積越大，提供給晶粒生長的熱量越充足，因此晶粒粒徑越大。織構(gòu)對(duì)力學(xué)性能具有重要作用，強(qiáng)織構(gòu)會(huì)導(dǎo)致力學(xué)性能明顯的各向異性，弱織構(gòu)則更加促進(jìn)性能的均一性?？棙?gòu)強(qiáng)度變化與晶體生長特征有關(guān)。SLM 成形時(shí)，由于熔池內(nèi)過冷區(qū)較窄且易被后輸入能量覆蓋，熔體無法通過自身的過冷進(jìn)行大量形核，液相更易依附已有晶粒外延生長[20]，形成粗大的柱狀晶，柱狀晶傾向于沿凝固前沿在最大溫度梯度方向上生長，該方向垂直于熔池邊界(高溫度梯度)朝向熔池表面(低溫度梯度)，因此決定了柱狀晶多沿建造方向生長。在較小掃描間距時(shí)易產(chǎn)生大量熔體，為晶粒沿最大熱流方向生長提供充足能量和時(shí)間，從而在＜001＞方向形成強(qiáng)烈織構(gòu)[21-22]。隨著掃描間距增加，熔池之間重熔面積減小，冷卻速率加快，晶粒形核率增加，晶粒細(xì)化，抑制了外延生長模式，促進(jìn)晶粒隨機(jī)取向，織構(gòu)弱化。

圖9 不同掃描間距下SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金試樣在垂直建造方向的IPF圖、晶粒粒徑分布圖和極圖Fig.9 IPF diagram,grain size distribution diagram and polar diagram of SLMed CoCrFeNiMo0.2 alloy samples in vertical building direction at different hatch spacing

2.3 掃描間距對(duì)SLM 成形 CoCrFeNiMo0.2合金力學(xué)性能的影響

圖10所示為SLM 成形CoCrFeNiMo0.2合金在不同掃描間距下垂直建造方向橫截面的顯微硬度。當(dāng)掃描間距為0.05 mm 時(shí)，維氏硬度(HⅤ)為294。隨著掃描間距增加，維氏硬度逐漸增加，當(dāng)掃描間距為0.15 mm 時(shí)，平均顯微維氏硬度(HⅤ)達(dá)到318。當(dāng)掃描間距進(jìn)一步增加至0.20 mm 時(shí)，顯微硬度(HⅤ)降低為314。這是由于掃描間距為0.05 mm時(shí)，晶粒粒徑較大，相對(duì)密度較低，因此顯微硬度較小。隨著掃描間距增加至0.15 mm，晶粒粒徑逐漸細(xì)化，相對(duì)密度增加，顯微硬度增大。隨著掃描間距進(jìn)一步增加至0.20 mm，晶粒粒徑繼續(xù)減小，但合金中孔隙卻增加，因此合金硬度反而下降。

圖10 不同間距下SLM成形的CoCrFeNiMo0.2合金的維氏硬度Fig.10 Microhardness of SLMed CoCrFeNiMo0.2 alloy samples at different hatch spacing

圖11 和表2所示為不同掃描間距下增材制造試樣的拉伸力學(xué)性能。從圖11 可知：當(dāng)掃描間距為0.05 mm時(shí)，試樣拉伸強(qiáng)度為878 MPa。隨著掃描間距增加，抗拉強(qiáng)度提高。當(dāng)掃描間距為0.15 mm 時(shí)，試樣抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值，約為945 MPa。當(dāng)掃描間距繼續(xù)增加至0.20 mm，抗拉強(qiáng)度下降至831 MPa。掃描間距對(duì)合金伸長率也有重要影響，當(dāng)掃描間距為0.05 mm時(shí)，試樣伸長率為28%。隨著掃描間距增加至0.10 mm，伸長率達(dá)到最高34%。掃描間距繼續(xù)增加至0.20 mm，伸長率反而下降至18%。SLM 過程形成的熔池、柱狀晶、亞微米胞狀晶和位錯(cuò)等多層級(jí)結(jié)構(gòu)是提高試樣強(qiáng)度和延展性的原因，其中胞狀晶結(jié)構(gòu)被認(rèn)為是提高材料力學(xué)性能的主要原因。WANG 等[23]將胞狀晶結(jié)構(gòu)歸為晶界強(qiáng)化，大量晶界的存在阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，并算出胞狀晶對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)量超過90%。SMITH 等[24-25]指出，在胞狀晶晶界處存在的溶質(zhì)偏析可以進(jìn)一步阻礙和釘扎位錯(cuò)，位錯(cuò)密度增加，因此合金力學(xué)性能提高。隨著掃描間距增加，胞狀晶尺寸減小，根據(jù)霍爾佩奇關(guān)系可知，細(xì)晶強(qiáng)化使合金性能提高。但當(dāng)掃描間距繼續(xù)增大至0.20 mm時(shí)，較大的搭接間距導(dǎo)致連續(xù)的孔隙等缺陷產(chǎn)生，這成為斷裂的主要因素，因此合金強(qiáng)度和伸長率均下降。

圖11 不同掃描間距下SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金的拉伸性能Fig.11 Tensile properties of SLMed CoCrFeNiMo0.2 alloy at different hatch spacing

表2 不同掃描間距下SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金的拉伸性能Table 2 Tensile properties of SLMed CoCrFeNiMo0.2 alloy at different hatch spacing

為了進(jìn)一步研究斷裂機(jī)理，對(duì)不同掃描間距下SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金的拉伸試樣斷口形貌進(jìn)行觀察，如圖12所示。從圖12可以看出：斷口處均存在大量韌窩，因此，韌性斷裂為SLM 成形CoCrFeNiMo0.2高熵合金的主要的斷裂機(jī)制。當(dāng)掃描間距為0.05 mm時(shí)，在斷裂的表面觀察到較大且不規(guī)則的韌窩。隨著掃描間距增加到0.15 mm時(shí)，韌窩逐漸減小，獲得了均勻細(xì)小且較深的韌窩，因此試樣具有優(yōu)異性能。隨著掃描間距繼續(xù)增加至0.20 mm，在斷裂表面出現(xiàn)了大尺寸的孔隙，這通常是引起裂紋的主要部位，在拉伸過程中加速裂紋擴(kuò)展導(dǎo)致周圍材料局部脆性，因此合金強(qiáng)度塑性反而降低。

圖12 不同掃描間距下SLM成形CoCrFeNiMo0.2合金的拉伸斷口Fig.12 Tensile fracture morphology of SLMed CoCrFeNiMo0.2 alloys at different hatch spacing

3 結(jié)論

1)隨著掃描間距增大， SLM 成形CoCrFeNiMo0.2高熵合金的相對(duì)密度先增加后減小，當(dāng)掃描間距為0.15 mm 時(shí)，合金的相對(duì)密度最高，達(dá)到99.6%。掃描間距過小，導(dǎo)致熔池不穩(wěn)定，易形成球化、飛濺。掃描間距過大，粉末無法吸收充足的能量而導(dǎo)致相鄰熔道之間無法充分搭接。

2)隨著掃描間距由0.05 mm 增加至0.20 mm，晶粒內(nèi)存在的亞結(jié)構(gòu)胞狀晶尺寸由0.99 μm減小至0.36 μm。較小的掃描間距導(dǎo)致重熔區(qū)域面積增大，熱量累積，冷卻速率減小，為胞狀晶的生長提供相當(dāng)大的內(nèi)能。當(dāng)掃描間距為0.05 mm時(shí)，試樣沿建造方向呈現(xiàn)較強(qiáng)的(100)[001]織構(gòu)，織構(gòu)強(qiáng)度隨著掃描間距增大逐漸弱化，當(dāng)掃描間距增至0.20 mm時(shí)，無明顯織構(gòu)。

3)韌性斷裂為SLM成形的CoCrFeNiMo0.2高熵合金的主要的斷裂機(jī)制。當(dāng)掃描間距為0.15 mm時(shí)，SLM 成形的合金試樣屈服強(qiáng)度、極限抗拉強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到696 MPa、945 MPa 和31%，其綜合性能明顯比傳統(tǒng)的熔鑄CoCrFeNiMo0.2高熵合金的優(yōu)。SLM 成形的合金中由熔池、柱狀晶和胞狀晶等組成的多層級(jí)結(jié)構(gòu)(尤其是納米胞狀晶結(jié)構(gòu))是合金性能優(yōu)異的主要原因。