С быстрым развитием транспорта и аэрокосмической промышленности потребление энергии и выбросы загрязняющих веществ значительно возросли, что оказывает большое давление на охрану окружающей среды. В целях содействия устойчивому развитию промышленности реализация лёгкого металла при условии обеспечения комплексных характеристик металлических деталей играет большую роль в повышении энергоэффективности и сокращении выбросов загрязняющих веществ. Лёгкие высокоэнтропийные сплавы (LWHEA) с отличными механическими свойствами имеют широкую перспективу применения в области лёгкого металла и могут заменить алюминиевые сплавы в качестве следующего поколения лёгких металлических материалов.
Был проведен обзор состояния исследований и методов подготовки LWHEAs в последние годы, включая металлургическую плавку, порошковую металлургию (PM) и технологии аддитивного производства (AM).
Проанализированы микроструктуры и механические свойства LWHEA. Обсуждались стратегии проектирования LWHEA, включая термодинамические критерии, расчет фазовых диаграмм (CALPHAD) и машинное обучение (ML). Будущий фокус исследований LWHEAs должен включать синтез новых систем сплавов и разработку новых технологий подготовки. Были также обсуждены потенциальные применения LWHEAs для повышения стойкости к окислению и коррозии. LWHEAs удовлетворят огромный рыночный спрос в области конструкционных материалов, но остается много проблем, таких как компромисс между высокой прочностью и высокой пластичностью. Мы считаем, что эта комбинация знаний может сформировать будущее LWHEA, что требует значительных прорывов в структурном проектировании и оптимизации производительности для LWHEA.
Введение
В настоящее время металлические материалы становятся все более лёгкими, они могут не только снизить вес компонентов, но и сэкономить ресурсы, уменьшить загрязнение окружающей среды; широко используются в области транспортировки энергии, военной промышленности и аэрокосмической промышленности [1,2,3,4].
Тем не менее, традиционные лёгкие металлические материалы ограничены концепцией состава сплавов, и их всесторонние характеристики трудно значительно улучшить. Например, алюминиевый сплав имеет низкую прочность, магниевый сплав имеет плохую пластичность и коррозионную стойкость при комнатной температуре и не прост в обработке, а титановый сплав стоит дорого [5]. Разработка лёгких металлических материалов для промышленного применения является одним из самых сложных направлений исследований в настоящее время.
Традиционные сплавы, как правило, основаны на одном главном элементе, а улучшение свойств проблематично из-за ограничения интервала состава [6,7,8]. Yeh et al. [9] впервые предложили новую конструктивную идею сплава в 2004 году и дали концепцию «высокоэнтропийного сплава».
Высокоэнтропийные сплавы (HEA) представляют собой разновидность сплавов, состоящих из пяти или более элементов, смешанных вместе, а атомная доля каждого основного элемента колеблется от 5 до 35% [9, 10].
Синергетический эффект нескольких главных элементов приводит к четырем существенным характеристикам HEA: эффект высокой энтропии в термодинамике [11, 12], эффект вялой диффузии в кинетике [13,14,15], эффект решетчатых искажений в структуре [16, 17] и эффект «коктейля» в производительности [18,19,20 ]. Под комбинированным действием этих четырех эффектов ВЭА, как правило, образуют единую структуру твёрдого раствора и обладают превосходными свойствами, не имеющими себе равных в традиционных сплавах, такими как высокие прочность, твёрдость, износостойкость и коррозионная стойкость, которые имеют большую ценность для развития и использования [21,22,23,24,25]. Исследования материалов, основанных на энтропии, показывают тенденцию быстрого роста с предложенной концепцией дизайна HEA. На рисунке 1 показана тенденция роста химической сложности сплава в зависимости от времени. Перестановка и комбинация элементов, а также разнообразие содержания элементов значительно расширили перспективу развития металлических материалов. Предложение концепции конструкции ВЭА дает новую идею для исследования материалов из легких сплавов [26,27,28,29].
Известные в настоящее время системы LWHEA в основном включают Al, Li, Mg, Cr, Fe, Ti, Mo, V и другие элементы [11]. Эти элементы имеют большие различия в атомном радиусе, концентрации валентных электронов, температуре плавления и кристаллической структуре, как показано в таблице 1. В результате фазовые структуры, которые могут быть сформированы в LWHEA, очень сложны и разнообразны.
Tseng et al. [38] подготовили Al20Быть20Фе10Си15Ти35 LWHEA, которая имеет очень низкую плотность 3,91 г·см−3 и высокую твердость 911 HV, а его стойкость к окислению намного превосходит стойкость Ti-6Al-4 V.
Chauhan et al. [39] подготовили новый Al35Кр14Мг6Ти35V10 LWHEA с плотностью 4,05 г·см−3, близкий по плотности к титановому сплаву, но с более высокой твердостью 460 HV, чем традиционный титановый сплав. Аль20Литий20Мг10Ск20Ти30 LWHEA имеет плотность всего 2,67 г·см−3 но твердость до 5,8 ГПа [40].
Хотя алюминиевые сплавы (плотность ~ 2,7 г см−3) наиболее широко используются в аэрокосмической технике и автомобилестроении, стоит отметить, что алюминиевые сплавы имеют некоторые ограничения, такие как низкая прочность (и умеренный модуль упругости).
Магниевые сплавы (плотность ~ 1,74 г см−3) имеют преимущество низкой плотности, сопоставимой удельной прочности и демпфирующей способности [41], но имеют ограничения низкой прочности на растяжение, ограниченную формуемость при комнатной температуре, коррозионную стойкость и высокую стоимость [42, 43].
Кроме того, титановые и бериллиевые сплавы также используются в легких материалах из-за их хорошей удельной прочности, но их стоимость высока [41]. Таблица 2 обобщает механические свойства некоторых LWHEA, обладающих потенциалом по отношению к магниевым и алюминиевым сплавам [34, 44,45,46,47,48,49,50,51,52], указывает на то, что LWHEAs имеют преимущества с точки зрения механических свойств, показывают потенциал для замены традиционных сплавов и занимают область легкого металлического материала в будущем.
Таблица 1 Основные элементы и соответствующие параметры LWHEAs [11]
Таблица 2 Механические свойства LWHEAs и традиционные легкие сплавы
LWHEAs отвечают требованиям будущих инженерных применений и могут гарантировать превосходные комплексные механические свойства. По сравнению с традиционными лёгкими металлами LWHEAs демонстрируют лучшую конкурентоспособность и имеют широкие перспективы применения и исследовательскую ценность. Чтобы всесторонне обобщить текущий прогресс в исследованиях LWHEA, рассматриваются технологии получения, микроструктура и механические свойства LWHEA, а также подчеркиваются стратегии проектирования. Наконец, изучается потенциальное применение и будущая тенденция развития LWHEA.
Подготовка LWHEAs
Металлургическая плавка
В настоящее время большинство HEA получают методом литья. Для LWHEAs также подходит этот метод литья.
Метод литья можно разделить на вакуумно-дуговую плавку [53,54,55,56] и вакуумно-индукционную плавку [57,58,59].
Тем не менее, вакуумно-дуговая плавка является наиболее широко используемым методом получения LWHEAs в настоящее время, и его принципиальная схема показана на рис. 2A. Вакуумно-дуговая плавка заключается в помещении различных блоков или частиц металлических элементов высокой чистоты в тигель в вакуумно-дуговой печи в соответствии с определённым соотношением состава, плавление при высокой температуре, а затем непосредственное литье в изделия. По сравнению с другими методами, метод литья в расплав имеет преимущества короткого производственного цикла, низкой стоимости, энергосбережения и простоты эксплуатации. Кроме того, преимущество использования метода плавления заключается в том, что он способен получать высокие температуры (около 3000 °C), что позволяет плавить большинство элементов периодической таблицы. Основываясь на этих преимуществах, метод литья в расплав может более широко использоваться для производства LWHEA. Недостатком является то, что преобладают большие внутренние напряжения и сегрегация компонентов, поэтому для обеспечения однородности требуется многократное плавление. Кроме того, для получения мелких зёрен и уменьшения сегрегации элементов обычно используется медный тигель с водяным охлаждением для увеличения скорости затвердевания. TiAlCrNb LWHEA со структурой ОЦК получали методом вакуумно-дуговой плавки, которая показала хорошие механические свойства и сохранила фазовую стабильность при высокой температуре [60]. Ти40(АлКрВНб)60 был получен вакуумно-дуговой плавкой и оценены его механические свойства. Результаты показывают, что Ti40(АлКрВНб)60 обладает хорошим сочетанием прочности и пластичности, а упрочнение раствора является основным механизмом упрочнения [61]. Метод вакуумно-дуговой плавки может привести к преждевременному испарению металлов с низкой температурой плавления.
Когда в сплаве присутствуют Mg, Li и другие активные металлические элементы с низкой температурой плавления, для получения сплава обычно используется метод индукционной плавки. Индукционная плавка использует процесс электромагнитной индукции для генерации вихревого тока для плавления металла [62] с меньшими потерями на испарение и горение элементов [63], что позволяет точно контролировать долю активных элементов в сплаве, но не подходит для приготовления сплавов элементов с высокой температурой плавления. Задача для производства деталей LWHEA путем плавки и литья состоит в том, чтобы найти решения для снижения элементной сегрегации и внутренних напряжений в продукте.
Порошковая металлургия
В настоящее время порошковая металлургия (ТЧ) также используется для получения LWHEAs [64]. Порошковая металлургия представляет собой полное легирование порошка сплава высокоэнергетическим шаровым фрезерованием, а затем получением сплава с однородным составом искровым плазменным спеканием [65, 66]. Принципиальная схема механического легирования (высокоэнергетической сфероидизации) показана на рис. 2B. По сравнению с методом плавления, ВЭА, полученные методом порошковой металлургии, имеют мелкий размер зерна и отличные характеристики, что подходит для ВЭА с большой разницей в температуре плавления каждого основного элемента [67]. Его недостаток заключается в том, что в процесс измельчения порошковых шариков из сплава могут быть введены другие примеси, его производственный цикл длинный, а стоимость высока. Порошок является ключом к получению LWHEAs методом порошковой металлургии. Сообщалось, что AlFeMgTiZn LWHEA, полученный методом порошковой металлургии, обладает разумными механическими свойствами и высокой твёрдостью [68]. Точно так же Эл35Кр14Мг6Ти35V10 LWHEA, был приготовлен с плотностью всего 4,05 г·см−3 и твёрдость, превосходящая другие обычные сплавы на основе Al, Mg и Ti [39].
Kang et al. подготовили BCC Al0.1CrNbVMo лёгкие тугоплавкие высокоэнтропийные сплавы (RHEA) методом порошковой металлургии. Плотность сплава ниже, чем у обычных жаропрочных сплавов на основе никеля, а прочность на сжатие при 1000°С превышает соответственно 1400 МПа, что превосходит другие RHEA [69]. Это указывает на то, что сплав может применяться в области легких RHEA. Процесс PM является эффективным методом синтеза материалов с однородной мелкодисперсной микроструктурой и превосходной однородностью состава. Он также эффективен для предотвращения негативных последствий процесса плавления и литья. В то же время метод может быть использован для массового производства и подходит для промышленности. Однако в будущем порошковая металлургия для производства деталей LWHEA должна будет перейти к высокой производительности, низкой стоимости и чистому бесконтактному формованию.
Технология аддитивного производства
В последние годы большое внимание привлекло быстрое развитие технологии аддитивного производства (АД). В предыдущих обзорах они обобщили принцип конструкции, фазовый переход и микроструктурные свойства ВЭА, полученных традиционными способами [11, 27, 74,75,76,77,78,79,80].
Han et al. обобщили развитие производства порошков, кристаллические характеристики, механические свойства и применение HEA, производимых AM [81]. Диаграмма контрастности характеристик напечатанных на 3D-принтере ВЭА с другими сплавами представлена на рис. 3, в котором показаны преимущества HEA, изготовленных на 3D-принтере.
Краткое изложение механических свойств HEA для 3D-печати.
A Микротвердость [82,83,84,85,86,87,88,89,90,91,92,93,94,95,96,97,98,99,100]
B Предел текучести при растяжении и относительное удлинение [81]
В настоящее время существует несколько отчетов о LWHEA, подготовленных с помощью технологии аддитивного производства. По сравнению с методом вакуумного литья и методом механического легирования, этот метод позволяет получить относительно более плотный сплав, в то время как очень быстрая скорость охлаждения предотвращает образование нежелательных интерметаллических соединений и диффузию составных элементов, что облегчает измельчение микроструктуры продуктов LWHEA. Кроме того, аддитивное производство позволяет изготавливать изделия централизованно, избегая сложного процесса сборки нескольких компонентов, и предлагает большую свободу проектирования [81].
Как показано на рис. 2 C, лазерное осаждение металла (LMD) — это метод аддитивного производства для формирования сложных металлических деталей. Покрытие AlCoCrFeNi HEA было получено с помощью LMD, и было обнаружено, что количество и распределение фаз FCC и BCC в AlCoCrFeNi HEA сильно зависят от скорости затвердевания [101].
Электронно-лучевая плавка (EBM) является еще одной важной технологией AM, которая обеспечивает точное локальное управление процессом и обеспечивает высокую скорость охлаждения при затвердевании, а принципиальная схема принципа работы показана на рис. 2Д. Механические свойства EBMed AlCoCrFeNi HEA намного лучше, чем у соответствующих отливок, особенно значительно улучшена пластичность. Предел прочности на разрушение превышает 1400 МПа, что более чем в 6 раз больше, чем у традиционного конструкционного материала SUS304 [102]. Это доказывает, что EBM является перспективным производственным процессом, использующим HEA в качестве конструкционных материалов.
AlCoCrFeNiMn, полученный плавлением в порошковом слое (PBF), был оценен и показал хорошие свойства, превосходящие сплавы на основе титана по упругим константам и твердости [103]. Сообщалось о LWHEAs AlCoCrFeMnNi с наноструктурой, полученной плавлением в лазерном порошковом слое. Наноструктура состоит из упорядоченной фазы, богатой Al & Ni, и неупорядоченной фазы, богатой Cr & Fe, а наноструктурный сплав обладает хорошей геометрической упругостью [104]. AlCrFeMnNi HEA был получен методом аэрозольной предварительно легирующей порошковой лазерной добавки. Микротвердость достигала 5230 HV [105]. FeCoCrNi HEA был подготовлен SLM. Установлено, что предел текучести образца составляет 600 МПа, что более чем в 3 раза выше, чем у образца, полученного вакуумно-дуговой плавкой (188 МПа) [92]. Учитывая уникальные преимущества технологии аддитивного производства, применение технологии аддитивного производства для приготовления LWHEAs является направлением будущего развития.
Сравнение и обобщение различных технологических характеристик продуктов HEA для 3D-печати показано в таблице 3 [81]. Для DED более низкая скорость сканирования приведет к большему размеру зерна и более низкой прочности по сравнению с продуктами печати SLM и EBM. С другой стороны, концентрированная потребляемая энергия и более быстрое время действия процессов DED и SLM в процессе печати приведут к большему градиенту температуры, что приведет к более высокому остаточному напряжению, что повлияет на микроструктуру печатной продукции, а микроструктура повлияет на макроскопические механические свойства. В частности, для LWHEAs элементы сплава должны включать большинство лёгких элементов, таких как Al, Mg и Li. Между тем, лёгкие элементы, такие как Mg и li, имеют низкую температуру плавления, а их давление паров высокое. Они также могут взорваться, что затруднит процесс формирования LWEA.
![Приготовление LWHEAs Металлургическая плавка В настоящее время большинство HEA получают методом литья. Для LWHEAs по-прежнему подходит метод литья. Метод литья можно разделить на вакуумно-дуговую плавку [53,54,55,56] и вакуумно-индукционную плавку [57,58,59]. Тем не менее, вакуумно-дуговая плавка является наиболее широко используемым методом получения LWHEAs в настоящее время, и его принципиальная схема показана на рис. 2A. Вакуумно-дуговая плавка заключается в помещении различных блоков или частиц металлических элементов высокой чистоты в тигель в вакуумно-дуговой печи в соответствии с определенным соотношением состава, плавление при высокой температуре, а затем непосредственное литье в изделия. По сравнению с другими методами, метод литья в расплав имеет преимущества короткого производственного цикла, низкой стоимости, энергосбережения и простоты эксплуатации. Кроме того, преимущество использования метода плавления заключается в том, что он способен получать высокие температуры (около 3000 °C), что позволяет плавить большинство элементов периодической таблицы. Основываясь на этих преимуществах, метод литья в расплав может более широко использоваться для производства LWHEA. Недостатком является то, что преобладают большие внутренние напряжения и сегрегация компонентов, поэтому для обеспечения однородности требуется многократное плавление. Кроме того, для получения мелких зерен и уменьшения сегрегации элементов обычно используется медный тигель с водяным охлаждением для увеличения скорости затвердевания. TiAlCrNb LWHEA со структурой ОЦК получали методом вакуумно-дуговой плавки, которая показала хорошие механические свойства и сохранила фазовую стабильность при высокой температуре [60]. Ти40(АлКрВНб)60 был получен вакуумно-дуговой плавкой и оценены его механические свойства. Результаты показывают, что Ti40(АлКрВНб)60 обладает хорошим сочетанием прочности и пластичности, а упрочнение раствора является основным механизмом упрочнения [61]. Метод вакуумно-дуговой плавки может привести к преждевременному испарению металлов с низкой температурой плавления. Когда в сплаве присутствуют Mg, Li и другие активные металлические элементы с низкой температурой плавления, для получения сплава обычно используется метод индукционной плавки. Индукционная плавка использует процесс электромагнитной индукции для генерации вихревого тока для плавления металла [62] с меньшими потерями на испарение и горение элементов [63], что позволяет точно контролировать долю активных элементов в сплаве, но не подходит для приготовления сплавов элементов с высокой температурой плавления. Задача для производства деталей LWHEA путем плавки и литья состоит в том, чтобы найти решения для снижения элементной сегрегации и внутренних напряжений в продукте. Инжир. 2 Рисунок 2 Процесс подготовки LWHEA: Схематическое изображение процесса вакуумно-дуговой плавки [70]. Б Схема механического легирования [71]. C Принципиальная схема ЛМД [72]. D Принципиальная схема EBM [73] Полноразмерное изображение Порошковая металлургия В настоящее время порошковая металлургия (ТЧ) также используется для получения LWHEAs [64]. Порошковая металлургия представляет собой полное легирование порошка сплава высокоэнергетическим шаровым фрезерованием, а затем получением сплава с однородным составом искровым плазменным спеканием [65, 66]. Принципиальная схема механического легирования (высокоэнергетической сфероидизации) показана на рис. 2B. По сравнению с методом плавления, ВЭА, полученные методом порошковой металлургии, имеют мелкий размер зерна и отличные характеристики, что подходит для ВЭА с большой разницей в температуре плавления каждого основного элемента [67]. Его недостаток заключается в том, что в процесс измельчения порошковых шариков из сплава могут быть введены другие примеси, а его производственный цикл длинный, а стоимость высока. Порошок является ключом к получению LWHEAs методом порошковой металлургии. Сообщалось, что AlFeMgTiZn LWHEA, полученный методом порошковой металлургии, обладает разумными механическими свойствами и высокой твердостью [68]. Точно так же Эл35Кр14Мг6Ти35V10 LWHEA, был приготовлен с плотностью всего 4,05 г·см−3 и твердость, превосходящая другие обычные сплавы на основе Al, Mg и Ti [39]. Kang et al. подготовили BCC Al0.1CrNbVMo легкие тугоплавкие высокоэнтропийные сплавы (RHEA) методом порошковой металлургии. Плотность сплава ниже, чем у обычных жаропрочных сплавов на основе никеля, а прочность на сжатие при 1000°С превышает соответственно 1400 МПа, что превосходит другие RHEA [69]. Это указывает на то, что в будущем ожидается, что сплав будет применяться в области легких RHEA. Процесс PM является эффективным методом синтеза материалов с однородной мелкодисперсной микроструктурой и превосходной однородностью состава. Он также эффективен для предотвращения негативных последствий процесса плавления и литья. В то же время метод может быть использован для массового производства и подходит для промышленности. Однако в будущем порошковая металлургия для производства деталей LWHEA должна будет перейти к высокой производительности, низкой стоимости и чистому бесконтактному формованию. Технология аддитивного производства В последние годы большое внимание привлекло быстрое развитие технологии аддитивного производства (АД). В предыдущих обзорах они обобщили принцип конструкции, фазовый переход и микроструктурные свойства ВЭА, полученных традиционными способами [11, 27, 74,75,76,77,78,79,80]. Han et al. обобщили развитие производства порошков, кристаллические характеристики, механические свойства и применение HEA, производимых AM [81]. Диаграмма контрастности характеристик напечатанных на 3D-принтере ВЭА с другими сплавами представлена на рис. 3, в котором показаны преимущества HEA, напечатанных на 3D-принтере. Инжир. 3 Рисунок 3 Краткое изложение механических свойств HEA для 3D-печати. A Микротвердость [82,83,84,85,86,87,88,89,90,91,92,93,94,95,96,97,98,99,100] B Предел текучести при растяжении и относительное удлинение [81] Полноразмерное изображение В настоящее время существует несколько отчетов о LWHEA, подготовленных с помощью технологии аддитивного производства. По сравнению с методом вакуумного литья и методом механического легирования, этот метод позволяет получить относительно более плотный сплав, в то время как очень быстрая скорость охлаждения предотвращает образование нежелательных интерметаллических соединений и диффузию составных элементов, что облегчает измельчение микроструктуры продуктов LWHEA. Кроме того, аддитивное производство позволяет изготавливать изделия централизованно, избегая сложного процесса сборки нескольких компонентов, и предлагает большую свободу проектирования [81]. Как показано на рис. 2 C, лазерное осаждение металла (LMD) - это метод аддитивного производства для формирования сложных металлических деталей. Покрытие AlCoCrFeNi HEA было получено с помощью LMD, и было обнаружено, что количество и распределение фаз FCC и BCC в AlCoCrFeNi HEA сильно зависят от скорости затвердевания [101]. Электронно-лучевая плавка (EBM) является еще одной важной технологией AM, которая обеспечивает точное локальное управление процессом и обеспечивает высокую скорость охлаждения при затвердевании, а принципиальная схема принципа работы показана на рис. 2Д. Механические свойства EBMed AlCoCrFeNi HEA намного лучше, чем у соответствующих отливок, особенно значительно улучшена пластичность. Предел прочности на разрушение превышает 1400 МПа, что более чем в 6 раз больше, чем у традиционного конструкционного материала SUS304 [102]. Это доказывает, что EBM является перспективным производственным процессом, использующим HEA в качестве конструкционных материалов. AlCoCrFeNiMn, полученный плавлением в порошковом слое (PBF), был оценен и показал хорошие свойства, превосходящие сплавы на основе титана по упругим константам и твердости [103]. Сообщалось о LWHEAs AlCoCrFeMnNi с наноструктурой, полученной плавлением в лазерном порошковом слое. Наноструктура состоит из упорядоченной фазы, богатой Al & Ni, и неупорядоченной фазы, богатой Cr & Fe, а наноструктурный сплав обладает хорошей геометрической упругостью [104]. AlCrFeMnNi HEA был получен методом аэрозольной предварительно легирующей порошковой лазерной добавки. Микротвердость достигала 5230 HV [105]. FeCoCrNi HEA был подготовлен SLM. Установлено, что предел текучести образца составляет 600 МПа, что более чем в 3 раза выше, чем у образца, полученного вакуумно-дуговой плавкой (188 МПа) [92]. Учитывая уникальные преимущества технологии аддитивного производства, применение технологии аддитивного производства для приготовления LWHEAs является направлением будущего развития. Кроме того, стоимость оборудования для аддитивного производства высока, а не массовое производство и другие проблемы, с которыми приходится сталкиваться. Сравнение и обобщение различных технологических характеристик продуктов HEA для 3D-печати показано в таблице 3 [81] Для DED более низкая скорость сканирования приведет к большему размеру зерна и более низкой прочности по сравнению с продуктами печати SLM и EBM. С другой стороны, концентрированная потребляемая энергия и более быстрое время действия процессов DED и SLM в процессе печати приведут к большему градиенту температуры, что приведет к более высокому остаточному напряжению, что повлияет на микроструктуру печатной продукции, а микроструктура повлияет на макроскопические механические свойства. В частности, для LWHEAs элементы сплава должны включать большинство легких элементов, таких как Al, Mg и Li. Между тем, легкие элементы, такие как Mg и li, имеют низкую температуру плавления, а их давление паров высокое. Они также могут взорваться, что затруднит процесс формирования LWEA. Таблица 3 Сравнительная сводка процессов DED, SLM и EBM для печати продуктов HEA Полноразмерный стол Надлежащая термическая обработка может быть использована для устранения остаточного напряжения полиграфической продукции. Кроме того, разработка металлических порошков низкой плотности (Be, Li, Mg, Sc, Si, Sn, Zn), оптимизация процесса производства порошков и формирование порошков с высокой чистотой, высокой сферичностью, низким содержанием кислорода и равномерным распределением могут эффективно повысить точность и качество поверхности продуктов LWHEAs для 3D-печати и уменьшить количество дефектов Процесс печати клеевого распыления и экструзии материала может быть использован, чтобы избежать термического напряжения в продуктах HEA печатается DED и SLM, что помогает уменьшить трещины и деформацию [81]. Кроме того, существует ряд новых процессов подготовки LWHEA, которые мы подробно обсудим в части 5 этой статьи. Микроструктура и характеристики Прочность и пластичность являются ключевыми механическими свойствами конструкционных материалов, и для всех материалов прочность и пластичность являются взаимоисключающими, и LWHEAs не являются исключением. Их прочность и пластичность сильно зависят от состава, микроструктуры и обработки. Учитывая, что все три компонента образуют бесконечное пространство, установление четко определенных отношений между обработкой, структурой и свойствами в LWHEAs чрезвычайно сложно. Поэтому, обеспечивая высокую прочность, повышение пластической емкости является важным направлением для будущего развития LWHEA. В качестве ориентира можно использовать следующие идеи: (1) измельчение зерна. (2) Разработать систему LWHEAs с твердым раствором с двойным сосуществованием фаз FCC и BCC. (3) Формирование двойных кристаллов для улучшения пластичности. Близнецы могут как блокировать вывихнутое движение, так и поглощать вывих, тем самым повышая пластичность. (4) Введение наночастиц второй фазы для улучшения пластичности. Кроме того, пластичность LWHEAs может быть улучшена за счет большой пластической деформации, пластика, индуцированного трансформацией (TRIP) и пластичности, индуцированной двойникованием (TWIP). На механические свойства сплавов большое влияние оказывает фазовая микроструктура. Например, структуры BCC и FCC могут улучшить HEA с высокой прочностью и пластичностью соответственно. Когда в сплаве присутствует небольшое количество интерметаллидов, он может играть определенную укрепляющую роль. Большинство LWHEAs не только имеют одну фазу твердого раствора, но часто существуют в виде двойной или даже полифазной. В таблице 4 приведены данные о плотности, методах получения и фазовой структуре некоторых типичных LWHEA. Таблица 4 Способ приготовления, плотность, фазовая структура LWHEAs Полноразмерный стол MA-Механическое легирование, плазменное спекание SPS-Spark. Различные методы приготовления часто приводят к разной микроструктуре и свойствам. Оценивали микроструктуру и механические свойства ВЭА AlCoCrFeNi, полученных методом селективной электронно-лучевой плавки (СЭБМ), и того же сплава, полученного обычным литьем, как показано на рис. 4 См. А–С. Установлено, что B2/BCC являются основными фазами как в образцах литья, так и в образцах SEBM, а фазы B2 и BCC соответствуют фазе, богатой Al-Ni, и фазе, богатой Cr-Fe, соответственно. В образце SEBM фаза FCC (фаза, богатая Co-Cr-Fe) осаждается на границе зерен смешанной фазы B2/BCC, а содержание фазы FCC внизу значительно выше, чем наверху. Из-за осаждения фазы FCC пластическая деформационная способность образца SEBM значительно выше, чем у литого образца, но твердость снижается [84]. Контроль содержания элементов сильно изменит фазовый состав и свойства. Как показано на рис. 4 См. D–F, установлено, что сплав Al-Ti-Cr-Mn-V состоит из фаз BCC и FCC. Соотношение и морфологию фазы ОЦК и фазы ГЦК можно контролировать, регулируя содержание V-элемента для достижения хорошей комбинации прочности и пластичности [115]. Инжир. 4 Рисунок 4 Фазовые и микроструктурные характеристики LWHEA. Фаза EBSD, обратная полюсная фигура (IPF) и микрофотографии SEM литого (A1-A3) и обработанного DED AlCoCrFeNi HEA в верхней (B1-B3) и нижней областях (C1-C3) [84]. Изображения SEM и фаза EBSD литого Al50(TiCrMn)45V5 (Д1-Д2), Ал50(TiCrMn)37.5V12.5 (Е1-Е2), Ал50(TiCrMn)30V20 (Ф1-Е2) [115 см.] Полноразмерное изображение Zhang et al. [116] приготовили AlCuFeMnTiV LWHEAs с двойными кристаллами. Они обсудили микроструктуру, эксплуатационные характеристики и механизм разрушения сплава, установлено, что возникновение нанодвойника фазы ГЦК при термической обработке хорошо влияет на границу зерен (рис. 5). При температуре термообработки 1050 °C сплав обладает наилучшими комплексными механическими свойствами. Плотность 6,28 г см−3, твердость составляет 618,44 HV, предел прочности на сжатие и предел текучести составляют 2630 МПа и 2060 МПа соответственно, а деформация пластика составляет 15,83%. Инжир. 5 Рисунок 5 Изображения EDS блока AlCuFeMnTiV LWHEA, спеченного при 1050 °C. B TEM BF-изображение и SAED блока AlCuFeMnTiV LWHEA, спеченного при 1050 °C [116] Полноразмерное изображение](https://ru-metal.ru/wp-content/uploads/2023/05/tablica-3.jpg)
Надлежащая термическая обработка может быть использована для устранения остаточного напряжения полиграфической продукции. Кроме того, разработка металлических порошков низкой плотности (Be, Li, Mg, Sc, Si, Sn, Zn), оптимизация процесса производства порошков и формирование порошков с высокой чистотой, высокой сферичностью, низким содержанием кислорода и равномерным распределением могут эффективно повысить точность и качество поверхности продуктов LWHEAs для 3D-печати и уменьшить количество дефектов Процесс печати клеевого распыления и экструзии материала может быть использован, чтобы избежать термического напряжения в продуктах HEA, напечатанных DED и SLM, что помогает уменьшить трещины и деформацию [81]. Кроме того, существует ряд новых процессов подготовки LWHEA, которые мы подробно обсудим в части 5 этой статьи.
Микроструктура и характеристики
Прочность и пластичность являются ключевыми механическими свойствами конструкционных материалов, и для всех материалов прочность и пластичность являются взаимоисключающими, и LWHEAs не являются исключением. Их прочность и пластичность сильно зависят от состава, микроструктуры и обработки. Учитывая, что все три компонента образуют бесконечное пространство, установление чётко определенных отношений между обработкой, структурой и свойствами в LWHEAs чрезвычайно сложно. Поэтому, обеспечивая высокую прочность, повышение пластической емкости является важным направлением для будущего развития LWHEA.
В качестве ориентира можно использовать следующие идеи:
- (1) измельчение зерна
- (2) Разработать систему LWHEAs с твердым раствором с двойным сосуществованием фаз FCC и BCC
- (3) Формирование двойных кристаллов для улучшения пластичности. Близнецы могут как блокировать вывихнутое движение, так и поглощать вывих, тем самым повышая пластичность
- (4) Введение наночастиц второй фазы для улучшения пластичности.
Кроме того, пластичность LWHEAs может быть улучшена за счет большой пластической деформации, пластика, индуцированного трансформацией (TRIP) и пластичности, индуцированной двойникованием (TWIP). На механические свойства сплавов большое влияние оказывает фазовая микроструктура. Например, структуры BCC и FCC могут улучшить HEA с высокой прочностью и пластичностью соответственно. Когда в сплаве присутствует небольшое количество интерметаллидов, он может играть определенную укрепляющую роль. Большинство LWHEAs не только имеют одну фазу твёрдого раствора, но часто существуют в виде двойной или даже полифазной. В таблице 4 приведены данные о плотности, методах получения и фазовой структуре некоторых типичных LWHEA.
MA-Механическое легирование, плазменное спекание SPS-Spark
Различные методы приготовления часто приводят к разной микроструктуре и свойствам. Оценивали микроструктуру и механические свойства ВЭА AlCoCrFeNi, полученных методом селективной электронно-лучевой плавки (СЭБМ), и того же сплава, полученного обычным литьем, как показано на рис. 4 См. А–С. Установлено, что B2/BCC являются основными фазами как в образцах литья, так и в образцах SEBM, а фазы B2 и BCC соответствуют фазе, богатой Al-Ni, и фазе, богатой Cr-Fe, соответственно. В образце SEBM фаза FCC (фаза, богатая Co-Cr-Fe) осаждается на границе зёрен смешанной фазы B2/BCC, а содержание фазы FCC внизу значительно выше, чем наверху. Из-за осаждения фазы FCC пластическая деформационная способность образца SEBM значительно выше, чем у литого образца, но твердость снижается [84]. Контроль содержания элементов сильно изменит фазовый состав и свойства. Как показано на рис. 4 См. D–F, установлено, что сплав Al-Ti-Cr-Mn-V состоит из фаз BCC и FCC. Соотношение и морфологию фазы ОЦК и фазы ГЦК можно контролировать, регулируя содержание V-элемента для достижения хорошей комбинации прочности и пластичности [115].
Фазовые и микроструктурные характеристики LWHEA. Фаза EBSD, обратная полюсная фигура (IPF) и микрофотографии SEM литого (A1-A3) и обработанного DED AlCoCrFeNi HEA в верхней (B1-B3) и нижней областях (C1-C3) [84]. Изображения SEM и фаза EBSD литого Al50(TiCrMn)45V5 (Д1-Д2), Ал50(TiCrMn)37.5V12.5 (Е1-Е2), Ал50(TiCrMn)30V20 (Ф1-Е2) [115 см.]
Zhang et al. [116] приготовили AlCuFeMnTiV LWHEAs с двойными кристаллами. Они обсудили микроструктуру, эксплуатационные характеристики и механизм разрушения сплава, установлено, что возникновение нанодвойника фазы ГЦК при термической обработке хорошо влияет на границу зерен (рис. 5). При температуре термообработки 1050 °C сплав обладает наилучшими комплексными механическими свойствами. Плотность 6,28 г см−3, твёрдость составляет 618,44 HV, предел прочности на сжатие и предел текучести составляют 2630 МПа и 2060 МПа соответственно, а деформация пластика составляет 15,83%.
Изображения EDS блока AlCuFeMnTiV LWHEA, спеченного при 1050 °C. B TEM BF-изображение и SAED блока AlCuFeMnTiV LWHEA, спеченного при 1050 °C [116]
В работе Mu et al. [117] они напечатали HEA со скелетом, осаждённым дислокацией, состоящим из высокой плотности дислокаций и большого объёма осажденных фаз с помощью процесса SLM, что привело к значительной синергии прочности и пластичности со сверхвысокой прочностью на растяжение ∼ 1,8 ГПа, максимальным удлинением ~ 16%. Сверхвысокая прочность была в основном обусловлена синергетическим упрочнением дислокаций и осаждения, в то время как большая пластичность — эволюцией структур с множественными разломами штабелирования (SF). Дислокации высокой плотности (ГНБ), которые переплетаются в очевидную сетевую структуру, появляющуюся в ДПС и STEM, и паттерны энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (EDX), описывающие ГПБ, окруженные жесткими дисками, что указывает на отсутствие очевидного разделения элементов (рис. 6 А). Строение и химический состав неупорядочены. Фазы многокомпонентной матрицы (DOMCM) и упорядоченного многокомпонентного нанопреципитата (OMCNP) были охарактеризованы с использованием методов картирования HAADF-STEM с поправкой на аберрации и EDX с атомным разрешением на рис. 6B. На рисунке 6C показана архитектура DPS, состоящая из дислокационных сетей и упорядоченных многокомпонентных наноосажденных частиц.
Li et al. [44] обнаружили, что Mgx(MnAlZnCu)100-х серийные сплавы обладали высокой прочностью на сжатие, что было проанализировано как связанное с упрочнением в твердом растворе и диффузионным упрочнением Al-Mn фазы сплавов. Установлено, что повышение прочности и пластичности сплавов серий Al–Mg–Li–(Zn, Cu, Sn) [58] и AlMgZnCuSi [57] LWHEAs связано с увеличением α-Al-фазы.
Юрченко и др. [118] также обнаружили, что AlNbTiVZr0.5 сплав показал высокую пластичность, которая, как было проанализировано, обусловлена снижением сопротивления скольжению дислокаций, вызванным упорядоченной фазой В2. Также было обнаружено, что добавление Cr улучшало жаропрочность сплава, но пластичность при комнатной температуре снижалась из-за образования фазы Лавеса. На этом основании Степанов и др. установили, что добавление следовых количеств Zr к сплаву на основе ВСК (AlNbTiV) приводит к получению сплава с пластичностью 50% при комнатной температуре [119]. Аль20Литий20Мг10Ск20Ти30 с плотностью всего 2,67 г/см3 изменил структуру с FCC на структуру HCP после отжига при 500 °C в течение 1 ч, а твердость также снизилась с 5,8 ГПа до 4,9 ГПа [40]. Степанов и др. [113, 114] обнаружили, что увеличение содержания Cr и Al может улучшить твердость сплавов AlCrxNbTiV и AlxNbTiVZr соответственно. Фаза Лавеса увеличивалась с увеличением содержания Cr и Al. Huang et al. [120] добавили B, C и Si в AlCrTiV, чтобы ввести вторую фазу, а именно TiB, TiC и Ti5Си3соответственно. Повышается твердость системы сплавов. Это исследование приносит новые идеи для проектирования LWHEA.
Изображение BF STEM 3D-FCNAT780, показывающее сеть жёстких дисков. STEM-изображение сети ГНБ с дислокационными клубками и ГНБ на границе субзерен с дислокационными клубками, соответствующие карты ЭЦП, показывающие сегрегацию элементов, на границе подзершей не обнаружены.
B Изображение STEM высокого разрешения с высоким углом кольцевого темного поля (HAADF), показывающее L12 типовой упорядоченный многокомпонентный нанопреципитат (OMCNP) и неупорядоченная многокомпонентная матрица FCC (DOMCM), а также подтверждающие карты межфазной когерентности и энергодисперсионной рентгеновской спектроскопии (EDX), показывающие композиционное распределение OMCNP и DOMCM.
На изображениях справа показаны соответствующие паттерны быстрого преобразования Фурье (БПФ). Изображение HAADF-STEM с атомным разрешением и соответствующее. Карты EDX, показывающие распределение атомов и местоположение Fe, Co, Ni, Al и Ti для OMCNP.
C Схематическое иллюстрирование архитектуры дислокационно-осадочного скелета (DPS), состоящей из сети OMCNP и HDD. [117 см.]
Изучено развитие микроструктуры AlCoCrFeNi HEA, отожжённого и сжатого при 1 100 °C. Как показано на рис. 7, литой сплав имеет смесь упорядоченного L12 и фазы В2. После отжига микроструктура представляет собой фазу тонкой пленки FCC, которая демонстрирует очевидную прочную пластическую комбинацию. Однако образец высокотемпературного сжатия представляет собой двухфазную структуру, состоящую из тонкой равноосной фазы FCC и фазы BCC. Это означает, что многофазное измельчение зерна может быть достигнуто, а деформационная способность сплава может быть улучшена соответствующей деформационной обработкой [121]. Механические свойства при растяжении и механизм деформации Zr1.2V0.8NbTi2Аль0.3, Zr1.2V0.8NbTi3.6Аль0.3 и Zr1.2V0.8NbTi3.6Аль0.6 Были оценены LWHEA, как показано на рис. 8. Результаты показывают, что эти LWHEAs имеют отличное соотношение предела текучести и пластичности, а также удельный предел текучести Zr1.2V0.8NbTi3.6Аль0.6 LWHEA более чем на 40% выше, чем у разработанного HEA. Кроме того, Zr1.2V0.8NbTi2Аль0.3 и Zr1.2V0.8NbTi3.6Аль0.3 LWHEAs в основном представляют собой плоское скольжение на начальной стадии деформации, в то время как Zr1.2V0.8NbTi3.6Аль0.6 LWHEAs имеют дипольные дислокационные стенки из-за поперечного скольжения. Это указывает на то, что добавление Al способствует режиму поперечного проскальзывания LWHEAs во время деформации, в то время как добавление Ti существенно не изменяется [122].
A Схемы микроструктурной эволюции в отливке AlCoCrFeNi HEA путем отжига и высокотемпературного сжатия при 1100 °C.
B Фазовые карты детектирования обратного рассеяния электронов (EBSD), полученные из (B) отлитого (AC), C отожженного при 1100 °C (A11) и сжатого D при 1100 °C (C11) образцов высокоэнтропийного сплава (HEA) AlCoCrFeNi при малом увеличении [121]
A–C Изображения светлого поля ПЭМ и соответствующие картины дифракции электронов выбранной области (SAED) перекристаллизованного Zr1.2V0.8NbTi2Аль0.3 (А), Зр1.2V0.8NbTi3.6Аль0.3 (Б) и Zr1.2V0.8NbTi3.6Аль0.6 (C). Синие стрелки в (A) и (B) представляют собой массивы компланарных дислокаций; красные стрелки в (C) представляют собой дислокационные диполи, при распространении дислокации были индуцированы стенки дислокационного диполя [отмечены зеленой стрелкой в (C)]. D–E сравнения предела текучести-пластичности (D) и удельного предела текучести-пластичности (E) перекристаллизованного Zr1.2V0.8NbTi2Аль0.3 ((1)), Zr1.2V0.8NbTi3.6Аль0.3 ((2)) и Zr1.2V0.8NbTi3.6Аль0.6 ((122)) LWHEAs с частью ранее разработанных HEA
Теория проектирования композиции и имитационное исследование LWHEAs
Термодинамические критерии
Чтобы предсказать фазовый состав LWHEAs и лучше ориентироваться в дизайне компонентов LWHEA, исследователи предложили некоторые термодинамические критерии в сочетании с правилом Юма-Ротери. Считается, что на образование твердого раствора в ГЭА влияет энтальпия перемешивания (ΔHсмешивать), энтропия смешения (ΔSсмешивать), термодинамические параметры (Ω), разность атомных радиусов (δ), электроотрицательная разность (Δχ) и валентная концентрация электронов (VEC) [123,124,125]. Это также применимо к LWHEA. Zhang et al. [123] предложили ΔHсмешивать-δ критерий, где
Cя — атомная доля элемента i; Rя — радиус атома i; R — газовая постоянная, принимающая 8.314 Дж/ (моль· K). Когда − 15 ≤ ΔHсмешивать ≤ 5 кДж/моль, 12 < ΔSсмешивать ≤ 17,5 Дж/(К·моль), δ < 6,5% система HEA имеет тенденцию образовывать фазу твердого раствора. Guo et al. [126] обнаружили, что фазообразование HEA связано с параметрами ΔHсмешивать, ΔSсмешивать и δ. Простая фаза твердого раствора может образовываться при 11 ≤ ΔSсмешивать ≤ 19,5 Дж/(к·моль), − 11,6 ≤ ΔHсмешивать ≤ 3,2 кДж/моль и δ ≤ 6,6%. Для квазиизмерения ΔHсмешивать-δ, хотя влияние атомного несоответствия на энергию деформации твердого раствора и влияние ΔHсмешивать на термодинамическую устойчивость твердого раствора, влияние ΔSсмешивать Термодинамическая устойчивость твердого тела игнорируется. С целью более точного прогнозирования формирования фазы ВЭА был предложен новый критерий Ω-δ [124, 127], в котором:
Tm — теоретическая температура плавления сплава. Теоретическую температуру плавления многоосновного сплава можно рассчитать по формуле (5). При Ω > 1 и δ ≤ 6,6 значение Tm·ΔSсмешивать превосходит ΔHсмешивать, и HEA имеет тенденцию образовывать простую структуру твердого раствора. Согласно ΔHсмешивать -δ критерий и ω -δ тенденция к образованию твердого раствора в ВЭА может быть только предсказана, но фазовая структура твердого раствора не может быть определена. Guo et al. [125] предложили критерий VEC, изучив взаимосвязь между концентрацией валентных электронов VEC и структурой фазы твердого раствора в HEA, а именно, когда VEC < 6.87, он имеет тенденцию образовывать твердый раствор BCC. При 6,87 < VEC < 8,0, имеет тенденцию к образованию смешанного твердого раствора BCC + FCC; Когда VEC ≥ 8.0, твердый раствор FCC имеет тенденцию к образованию. Стоит отметить, что каждый эмпирический параметр имеет некоторые ограничения при использовании традиционного критерия для прогнозирования фазовой структуры ВЭА, и он неприменим к системам ВЭА. Например, сплав AlNbTiVZr удовлетворяет критерию энтальпии смешения и разности атомных радиусов δ для образования однофазной структуры, но имеет многофазную структуру BCC + Laves + ZrAl [128]. Однако сплав AlNbTiV не отвечает критериям смешения энтальпии и разности атомных радиусов δ для формирования однофазной структуры, а имеет простую фазовую структуру ОЦК [120]. Takeuchi et al. обнаружили, что при VEC = 3 HEA имеет тенденцию образовываться гексагональная структура плотной упаковки (HCP) [129]. Поэтому необходимо найти более точный метод прогнозирования фаз для LWHEA.
Расчет фазовых диаграмм
Не очень точно предсказывать фазовую структуру LWHEAs по традиционному термодинамическому критерию. В настоящее время расчёт фазовых диаграмм (CALPHAD) является важным методом, которым руководствуются при проектировании состава HEA. Zhang et al. [130] представили принципиальную схему CALPHAD и создали самосогласованную термодинамическую базу данных системы Al–Co–Cr–Fe–Ni. База данных охватывает полный диапазон состава всех бинарных и тройных компонентов системы Al–Co–Cr–Fe–Ni.
Huang et al. [120] разработали и подготовили AlCrTiVC LWHEA с двухфазной структурой с использованием CALPHAD. Sun et al. [128] смоделировали микроструктуру HEA с помощью CALPHAD и доказали, что Al и Ti могут способствовать образованию фазы ОЦК.
Yao et al. [131] использовали программное обеспечение для расчета фазовых диаграмм Thermo Calc для моделирования фазовых диаграмм ВЭА NbTaTiV и NbTaVW, и результаты моделирования соответствовали экспериментальным результатам.
Senkov et al. [112] смоделировали и рассчитали фазовую диаграмму CrNbTiZr HEA. Традиционный метод проб и ошибок отличается низкой эффективностью, высокой стоимостью, длительным экспериментальным периодом. Высокопроизводительный подход в сочетании с CALPHAD, используемым для скрининга состава и свойств LWHEA, ускорит темпы проектирования HEA, особенно для многокомпонентных систем, которые могут быть настроены для удовлетворения потребностей сплавов с особыми свойствами.
Как показано на рис. 9, Feng et al. [132] разработали прочные, недорогие и устойчивые к высоким температурам целевые LWHEA, используя метод расчета с высокой пропускной способностью на основе CALPHAD. Из более чем 3 000 композиций 8 сплавов-мишеней (рис. 9 А) были окончательно отобраны, и LWHEAs с превосходными свойствами были успешно идентифицированы из большого количества исходных компонентов (сплавы 1 и 8, рис. 9 Б). Чувствительность структур БКК, усиленных наноразмерным L21 Оценивали осадки по химическому составу LWHEA. Влияние химического состава на атомное положение, занимаемое в L21 эволюция структуры и морфологии L21 выявлена фаза LWHEAs (рис. 9 C).
A Графики напряжений-деформаций сжатия сплавов 1–8 при RT
B Сравнение предела текучести в зависимости от температуры между сплавами 1, 8 и другими аналогичными материалами (все эти сплавы на основе BCC находятся в литом состоянии)
Схема C, показывающая занятость атомарной площадки в многокомпонентном L21 структура и морфология эволюции L21 фаза, которая зависит от химического состава обнаруженных LWHEA. Сплавы 1–8 обозначаются как: Сплавы 1 (Al20Кр5Фе50Мн20Ти5), 2 (Al25Кр5Фе50Мн15Ти5), 3 (Al35Кр5Фе40Мн10Ти10), 4 (Al30Кр10Фе35Мн15Ти10), 5 (Al30Кр5Фе40Мн15Ти10), 6 (Al30Кр5Фе45Мн10Ти10), 7 (Al30Кр5Фе50Мн10Ти5), и 8 (Al15Кр5Фе50Мн25Ти5) [132]
Тем не менее, метод CALPHAD всё ещё имеет некоторые проблемы в настоящее время. Например, из-за того, что все его вычислительное моделирование проводится на основе термодинамики, некоторые метастабильные фазы, микроструктура и переходные фазы в сплаве не могут быть получены [133]. Кроме того, в настоящее время термодинамическая база данных многокомпонентных сплавов недостаточно совершенна, и моделируемая фазовая диаграмма не может полностью соответствовать экспериментальным данным. Например, Степанов и др. [134] установили, что равновесная фазовая диаграмма Al0.5CrNbTiV0.5 и AlCrNbTiV HEA не смогли полностью соответствовать экспериментальным данным. Поэтому метод CALPHAD для проектирования LWHEAs нуждается в дальнейшем изучении.
Проектирование LWHEAs с помощью машинного обучения
Передовые стратегии проектирования HEA и эффективные инструменты необходимы для быстрого изучения превосходных систем сплавов и перспективных свойств для проектирования HEA. В настоящее время CALPHAD в основном используется для прогнозирования фазовой структуры LWHEA, но из-за несовершенства термодинамической базы данных сплава результаты моделирования не могут полностью совпадать с экспериментальными результатами [76, 133]. Совсем недавно методы машинного обучения (ML) использовались для оптимизации конструкции компонентов LWHEA. На рис. 10 См. A, сочетая метод CALPHAD и ML, из более чем 300 000 данных равновесной фазы, состоящих из восьми элементов, идентифицированы пять наиболее важных дескрипторов, которые используются для описания однофазной и смешанной фазы в сложном пространстве температурного состава HEA. Пять характерных обученных моделей машинного обучения были проверены 155 точками экспериментальных данных отжига, и было предсказано 213 новых однофазных семейств сплавов AlCrNiFeMn и AlCrCoNiFeTi со структурами BCC и FCC [135].
Дальнейшее проектирование однофазных HEA путем объединения CALPHAD и машинного обучения для разработки правил выбора фаз [135]
B Машинное обучение для стресс-анализа медицинских изделий [136].
C Результаты итерационного цикла I и (а) сравнения прогнозируемых значений твердости с измерениями сплавов по данным обучения и нашим экспериментальным данным. b) твердость вновь синтезированного сплава в зависимости от числа циклов. Диаграмма вставки (b) отображает прогнозируемое значение в зависимости от количества итераций, демонстрируя тенденцию, аналогичную измеренному значению [137]
Как показано на рис. 10 См. B, новый метод машинного обучения был разработан для быстрого и автоматического проектирования искусственного сердечного клапана и анализа напряжений. Для набора конструктивных параметров искусственного сердечного клапана обученная модель машинного обучения может выводить геометрические распределения и распределения напряжений в течение 1 с, а метод машинного обучения демонстрирует большой потенциал в качестве быстрого и надёжного инструмента проектирования, который может быть применен в области развития свойств LWHEAs [136]. На рисунке 10С показано использование модели поиска машинного обучения для нахождения ВЭА с высокой твердостью в системе Al–Co–Cr–Cu–Fe–Ni [137]. В ходе семи экспериментов было обнаружено, что 17 из 42 вновь синтезированных сплавов имеют твёрдость на 10% выше, чем оптимальное значение исходного набора обучающих данных. Стратегия предоставляет формулу для быстрой оптимизации многокомпонентных систем, таких как объемное металлическое стекло и жаропрочные сплавы, для достижения желаемой производительности. Аналогичные стратегии проектирования могут быть использованы для оптимизации других свойств, таких как LWHEA с высокими параметрами прочности и подготовки покрытий HEA. Каркас также может быть распространён на объёмное металлическое стекло и жаропрочные сплавы, которые сталкиваются с теми же трудностями, что и конструкции из многокомпонентных сплавов. Разработка более точных моделей машинного обучения для помощи в проектировании компонентов LWHEAs также является одной из важных работ в будущем.
Перспективы и будущие возможности
Новые системы сплавов
Суровые условия труда требуют более высоких комплексных свойств металлических материалов. LWHEA характеризуются низкой плотностью, устойчивостью к высоким температурам, коррозионной стойкостью и износостойкостью и являются идеальными материалами для многих промышленных применений в будущем [24, 27, 138, 139]. LWHEAs можно разделить на два типа в зависимости от фазового состава. Один из видов LWHEA, матрица которых состоит из твердой фазы, такой как фаза BCC или B2 [134, 140, 141], обладают высокой прочностью, но плохой пластичностью, что ограничивает их применение в промышленной сфере. Второй тип LWHEAs состоит из твердой фазы и мягкой фазы, включая FCC + BCC, обладающих как прочностью, так и ударной вязкостью [109, 142]. Этот вид LWHEAs имеет широкий спектр применения и огромный потенциал промышленного применения, и их структурное проектирование или оптимизация производительности должны быть в центре внимания будущих исследований. В будущем может быть разработана система LWHEA, содержащая элементы Cu и Ni, для получения двухфазной структуры твёрдого раствора с лучшей ударной вязкостью FCC и BCC. Износостойкость LWHEAs может быть улучшена за счёт регулировки таких элементов, как Mn и V. Износостойкость LWHEAs была оптимизирована путем контроля соотношения Cu и Ti. Стоит отметить, что элементы низкой плотности, такие как Ti, Li и Sc, дороги и не подходят для массового промышленного производства LWHEA. Таким образом, основное внимание в будущей работе системы LWHEAs уделяется поиску недорогих заменяющих элементов, сохраняя при этом превосходные свойства LWHEA.
Новый процесс получения сплавов
Низкая стоимость и высокая эффективность процесса подготовки могут повысить конкурентоспособность LWHEA. В настоящее время вакуумно-дуговая плавка [113], вакуумно-индукционная плавка [57, 58] и механическое легирование [109] являются основными методами подготовки LWHEA, о которых сообщалось выше. Процесс плавки прост, но подвержен сегрегации. Высокая стоимость и фактор риска порошковой металлургии ограничивают крупносерийное производство сплавов. Аддитивное производство позволяет изготавливать детали LWHEAs с нестандартной геометрией. Таким образом, использование технологии аддитивного производства для изучения низких стоимости, риска, потерь и высокоэффективного процесса подготовки для получения наилучших характеристик LWHEAs также может быть одним из основных направлений исследований в будущем. В будущем применение продуктов LWHEA, производимых по технологиям аддитивного производства, заслуживает обширных и глубоких исследований.
Возможные области применения
LWHEAs могут использоваться в качестве идеальных конструкционных материалов и имеют большой потенциал промышленного применения [69, 70]. LWHEA, содержащие Al, Ni и Cr, обладают отличной коррозионной стойкостью.
Tan et al. [143] изучили коррозионные характеристики Al2NbTi3V2Zr LWHEA в 10% (массовая доля) HNO3, и обнаружил, что коррозионная стойкость сплава лучше, чем у сплава Ti64. AlFeMnSi, недорогая LWHEA, также демонстрирует хорошую коррозионную стойкость, сравнимую с нержавеющими сталями 304 [144]. LWHEA обладает отличными механическими свойствами и коррозионной стойкостью к морской воде, может заменить нержавеющую сталь, широко используемую на судах, трубопроводах и в других специальных средах, требующих отличной коррозионной стойкости.
Еще одна перспектива применения LWHEAs — это высокотемпературные материалы. Maulik et al. [64, 109] обнаружили, что AlFeCuCrMgx обладает высокой термической стабильностью при температуре ниже 500 °C. Исследования показали, что элементы Al и Si образуют защиту от окисления на поверхности Al20Быть20Фе10Си15Ти35 сплав, причем сплав показывает хорошую стойкость к высокотемпературному окислению при 900 °C, что превосходит Ti–6Al–4 V [38]. Юрченко и др. [40] обнаружили, что твёрдость сплава AlCrxNbTiV увеличивается после отжига при 800 и 1000°С, а обработка отжигом почти не влияет на твёрдость сплава, проявляя хорошую стойкость к высокотемпературному размягчению. Это показывает, что потенциал LWHEA в области высоких температур огромен.
Заключение
В данной работе рассмотрена история развития, основные технологии получения, технология и механические свойства LWHEA. LWHEAs обладают отличными характеристиками HEA, но также имеют более низкую плотность, являются идеальными высокоэффективными экологически чистыми материалами для защиты окружающей среды. Проектирование сплавов с помощью машинного обучения и непрерывное совершенствование технологии аддитивного производства оптимизируют процесс проектирования и подготовки системы LWHEA и обеспечивают лучший контроль над затратами. LWHEA, вероятно, станут сплавами, используемыми в крупномасштабных промышленных применениях.
Авторы и аффилиации