导读
激光粉末熔融(L-PBF)增材制造提供微观结构微调能力，可以根据需要设计合金适应微观结构的不均匀性和层次性(MHH)，并且表现出较低的热裂纹敏感性。然而，柱状生长以毛细效应和应变调节能力差为特征。尽管在L-PBF过程中，溶质偏析在晶胞和树枝状生长模式中非常突出，但溶质偏析对合金HCS和L-PBF的影响仍然未被广泛探索。在这里，证明溶质偏析影响亚稳Fe40Mn20Co20Cr15Si5（at.%）高熵合金(CS-HEA)的柱状生长、凝固过程中的晶粒长大行为和机械性能，该合金掺杂0.5wt.%B4C（称为CS-BC）。提出一个理论框架，表明在L-PBF过程中，边界强化可以降低合金HCS。在已建成的CS-BC中，硼（一种边界增强剂）分离到凝固晶胞边界，而碳留在固溶体中。与已构建的CS-HEA相比，已构建的CS-BC表现出抑制的柱状生长、更小的晶粒尺寸和更高的强度。此外，CS-BC的宽无裂纹L-PBF加工窗口允许微调其MHH，从而调整其机械性能。退火后，随着含碳沉淀物的形成，CS-BC表现出亚稳的微观结构和相变诱导的塑性效应，这导致高强度-塑性协同效应。这些发现将促进合金的设计，促进使用L-PBF进行特定应用的制造，从而扩大L-PBF在结构应用中的应用范围。正文
精确的控制系统变量、温度梯度(G)以及生长率(R)使激光粉末熔融(L-PBF)增材制造工艺具备生成分层特征（跨越多个长度尺度的特征）和异质特征（不同长度的特征细晶粒和粗晶粒的相）的能力。值得注意的是，凝固参数G和R控制着材料的形态和尺寸微观结构特征以及凝固熔体池中这些凝固参数的变化导致微观结构的不均匀性和层次性（MHH）。在L-PBF中，这些凝固参数，因此MHH可以通过仔细选择工艺参数，如激光功率（P）和扫描速度（v）。虽然L-PBF中的精确控制系统可能允许在近中尺度或宏观尺度上微调结构特征，微结构灵活且可打印的材料，便于MHH仍然是必需的。构成MHH的特征包括晶界、位错、固溶体中的溶质原子、析出物、多相微观结构和细晶颗粒。非等原子高熵合金非常适合这样的MHH。Mishra等人和Nene等人总结成分微调是如何产生层错能的改变，从而激活变形机制，如相变诱发塑性（TRIP）在异相亚稳HEA中。此外，由固溶体和沉淀产生的微观结构层次导致HEA表现出固溶体和沉淀强化机制。材料中的这种层次结构和异质性产生优异强度-延性协同效应。最新技术也证实L-PBF处理HEA的微观结构层次和异质性。因此，L-PBF能够在多个长度尺度上结合分层和异构结构裁剪结构特征HEAs的微观结构形成能力是一种协同效应。尽管L-PBF工艺有其优点，但某些缺点会影响加工合金和合金的机械性能抑制L-PBF在制造业应用中的广泛推广。首先，在L-PBF中改变G和R对生产至关重要MHH，熔融池中可能存在一组特定的热梯度和生长速率，柱状生长是有利的。这种柱状生长可以通过平面的方式或凝固前沿的树枝状生长。在LPBF中，柱状生长倾向的增加也是由于强烈的热梯度指向底部的基板。竞争性增长就是在这样的条件下发生的，因此晶体具有易于生长的方向（沿对于立方晶体），与明确定义的热梯度对齐，可能会使微观结构过度拥挤。此外，在L-PBF内外延生长的有利条件也可能导致柱状晶粒跨越多个熔体池[21]。因此，L-PBF的过程本质上有利于柱状生长。由于毛细效应以及凝固过程中细胞和柱状枝晶的应变调节能力差，这种柱状生长导致材料的热裂纹敏感性（HCS）增加。
当然，HEA也易于柱状生长。然而只有当合金可以在一个平面上打印时，微观结构灵活的HEA和L-PBF才能真正发挥协同作用广泛的工艺参数，一个可能直接影响凝固过程中晶粒聚结行为的因素在目前的L-PBF合金设计策略中很少考虑，是溶质分离。在L-PBF中发生的细胞和树枝状生长是通过在凝固初期的树枝状区域以及在凝固后期（当晶粒形成时）的晶界处排斥溶质来进行的。溶质原子这种分离会影响粘结性、能量和流动性晶界的变化。值得注意的是晶界决定它们强度和凝固过程中的聚结行为，因此可能会影响HCS。边界的稳定和增强的凝聚力可能会导致抑制柱状生长和细晶组织。此外，增强固溶体和边界沉淀可能会增加合金的MHH，从而改善合金性能。边界阻止晶体的生长，这些晶体的易生长方向（对于立方材料）在L-PBF中朝向强热梯度方向。随后，更不利取向的晶体可能会生长，从而导致更随机的纹理（图2（d））。通过硼偏析降低L-PBF界面能和迁移率的另一个重要含义是降低合金的HCS。降低HCS的一种方法是抑制柱状生长。为了避免热裂纹，凝固收缩必须通过枝晶间区域的液体流动来补偿，这类似于毛细管通道。枝晶尖端和根部之间的压差随着枝晶间区域长度的增加而增加，因此该区域需要更高的液体流速。如果不满足该流速，可能会产生热裂纹。柱状生长受到抑制，导致枝晶之间存在的毛细通道长度减少。随后，枝晶尖端和根部之间的压差减小，合金HCS也减小。此外，溶质偏析引起的晶界能和自由表面能的变化也可能影响HCS。为了理解这一点，利用Rappaz、Jacot和Boettinger的枝晶臂和晶粒聚结模型，以及Rice和Wang对分离引起的晶界内聚力变化的处理，制定一个理论框架。当然，为了避免凝固过程中的晶间裂纹，必须促进晶粒桥接或聚结。现在，如果γSL是固液界面的界面能，包括颗粒和晶间液体，那么在聚结之前，总的当两个相邻晶粒之间的通道中有晶间液体时，其界面能为2γSL完全凝固，两个固体/液体界面结合，并且界面能等于γGB。当温度升高时，接近的固体/液体界面之间会发生相互作用总界面能从2γSL变为γGB时降低；例如，当γGB2γSL时，界面之间的这种有吸引力的相互作用很可能促进晶粒的聚结或桥接，如随着晶间分离的减少，晶间液膜的存在在能量上变得不利。相反地对于两个固体/液体界面之间的排斥作用，i、当γGB2γSL时，晶间液膜保持稳定因此，在较低的温度下，合金需要更多的过冷度，然后晶粒才能桥接形成连贯的固体网络因此，颗粒的聚结被延迟。在变形过程中，障碍物有效性会在内部产生微结构变形梯度必须通过累积GND来调节。GND的积累反过来产生背应力（沿反方向作用的长期应力假定为施加的剪切应力），并抑制进一步滑动。变形梯度越陡，GND越高强度越大，加固效果越好，WHR越高。相比之下，CS-BC-试样的初始WHR非常高CS-HEA（图7（b））表明CS-BC中的MHH可能在初始阶段储存高密度的GND变形（应变4%）。L-PBF中的快速凝固通过将溶质排向树枝状边界来进行。以任何三元或高阶多元合金体系中，溶质原子数较少，在边界处有更高的分离倾向。一种合金元素的这种倾向性是通过晶界富集因子（β），即晶界溶质的有效浓度与本体中溶质的浓度；β已被证明会增加。随着合金元素固溶性的降低，结合对边界强度的影响，溶质原子可分为强化或脆化。参数包括溶质原子的大小，键类型和能量，以及溶质的表面能与表面能之比溶剂。已被用于确定溶质原子是否为强化型或脆化型。因此，除了L-PBF中自然出现的易开裂柱状生长，溶质原子使边界变脆，并具有很高的在边界处分离的倾向可能会产生有害影响影响合金的HCS，从而影响其工艺。此外，分离溶质可形成边界沉淀物，其可通过钉扎降低边界能量并延迟边界迁移。这样的钉扎效应可能会抑制柱状生长，从而降低合金的HCS。
总结
在这项工作中研究F40Mn20Co20Cr15Si5高熵合金溶质偏析对L-PBF凝固行为、微观结构以及机械性能。硼和碳在同一温度下有很高的分离倾向并增强晶界内聚力。CS-BC柱状生长受到抑制，立方织构受到抑制，更细的晶胞尺寸和γ-f.c.c占主导地位的微观结构。此外固溶体、层错、沉淀和不同的晶粒尺寸构成内部微观结构的不均匀性和层次性。然而固溶体稳定的γ相中C的保留和抑制CS-BC中的相变诱导塑性效应。合金元素增强晶界内聚力还可以促进凝固过程中的晶粒聚结，防止热裂纹。对CS-BC进行退火后，富碳沉淀物在高温下形成晶胞和晶界，并重新建立亚稳态γ-f.c.c.相。这种亚稳态表现为TRIP效应。
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