Details

В рамках данного исследования были получены высокоэнтропийные порошки сплавов CoCrFeNiMnNₓ (x = 0,1, 0,2, 0,5) с различным содержанием азота методом механического легирования с использованием сплава 87M6H (Mn-87%N-6%) в качестве источника азота и порошков высокочистых элементов Co, Cr, Fe, Ni и Mn. В результате оптимизации параметров измельчения в шаровых мельницах было установлено, что оптимальное время механического легирования составляет 7,5 часов, при этом достигается почти эквимолярное распределение элементов, содержание азота близко к теоретическому значению или немного превышает его, а содержание кислорода составляет менее 0,20 % по массе. После измельчения трёх порошков в течение 7,5 часов была проведена плазменная сфероидизация, в ходе которой было изучено влияние различных газов для плазмообразования (чистый H₂, чистый N₂ и смесь N₂/H₂) на размер частиц, морфологию, состав, содержание газов и фазовую структуру. Результаты показали, что плазменная сфероидизация с использованием H₂ приводит к значительной денитрогенизации (потеря азота составляет 45–63 %) и образованию большого количества ультрадисперсных частиц-сателлитов, что приводит к бимодальному распределению частиц по размерам.Сфероидизация в плазме N₂ позволяет сохранить или немного увеличить содержание азота в порошках N0.1 и N0.2, но все же приводит к потере азота и более сильному измельчению частиц в порошке N0.5 с высоким содержанием азота. Плазма, состоящая из смеси N₂ и H₂, обеспечивает наилучший баланс между сохранением азота, сохранением размера частиц и сферичностью, особенно для порошков N0.2 и N0.5. Все сфероидизированные образцы имеют одинаковую структуру с гранецентрированной кубической решеткой без заметного содержания нитридных или оксидных фаз.При подготовке материала намеренно был добавлен избыток азота и марганца, чтобы компенсировать потерю азота в процессе высокотемпературной плазменной обработки. Таким образом, правильно подобрав содержание азота и газ для плазмообразования, можно эффективно контролировать состав и микроструктуру порошков высокоэнтропийных сплавов с добавлением азота. Это создает экспериментальную основу для контролируемого получения высокоэффективных порошков высокоэнтропийных сплавов с добавлением азота.

In this study, CoCrFeNiMnNₓ (x = 0.1, 0.2, 0.5) high-entropy alloy powders with different nitrogen contents were prepared by mechanical alloying using 87M6H (Mn-87%N-6%) alloy as the nitrogen source together with high-purity elemental Co, Cr, Fe, Ni, and Mn powders. Through optimization of the ball milling parameters, 7.5 h was determined as the optimal mechanical alloying time, near-equimolar elemental distribution, nitrogen content close to or slightly above the theoretical value, and oxygen content below 0.20 wt%. After grinding the three powders for 7.5 hours, plasma spheroidization treatment was performed, and the effects of different plasma forming gases were investigated (pure H₂, pure N₂, and N₂/H₂ mixture) on the particle size, morphology, composition, gas content, and phase structure were systematically investigated. The results show that H₂ plasma spheroidization causes significant denitrogenation (45%–63% nitrogen loss) and generates a large number of ultrafine satellite particles, resulting in a bimodal particle size distribution.N₂ plasma spheroidization maintains or slightly increases the nitrogen content in the N0.1 and N0.2 powders, but still leads to nitrogen loss and more severe particle refinement for the high-nitrogen N0.5 powder. The N₂/H₂ mixed plasma provides the best balance among nitrogen retention, particle size preservation, and sphericity, especially for the N0.2 and N0.5 powders. All spheroidized samples exhibit a single FCC phase structure without detectable nitride or oxide phases. An excess of nitrogen and manganese was intentionally added during material preparation to compensate for nitrogen loss during the high-temperature plasma process . In summary, by appropriately selecting the nitrogen content and the plasma forming gas, effective control over the composition and microstructure of nitrogen-doped high-entropy alloy powders can be achieved, providing an experimental basis for the controllable preparation of high-performance nitrogen-doped high-entropy alloy powders.

• INTRODUCTION
• CHAPTER 1 LITERATURE REVIEW
  • 1.1 Introduction to High-Entropy Alloys
    • 1.1.1 Definition and Concept
    • 1.1.2 Development History
    • 1.1.3 Four Core Effects of HEAs
  • 1.2 Properties of High-Entropy Alloys
    • 1.2.1 Chemical Composition and Classification
    • 1.2.2 Mechanical Properties
    • 1.2.3 Corrosion Resistance
    • 1.2.4 Wear Behavior
    • 1.2.5 Production Methods
  • 1.3 High-Entropy Alloys and Nitrogen Alloying
    • 1.3.2 Effect of Nitrogen on Microstructure
    • 1.3.3 Strengthening Mechanisms
    • 1.3.4 Mechanical Properties of N-Alloyed HEAs
    • 1.3.5 Applications
  • 1.4 Production Methods and Additive Manufacturing
    • 1.4.1 Conventional Production Methods
    • 1.4.2 Additive Manufacturing of HEAs
    • 1.4.3 In-Situ Nitrogen Alloying During AM
    • 1.4.4 Microstructure and Properties of AM N-HEAs
  • 1.5 Conclusions and Research Objectives
    • 1.5.1 Summary of Literature Review
    • 1.5.2 Existing Problems
    • 1.5.3 Research Objectives
• CHAPTER 2 METHODOLOGY
  • 2.1 Mechanical Alloying for Preparation of Alloy P
    • 2.1.1 Raw Material Ratio
    • 2.1.2 Mechanical Alloysing Process
  • 2.2 Powder particle size analysis
  • 2.3 Metallographic sample preparation
  • 2.4 Plasma spheroidization treatment
  • 2.5 Gas content analysis
• CHAPTER 3 RESULTS AND DISCUSSION
  • 3.1 Raw Material Proportioning
  • 3.2 Mechanical Alloying
    • 3.2.1 Particle Size Analysis of Mechanically Alloy
    • 3.2.2 SEM Analysis of Mechanically Alloyed Powders
    • 3.2.3 EDS Analysis of Mechanically Alloyed Powders
    • 3.2.4 X-ray of the powder after the MA
    • 3.2.5 Gas Content Analysis of Mechanically Alloyed
    • 3.2.6 Selection of Optimal Mechanical Alloying Tim
  • 3.3 Plasma Spheroidization
    • 3.3.1 CoCrFeNiMnN0.1 Powder Spheroidization and An
    • 3.3.2 CoCrFeNiMnN0.2 Powder Plasma Spheroidization
    • 3.3.3 CoCrFeNiMnN0.5 Powder Spheroidization and An
• CONCLUSIONS
• REFERENCES