美國橡樹嶺國家實(shí)驗(yàn)室發(fā)表頂刊綜述！通過增材制造實(shí)現(xiàn)鋁合金的高溫應(yīng)用

來源：材料學(xué)網(wǎng)

導(dǎo)讀：近日，美國橡樹嶺國家實(shí)驗(yàn)室Richard A. Michi本綜述了有關(guān)使用粉末基增材制造（AM） 的幾種具有潛力和前景的高溫鋁合金的現(xiàn)有文獻(xiàn)。在此回顧了三類潛在高溫合金的現(xiàn)有增材制造文獻(xiàn)，討論了優(yōu)化微觀結(jié)構(gòu)以提高高溫性能的策略，并強(qiáng)調(diào)了當(dāng)前研究中的差距。盡管對這些合金進(jìn)行了廣泛的微觀結(jié)構(gòu)表征，但我們得出結(jié)論，對其高溫機(jī)械性能和腐蝕響應(yīng)的評(píng)估嚴(yán)重不足。將合金大致分為三類：具有熱穩(wěn)定強(qiáng)化相（HTPSA）的沉淀強(qiáng)化合金、含有高體積分?jǐn)?shù)（>10%）金屬間化合物（HiFI）的合金以及具有非反應(yīng)性陶瓷顆粒分散體的合金（CDA）。研究認(rèn)為大多數(shù)研究集中在加工、微觀結(jié)構(gòu)和環(huán)境溫度機(jī)械性能上，但該領(lǐng)域在評(píng)估高溫機(jī)械性能，特別是蠕變和疲勞以及高溫氧化和腐蝕性能方面嚴(yán)重不足。此處引用的研究中只有約15%評(píng)估了高溫機(jī)械性能。從性能和經(jīng)濟(jì)的角度來看，基于AM的高溫鋁合金都處于有利地位，可以填補(bǔ)250-450°C極端環(huán)境中結(jié)構(gòu)材料長期存在的技術(shù)空白，并作者提出了一個(gè)強(qiáng)有力的建議。未來將重點(diǎn)放在這些領(lǐng)域，并在本次審查中概述了高溫性能的幾個(gè)重要考慮因素。

相關(guān)研究以題“Towards high-temperatureapplications of aluminium alloys enabled by additive manufacturing”發(fā)表在International Materials Reviews上。

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AM HTPSA通常含有Zr/Sc，是迄今為止這三類中研究最全面的，有大量研究致力于加工/微觀結(jié)構(gòu)、熱處理、機(jī)械性能（環(huán)境溫度和高溫）和腐蝕。合金的熱處理和細(xì)化的晶粒結(jié)構(gòu)導(dǎo)致出色的環(huán)境溫度強(qiáng)度，但微觀結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性尚不能與鑄件相提并論。AM HTPSA 中強(qiáng)化析出物的總體積分?jǐn)?shù)將受到可被困在基體中用于后續(xù)時(shí)效的最大溶質(zhì)量的限制。然而，熱處理優(yōu)化仍有很多機(jī)會(huì)，包括原位熱處理，提高高溫強(qiáng)度和抗粗化性能。關(guān)于含有L12強(qiáng)化析出物的合金的大量鑄造文獻(xiàn)可能會(huì)為未來的研究提供靈感。

AM CDA的研究幾乎僅限于加工，并且各種分散顆粒對高溫機(jī)械性能的影響尚不清楚。由于陶瓷分散體在高達(dá) Al 熔點(diǎn)的溫度下具有固有的熱穩(wěn)定性，因此這類合金值得進(jìn)行更全面的評(píng)估，包括高溫強(qiáng)度和穩(wěn)定性。此外，隨著分散體體積分?jǐn)?shù)的增加，應(yīng)解決顆粒分布和團(tuán)聚問題，因?yàn)檫@些可能是AM CDA強(qiáng)度的限制因素。

圖1 常規(guī)鍛造和時(shí)效鋁合金的拉伸強(qiáng)度示意圖，以及與Ti-6Al-4V具有相同比強(qiáng)度的鋁合金的參考線。

圖2 （a）在準(zhǔn)靜態(tài)條件下激光增材制造過程中形成的熔池示意圖，其中激光沿速度矢量以恒定速度移動(dòng)并顯示了沿液相線等溫線的代表性路徑（白色箭頭），也顯示了（b）投影到y(tǒng)-z平面。沿著這條路徑的凝固條件在（c）中示意性地表示在固-液界面速度V和合成熱梯度的大小G中，并與柱狀和等軸晶粒形成的示例預(yù)測進(jìn)行比較。

圖3 以Si和Zr作為示例溶質(zhì)元素，Al中估計(jì)的速度相關(guān)分配系數(shù)。根據(jù)LPBF工藝條件，預(yù)計(jì)分配會(huì)在固液界面速度范圍內(nèi)發(fā)生很大變化。

圖4 （a-d）用Zr/Sc改性的AM HTPSAs合金中的雙峰“扇殼”晶粒結(jié)構(gòu)示例。亞微米等軸晶粒帶傾向于在MPB附近形成，在熔池中形成微米級(jí)柱狀區(qū)域。圖像是樣品沿構(gòu)建方向（z方向，參見e中的插圖）的電子背散射衍射（EBSD）反極圖（IPF）圖。在（e）中使用ZrH2納米顆粒功能化的原料粉末獲得具有細(xì)化晶粒帶的完全等軸結(jié)構(gòu)。（a）Al-4.6Mg-0.66Sc-0.42Zr-0.49Mn；（b）Al-1.5Cu-0.8Sc-0.4Zr；（c）Al-5.8Zn-2.3Mg-1.6Cu-0.4Sc-0.25Zr以及（d）中等軸晶粒的詳細(xì)信息；（e）Al-5.4Zn-2.25Mg-1.54Cu+1vol.-%ZrH2納米粒子。

圖5 TEM顯微照片顯示了AMAl-3.6Mg-1.2Zr合金中細(xì)小等軸晶粒區(qū)域的細(xì)節(jié)。暗長方體是主要的Al3Zr，它們在熔池中形成并充當(dāng)晶粒成核位點(diǎn)。

圖6 原子探針斷層掃描（APT）重建圖（a）SLM處理的Al-2.5Zr-1.2Sc合金打印后下在350 °C下峰值時(shí)效24小時(shí)，Al3（Zr，Sc） 納米沉淀物使用藍(lán)色3at.-%Zr+Sc等值面描繪；（b）鑄造Al-0.27Zr-0.03Sc-0.03Er-0.10Si合金在640 °C下固溶2小時(shí)，然后在375°C下進(jìn)行峰值時(shí)效24小時(shí)，觀察到Al3（Sc，Zr，Er）納米沉淀物作為Zr、Sc和Er原子簇。（a）中納米沉淀物的數(shù)量密度大于一個(gè)數(shù)量級(jí)（1×1024vs.9×1022 m-3），并且（a）中納米沉淀物的體積分?jǐn)?shù)是8倍以上（2.5vs.0.3%）。

圖7 鑄件上的單個(gè)激光軌跡 （a） Al-Fe-Ni（成分未指定），插圖顯示精煉金屬間結(jié)構(gòu)的細(xì)節(jié)；（b）Al-3Co（at.-%）和（c，d） Al-12Ce鑄造合金。單軌熔池內(nèi)的精細(xì)結(jié)構(gòu)是明顯的。（c）顯示了Al-12Ce中MPB的細(xì)節(jié)，其中從粗鑄結(jié)構(gòu)過渡到細(xì)枝晶/蜂窩狀結(jié)構(gòu)。

圖8 打印時(shí)大塊MPB的粗金屬間結(jié)構(gòu)（a）Al-10Ce，（b）Al-10Ce-8Mn，（c）Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si和（d）Al-8.6Cu-0.45Mn-0.9Zr。在（c）中，F(xiàn)Z是融合區(qū)。熔體邊界區(qū)（MBZ）和熱影響區(qū)（HAZ）均包含該合金中的MPB區(qū)域，在該區(qū)域觀察到顯微組織粗化。

圖9 LPBF制造的（a，c）Al-10Ce和（b，d）Al-2.5Fe合金沿構(gòu)建方向Z成像的熔池結(jié)構(gòu)和相應(yīng)的晶粒取向圖。晶粒結(jié)構(gòu)主要是柱狀，單個(gè)晶粒橫跨多個(gè)熔池。單個(gè)熔池由（b）中的箭頭表示。

圖10 （a）HiFI合金和AA7075的溫度與固化分?jǐn)?shù)的Scheil凝固示意圖。凝固后期溫度的大幅下降促進(jìn)了AA7075的熱撕裂；（b）兩種合金的凝固微觀結(jié)構(gòu)示意圖，HiFI合金中的枝晶間區(qū)域填充了高體積分?jǐn)?shù)的共晶。

圖11 （a-b）添加2 wt-% 3.5-6 μm-TiB2顆粒顯著改善了由LPBF制造的Al-12Si的柱狀結(jié)構(gòu)。（c-d）當(dāng)0.5wt-%100 nm LaB6粉末添加到Al-10Si-0.3Mg中時(shí)，可以看到類似的效果。插圖表示沿構(gòu)建方向的晶粒結(jié)構(gòu)（a-b中的BD，c-d中的Z）。單個(gè)熔池由（c）中的白色虛線表示。（c，d）中的方框區(qū)域表示中附加晶粒結(jié)構(gòu)分析的區(qū)域。

圖12 （a）在SLM處理Al-10Si-0.3Mg和7.5wt-%TiC期間熔池內(nèi)流體流動(dòng)的計(jì)算二維矢量場；（b） Al-10Si-0.3Mg基體中Al2O3顆粒的分布，考慮了Marangoni流動(dòng)和反沖壓力效應(yīng)；（c）在多個(gè)激光軌跡和層之后產(chǎn)生的Al2O3的帶狀分布。

圖13 帶有Al-10Si-0.3Mg基體的打印CDAs中沿微觀結(jié)構(gòu)特征的彌散體收集示例；（a）15 wt-% 27 μm- Al2O3，（b）5 wt-% 50 nm-TiC，（c）2wt-% 80 nm-TiN，（d）7 vol.-% 100nm-TiB2（TiB2在用于粉末氣體霧化的鑄錠鑄造過程中引入），和（e）1 wt-% 30 nm×30 μm碳納米管。在（d）中，紅色和藍(lán)色箭頭分別指向沿細(xì)胞邊界分布并在細(xì)胞連接處聚集的TiB2。

圖17 根據(jù)方程（7）-（11），以L12-Al3（Zr，Er）析出物為例，總粒子強(qiáng)化增量等值線圖作為沉淀物/顆粒體積分?jǐn)?shù)（ϕ）和平均半徑的函數(shù)。（b）顯示鑄造和AM HTPSA所在區(qū)域的詳細(xì)信息。注意從沉淀物的位錯(cuò)剪切到圍繞沉淀物的位錯(cuò)循環(huán)的明顯過渡區(qū)域。繪制了幾種AM和常規(guī)加工合金，數(shù)據(jù)點(diǎn)的大小與粒子強(qiáng)化屈服強(qiáng)度的估計(jì)增量成正比。

圖18. LPBF處理的（a）Al-4.52Mn-1.32Mg-0.79Sc-0.74Zr和（b）Al-10Ce-8Mn維氏顯微硬度與時(shí)效時(shí)間和溫度的函數(shù)關(guān)系。在（b）中還繪制了鑄造Al-Cu-Mn-Zr （ACMZ）合金的數(shù)據(jù)以進(jìn)行比較。

圖20 LPBF Al-10Si-0.3Mg合金在300 °C和117 MPa 下進(jìn)行（a、c）環(huán)境溫度拉伸試驗(yàn)和（b-d）蠕變試驗(yàn)后的斷裂表面。LPBF 加工的激光軌跡清晰可見，蠕變后明顯有較大的空隙。

圖21 與A 鋁合金高溫下疲勞裂紋萌生相關(guān)的微觀結(jié)構(gòu)特征：（a）近表面孔隙率，（b）缺乏熔合缺陷，（c）夾雜物/硬顆粒，（d）表面粗糙度，（e）持久滑移帶，以及（f）熔池邊界。

圖22 影響含Zr/Sc的 AM HTPSA耐腐蝕性的因素匯總。（a-b）構(gòu)造取向和晶粒結(jié)構(gòu)對Al-4.2Mg-0.4Sc-0.2Sc腐蝕的影響；（c-d）在Al-4.2Mg-0.4Sc-0.2Sc的XY構(gòu)建平面上形成了更高數(shù)量密度的較淺凹坑�？忧宄�地勾勒出MPB；（e-f）熱處理對Al-14.1Mg-0.47Si-0.31Sc-0.17Zr腐蝕的影響，熱處理促進(jìn)深坑的形成。構(gòu)建方向沿Z。

在突出顯示的材料中，初始高溫機(jī)械測試表明AM HiFI 合金顯示出填補(bǔ)250-450°C技術(shù)空白的巨大希望。它們在微觀結(jié)構(gòu)上類似于快速凝固（RS）和粉末冶金（PM）鋁合金——迄今為止開發(fā)的最熱穩(wěn)定性和強(qiáng)度最高的高溫鋁合金——但不會(huì)受到相同的幾何限制。迄今為止，研究是全面的，但數(shù)量有限。隨著合金化學(xué)、加工參數(shù)以及機(jī)械性能和拉伸強(qiáng)度以外的高溫行為評(píng)估的進(jìn)一步修改，（例如蠕變、剛度、氧化）AM HiFI 合金有望實(shí)現(xiàn)RS和PM從未實(shí)現(xiàn)的商業(yè)承諾鋁合金。