金屬頂刊《Acta Materialia》增材制造新型高溫抗蠕變Al-Ce-Ni-Mn合金！

來源：材料學(xué)網(wǎng)

導(dǎo)讀：現(xiàn)有的增材制造鋁合金由于其強(qiáng)化相粗化和晶粒細(xì)化而表現(xiàn)出較差的抗蠕變性能。本文報(bào)道了一種新型增材制造的Al-10.5Ce-3.1Ni-1.2Mn wt.%合金，它在300-400°C表現(xiàn)出優(yōu)異的抗蠕變性能。這種合金的抗蠕變性能歸功于高體積分?jǐn)?shù)亞微米金屬間化合物(約35%)，這些強(qiáng)化相在350℃下可以抗粗化數(shù)百小時(shí)。研究結(jié)果表明，增材制造為抗蠕變鋁合金的發(fā)展提供了機(jī)會(huì)。

在鑄造文獻(xiàn)中，基于該體系的三元共晶合金具有較高的體積分?jǐn)?shù)(>20%)的亞微米Al11Ce3和Al3Ni沉淀，它們?cè)诩s400°C時(shí)具有抗粗化性能，有助于在約400°C時(shí)效后保持鑄態(tài)硬度。由于這種三元共晶體系顯示出在高溫應(yīng)用方面的前景，因此被選擇用于AM研究，在AM研究中，共晶基合金的強(qiáng)度可以通過從高凝固速度中細(xì)化顯微組織來提高。作者將閾值應(yīng)力的下降歸因于晶界顆粒的粗化和隨后降低的釘扎效果所導(dǎo)致的晶界滑動(dòng)。Al-2.9Mg-2.1Zr合金中含有亞微米直徑(~ 0.8 μm)的等軸晶區(qū)，由此產(chǎn)生的高密度晶界也可能導(dǎo)致晶界滑動(dòng)。

狹窄的凝固溫度范圍和大體積分?jǐn)?shù)的終端共晶填充起始站點(diǎn)的枝晶間區(qū)域熱撕裂。這些合金主要以Al-Ce共晶體系為主，也包括以Al-Ni[、Al-Fe和Al-Cu共晶體系為主的合金。除了固有的抗熱裂性，快速凝固與增材處理相結(jié)合細(xì)化了這些合金的共晶組織，導(dǎo)致室溫力學(xué)性能可與AM Al-Si-(Mg)相媲美。例如，制備的二元AM Al-5.7Ni (wt.%)和Al-10Ce (wt.%)合金的室溫屈服強(qiáng)度分別為278±5 MPa和222±2 MPa，而制備的AM Al-Si-(Mg)合金的室溫屈服強(qiáng)度為200-300 MPa。

田納西州橡樹嶺國(guó)家實(shí)驗(yàn)室Ying Yang教授及其團(tuán)隊(duì)通過對(duì)不同長(zhǎng)度尺度的微觀組織分析，結(jié)合環(huán)境和高溫力學(xué)性能的評(píng)估，發(fā)現(xiàn)增材制造 Al-Ce-Ni-Mn合金確實(shí)是一種很有前途的輕量化合金，適用于250-400℃溫度范圍內(nèi)的應(yīng)用。研究發(fā)現(xiàn)，與傳統(tǒng)的鑄造高溫合金相比，在300 ~ 400℃時(shí)，合金的抗蠕變性能尤其突出，這是考慮到晶粒尺寸在10 ~ 100 μm量級(jí)的意外結(jié)果�？紤]到現(xiàn)有的少量蠕變研究中發(fā)現(xiàn)的較差的抗蠕變性能，本文的驚人結(jié)果為未來的抗蠕變AM鋁合金的設(shè)計(jì)提供了幾個(gè)重要的考慮因素。相關(guān)研究成果以題“A creep-resistant additively manufactured Al-Ce-Ni-Mn alloy”發(fā)表在金屬頂刊Acta Materialia上。

論文鏈接：https://www.sciencedirect.com/sc ... i/S1359645422000854

正如實(shí)驗(yàn)過程中所討論的，在進(jìn)行機(jī)械測(cè)試或進(jìn)一步的熱處理之前，預(yù)制材料在450°C(記為SR)下進(jìn)行了2小時(shí)的應(yīng)力消除熱處理。圖1a-b中的背散射電子(BSE)圖像顯示了SR處理后的微觀結(jié)構(gòu)變化。在制備條件下，樹枝狀沉淀物的分布演變?yōu)槌恋砦镌诎祵?duì)比基體內(nèi)更均勻的彌散。雖然在打印狀態(tài)下亮對(duì)比析出相發(fā)生了明顯的球化，但在sr狀態(tài)下得到了平均直徑為236±58 nm的亞微米析出相，析出相的體積分?jǐn)?shù)約為35%。在as- sr微觀結(jié)構(gòu)中，AM處理的熔體池邊界(mpb)很明顯，可見為包含較低數(shù)量密度的粗相的弧狀特征(圖1c-d)。mpb在AM加工過程中形成，因?yàn)椴牧鲜且粚右粚拥亟�立起來的。在mpb上形成粗相可能是由于幾個(gè)因素，包括在mpb上較慢的凝固速度或在隨后的層的原位退火。

圖1所示。SEM-BSE顯微照片顯示(a)制備時(shí)材料的樹枝狀組織和(b-d)在450℃下淬應(yīng)力熱處理2 h (as-SR)后的微觀組織球化。(c-d) as- sr微觀結(jié)構(gòu)中存在熔體池邊界(mpb)，可見為較粗的析出相區(qū)域。mpb在(c)中用白色虛線表示，并在(d)中詳細(xì)顯示。

圖2所示。(a-c) as-SR微結(jié)構(gòu)的暗場(chǎng)STEM顯微照片和相關(guān)的EDS圖。該組織由至少三個(gè)不同的沉淀相組成，它們排列在一個(gè)破碎的網(wǎng)絡(luò)中;(d-e)富ce析出相與Al基體界面的高倍成像。在(e)中，樣品的方向是這樣的，富鈰沉淀物的原子平面可見，但不可見鋁基體。(f)表示對(duì)(d)中成像的整個(gè)區(qū)域進(jìn)行了EDS映射。樣品取自室溫下拉伸測(cè)試的樣品的握力區(qū)域。

圖3所示。as-SR AM Al-Ce-Ni-Mn的APT分析:(a)單個(gè)原子的三維重建和10 at。% Ce和4 at。% Mn等濃度面分別用紅色和黃色繪制;(b) 3-D原子圖，顯示每一種原子種類的分布;(c)富mn析出相/富ce析出相界面元素分布的鄰近直方圖，如(a)中的黑色箭頭所示。界面附近發(fā)現(xiàn)Si的富集。表S1中總結(jié)的各相的組成是在元素分布曲線的高原地區(qū)取得的。

圖4所示。反極圖顯示了as- sr AM Al-Ce-Ni-Mn合金的晶粒結(jié)構(gòu)，與電子背散射衍射(EBSD)成像的方向相對(duì)于構(gòu)建方向。幾個(gè)熔體池邊界(mpb)用虛線突出顯示。

在室溫和 300 到 400 °C 之間的幾個(gè)溫度下對(duì) as-SR 樣品進(jìn)行拉伸測(cè)試，載荷沿構(gòu)建方向施加。測(cè)得的屈服強(qiáng)度、極限抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率繪制在圖 5a中。屈服強(qiáng)度和極限抗拉強(qiáng)度在室溫下最大，分別為 258 ± 4 和 370 ± 4 MPa，并且隨著溫度的升高而降低，而伸長(zhǎng)率則呈現(xiàn)相反的趨勢(shì)。室溫延展性考慮到合金中潛在脆性金屬間化合物的高體積分?jǐn)?shù)（~35%）。還評(píng)估了 100-300°C 中間溫度范圍內(nèi)的拉伸性能，對(duì)于目前的 AM Al-Ce-Ni-Mn 合金，在 100-300 °C 溫度范圍內(nèi)沒有發(fā)現(xiàn)顯著的延展性下降，圖 S2。在 PM 合金中，延展性的降低歸因于動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效(DSA) 來自溶質(zhì)元素，例如基質(zhì)中的 Fe、V 和 Cr，它們?cè)诟邷叵伦兊每梢苿?dòng)。因此，在目前的 AM Al-Ce-Ni-Mn 合金中，表 S1 中幾乎純鋁基體可能導(dǎo)致在 100-300°C 時(shí)缺乏觀察到的 DSA 效應(yīng)。

圖5所示。(a) as- sr AM Al-Ce-Ni-Mn的屈服強(qiáng)度、極限抗拉強(qiáng)度、拉伸伸長(zhǎng)率和拉伸蠕變伸長(zhǎng)率隨溫度的函數(shù)。蠕變伸長(zhǎng)在第3.4和4.4節(jié)中討論;(b)當(dāng)前AM Al- ce - ni - mn合金的屈服強(qiáng)度與其他幾種印刷AM Al合金相比隨溫度的變化。包括Al-10Ce-8Mn、Al-2.9Mg-2.1Zr、Al-14.1Mg-0.47Si-0.31Sc-0.17Zr[、Al-8.6Cu-0.45Mn-0.90Zr和Al-10Si-0.3Mg;(c) (b)中AM合金在300℃和400℃室溫拉伸屈服強(qiáng)度保持率;(d) AM Al-Ce-Ni-Mn合金在300、350、400℃時(shí)效200 h后，常溫維氏顯微硬度的變化。

圖6所示。(a) as-SR AM Al-10.5Ce-3.1Ni-1.2Mn合金在300-400℃時(shí)的最小應(yīng)變速率與應(yīng)力的關(guān)系，其擴(kuò)散和位錯(cuò)蠕變的表觀應(yīng)力指數(shù)napp顯示;(b)純Al的ε˙1n與σ的關(guān)系曲線(n = 4.4)，以確定在每個(gè)測(cè)試溫度下AM Al- ce - ni - mn的蠕變閾值應(yīng)力。與x軸交點(diǎn)為閾值應(yīng)力σth;(c)阿倫尼烏斯圖顯示在50和60 MPa下測(cè)得的表觀蠕變活化能。斜率等于-Qapp/Rg;(d)與文獻(xiàn)中Al-12.5Ce[50]、Al-6.4Cu-0.19Mn-0.13Zr、Al-0.10Sc-0.12Er和Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si的鑄造和粉末冶金(PM)合金的蠕變行為進(jìn)行比較。除Al-0.10Sc-0.12Er和Al-12.5Ce進(jìn)行壓縮測(cè)試外，所有合金均進(jìn)行了拉伸測(cè)試。

圖7所示。as-SR AM Al- ce - ni - mn的BF-STEM圖像:(a)具有代表性的亞晶界網(wǎng)絡(luò)，白色圈出的區(qū)域指向Al <001>帶軸。相應(yīng)的菊池模式在插圖中顯示。點(diǎn)箭頭表示分析過的低角度邊界，實(shí)箭頭表示高角度邊界;(b)亞粒區(qū)(第i、ii、iii區(qū))和鄰近粒區(qū)(第iv區(qū))的詳細(xì)情況;(c)來自(b)地區(qū)的菊地模式顯示<亞粒間傾斜5°，>10°相對(duì)于鄰近的谷物。菊地地圖的中心到邊緣的距離相當(dāng)于5°傾斜。黑色叉號(hào)表示Al <001>的位置。區(qū)域軸為各區(qū)域;(d-f)包含亞晶界的位錯(cuò)網(wǎng)絡(luò)細(xì)節(jié)。(d-e)顯示從(a)區(qū)域的細(xì)節(jié)，而(f)顯示一個(gè)額外的區(qū)域靠近Al <110>帶軸。試樣從拉伸蠕變?cè)嚇拥臉?biāo)準(zhǔn)截面上提取。

圖8所示。在(a-b)室溫拉伸試驗(yàn)、(b-c) 300℃拉伸試驗(yàn)和(e-f) 300℃蠕變?cè)囼?yàn)后，觀察到as-SR AM Al-Ce-Ni-Mn的斷口形貌。在(e-f)中，試樣在83 MPa的單一外加應(yīng)力下爬行了433 h。

圖9所示。(a-c) SEM-BSE顯微照片顯示了在300-400℃下無載荷退火200 h后，AM Al-Ce-Ni-Mn組織的演變。as-SR的微觀結(jié)構(gòu)見圖1b。只有在400℃時(shí)，析出相才明顯粗化;(d)根據(jù)時(shí)效/蠕變時(shí)間和溫度計(jì)算得到的Mn的平均析出相半徑與預(yù)期二維擴(kuò)散距離的函數(shù)圖，以及參考文獻(xiàn)[54]中的擴(kuò)散系數(shù)值。對(duì)于300°C的蠕變載荷，在85 MPa的最大載荷下對(duì)試樣進(jìn)行了測(cè)試。在350℃下，在60 MPa的最大負(fù)載下對(duì)樣品進(jìn)行了測(cè)試。在400℃下，在32 MPa的最大負(fù)載下對(duì)樣品進(jìn)行了測(cè)試。

通過對(duì)微觀結(jié)構(gòu)和機(jī)械行為的廣泛表征，我們得出以下結(jié)論：合金的應(yīng)力消除微觀結(jié)構(gòu)很復(fù)雜，含有高體積分?jǐn)?shù)（～35%）的球化亞微米金屬間相。通過原子探針斷層掃描鑒定至少四種不同的金屬間相。觀測(cè)相的組成與熱力學(xué)計(jì)算一致。鋁晶粒大部分是柱狀的，與構(gòu)建方向?qū)�齊，晶粒寬～10μm，長(zhǎng)～100μm。在450°C下進(jìn)行2小時(shí)的應(yīng)力消除退火會(huì)產(chǎn)生耐粗糙的微觀結(jié)構(gòu)，因?yàn)樵跓o負(fù)載退火下，118±29 nm的初始平均沉淀半徑在350°C下保持長(zhǎng)達(dá)200小時(shí)不變。在400°C下等溫時(shí)效200小時(shí)后，平均沉淀半徑增加17%。在蠕變載荷條件下，粗化阻力略有下降，在350°C下測(cè)試312 h后觀察到沉淀半徑增加37%，在400°C下測(cè)試747 h后沉淀半徑增加82%。