金屬頂刊《Acta Materialia》：激光粉末增材制造超細(xì)Al-7Ce-10Mg (wt.%)合金！

來源：材料學(xué)網(wǎng)

導(dǎo)讀：本文使用激光粉末床融合技術(shù)用于制備Al-7Ce-10Mg-0.71Zr-0.23Sc (wt.%)合金，使用亞共晶Al-7Ce-10Mg (wt.%)預(yù)合金粉末與Zr和Sc單質(zhì)或預(yù)合金粉末(約20 μm大小)混合，濃縮Al-10Zr和Al-10Sc (wt.%)粉末(由1-5 μm Al3Zr或Al3Sc顆粒嵌入<45μmAl基體)。實(shí)驗(yàn)和模型均表明，降低掃描速度會導(dǎo)致Zr和Sc的溶解增加，而重熔對Zr和Sc的溶解沒有顯著影響。添加Al-10Zr和Al-10Sc粉末的樣品與添加單質(zhì)Zr和Sc的樣品相比，Zr和Sc溶解量更大，這是因?yàn)槿芙馕锓N的尺寸更小(預(yù)合金為5µm，單質(zhì)為20µm)，熔點(diǎn)更低(Al3Zr, Al3Sc為1580和1320°C, Zr, Sc為1850和1541°C)。用預(yù)合金化粉末制備的合金顯示出由L12Al3(Zr,Sc)初生析出相成核的大量極細(xì)晶粒(1-2 μ m)，并且在時效過程中具有明顯的硬化響應(yīng)，與過飽和Zr和Sc形成高數(shù)量密度的L12Al3(Zr,Sc)納米沉淀物一致。

激光粉末床融合(L-PBF)是一種快速發(fā)展的增材制造(AM)技術(shù)，用于制造復(fù)雜形狀的金屬部件。由于鋁合金的低密度和高比機(jī)械性能，人們對其增材制造非常感興趣，但許多商業(yè)鋁合金不適合L-PBF，因?yàn)樗鼈冊谀�固過程中開裂。一類可打印鋁合金是共晶系(如Al- Si基合金)，其具有較窄的凍結(jié)范圍，可抑制熱撕裂。另一種方法是加入晶粒細(xì)化劑，使細(xì)小的等軸晶粒成核，這種晶粒細(xì)化劑比通常在L-PBF過程中形成的大柱狀晶粒更有效地抵抗沿晶界的裂紋擴(kuò)展。這種晶粒細(xì)化劑包括主要的L12沉淀形成元素(Sc, Zr, Ti)，以及TiB2或LaB6等陶瓷晶粒細(xì)化劑。除了可印刷性外，另一個目標(biāo)是設(shè)計(jì)在高溫(200-450℃)下具有高強(qiáng)度的鋁合金，以取代在這些溫度下更重或更昂貴的Ti或Fe基合金。這些高溫鋁合金必須通過在這些溫度下抗粗化和溶解的相位進(jìn)行強(qiáng)化，同時具有良好的印刷適應(yīng)性。

在此，我們的目標(biāo)是通過將Zr和Sc添加到近共晶Al-Ce基合金中，將這些強(qiáng)化方法結(jié)合起來，以實(shí)現(xiàn)Al-7Ce-10Mg-0.71Zr-0.23Sc (wt.%)合金。結(jié)果表明，Zr和Sc可以結(jié)合成鑄態(tài)和激光重熔的Al-Ce基合金，Al11Ce3和L12Al3(Zr,Sc)相幾乎獨(dú)立形成，從而提高了力學(xué)性能。在本實(shí)驗(yàn)中，Zr和Sc的濃度相對于文獻(xiàn)中其他含Zr和Sc的AM Al合金保持較低(但相對于鑄造合金較高)。由于共晶Al-Ce體系提供了可印刷性，Zr和Sc可以保持在凝固時沒有初級微米級Al3(Zr,Sc)沉淀形成的水平，因此所有Zr和Sc都保持在過飽和固溶體中，并在時效過程中完全可用來形成次級Al3(Zr,Sc)納米沉淀物。添加鎂用于固溶強(qiáng)化，因?yàn)樗�已被證明與Al-Ce合金以及含Zr和Sc的鋁合金兼容，與這些元素不形成有害相。因此，我們的Al-7Ce-10Mg-0.71Zr-0.23Sc (wt.%)合金結(jié)合了三種強(qiáng)化機(jī)制:通過Al11Ce3共晶相的載荷轉(zhuǎn)移，L12 Al3(Zr,Sc)納米沉淀物的沉淀強(qiáng)化，以及Mg的固溶強(qiáng)化，同時還利用L-PBF加工條件進(jìn)一步改善這些各種機(jī)制。

在此，美國西北大學(xué)Clement N. Ekaputra教授團(tuán)隊(duì)采用原位合金化的方法，將元素Zr和Sc或濃縮主合金Al - 10wt .% Zr和Al - 10wt .% Sc粉末與預(yù)合金化Al-7Ce-10Mg粉末混合。雖然這種方法比生產(chǎn)完全預(yù)合金化的Al-Ce-Mg-Zr-Sc粉末更經(jīng)濟(jì)，時間更短，但確保Zr和Sc在合金中的溶解和均勻性對于實(shí)現(xiàn)一致的力學(xué)性能至關(guān)重要。因此，本研究的很大一部分集中在合金制備時的微觀組織:通過實(shí)驗(yàn)和計(jì)算研究了工藝參數(shù)對合金中Zr和Sc均勻性的影響，重點(diǎn)研究了Zr顆粒在L-PBF過程中的溶解情況。在Zr和Sc的均勻性的背景下，還討論了這些合金在后續(xù)時效過程中的晶粒組織和顯微硬度。添加Al-10Zr和Al-10Sc粉末的樣品與添加單質(zhì)Zr和Sc的樣品相比，Zr和Sc溶解量更大，這是因?yàn)槿芙馕锓N的尺寸更小(預(yù)合金為5µm，單質(zhì)為20µm)，熔點(diǎn)更低(Al3Zr, Al3Sc為1580和1320°C, Zr, Sc為1850和1541°C)。用預(yù)合金化粉末制備的合金顯示出由L12Al3(Zr,Sc)初生析出相成核的大量極細(xì)晶粒(1-2 μ m)，并且在時效過程中具有明顯的硬化響應(yīng)，與過飽和Zr和Sc形成高數(shù)量密度的L12Al3(Zr,Sc)納米沉淀物一致。相關(guān)研究成果以題“Eutectic, precipitation-strengthened alloy via laser fusion of blends of Al-7Ce-10Mg (wt.%), Zr, and Sc powders”發(fā)表在Acta Materialia上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/sc ... i/S1359645423000083

圖1 本研究中使用的粉末的SEM圖像

(a-f)中所有比例尺均為50µm，除非另有說明。(a)篩過的Zr粉(<20μm)， (b) Sc粉，(c) Al- 10zr粉(插圖:拋光后的截面，深色Al基體中有明亮的Al3Zr顆粒)，(d) Al- 10Sc粉(插圖:拋光后的截面，暗A(chǔ)l基體中有明亮的Al3Sc顆粒)，(e) Al- 7Ce - 10Mg球形粉末與接受的Zr元素(0.3 vol.%)和Sc (0.21 vol.%)粉末的混合(明亮的粉末，箭頭)，(f) Al- 7Ce - 10Mg粉末的截面，明亮的富Ce相。

圖2  

(a)制作時的元素(藍(lán)色圓圈)和主合金(紅色方塊)樣品的相對密度與掃描速度的關(guān)系圖。主合金樣品在200mm /s的速度下出現(xiàn)打印失敗，該數(shù)據(jù)點(diǎn)不包括在內(nèi)。報告值是為每種條件打印的三個獨(dú)立樣品的密度的平均值和標(biāo)準(zhǔn)偏差。(b)制造時元素合金和主合金樣品的相應(yīng)光學(xué)顯微照片(氣孔為黑色)。所有比例尺均為100µm。

圖3

(a)元素樣品微結(jié)構(gòu)的低倍率后向散射SEM圖像(激光功率200 W，掃描速度600 mm/s，間距100µm，單次掃描)，顯示部分溶解的Zr和Sc顆粒(用紅色箭頭標(biāo)記)在均勻的Al-Ce-Mg基體中。(b)熔池邊界附近基質(zhì)的高倍放大圖像(黃線)，顯示亞微米共晶結(jié)構(gòu)，其中富Ce金屬間相在熔池底部表現(xiàn)出更連續(xù)的形態(tài)，向頂部表現(xiàn)出更破碎的形態(tài)，(c)部分溶解的Zr顆粒(箭頭顯示富Al層)嵌入Al-Ce-Mg基質(zhì)中，插入圖顯示界面處含有Al和Zr的原纖維，(d)部分溶解的Sc顆粒(箭頭顯示富Al層)嵌在Al- Ce - Mg基體中。

圖4

(a) Zr粒子的二次電子圖像(在同一樣品中，但不是圖3(c)所示的同一粒子)。(b) Al和(c) Zr顆粒附近的EDS圖，(d) Zr顆粒附近的晶粒結(jié)構(gòu)EBSD圖，(e) Al-Zr界面處含Al和含Zr的金屬間相圖。

圖5 元素樣品中部分溶解Zr顆粒的面積分?jǐn)?shù)與以下因素的關(guān)系

(a)掃描速度，其中藍(lán)色圓圈對應(yīng)單次掃描樣品，紅色正方形對應(yīng)雙次掃描樣品，(b)艙口間距。面積分?jǐn)?shù)0.3%處的水平虛線對應(yīng)添加Zr顆粒的體積分?jǐn)?shù)，其中0.3%表示Zr沒有溶解。兩個圖中的藍(lán)色空心圓對應(yīng)相同的加工條件。工藝參數(shù)(激光功率W，掃描速度mm/s，艙口間距µm)在插圖中給出。除紅色方塊標(biāo)記的單個數(shù)據(jù)點(diǎn)外，所有樣本均采用單次掃描。

圖6

(a)主合金樣品顯微組織低倍率后向散射SEM圖像(激光功率200 W，掃描速度600 mm/s，艙口間距100µm，單次掃描)。紅色箭頭指向Zr富集的小區(qū)域。(b)熔池邊界附近基質(zhì)的高倍放大圖像(黃色虛線顯示，顯示含有Ce和Mg的金屬間相的存在，(c) Al3Zr顆粒，(d)富含Zr的“漩渦”，由黃色虛線勾勒，以及(e)含Zr的氧化物顆粒。

圖7

主合金基體和元素樣品中(a) Zr和(b) Sc的濃度與掃描速度的關(guān)系，由遠(yuǎn)離明顯富集區(qū)域的EDS測量。虛線在0.21at.% Zr和0.14 at.% Sc表示樣品中Zr和Sc的總濃度(即所有顆粒完全溶解時的值)。誤差條表示10個獨(dú)立EDS測量值的標(biāo)準(zhǔn)偏差。

圖8 反極圖(IPF)圖

(a)元素合金樣品和(b)主合金樣品的晶粒結(jié)構(gòu)(激光功率200 W，掃描速度600 mm/s，縫隙間距100µm，單次掃描)。

圖9

元素合金、母合金和堿性Al-Ce-Mg樣品維氏顯微硬度在350℃等溫時效過程中的演變(激光功率200 W，掃描速度600 mm/s，縫隙間距100µm，單次掃描)。

圖10

(a)模型示意圖，其中固定的球形Zr粒子暴露于移動的激光時溶解。(b)激光移動時Zr粒子所在位置的溫度分布和Zr溶解量隨時間變化的樣本，Zr溶解量最顯著時放大視圖。Zr和Al, Tm,Zr和Tm,Al的熔化溫度用橙色虛線標(biāo)記。模型中允許的最高溫度為Al的沸騰溫度，導(dǎo)致觀測到的溫度平臺。(c) y-z平面最高溫度與位置的關(guān)系。(d)對于Zr粒子的許多隨機(jī)y,z坐標(biāo)，只考慮對流和擴(kuò)散的貢獻(xiàn)，Zr溶解的分?jǐn)?shù)隨位置的變化;(e)來自熔化。(c,e)中的白色虛線對應(yīng)的是熔池溫度等于Zr的熔化溫度。

圖11 工藝參數(shù)對鋯溶出率的影響

(a)模型和實(shí)驗(yàn)Zr溶解與掃描速度的關(guān)系，其中一個數(shù)據(jù)點(diǎn)來自以400 mm/s掃描速度重新掃描的模型(藍(lán)色圓圈)。(b)模型Zr溶解與粒子半徑的關(guān)系(在恒定的400 mm/s掃描速度下)，考慮了Zr和Al3Zr的擴(kuò)散(帶對流)和熔化的單獨(dú)和聯(lián)合貢獻(xiàn)。

綜上所述，Ekaputra教授團(tuán)隊(duì)研究了兩種Al-Ce-Mg-Zr-Sc合金的顯微組織和力學(xué)性能。元素樣品由Al-7Ce-10Mg (wt.%)粉末與純Zr和Sc粉末混合制成，主合金樣品由Al-10Zr和Al-10Sc (wt.%)粉末制成。主要結(jié)果如下:

1.在制備時的單質(zhì)合金中，存在許多部分溶解的Zr和Sc顆粒。主合金樣品中Zr和Sc存在一定的不均勻性，但Zr和Sc的溶出量較高。
2.在元素樣品中，部分溶解Zr和Sc的數(shù)量隨著掃描速度的降低而增加，但不受重熔層或減小艙口間距的影響。通過一個簡單的數(shù)值模型分析了這些工藝參數(shù)的影響，并與上述結(jié)果進(jìn)行了定性分析�；�于這項(xiàng)研究，更高的激光功率、更低的掃描速度、更小的顆粒尺寸和更低的熔點(diǎn)粉末都有望導(dǎo)致更大的微觀結(jié)構(gòu)均勻性。
3.與Zr和Sc(1850和1541℃)相比，Al3Zr和Al3Sc的熔點(diǎn)更低(1580和1320℃)，溶解顆粒更細(xì)(主合金添加物為1-5μm，單質(zhì)添加物為20-45μm)，導(dǎo)致Zr和Sc在主合金樣品中的溶解率更高。主合金方法允許Zr和Sc組成的最終合金的完全靈活性，使用少量易于加工的粉末狀A(yù)l-10Zr(或Al-10Sc)合金，由元素電弧熔化制成。
4.由于主合金樣品熔體中Zr和Sc的溶解量較高，在凝固過程中，更多的Zr和Sc可形成L12Al3(Zr,Sc)初生析出相，與單質(zhì)樣品相比，形成更細(xì)、更等軸的晶粒。主合金試樣在時效過程中的硬度響應(yīng)也較高，這與固溶中Zr和Sc含量較高時形成的二次納米級L12析出相密度較大一致。