金属顶刊《Acta Materialia》：激光粉末增材制造超细Al-7Ce-10Mg (wt.%)合金！

来源：材料学网

导读：本文使用激光粉末床融合技术用于制备Al-7Ce-10Mg-0.71Zr-0.23Sc (wt.%)合金，使用亚共晶Al-7Ce-10Mg (wt.%)预合金粉末与Zr和Sc单质或预合金粉末(约20 μm大小)混合，浓缩Al-10Zr和Al-10Sc (wt.%)粉末(由1-5 μm Al3Zr或Al3Sc颗粒嵌入<45μmAl基体)。实验和模型均表明，降低扫描速度会导致Zr和Sc的溶解增加，而重熔对Zr和Sc的溶解没有显著影响。添加Al-10Zr和Al-10Sc粉末的样品与添加单质Zr和Sc的样品相比，Zr和Sc溶解量更大，这是因为溶解物种的尺寸更小(预合金为5µm，单质为20µm)，熔点更低(Al3Zr, Al3Sc为1580和1320°C, Zr, Sc为1850和1541°C)。用预合金化粉末制备的合金显示出由L12Al3(Zr,Sc)初生析出相成核的大量极细晶粒(1-2 μ m)，并且在时效过程中具有明显的硬化响应，与过饱和Zr和Sc形成高数量密度的L12Al3(Zr,Sc)纳米沉淀物一致。

激光粉末床融合(L-PBF)是一种快速发展的增材制造(AM)技术，用于制造复杂形状的金属部件。由于铝合金的低密度和高比机械性能，人们对其增材制造非常感兴趣，但许多商业铝合金不适合L-PBF，因为它们在凝固过程中开裂。一类可打印铝合金是共晶系(如Al- Si基合金)，其具有较窄的冻结范围，可抑制热撕裂。另一种方法是加入晶粒细化剂，使细小的等轴晶粒成核，这种晶粒细化剂比通常在L-PBF过程中形成的大柱状晶粒更有效地抵抗沿晶界的裂纹扩展。这种晶粒细化剂包括主要的L12沉淀形成元素(Sc, Zr, Ti)，以及TiB2或LaB6等陶瓷晶粒细化剂。除了可印刷性外，另一个目标是设计在高温(200-450℃)下具有高强度的铝合金，以取代在这些温度下更重或更昂贵的Ti或Fe基合金。这些高温铝合金必须通过在这些温度下抗粗化和溶解的相位进行强化，同时具有良好的印刷适应性。

在此，我们的目标是通过将Zr和Sc添加到近共晶Al-Ce基合金中，将这些强化方法结合起来，以实现Al-7Ce-10Mg-0.71Zr-0.23Sc (wt.%)合金。结果表明，Zr和Sc可以结合成铸态和激光重熔的Al-Ce基合金，Al11Ce3和L12Al3(Zr,Sc)相几乎独立形成，从而提高了力学性能。在本实验中，Zr和Sc的浓度相对于文献中其他含Zr和Sc的AM Al合金保持较低(但相对于铸造合金较高)。由于共晶Al-Ce体系提供了可印刷性，Zr和Sc可以保持在凝固时没有初级微米级Al3(Zr,Sc)沉淀形成的水平，因此所有Zr和Sc都保持在过饱和固溶体中，并在时效过程中完全可用来形成次级Al3(Zr,Sc)纳米沉淀物。添加镁用于固溶强化，因为它已被证明与Al-Ce合金以及含Zr和Sc的铝合金兼容，与这些元素不形成有害相。因此，我们的Al-7Ce-10Mg-0.71Zr-0.23Sc (wt.%)合金结合了三种强化机制:通过Al11Ce3共晶相的载荷转移，L12 Al3(Zr,Sc)纳米沉淀物的沉淀强化，以及Mg的固溶强化，同时还利用L-PBF加工条件进一步改善这些各种机制。

在此，美国西北大学Clement N. Ekaputra教授团队采用原位合金化的方法，将元素Zr和Sc或浓缩主合金Al - 10wt .% Zr和Al - 10wt .% Sc粉末与预合金化Al-7Ce-10Mg粉末混合。虽然这种方法比生产完全预合金化的Al-Ce-Mg-Zr-Sc粉末更经济，时间更短，但确保Zr和Sc在合金中的溶解和均匀性对于实现一致的力学性能至关重要。因此，本研究的很大一部分集中在合金制备时的微观组织:通过实验和计算研究了工艺参数对合金中Zr和Sc均匀性的影响，重点研究了Zr颗粒在L-PBF过程中的溶解情况。在Zr和Sc的均匀性的背景下，还讨论了这些合金在后续时效过程中的晶粒组织和显微硬度。添加Al-10Zr和Al-10Sc粉末的样品与添加单质Zr和Sc的样品相比，Zr和Sc溶解量更大，这是因为溶解物种的尺寸更小(预合金为5µm，单质为20µm)，熔点更低(Al3Zr, Al3Sc为1580和1320°C, Zr, Sc为1850和1541°C)。用预合金化粉末制备的合金显示出由L12Al3(Zr,Sc)初生析出相成核的大量极细晶粒(1-2 μ m)，并且在时效过程中具有明显的硬化响应，与过饱和Zr和Sc形成高数量密度的L12Al3(Zr,Sc)纳米沉淀物一致。相关研究成果以题“Eutectic, precipitation-strengthened alloy via laser fusion of blends of Al-7Ce-10Mg (wt.%), Zr, and Sc powders”发表在Acta Materialia上。

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

图1 本研究中使用的粉末的SEM图像

(a-f)中所有比例尺均为50µm，除非另有说明。(a)筛过的Zr粉(<20μm)， (b) Sc粉，(c) Al- 10zr粉(插图:抛光后的截面，深色Al基体中有明亮的Al3Zr颗粒)，(d) Al- 10Sc粉(插图:抛光后的截面，暗Al基体中有明亮的Al3Sc颗粒)，(e) Al- 7Ce - 10Mg球形粉末与接受的Zr元素(0.3 vol.%)和Sc (0.21 vol.%)粉末的混合(明亮的粉末，箭头)，(f) Al- 7Ce - 10Mg粉末的截面，明亮的富Ce相。

图2  

(a)制作时的元素(蓝色圆圈)和主合金(红色方块)样品的相对密度与扫描速度的关系图。主合金样品在200mm /s的速度下出现打印失败，该数据点不包括在内。报告值是为每种条件打印的三个独立样品的密度的平均值和标准偏差。(b)制造时元素合金和主合金样品的相应光学显微照片(气孔为黑色)。所有比例尺均为100µm。

图3

(a)元素样品微结构的低倍率后向散射SEM图像(激光功率200 W，扫描速度600 mm/s，间距100µm，单次扫描)，显示部分溶解的Zr和Sc颗粒(用红色箭头标记)在均匀的Al-Ce-Mg基体中。(b)熔池边界附近基质的高倍放大图像(黄线)，显示亚微米共晶结构，其中富Ce金属间相在熔池底部表现出更连续的形态，向顶部表现出更破碎的形态，(c)部分溶解的Zr颗粒(箭头显示富Al层)嵌入Al-Ce-Mg基质中，插入图显示界面处含有Al和Zr的原纤维，(d)部分溶解的Sc颗粒(箭头显示富Al层)嵌在Al- Ce - Mg基体中。

图4

(a) Zr粒子的二次电子图像(在同一样品中，但不是图3(c)所示的同一粒子)。(b) Al和(c) Zr颗粒附近的EDS图，(d) Zr颗粒附近的晶粒结构EBSD图，(e) Al-Zr界面处含Al和含Zr的金属间相图。

图5 元素样品中部分溶解Zr颗粒的面积分数与以下因素的关系

(a)扫描速度，其中蓝色圆圈对应单次扫描样品，红色正方形对应双次扫描样品，(b)舱口间距。面积分数0.3%处的水平虚线对应添加Zr颗粒的体积分数，其中0.3%表示Zr没有溶解。两个图中的蓝色空心圆对应相同的加工条件。工艺参数(激光功率W，扫描速度mm/s，舱口间距µm)在插图中给出。除红色方块标记的单个数据点外，所有样本均采用单次扫描。

图6

(a)主合金样品显微组织低倍率后向散射SEM图像(激光功率200 W，扫描速度600 mm/s，舱口间距100µm，单次扫描)。红色箭头指向Zr富集的小区域。(b)熔池边界附近基质的高倍放大图像(黄色虚线显示，显示含有Ce和Mg的金属间相的存在，(c) Al3Zr颗粒，(d)富含Zr的“漩涡”，由黄色虚线勾勒，以及(e)含Zr的氧化物颗粒。

图7

主合金基体和元素样品中(a) Zr和(b) Sc的浓度与扫描速度的关系，由远离明显富集区域的EDS测量。虚线在0.21at.% Zr和0.14 at.% Sc表示样品中Zr和Sc的总浓度(即所有颗粒完全溶解时的值)。误差条表示10个独立EDS测量值的标准偏差。

图8 反极图(IPF)图

(a)元素合金样品和(b)主合金样品的晶粒结构(激光功率200 W，扫描速度600 mm/s，缝隙间距100µm，单次扫描)。

图9

元素合金、母合金和碱性Al-Ce-Mg样品维氏显微硬度在350℃等温时效过程中的演变(激光功率200 W，扫描速度600 mm/s，缝隙间距100µm，单次扫描)。

图10

(a)模型示意图，其中固定的球形Zr粒子暴露于移动的激光时溶解。(b)激光移动时Zr粒子所在位置的温度分布和Zr溶解量随时间变化的样本，Zr溶解量最显著时放大视图。Zr和Al, Tm,Zr和Tm,Al的熔化温度用橙色虚线标记。模型中允许的最高温度为Al的沸腾温度，导致观测到的温度平台。(c) y-z平面最高温度与位置的关系。(d)对于Zr粒子的许多随机y,z坐标，只考虑对流和扩散的贡献，Zr溶解的分数随位置的变化;(e)来自熔化。(c,e)中的白色虚线对应的是熔池温度等于Zr的熔化温度。

图11 工艺参数对锆溶出率的影响

(a)模型和实验Zr溶解与扫描速度的关系，其中一个数据点来自以400 mm/s扫描速度重新扫描的模型(蓝色圆圈)。(b)模型Zr溶解与粒子半径的关系(在恒定的400 mm/s扫描速度下)，考虑了Zr和Al3Zr的扩散(带对流)和熔化的单独和联合贡献。

综上所述，Ekaputra教授团队研究了两种Al-Ce-Mg-Zr-Sc合金的显微组织和力学性能。元素样品由Al-7Ce-10Mg (wt.%)粉末与纯Zr和Sc粉末混合制成，主合金样品由Al-10Zr和Al-10Sc (wt.%)粉末制成。主要结果如下:

1.在制备时的单质合金中，存在许多部分溶解的Zr和Sc颗粒。主合金样品中Zr和Sc存在一定的不均匀性，但Zr和Sc的溶出量较高。
2.在元素样品中，部分溶解Zr和Sc的数量随着扫描速度的降低而增加，但不受重熔层或减小舱口间距的影响。通过一个简单的数值模型分析了这些工艺参数的影响，并与上述结果进行了定性分析。基于这项研究，更高的激光功率、更低的扫描速度、更小的颗粒尺寸和更低的熔点粉末都有望导致更大的微观结构均匀性。
3.与Zr和Sc(1850和1541℃)相比，Al3Zr和Al3Sc的熔点更低(1580和1320℃)，溶解颗粒更细(主合金添加物为1-5μm，单质添加物为20-45μm)，导致Zr和Sc在主合金样品中的溶解率更高。主合金方法允许Zr和Sc组成的最终合金的完全灵活性，使用少量易于加工的粉末状Al-10Zr(或Al-10Sc)合金，由元素电弧熔化制成。
4.由于主合金样品熔体中Zr和Sc的溶解量较高，在凝固过程中，更多的Zr和Sc可形成L12Al3(Zr,Sc)初生析出相，与单质样品相比，形成更细、更等轴的晶粒。主合金试样在时效过程中的硬度响应也较高，这与固溶中Zr和Sc含量较高时形成的二次纳米级L12析出相密度较大一致。