增材顶刊：激光粉末熔炼快速凝固制备高强度、无裂纹铝合金材料！

来源：材料学网

导读：本文描述了一种系统的合金设计策略，从而开发了用于 L-PBF 的高强度铝合金。首先，基于参考 Al-Cu-Mg 合金的成分，使用计算热力学工具研究了三种Al-Cu-Mg-Mn-Zr 基合金。随后，研究了L-PBF 制造的合金的L-PBF 加工行为、微观结构和伴随的机械性能。不同成分的合金在显微组织上表现出显著差异：未添加 Zr 的合金显示出粗大的柱状显微组织并出现凝固裂纹，添加低至中等 Zr 的合金（1-1.98  wt%）显示出混合的柱状和等轴显微组织，而具有高Zr添加量 (3.72 wt%) 显示出完全等轴的微观结构，伴随着晶粒尺寸减小至0.7 ± 0.3  μm。所有含有≥ 1.98  wt% Zr 的合金均无裂纹。设计的 Al-4.40Cu-1.51Mg-1.15Mn-3.72Zr (wt%) 合金的屈服强度为 561 ± 24 MPa，极限抗拉强度为 580 ± 16   MPa，断裂伸长率为 6.0 ±1.3%。目前的工作显示了在 L-PBF 过程中发生的快速凝固的内在潜力，用于制造由含有过渡元素添加剂的超细晶粒超包晶铝合金制成的几何复杂、高强度轻质部件。

基于激光的粉末床融合 (L-PBF) 是一种新兴的增材制造 (AM) 技术，因为它促进了制造需要几何复杂性、功能集成和先进性能的金属部件的巨大创新。它最大限度地减少了传统减材制造路线中所需的大量连接和加工步骤的集成。由于航空航天、汽车和能源领域对高强度轻质结构的需求不断增加，因此使用 L-PBF 制造高强度铝合金（例如 Al-Cu-Mg 基合金）尤其具有吸引力。

L-PBF 工艺的快速冷却速率(10^3 -10^7 °C/s) 和空间温度梯度有助于形成不同于传统铸造或锻造合金的独特微观结构。L-PBF的特征包括具有过饱和相、亚稳相、精细凝固组织和高位错密度的非平衡显微组织。在 L-PBF 条件下固化的材料中会发生广泛的溶质捕获，导致更高的过饱和度和减少的溶质分离。据报道，在通过激光点熔凝固的 Al-11.5 at%Cu 合金中，Cu 在 Al 中的扩展固溶度范围为 2.3 至11.2 at%，显著高于 0.9 at% 的平衡固溶度极限.扩展的溶解度可以通过在后热处理过程中形成分散良好的纳米级沉淀物，为已建合金提供大量的固溶强化和沉淀强化。

然而，L-PBF 工艺的高温梯度(~10 7 °C/m) 和定向散热也带来了额外的挑战，例如形成具有强烈形态和结晶凝固织构的细长晶粒，以及凝固过程中的热裂纹。在L-PBF 制造的材料中经常观察到由外延生长产生的大柱状晶粒，导致不希望的依赖于取向的物理和机械性能。高强度 Al-Zn-Mg 、Al-Cu-Mg 、Al-Mg-Si 基合金中的热裂纹已被广泛报道。热裂纹的形成与高织构柱状显微组织的形成、高热机械应力和高应变率的发生密切相关，这两者都源于 L-PBF 凝固特征的高冷却速率和高温梯度过程。 细化晶粒并诱导柱状到等轴的微观结构转变已被证明是消除 L-PBF 加工铝合金中热裂纹形成的有效补救措施，同时实现各向同性的机械性能。通过掺入过渡元素如 Zr、Ti、Sc 和 Ta 进行孕育已被认为是一种有效的铝基合金晶粒细化实践。

本研究中使用的激光扫描速度相对较低为 83 mm/s 。提高扫描速度可能会导致 L-PBF 期间冷却速度增加，从而导致 Al 基体中元素的过饱和水平显着更高，并增强在建成状态下的固溶强化和热处理后的沉淀强化。因此，为了探索 L-PBF 工艺的快速凝固潜力并充分利用源自非平衡微观结构的有利强化效果，需要进一步研究具有更高超包晶成分的孕育铝合金。

在此，鲁汶大学科研人员设计一种具有低热裂纹敏感性和高强度的Al-Cu-Mg-Mn 基合金。首先，使用基于 CALPHAD 的热力学工具设计合金成分。添加Cu、Mg、Mn，通过固溶和二次相强化提高力学性能，同时避免热裂纹的形成。此外，添加不同的 Zr 含量以形成不同含量的初级 Al 3Zr 相用于细化晶粒、缓解热裂纹和增强强度，以及形成过饱和的 Al-Zr 固溶体，用于增强在建成状态下的固溶强化和热处理后的沉淀强化。随后，进行了系统的微观结构和机械表征，以评估 L-PBF 的可加工性和设计合金的性能。使用有限元方法进行数值 L-PBF 熔池模拟，以了解 L-PBF 工艺参数对热裂纹敏感性和非平衡微观结构形成的影响。通过这种方式将探讨L-PBF 在形成非平衡微观结构和利用其内在强化效应方面的潜力。相关研究成果以题“Exploiting therapid solidification potential of Laser Powder Bed Fusion in high strength andcrack-free Al-Cu-Mg-Mn-Zr alloys”发表在增材顶刊AdditiveManufacturing上。

论文链接：https://www.sciencedirect.com/sc ... i/S2214860421003717

L-PBF 工艺能够在Al-Cu-Mg-Mn 基合金中形成独特的非平衡微观结构。在没有添加 Zr 的合金 A中，在没有成核颗粒的情况下发生外延生长和粗柱状晶粒的形成；在合金 B 和 C 中低至中等成核颗粒水平下，在熔池边界形成等轴晶粒，在熔池中心形成柱状晶粒的双峰显微组织，添加了 1.00 和 1.98 ％重量的 Zr；在含有 3.72  wt% Zr 的合金 D 中，在大量成核粒子的情况下形成完全等轴的微观结构。因此，FCC-Al 晶粒尺寸从合金 A 中的58.2 ± 31.9 μm减小到 3.3 ± 2.4、1.3 ± 0.7 和 0.7 ± 0.3 分别在设计的 Al-Cu-Mg-Mn-Zr 合金 B、C 和 D 中为 μm。(b) 成品样品的铝基体中存在高位错。(c) 在合金 D 的熔池中心检测到锆在铝中的溶解度高达 1.3 ± 0.1 wt%。(d) L-PBF 工艺能够形成亚稳定的 Al 3 Zr 相设计的 Al-Cu-Mg-Mn-Zr 合金中的立方 L1 2结构，Al 3 Zr 颗粒采用具有树枝状形态的长方体形状或具有明显凹边和突出角的“花”形，显示出合金 B、C 和 D 中的平均 Al 3 Zr 粒径分别为 46 ± 13、156 ± 42 和442 ± 136  nm。

图1原料粉末的形态，如 SEM 所见。如黄色箭头所示，可以在合金 C 和 D 中检测到Al 3 Zr 颗粒。

图2在 20-40 度 2θ 范围内记录的 X 射线衍射图显示了原料粉末中存在的相。

图3 L-PBF 过程中采样和扫描策略的示意图，坐标系显示构建方向。BD 指的是建筑方向。

图4(a) 相分数和 (b) 热裂纹敏感性 (HCS) 指数，基于 Al-3.91Cu-1.12Mg-xMn 合金的 Kou 标准作为 Mn 含量的函数。HCS的比较dT/dF秒12具有两个固定 Mn 含量作为 Cu 和 Mg 含量的函数的 Al-Cu-Mg-Mn 四元合金图。(c) Al-xCu-yMg-0.41Mn,(d) Al-xCu-yMg-1.15Mn (wt%)。(e) 具有不同 Zr 含量的 Al-3.91Cu-1.12Mg-0.41Mn 合金的相变轨迹。(f) 在 Scheil-Gulliver 条件下凝固的四种研究合金的相分数。

图5作为体积能量密度 (VED) 函数的竣工样品的裂纹长度，具有代表性的光学显微照片显示了样品横截面。(a) 合金 A，(b) 合金 B，(c) 合金 C。BD 是指建筑方向。(d) 作为 VED函数的竣工合金 C 样品的相对密度。

图6以 55  J/mm 3的相同 VED 值制造的竣工样品的 XCT 重建。裂缝用黑色标记，孤立的孔用蓝色标记。(a) 合金 A，(b) 合金 B，(c) 合金 C，(d) 合金 D。(e) 作为局部球形孔径函数的缺陷（裂纹和孔隙）的总体比例。(f) 作为局部球形孔径函数的裂纹分数。

图 7。BSE 图像显示了四种合金的横截面微观结构。BD指建筑方向，MPC指熔池中心，MPB指熔池边界。

图 8。通过 TKD 和 STEM 在 SEM 中分析合金 D中 Al 3 Zr 颗粒的晶体学。(a) BF-STEM 图像具有更高的放大倍数图像，显示了 (b) (c) 花形和 (d) (e) 长方体形 Al 3 Zr 颗粒的形态。(b) 和(d) 中的绿色箭头指向位错。(f) (c) 和 (g) 周围 Al 基质中的花形 Al 3 Zr 颗粒的TKD 图案。(h) (e) 和 (i)周围 Al 基体中长方体形 Al 3 Zr 颗粒的TKD 图案。当基于 Hough 的算法用于波段检测时，TKD 模式被手动索引以防止系统错误。阿尔3Zr 颗粒（1 和 3）分别用 FCC-Al 和在引入轻微四方性后（c/a = 1.08，对应于 DO 23）进行索引。显示了图案的放大部分，用于比较匹配精度。随着超晶格反射，花形和长方体形颗粒的衍射图与FCC-Al 的匹配表明L1 2结构。

图10 四种合金的逆极图晶粒取向映射和相应的晶粒尺寸分布以及极图。请注意不同晶粒取向图像中存在的不同比例尺。

在竣工条件下，由于存在热裂纹，合金 A 和合金 B 表现出极差的拉伸性能。由于消除了热裂纹的形成、显著细化的显微组织、增强的固溶强化和颗粒强化，Al-Cu-Mg-Mn 基合金 C 和D 显示出显着改善的拉伸性能。机械性能随着 Zr 含量的增加而持续增加。合金 C 和合金 D 都显示出明显的屈服点现象，显示出特征下降到几乎恒定的应力，在上屈服点之后，它们的拉伸应力 - 应变曲线中出现一些流动锯齿。最高工程弹性模量（80±4  GPa）、屈服强度（561±24  MPa）、极限抗拉强度（580±16MPa) 和断裂伸长率 (6.0 ± 1.3%) 的合金 D。这种性能组合优于在 T62 和 T861 条件下常规制造的锻造 2024 合金和 L-PBF 处理的Al-Zn-Mg 基合金。在未来的工作中将探索采用合适的热处理来避免塑性变形不稳定性并提高竣工合金的应变硬化能力。

图11(a) 不同成分的合金的工程拉伸应力-应变曲线。(b) 本合金 C 和 D 与锻造 2024 [50]、7075-T6合金[54]和 Al-Si(Mg) [9]、[55]、[56 ]拉伸性能的比较] ,Al-Zn-Mg [27] , [51] , [52] , [53] , Al-Cu-Mg [35] , [36]和其他铝基合金[15] , [16] , [57]由 L-PBF 制造。请注意，使用的拉伸试样尺寸和施加的应变率可能因不同来源而异。(cf) 分别为合金 A、合金 B、合金 C 和合金 D 的断裂形貌。(e) 和 (f) 中插入的高倍放大图像显示了酒窝。