西工大学头版:添加剂制造高强韧性铝合金!异质组织+多种强化机制

增材制造技术特有的全数字化、高柔性以及对于复杂构件快速近净成形的优势,在近30年来得到了快速发展,而激光粉末床熔融 (L-PBF)技术则是快速制造复杂精密金属零件的主要途径。铝合金作为一种有前途的高强度和轻质结构材料而备受关注。然而,将基于传统铸造或锻造工艺开发的铝合金直接用于L-PBF会面临许多挑战,如强度不足、易开裂、孔隙率较高等等。因此,开发一种适应L-PBF工艺的新型铝合金,使其具有较高的成形特性并兼具优良的机械性能成为目前金属增材制造领域的研究热点。

近日,西北工业大学金属高性能增材制造研究团队联合比利时荷语鲁汶大学成功制备了一种适用于L-PBF技术的新型Zr/Sc/Hf改性Al-Mn-Mg合金。该合金在L-PBF快速凝固时,在熔池边界形成立方体状的初生Al3(Sc,Zr,Hf)-L12颗粒,其中Zr、Sc和Hf的元素分布均匀。后续直接时效热处理促进了大量纳米/亚微米尺寸棒状Al6Mn沉淀物和少量球形Al3(Sc,Zr,Hf)纳米颗粒的析出。Zr/Sc/Hf改性的Al-Mn-Mg合金表现出中等的加工硬化能力以及强度和韧性的良好匹配。相关工作以“Development of a high strength Zr/Sc/Hf-modified Al-Mn-Mg alloy using Laser Powder Bed Fusion: design of a heterogeneous microstructure incorporating synergistic multiple strengthening mechanisms”为题在增材制造领域顶刊Additive Manufacturing上发表。论文第一作者为西北工业大学李秋歌副研究员,西北工业大学林鑫教授和比利时鲁汶大学李桂川博士为共同通讯作者,西北工业大学为第一通讯单位。

论文链接:

https://doi.org/10.1016/j.addma.2022.102967

图1 (a) Al3(Sc,Zr,Hf) (c) Al6Mn和(e) Al12Mg17的HAADF-STEM图像, (b) (a)中选定区域的HRTEM图像和插入图像显示Al3(Sc,Zr,Hf)相的FFT模式, (d) Al6Mn和(f) Al12Mg17对应的FFT谱图,(e)中插入的图像为放大的Al12Mg17的原子排列.

根据图1中的HRTEM图像测量它们的晶格平面距离,确定Al3(Sc,Zr,Hf)和α-Al相的晶格参数分别为0.4044±0.009和0.4037±0.006 nm,具有低至0.2%的晶格错配度。析出相与基体极小的晶格失配导致与α-Al基体具有良好的共格性,保证了极佳的析出强化和有效抵抗奥斯特瓦尔德熟化效果。

在晶粒内部和晶界处存在富Mn相颗粒,由HAADF-STEM图像和相应的FFT谱图确定,这些富Mn相是初生Al6Mn相。Mg在晶界和胞界也表现出轻微的偏析倾向,可以观察到少量Al12Mg17相。

图2 Zr/Sc/ Hf改性Al-Mn-Mg合金在325℃时效10h后的显微组织和XRD谱图

时效过程中没有发生明显的晶粒长大且时效后大量棒状析出相均匀分散在合金中,是亚微米级的Al6Mn析出相。还观察到少量球形的Al3(Sc,Zr,Hf)-L12纳米沉淀物,这些纳米沉淀物的数量密度较低,粒径较小(2.9±1.2 nm),Zr, Sc和Hf没有明显的偏析,可能与合金中Sc含量较低(0.19 wt%)以及Zr和Hf在铝合金中的缓慢扩散有关。

Zr/Sc/Hf改性Al-Mn-Mg合金的沉积态试样屈服强度为438±3 MPa,抗拉强度为504±2 MPa,断后伸长率为10.9±1.4%。在325℃直接时效热处理10h后,合金的屈服强度提高到了487±2 MPa, 抗拉强度提高到了542±3 MPa,断后伸长率略有降低,为7.4±0.7%。此外,真应力-应变曲线表明,该合金在沉积态和热处理条件下均表现出中等的加工硬化能力,为93~113 MPa。该合金的综合力学性能优于大多数L-PBF加工的Al-Si(Mg)合金、2xxx、7xxx及Al-Mg-Sc-Zr系列铝合金和一些锻造2024铝合金,并可与高强度锻造7075铝合金相媲美。

图3(a) Zr/Sc/ Hf改性Al-Mn-Mg合金在沉积态和热处理态的工程拉伸应力-应变曲线和(b)真拉伸应力-应变曲线, (c)与2024,7075锻造铝合金和L-PBF制备的2xxx, 7xxx系列合金、Al-Si (Mg)和Al-Mg-Zr-Sc合金的拉伸性能比较

在Al-Mn-Mg合金中引入过渡元素Zr、Sc和Hf的原因之一是引入双态微观组织。由于L-PBF过程中复杂的激光-物质相互作用和热传递,单个熔池在温度梯度、固/液界面的凝固速率和最终冷却速率方面存在差异。对L-PBF过程的多物理场有限元模拟表明,在熔池边界处,凝固速率和冷却速率较低,并且朝着熔池中心不断增加。这导致在熔池边界优先形成初生Al3(Sc,Zr,Hf)相,从而导致明显的双态微观组织,在熔池中心形成柱状晶粒,在熔池边界形成等轴晶粒。

图4(a)和(b)显示了实验观察到的微结构的形成, (c)计算竞争的初生Al3(Sc,Zr,Hf)-L12和α-Al相的形核时间, 两条冷却曲线代表熔池中心(MPC)和熔池边界(MPB), (d)当存在初生Al3(Sc,Zr,Hf)-L12相形成时显示等轴晶粒的MPB和当Zr, Sc和Hf被限制在α-Al中时柱状晶粒的MPC之间的两个不同区域

材料优异的力学性能归因于多种强化机制,包括晶界强化、固溶强化、沉淀强化、位错强化等。然而,由于溶质原子的位错钉扎和细晶粒结构中缺乏可动位错,一些高强铝合金的加工硬化能力非常有限。加工硬化与位错的积累和变形材料中位错密度的增加有关。非均匀微观组织可以通过产生额外的几何必要位错来产生前所未有的加工硬化能力。由于熔池中凝固参数的局部变化,L-PBF提供有利条件来形成局部独特的异质微观组织。本研究工作开发的该种新型铝合金,既具有良好的L-PBF加工性能,又不存在凝固裂纹或明显的气孔,同时兼具高强度和延展性以及中等的加工硬化能力。所提出的合金设计策略可以为工程应用高强度铝合金的开发提供指导。

*感谢论文作者团队对本文的大力支持。

本文来自微信公众号“材料科学与工程”。欢迎转载请联系,未经许可谢绝转载至其他平台。

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