北科大《MSEA》：3D打印高强铝合金中双相结构对各向异性影响

激光粉末床熔合（LPBF）是一种基于金属的增材制造（AM）技术，其利用高能激光束熔化定制几何形状的金属组件。然而，LPBF超高冷却速率（105-108K/s）和大的热梯度会导致柱状晶的定向生长或沉淀物沿构建方向（BD）分布，导致LPBF成形金属组件的各向异性的力学性能。近年来，Sc和Zr改性铝合金因其优异的激光打印性和高强度引起了金属AM领域的广泛关注。打印的Sc改性铝合金具有柱状/等轴双峰晶粒结构，与LPBF中传统的柱状晶微观结构有明显区别。这种独特的微观结构对机械各向异性的影响是一个值得研究的课题。热处理（HT）是提高打印铝合金的力学性能的必要条件。然而，由HT产生的Al3Sc或Al6Mn的二次沉淀物对力学各向异性的影响仍然是一个悬而未决的问题。因此，迫切需要系统准确地表征LPBF成形铝合金在不同特处理条件下的各向异性微观结构和相应的拉伸行为研究，以促进其应用。

近日，北京科技大学曲选辉教授研究团队为了探讨激光粉末床熔合高强度铝合金的力学各向异性，采用LPBF方法沿X、Y、Z轴和45°各方向制备了Al-Mn-Mg-Sc-Zr合金组件，并对其进行了一系列不同的热处理。研究结果表明，Al-Mn-Mg-Sc-Zr合金通过Al6Mn和Al3Sc沉淀物的协同增强，硬等轴晶区和软柱状晶区之间的最佳协同作用，促进了打印态和热处理态合金组件在不同拉伸方向上的力学性能各向同性。本研究为获得LPBF构建的具有机械各向同性和期望强度的Al-Mn-Mg-Sc-Zr合金提出了一条有效的途径，具有较大的实际应用潜力。相关工作以“Novel isotropic mechanical properties of laser powder-bed fusion Sc/Zr modified Al alloy”为题发表在《Materials Science and Engineering:A》上。张百成，高磊教授为论文通讯作者，孙金娥为论文第一作者。

论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.msea.2023.145003

图2 (a)沿X、Y、Z轴和45◦方向打印组件的设计模型；(b)打印的拉伸试样图；(c)拉伸试样的几何形状和尺寸

在最佳的工艺参数：扫描速度850 mm/s，激光功率320 W，层厚30μm，舱口间距90μm下，所有打印态Al-Mn-Mg-Sc-Zr合金及在300℃进行2h和5h的热处理试样均是高度致密的，没有发现热裂纹等冶金缺陷。热处理前后试样均呈现分层柱状晶/等轴晶双峰结构，柱状晶（CG）沿BD方向分布在熔池的中心，它被等轴晶（EG）包围（图5），其中CG区域具有优先的<100>取向，EG区域没有明显取向（图6），二者的体积比例约为3：2。

图5 (a)打印态、(b)AT2h和(c)AT5h试样的EBSD图；（d-e）（a-c）对应的极图

图6 (a)CG和(b)EG区域的EBSD图；（c-d）（a-b）对应的极图

Al6Mn相主要分布在CG区域。在300℃热处理2h后，Al6Mn的尺寸和数量显著增加。其形态由初级棒状变成球形，当时间增加到5h时，Al6Mn的尺寸进一步增加到100 nm，但沉淀位点的数量减少（图8）。而Al3Sc和Al3(Sc,Zr)沉析于EG区域,在300℃热处理2h和5h后，二次Al3Sc相显著增加（图9）。

图8 （a-b）打印态，（d-e）AT2h和（g-h）AT5h试样TEM图像，及CG区域的Mn,Mg,Sc和Zr元素对应的EDX图。（c,f,i）Al6Mn在不同热处理后发生沉淀演化。

图9 （a-c）打印态、（d-f）AT2h和（g-i）AT5h样品的EG区域中富Sc沉淀的TEM图和SAED图。

所有打印和热处理的试样在不同的拉伸方向上都获得了明显的力学性能各向同性。打印态和热处理试样沿所有拉伸方向的强度变化仅为1.3-2%。（图10）

图10 (a)打印态、AT2h和AT5h试样沿X轴方向的应力-应变曲线；(b)打印态试样沿不同拉伸方向的应力-应变曲线；(c)Al-Mn-Mg-Sc-Zr合金在AT2h、AT5h前后沿X、Y、Z轴和45°方向的拉伸性能

打印态、热处理态试样中的等轴晶/柱状晶双峰微观结构主要来源于LPBF加工过程中Sc和Mn元素的不同沉淀行为。在较低的凝固速度下，初级Al3(Sc,Zr)相主要在固/液界面前沿沉析，它们作为低能垒非均匀成核位点，导致EG形成。随着凝固的进行，熔池中心陡峭的热梯度促进了CG的形成。形成的等轴晶/柱状晶双峰结构由多尺度二次沉淀物装饰。二次Al3Sc相主要集中在EG区，热处理后其数量不断增加，尺寸保持稳定（图12）。这是由于Sc的低扩散系数导致的。而铝基体中Mn是过饱和且具有高浓度，显著改善了热处理过程中Mn在铝基体中的扩散。另一方面，LPBF过程引起的位错作为扩散路径加速Mn的扩散，最终以粗大的Al6Mn形式沉淀在柱状晶界上。

图12 打印态，AT2h和AT5h试样中Mn和Sc的扩散和沉淀行为引起的微观结构演化示意图

根据经典的Hall-Petch关系，双峰非均匀晶粒结构会导致EG和CG区域之间的力学不均质性。打印态和热处理试样显示出相当大的机械异质性，打印态和热处理试样的EG区域的显微硬度均比CG区域高6-13 HV（图14）。所有试样均形成了一个软、硬交替相邻的双峰联级结构。

图14 在显微硬度测试后（a,d,g）打印态,（b,e,h）AT2h和（c,f,i）AT5h试样EG和CG区域的OM图像和显微硬度

此外，在打印态和热处理态试样中加工硬化曲线上显示出小拉伸应变状态下的瞬态硬化（图15(a)中以红色框架标记的拐点）。这种独特的行为只有在这两种结构形成一个完整体时才能产生，这已被具有独立的细粒表面层和粗粒芯[42]的IF钢所证实。因此，这是柔软的CG区域与硬化的EG区域二者交替承载连续应变的结果，其中，CG区域的承载能力则由于粗大Al6Mn相诱发的内部微裂纹而逐渐降低（对应阶段I），而EG区域的承载能力由于细小的等轴晶和Al3Sc的沉淀而显著增加（对应阶段Ⅱ）。EG/CG双峰晶粒结构形变原理图如图15（b）所示。正如所预期的那样，在试样沿X、Y、Z轴和45°方向的拉伸变形时，首先，软CG区域的屈服导致应力松弛，然后应力转移到硬EG区域。从软CG区到硬EG区的应力分配通常持续增加，直到断裂。因此，无论拉伸方向如何，都可以通过软硬交替分层结构以相互协调的变形方式缓冲变形，显著降低了力学各向异性。而多尺度沉淀物可以在增加强度的同时，保持机械各向同性。

此外，软硬层次结构显示出高变形能力，允许相邻柱状和等轴晶粒在熔体池边界的兼容变形。最终，Al6Mn和Al3Sc的多尺度沉淀行为使强度从453 MPa持续增强到577 MPa，而塑性从14.1%降低到2.3%。优异的强度主要归因于Al6Mn和Al3Sc沉淀物的固溶强化、晶界强化和Orowan位错强化。特别是在多尺度Al6Mn和Al3Sc沉淀物的联合强化作用下，以及硬等轴晶和软柱状晶的良好协作下，所有打印态和热处理态试样在不同拉伸方向上获得了明显的力学性能各向同性。

图15 (a)打印态，AT2h和AT5h试样的工作硬化速率曲线；(b)等轴晶/柱状晶双峰结构变形示意图.