导读：采用激光粉末床熔接法制备了
Sc
和
Zr
复合改性
Al6061
合金
(Al6061MOD)
。制备的
AL6061MOD
合金呈现出由粗柱状晶粒和超细晶粒组成的双峰型晶粒分布，可通过改变打印参数或后热处理进行调节。较高的激光能量密度和较低的冷却速度，为初生
Al3Sc
粒子的成核留下了更多的时间，从而引发了更高的超细晶粒面积分数。
L-
PBF
（激光粉床熔化）可以逐层构建三维组件，具有低成本和无限设计自由度的优势。类似于微焊接工艺，
L-PBF
已广泛应用于制造各种可焊接合金，如钛合金、不锈钢和镍基高温合金。然而，对于焊接性能较差的合金，如高强度铝合金（
Al-Cu
系列、
Al-Mg-Si
系列和
Al-Zn-Mg
系列），热裂纹的形成会恶化其机械性能并阻碍其工业应用。可打印合金对焊接性能的苛刻需求限制了适用于
L-PBF
的铝合金系统，目前仅限于
Al-Si-(Mg)
系列合金，这也限制了
L-PBF
在铝合金方面的发展潜力。
为了消除
L-PBF
过程中的裂纹问题，常见的解决方案是通过调整加工方法以改变凝固条件（如热梯度和凝固速度）或改性组成以增强异质成核。加工方法调整的一般理念是降低热梯度、残余应力或凝固速度。据报道，将粉床加热至
500
℃可以消除
Al6061
合金在
L-PBF
过程中的裂纹。然而，这种方法并不普遍，且高度依赖于机器。至于组成改性，基本原则是引入能够触发形成与
Al
基体具有低晶格失配的
Al3X
（
X= Zr
、
Sc
、
Nb
或
Ta
）纳米颗粒的元素。
Al3X
颗粒与
Al
基体之间的低晶格失配确保了异质成核的低界面能量，从而实现了超细晶粒（
UFGs
）的形成和裂纹的消除。这种接种处理设计理念已在众多高强度铝合金中得到验证，并应用于开发超出铝合金范围的其他高性能合金。
通过接种处理方法，可以制造出无裂纹的高强度铝合金，其中一些已经商业化
Al6xxx
（
Al
˗
Mg
˗
Si
）系列合金被认为是铝汽车车身板材应用的最有前景的候选材料。最近，在消除
Al6061
合金
L-PBF
过程中的裂纹方面取得了显著进展。然而，这些工作主要集中在裂纹样品的打印可行性上，而对微观结构和力学性能的调整则很少提及，除了变化接种处理粉末的含量之外。由于打印参数，如激光功率和扫描速度，可以影响热梯度和凝固速度
[38]
，因此除了组成改性之外，有必要探索“打印参数
-
微观结构
-
力学性能”之间的关系，以优化微观结构以满足目标应用的需求。
除了裂纹愈合外，逐层构建和非平衡凝固所产生的特殊微观结构，通常难以通过传统加工获得，还可以提供一个模型平台来研究科学问题，例如
Lüders
带，通常观察到含有超细晶粒的
L-PBF
铝合金。然而，对由于改变处理参数和热处理效果而引起的
Lüders
带演变的研究较少。此外，由于在
Sc
和
Zr
改性铝合金中形成热稳定的
Al3(Sc,Zr)
颗粒，具有潜在的高温应用
[39]
。然而，大多数研究集中在室温拉伸性能上，而高温拉伸性能的研究较少。
为填补这一空白，
新加坡制造技术院
设计了一种
适用于
L-PBF
的经过成分改性的
Al6061
合金
，并选择作为一个模型系统来了解以下问题：
(1)
通过调节激光能量密度来揭示打印参数的影响，对微观结构演变及其对力学性能的影响；
(2)
采用各种热处理方案来研究其对微观结构和拉伸性能的影响；
(3)L-PBF Sc
和
Zr
改性
Al6061
合金的高温拉伸性能。
相关研究成果以
“
Extending the mechanical property regime of laser powder bed fusion Sc- and Zr-modified Al6061 alloy by manipulating process parameters and heat treatment
”
发表在
Additive Manufacturing
上
链接：
https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S2214860424002100?via%3Dihub
图
1
所示。
(a) AL6061MOD
粉末的
SEM
图像和
(b)
粒度分布。
图
2
所示。
铸态
AL6061MOD
合金的显微组织。
不同激光能量密度下样品的
EBSD (a) E = 1188 J/mm3
，
(b) E = 594 J/mm3
，
(c) E = 297 J/mm3
，
(d) E = 149 J/mm3
，
(E) E = 66 J/mm3
。
(c1)
和
(c2) E297
样品在较高放大倍数下的
EBSD
。
(f,f1,f2) SEM
图像显示了
E297
样品中不均匀的微观结构和白色对比沉淀的形成
图
3
所示。
成品样品中
ufg
和
ccg
的
STEM
分析。
(a) fg
的
BF
和
(b) HAADF
图像。
(a1)-(a8)
为
ccg (a)
、
(c) BF
和
(d) HAADF
图像对应的
EDS
映射图。
(c1)-(c8)
为
(a1)
对应的
EDS
映射图像。
图
4
所示。成品
AL6061MOD
样品透射电镜图像。
(a)
从
UFGs
上拍摄的
TEM
图像显示
Al3Sc
粒子，如圆圈所反射的。插图显示了沿
[001]
圈出的沉淀的选定区域衍射图，显示了超晶格反射。
(b)
沿
[001]
带轴拍摄的
HRTEM
图像。插图显示了相应矩形区域的快速傅里叶变换
(FFT)
。
(c) Al
与
Al3Sc
界面的
HRTEM
图像。
图
5
所示。不同热处理条件下
AL6061MOD
的显微硬度变化。
图
6
所示。
T6
后
AL6061MOD
合金的显微组织。
(a)
三维
OM
图像显示高密度。
(b-d)
扫描电镜图像显示了非均匀的微观结构和白色对比沉淀的形成。
(e-g)
显示晶粒尺寸分布的
EBSD
图像。
(g1-g3) (g)
对应区域的
EDS
元素图。
(h) T6 AL6061MOD
样品的晶粒尺寸分布。
图
7
所示。
T6
后
AL6061MOD
合金的
STEM
组织表征
(a)
样品的
BF
和
(b) HAADF
图像。
(a1-a8)
在
(a2)
中对应区域的
STEM EDS
映射。
(c) Sc - Zr -
富集
si
粒子的
BF
、
(c1-c3)
能谱图和
(d) SAED
。
(e) BF
图，
(e1,e2)
能谱图，
(f)
富镁硅相
HRTEM
图。
图
8
所示。
350
℃
/4 h DA
后
AL6061MOD
合
金的显微组织。
(a-d) EBSD
图像显示存在多模态晶粒尺寸分布的非均质微观结构。
(c1-c3) c
中对应区域的能谱图。
(e)
超细晶粒区域的晶粒尺寸分布。
图
9
所示。
经数据处理后的
AL6061MOD
合金的
STEM
和
EDS
图谱。
(a)
铸态
AL6061MOD
合金的
BF
，
(b) HAADF
，
(a1-a8) EDS
图。
(c) HAADF-STEM
图像显示
l12
结构的
Al3(Sc,Zr)
颗粒。
(d) (c)
中的放大区域显示了
Al
基体与
Al3(Sc,Zr)
界面上的原子重合。
图
10
所示。成品
AL6061MOD
合金在不同条件下的拉伸性能。
(a) AL6061MOD
试样在水平和垂直方向上的拉伸性能。插图显示了这两种条件下
l<1> ders
波段的演变。屈服强度、极限抗拉强度、断裂伸长率和
l<1> ders
带应变列在附图中。
(b)
激光能量密度对
AL6061MOD
试样拉伸性能的影响。插图显示了不同激光能量密度下
l<1> ders
带的演化。屈服强度、极限抗拉强度、断裂伸长率和
l<1> ders
带应变列在附图中。
(c)
热处理对含
E297
的
AL6061MOD
合金拉伸性能的影响。
(d)
固溶处理后自然时效对
AL6061MOD
合金拉伸性能的影响。
图
11
所示。
(a) A6061Mod
合金的高温拉伸性能。
(b)
屈服强度，
(c)
极限抗拉强度，
(d)
断裂伸长率
图
12
