導讀：近日，美國橡樹嶺國家實驗室Richard A. Michi本綜述了有關使用粉末基增材制造 （AM） 的幾種具有潛力和前景的高溫鋁合金的現有文獻。在此回顧了三類潛在高溫合金的現有增材制造文獻，討論了優化微觀結構以提高高溫性能的策略，并強調了當前研究中的差距。盡管對這些合金進行了廣泛的微觀結構表征，但我們得出結論，對其高溫機械性能和腐蝕響應的評估嚴重不足。將合金大致分為三類：具有熱穩定強化相（HTPSA）的沉淀強化合金、含有高體積分數（>10%）金屬間化合物（HiFI）的合金以及具有非反應性陶瓷顆粒分散體的合金（CDA）。研究認為大多數研究集中在加工、微觀結構和環境溫度機械性能上，但該領域在評估高溫機械性能，特別是蠕變和疲勞以及高溫氧化和腐蝕性能方面嚴重不足。此處引用的研究中只有約15%評估了高溫機械性能。從性能和經濟的角度來看，基于AM的高溫鋁合金都處于有利地位，可以填補250-450°C極端環境中結構材料長期存在的技術空白，并作者提出了一個強有力的建議。未來將重點放在這些領域，并在本次審查中概述了高溫性能的幾個重要考慮因素。

相關研究以題“Towards high-temperature applications of aluminium alloys enabled by additive manufacturing”發表在International Materials Reviews上。

鏈接：https://www.tandfonline.com/doi/full/10.1080/09506608.2021.1951580

AM HTPSA通常含有Zr/Sc，是迄今為止這三類中研究最全面的，有大量研究致力于加工/微觀結構、熱處理、機械性能（環境溫度和高溫）和腐蝕。合金的熱處理和細化的晶粒結構導致出色的環境溫度強度，但微觀結構的穩定性尚不能與鑄件相提并論。AM HTPSA 中強化析出物的總體積分數將受到可被困在基體中用于后續時效的最大溶質量的限制。然而，熱處理優化仍有很多機會，包括原位熱處理，提高高溫強度和抗粗化性能。關于含有L12強化析出物的合金的大量鑄造文獻可能會為未來的研究提供靈感。

AM CDA的研究幾乎僅限于加工，并且各種分散顆粒對高溫機械性能的影響尚不清楚。由于陶瓷分散體在高達 Al 熔點的溫度下具有固有的熱穩定性，因此這類合金值得進行更全面的評估，包括高溫強度和穩定性。此外，隨著分散體體積分數的增加，應解決顆粒分布和團聚問題，因為這些可能是AM CDA強度的限制因素。

圖1 常規鍛造和時效鋁合金的拉伸強度示意圖，以及與Ti-6Al-4V具有相同比強度的鋁合金的參考線。

圖2 （a）在準靜態條件下激光增材制造過程中形成的熔池示意圖，其中激光沿速度矢量以恒定速度移動并顯示了沿液相線等溫線的代表性路徑（白色箭頭），也顯示了（b）投影到y-z平面。沿著這條路徑的凝固條件在（c）中示意性地表示在固-液界面速度V和合成熱梯度的大小G中，并與柱狀和等軸晶粒形成的示例預測進行比較。

圖3 以Si和Zr作為示例溶質元素，Al中估計的速度相關分配系數。根據LPBF工藝條件，預計分配會在固液界面速度范圍內發生很大變化。

圖4 （a-d）用Zr/Sc改性的AM HTPSAs合金中的雙峰“扇殼”晶粒結構示例。亞微米等軸晶粒帶傾向于在MPB附近形成，在熔池中形成微米級柱狀區域。圖像是樣品沿構建方向（z方向，參見e中的插圖）的電子背散射衍射（EBSD）反極圖（IPF）圖。在（e）中使用ZrH2納米顆粒功能化的原料粉末獲得具有細化晶粒帶的完全等軸結構。（a）Al-4.6Mg-0.66Sc-0.42Zr-0.49Mn；（b）Al-1.5Cu-0.8Sc-0.4Zr；（c）Al-5.8Zn-2.3Mg-1.6Cu-0.4Sc-0.25Zr以及（d）中等軸晶粒的詳細信息；（e）Al-5.4Zn-2.25Mg-1.54Cu+1 vol.-%ZrH2納米粒子。

圖5 TEM顯微照片顯示了AM Al-3.6Mg-1.2Zr合金中細小等軸晶粒區域的細節。暗長方體是主要的Al3Zr，它們在熔池中形成并充當晶粒成核位點。

圖6 原子探針斷層掃描（APT）重建圖（a）SLM處理的Al-2.5Zr-1.2Sc合金打印后下在350 °C下峰值時效24小時，Al3（Zr，Sc） 納米沉淀物使用藍色3 at.-%Zr+Sc等值面描繪；（b）鑄造Al-0.27Zr-0.03Sc-0.03Er-0.10Si合金在640 °C下固溶2小時，然后在375 °C下進行峰值時效24小時，觀察到Al3（Sc，Zr，Er）納米沉淀物作為Zr、Sc和Er原子簇。（a）中納米沉淀物的數量密度大于一個數量級（1×1024vs.9×1022 m-3），并且（a）中納米沉淀物的體積分數是8倍以上（2.5vs.0.3%）。

圖7 鑄件上的單個激光軌跡 （a） Al-Fe-Ni（成分未指定），插圖顯示精煉金屬間結構的細節；（b）Al-3Co（at.-%）和（c，d） Al-12Ce鑄造合金。單軌熔池內的精細結構是明顯的。（c）顯示了Al-12Ce中MPB的細節，其中從粗鑄結構過渡到細枝晶/蜂窩狀結構。

圖8 打印時大塊MPB的粗金屬間結構（a）Al-10Ce，（b）Al-10Ce-8Mn，（c）Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si和（d）Al-8.6Cu-0.45Mn-0.9Zr。在（c）中，FZ是融合區。熔體邊界區（MBZ）和熱影響區 （HAZ）均包含該合金中的MPB區域，在該區域觀察到顯微組織粗化。

圖9 LPBF制造的（a，c）Al-10Ce和（b，d）Al-2.5Fe合金沿構建方向Z成像的熔池結構和相應的晶粒取向圖。晶粒結構主要是柱狀，單個晶粒橫跨多個熔池。單個熔池由（b）中的箭頭表示。

圖10 （a）HiFI合金和AA7075的溫度與固化分數的Scheil凝固示意圖。凝固后期溫度的大幅下降促進了AA7075的熱撕裂；（b）兩種合金的凝固微觀結構示意圖，HiFI合金中的枝晶間區域填充了高體積分數的共晶。

圖11 （a-b）添加2 wt-% 3.5-6 μm-TiB2顆粒顯著改善了由LPBF制造的Al-12Si的柱狀結構。（c-d）當0.5 wt-%100 nm LaB6粉末添加到Al-10Si-0.3Mg中時，可以看到類似的效果。插圖表示沿構建方向的晶粒結構（a-b中的BD，c-d中的Z）。單個熔池由（c）中的白色虛線表示。（c，d）中的方框區域表示中附加晶粒結構分析的區域。

圖12 （a）在SLM處理Al-10Si-0.3Mg和7.5 wt-%TiC期間熔池內流體流動的計算二維矢量場；（b） Al-10Si-0.3Mg基體中Al2O3顆粒的分布，考慮了Marangoni流動和反沖壓力效應；（c）在多個激光軌跡和層之后產生的Al2O3的帶狀分布。

圖13 帶有Al-10Si-0.3Mg基體的打印CDAs中沿微觀結構特征的彌散體收集示例；（a）15 wt-% 27 μm- Al2O3，（b）5 wt-% 50 nm-TiC，（c）2 wt-% 80 nm-TiN，（d）7 vol.-% 100 nm-TiB2（TiB2在用于粉末氣體霧化的鑄錠鑄造過程中引入），和（e）1 wt-% 30 nm×30 μm碳納米管。在（d）中，紅色和藍色箭頭分別指向沿細胞邊界分布并在細胞連接處聚集的TiB2。

圖17 根據方程（7）-（11），以L12-Al3（Zr，Er）析出物為例，總粒子強化增量等值線圖作為沉淀物/顆粒體積分數和平均半徑的函數。（b）顯示鑄造和AM HTPSA所在區域的詳細信息。注意從沉淀物的位錯剪切到圍繞沉淀物的位錯循環的明顯過渡區域。繪制了幾種AM和常規加工合金，數據點的大小與粒子強化屈服強度的估計增量成正比。

圖18. LPBF處理的（a）Al-4.52Mn-1.32Mg-0.79Sc-0.74Zr和（b）Al-10Ce-8Mn維氏顯微硬度與時效時間和溫度的函數關系。在（b）中還繪制了鑄造Al-Cu-Mn-Zr （ACMZ）合金的數據以進行比較。

圖20 LPBF Al-10Si-0.3Mg合金在300 °C和117 MPa 下進行（a、c）環境溫度拉伸試驗和（b-d）蠕變試驗后的斷裂表面。LPBF 加工的激光軌跡清晰可見，蠕變后明顯有較大的空隙。

圖21 與A 鋁合金高溫下疲勞裂紋萌生相關的微觀結構特征：（a）近表面孔隙率，（b）缺乏熔合缺陷，（c）夾雜物/硬顆粒，（d）表面粗糙度，（e）持久滑移帶，以及（f）熔池邊界。

圖22 影響含Zr/Sc的 AM HTPSA耐腐蝕性的因素匯總。（a-b）構造取向和晶粒結構對Al-4.2Mg-0.4Sc-0.2Sc腐蝕的影響；（c-d）在Al-4.2Mg-0.4Sc-0.2Sc的XY構建平面上形成了更高數量密度的較淺凹坑?？忧宄毓蠢粘鯩PB；（e-f）熱處理對 Al-14.1Mg-0.47Si-0.31Sc-0.17Zr腐蝕的影響，熱處理促進深坑的形成。構建方向沿Z。

在突出顯示的材料中，初始高溫機械測試表明AM HiFI 合金顯示出填補250-450°C技術空白的巨大希望。它們在微觀結構上類似于快速凝固（RS）和粉末冶金 （PM）鋁合金——迄今為止開發的最熱穩定性和強度最高的高溫鋁合金——但不會受到相同的幾何限制。迄今為止，研究是全面的，但數量有限。隨著合金化學、加工參數以及機械性能和拉伸強度以外的高溫行為評估的進一步修改，（例如蠕變、剛度、氧化）AM HiFI 合金有望實現RS和PM從未實現的商業承諾鋁合金。