導讀：本文報道了一種新型增材制造（AM）Al-7.5Ce-4.5Ni-0.4Mn-0.7Zr（重量百分比）近共晶合金，該合金在高達 400°C 的溫度下（同源溫度為 0.72）顯示出前所未有的抗蠕變性。共晶凝固微觀結構由 27 Vol% 的抗粗化第二相網絡組成，相間間距超細（<100 nm）。錳和鋯都有助于提高合金的抗蠕變性。少量錳的添加可促進抗粗化相的選擇，同時不會影響合金的加工性。鋯不僅提高了抗熱撕裂性，還進一步增強了第二相的抗粗化性，從而提高了抗蠕變性。在蠕變變形過程中進行的中子衍射顯示，這種合金抗蠕變性的基本機制是由超細共晶凝固微觀結構產生的位錯運動阻抗，而隨著蠕變溫度的升高，載荷傳遞強化的效果會減弱。第二相在制造狀態下形成一個連續的網絡，在 300°C 的長期蠕變過程中保持不變。然而，在溫度升高時，這種網絡會破碎成細小的分散體。有人提出，300-400°C 時的限速變形機制是：(i) 對于第二相分散體破碎的合金，位錯攀升；(ii) 對于第二相網絡連續的合金，奧羅恩循環。目前設計的具有高抗蠕變性的可進行 AM 加工的多組分共晶合金可應用于其他表現出共晶反應的金屬體系，并有望獲得極高的抗蠕變性。

商用抗蠕變鑄造鋁合金是通過固態反應形成的相干可轉移沉淀而得到強化的。這些合金的抗蠕變性在 250°C 以上受到限制，原因是可轉移析出物的快速粗化和溶解以及由此導致的強度損失。近年來，合金設計人員在高達 400°C 的鋁合金中合成了抗粗化的可轉移沉淀物。有兩種策略可以克服鋁合金的溫度限制，這兩種策略都是利用緩慢擴散的溶質，(i) 在析出物/基體界面分離，或 (ii) 擴散到析出物中，從而提高抗粗化能力并改善蠕變性能。盡管在穩定可轉移析出物方面取得了顯著進展，但由于這些鋁合金的典型析出物體積分數較低，抗蠕變性仍然受到限制。沉淀體積分數受形成沉淀的關鍵溶質元素的最大基體固溶度限制，沉淀硬化鑄造鋁合金的沉淀體積分數在 0.3 - 3 vol% 之間變化。相比之下，現代單晶鎳基超合金的強化相可高達 70%。

通過快速凝固（如熔融紡絲）后再使用粉末冶金技術制造的鋁合金可通過細微的分散體得到強化，并構成另一類抗蠕變輕質合金。分散體在凝固過程中迅速形成，在這種情況下，其體積分數受限于合金元素在液態而非鋁基體固態下的溶解度。由于合金元素在液態下的溶解度較高，因此與通過固態反應形成的沉淀物（其體積分數受限于元素的基體固溶解度）相比，分散體的體積分數可能要高得多。事實上，分散強化合金選用的合金元素具有可忽略的固溶性和緩慢的擴散性，因此合金微結構具有固有的抗粗化能力。盡管快速凝固鋁合金具有出色的抗蠕變性，但由于其損傷容限和加工性能有限，因此尚未獲得廣泛的商業成功。同樣，高抗蠕變性鋁基金屬基復合材料也因其加工工藝的限制而未能取得成功。

增材制造（AM）的鋁基多組分共晶合金為抗蠕變輕質合金設計提供了另一種方法。多組分共晶合金的優勢在于，與時效硬化鋁合金中的沉淀物相比，它能將固有的抗粗化金屬間第二相的體積分數提高 1-2 個數量級。這樣大的體積分數是通過成分控制共晶點來實現的。共晶合金固有的耐熱撕裂性提高了 AM 的可加工性，并能像鑄造鋁合金一樣制造復雜的部件。富含分散體的合金在以 AM 可用的快速冷卻速率加工時，可產生具有高抗蠕變性的超細共晶凝固微觀結構。這種多組分共晶方法提供了通過增加第二相體積分數來進一步提高鋁合金抗蠕變性的途徑，這與之前通過沉淀強化來達到相同目標的嘗試截然不同。

鋁-鈰共晶合金在高溫應用中大有可為，因為鈰在鋁基體中的固溶性可忽略不計，且擴散速度較慢，因此在 400°C 以下仍具有抗粗化能力。雖然二元 Al-10Ce（重量百分比）共晶合金中 Al11Ce3 第二相的體積分數相對較低（ 10 vol%），但添加三元或高階元素會移動共晶點并增加這一體積分數。隨著美國橡樹嶺國家實驗室材料科學與技術部Sumit Bahl等人轉向富溶質多組分共晶合金以提高機械性能，一個新的挑戰出現了，即由于第二相體積分數增加，合金容易出現固態開裂。他們最近報道了一種 AM Al-10.5Ce-3.1Ni-1.2Mn 合金（重量百分比），以下簡稱為 Al-Ce-Ni-Mn，其中金屬間第二相的強化體積分數為 35%[24]。這種合金基于耐熱撕裂的鋁-鈷-鎳三元共晶成分，并添加了錳，為軟質α-鋁基體提供固溶強化。鋁-鈷-鎳-錳合金需要在 450°C 的溫度下進行 2 小時的強力壓印后去應力處理，以防止合金從構建板中取出時發生固態開裂，從而使制造出來的凝固微觀結構變得粗糙，降低合金的抗蠕變性。他們假設，如果能改善鋁-鈰-鎳-錳合金的加工性能，使其無需進行去應力處理，就能保留更精細的成品凝固微觀結構，并提高合金的抗蠕變性。

相關研究成果以“An additively manufactured near-eutectic Al-Ce-Ni-Mn-Zr alloy with high creep resistance”發表在Acta Materialia上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645424001393?via%3Dihub 

圖 1. 坯料（a-b）Al-Ce-Ni-Mn 和（d-e）Al-Ce-Ni-Mn-Zr 合金的顯微結構。BSE-SEM 圖像(a) 放大倍數較低，插圖放大倍數較高，顯示出富含錳的蓮座狀金屬間化合物顆粒（用黃色箭頭標出，圖 S1 中的 EDS 圖證實了這一點）；(b) 顯示了合金中的裂紋（插圖中放大倍數較低的圖像），該裂紋是在從構建板中移除后形成的，與富含錳的蓮座狀金屬間化合物有關。(c) 復制自先前工作的應力再生 (HT450) Al-Ce-Ni-Mn 合金的 IPF 圖，顯示合金中的柱狀晶粒結構。(d)低倍和(e)高倍（熔池中心）的 BSE-SEM 圖像顯示了共晶結構，(f) IPF 圖顯示了制造完成的 Al-Ce-Ni-Mn-Zr 合金中的等軸晶粒結構。(e) 中的插圖是共晶凝固微觀結構的高角度環形暗場 (HAADF) -STEM 圖像。(a)、(c)、(d)和(f)中的曲線虛線標記了熔池邊界。BD 表示構建方向。

 圖 2. (a) APT 尖端（HT350）的三維重建圖，綠色和紫色分別表示 5 at% Ni 和 2 at% Zr 的等濃度表面。(b) 在三個不同的基體/第二相界面區域的單個元素分布平均接近直方圖，（a）中箭頭所示為其中一例，證實第二相成分為 Al27Ni6Ce3。

 圖 3. 在 (a, b) HT350 和 (c, d) HT450 條件下共晶凝固微觀結構的 BSE-SEM 圖像。(a、c）低倍放大圖，熔池邊界用白點線標出；（b、d）多晶粒高倍放大圖，插入物顯示共晶形態。

表 1. 使用 ImageJ 測量的 Al-Ce-Ni-Mn-Zr 和 Al-Ce-Ni-Mn 合金在不同老化/蠕變條件下的相間間距匯總。所提供的平均值 ± 標準偏差是多幅 SEM 圖像的平均值。請注意，為了保持一致，使用與 Al-Ce-Ni-Mn-Zr 合金相同的技術對 Al-Ce-Ni-Mn-Mn 合金的相間間距進行了重新測量，因此預計與參考文獻中之前報告的數值存在差異。

 圖 4：(a) 原狀和 HT450 條件下的中子衍射圖樣，顯示在 450°C、2 小時熱處理條件下未發現相變。(b) (a) 中的衍射圖樣放大圖，顯示出與 Al11Ce3 相匹配的極小峰值。

 圖 5. Al-Ce-Ni-Mn-Zr 合金 (a) 在 300、350 和 400 °C 時的最小蠕變應變率與應力的雙對數圖。(b) 300 °C 時與 Al-Ce-Ni-Mn 合金的比較，以及 (c) 400 °C 時與其他現有鑄造或 AM Al 合金在拉伸 (T) 或壓縮 (C) 條件下的數據比較，包括 AM Al-Ce-Ni-Mn、AM Al-Ce-Ni-Fe、鑄造 Al-Ce-Mg、鑄造 Al-Zr-Sc-Er-Si-Mn-Mo，以及鑄造 Al-Cu-Mg-Ag-Sc。

 圖 6. 在 HT350 條件下于 (a) 300°C、(b) 350°C 和 (c) 400°C 蠕變的 Al-Ce-Ni-Mn-Zr 合金，以及 (d) 在 HT450 條件下于 300°C 蠕變的 Al-Ce-Ni-Mn-Zr 和 (e) Al-Ce-Ni-Mn 合金的 BSE-SEM 顯微，顯示 (a) 第二相的連續網絡和 (b-e) 變粗的不連續分散體。位于晶界的第二相顆粒由黃色箭頭標出。

 圖 7. Al-Ce-Ni-Mn-Zr 合金在 (a) HT350 和 (b) HT450 條件下蠕變后的亮場 STEM 圖像（插圖顯示的是刻面分散體），蠕變溫度為 300°C；HT350 條件下蠕變溫度為 (c) 350°C 和 (d)400°C。HT350 中的第二相連續性在 300°C 蠕變后保持不變，但在 350°C 蠕變后部分斷裂，在 400°C 蠕變后完全斷裂。

圖 8. HT350 Al-Ce-Ni-Mn-Zr 合金在 (a) R.T.和 (b) 300°C 原位中子拉伸試驗中的宏觀應力與晶格應變關系圖。各相在彈性加載區域的斜率為相應的衍射彈性常數。IM 代表 Al27Ni6Ce3 金屬間相。

 圖 9. 原位中子蠕變數據顯示了金屬間第二相與鋁基體之間的載荷傳遞行為：（a-c）在 300°C (a, c) 和 350°C (b) 下進行應力躍遷蠕變測試時，(a, b) HT350 和 (c) HT450 各相的晶格應力與蠕變大應變的對比圖。(d, e) HT350 在 (d) R.T.和 (e) 300°C 下進行拉伸試驗時各相晶格應力與宏觀應變的對比圖。IM 代表 Al27Ni6Ce3 金屬間第二相。對于蠕變試驗（a-c），施加的宏觀應力以屈服應力的百分比（%YS）表示，并顯示了每個應力水平的宏觀蠕變應變率（s-1）。誤差條代表平均值的標準誤差。

圖 10. 說明蠕變變形機制的原位蠕變數據。(a) 擴散補償應變速率與模量補償應力的關系圖，根據不連續（橙色突出顯示）或連續第二相微結構（藍色突出顯示）來區分蠕變行為。(b) 由于變形機制的類型也會影響屈服強度，當施加的應力與屈服強度進一步歸一化時，所有的蠕變數據都歸結為一條曲線。

Sumit Bahl等人增材制造出了一種新型 Al-7.5Ce-4.5Ni-0.4Mn-0.7Zr（重量百分比）多組分共晶合金，該合金在 300 - 400°C 溫度范圍內具有極強的抗蠕變性。該合金在 400°C 時的抗蠕變性是通過凝固加工（包括鑄造和增材制造）制造的鋁合金中最高的。根據微結構表征和原位中子衍射蠕變測試得出以下結論：

1)制造出的凝固微觀結構為共晶結構，其中金屬間第二相的體積百分比為 27%，以連續網絡的形式排列，間距在 100 納米以下。第二相主要為單一類型，成分大致為 Al27Ni6Ce3，并含有少量溶解的 Mn、Zr 和 Si。在 350°C/8 h 的溫度下對合金進行熱處理，可析出納米級的 L12-Al3Zr 沉淀，而不會使連續共晶網絡變粗或破碎。

2)合金中錳濃度的降低（i）抑制了有害的富錳顆粒的凝固，這有助于消除為防止開裂而進行應力消除處理的必要性，從而使得能夠保留精細的制成品凝固微觀結構，（ii）同時促進了理想的抗粗化 Al27Ni6Ce3 第二相的凝固。鋯的晶粒細化效應進一步提高了加工性能。鋯增強了 Al27Ni6Ce3 第二相的抗粗化能力；因此，在高達 400°C 的長期蠕變過程中，微觀結構仍能保持超細。

3)原位中子衍射蠕變實驗表明，共晶第二相會隨著時間的推移將載荷轉移到 α-Al 基體上，這表明載荷轉移能力在逐漸減弱。隨著蠕變溫度的升高，載荷脫落更加明顯（即載荷傳遞強化能力減弱）。因此，正是超細第二相間距對位錯運動的抑制導致了合金的高抗蠕變性。

4)控制蠕變變形速率的機制取決于第二相的性質，在 300°C 的長期蠕變過程中，第二相保持連續，但在 350 和 400°C 時，第二相會碎裂成單個分散體。在 350 和 400°C 時，預期的變形機制是位錯攀升。由于位錯攀升在連續網絡結構中很難實現，因此奧羅萬循環是 300°C 時的預期變形機制。