导读：在增材制造铝合金中实现均匀等轴组织和打破强度-延展性平衡是一个巨大的挑战。本文提出了一种结合原位TiB₂和原位Al₃Ti的双形核机制来控制增材制备的AlCuMgTi-TiB₂复合材料的晶粒结构。我们进行了热力学计算和相场模拟来阐明基于双核的晶粒结构控制。在凝固过程中通过双形核形成的Al₃Ti包覆TiB₂孕育体系在制备状态和热处理状态下都能形成均匀的超细等轴组织。与AlCuMgTi合金不同的是，激光粉末床熔合制备的TiB₂增强AlCuMgTi复合材料的强度和延展性同时增强。本文所提出的合金设计方法和双形核机理可指导增材制造铝件的组织和力学性能的定制。

基于熔合的金属增材制造(AM)是高度个性化的金属部件的近净形状生产的一种有前途的方法。超快的冷却速率、陡峭的空间温度梯度和周期性的热循环往往导致柱状晶粒结构。因此，大多数不可焊合金在AM过程中极易发生热撕裂。此外，通过激光粉末床熔合(LPBF)生产的可打印合金部件通常表现出性能各向异性和有限的力学性能。因此，在基于熔合的AM中，控制凝固过程对于产生均匀的超细等轴晶粒，避免热裂，提高强度和延展性至关重要。

铝(Al)合金，特别是2000、6000和7000系列等高强度时效硬化合金，由于冷冻温度范围大，且存在柱状晶粒组织，在添加过程中极易发生开裂。常规变形铝合金的AM潜力尚未得到很好的开发，合金成分不能有效适应LPBF的动态凝固特性，这在很大程度上限制了合金的加工性能。因此，开发具有优异力学性能的新型可打印铝合金至关重要。

有人提出了用过渡金属进行合金改性以克服LPBF铝合金的热开裂问题;通过引入纳米粒子或微合金化对合金进行改性。AM凝固过程中形成的Al₃X (X = 钪[Sc]，锆[Zr]，钛[Ti]或钽)相可以在凝固前沿前孕育新晶粒，促进柱状-等轴晶转变(CET)，缓解热裂。Sc和Zr是研究最多的LPBF铝基合金孕育剂。然而，Sc或Zr改性铝合金晶粒形貌普遍呈现不均匀的晶粒形态，且Sc是一种昂贵的稀土金属。在最近的研究中，AlZnMgCuScZr和AlMnSc合金在不同的热历史区域表现出多态晶粒组织。由于Al₃(Sc, Zr)颗粒的富集，超细晶粒往往装饰在熔池边界，而由于成核速率不足，晶粒向熔池核心方向变粗。通过陶瓷颗粒的增强，如SiC ， TiB₂， TiN等，也可以实现铝合金的裂纹抑制和力学性能的提高。熔池内的湍流搅拌使陶瓷增强体均匀分散;结果表明，LPBF制备的铝基复合材料具有均匀的精细化等轴组织，强度高于其他铝合金。此外，沿晶陶瓷颗粒的钉扎效应可以抑制重熔区和热处理热影响区的晶粒生长，缓解晶粒粗化引起的强度和延性损失。但由于陶瓷相与Al基体之间的结合强度较弱，变形过程中会出现应力集中和界面脱粘现象。L12结构的Al₃X由于与Al的晶格失配较小，通常表现出比陶瓷颗粒更高的成核效率。因此，仅通过元素改性或添加陶瓷来获得均匀的等轴晶粒组织并打破强度-塑性平衡是一项相当具有挑战性的工作。

因此，在本研究中，来自华中科技大学的史玉升教授团队提出通过双形核控制晶粒组织来打破增材制造铝合金的强度-延展性平衡，使用之前设计的一种可时效硬化铝合金:Al-2.25 Cu -1.8 Mg -1.5 Ti演示了该工艺。首先，宋波教授团队通过CALPHAD(计算相图)分析和相场模拟，阐明了基于双核的AM辅助凝固过程中晶粒组织的控制。所设计的TiB2 - Al3Ti孕育体系，将原位合成的Al3Ti相包裹在TiB2颗粒上，结合了Ti对合金的改性作用和TiB2对合金的强化作用。TiB2稳定剂促进了Al3Ti组织的均匀分布和钉扎效应，而Al3Ti中间层减少了原子排列不匹配，提高了成核效率，提高了键合强度。通过LPBF制备的TiB2增强AlCuMgTi复合材料在制备状态和热处理状态下均表现出均匀的超细等轴组织，强度和延展性同时增强。本研究阐明了基于双形核机制的合金设计原则，为增材制造铝合金零件的组织和力学性能的定制提供了依据。相关研究成果以题“Breaking the strength–ductility trade-off in additively manufactured aluminum alloys through grain structure control by duplex nucleation”发表在Journal of Materials Science & Technology上。

链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1005030223001019

图1  

AlCuMgTi-xTiB₂复合材料的CALPHAD和相场模拟结果。

(a) 0≤x≤2× 10⁻⁴的AlCuMgTi-xTiB₂ (wt.%)合金垂直截面 ;(b) 0≤x≤5时AlCuMgTi-xTiB₂ (wt.%)合金凝固表;(c)通过AlCuMgTi-TiB₂复合材料相场模拟得到的不同TiB2颗粒面积分数(均匀分布且 = 0.1 μm)凝固过程中α-Al晶粒平均尺寸动力学:A: A_TiB2= 0.04%，B: A_TiB2= 0.78%，C: A_TiB2 = 1.92%

图2

  (a, c) AlCuMgTi合金和(b, d) 1wt .% TiB₂增强复合材料的性能图。在(a)和(b)中，计算时考虑了所有相，而在(c)和(d)中，稳定的S相被暂停。

图3  

制备材料的纵向微观结构。

(a)A-AB的IPF图像;(b)晶粒分配;(c)实验和相场模拟平均晶粒尺寸的比较;(d-f) C1-AB (d)、C2-AB (e)、C3-AB (f)的Al矩阵IPF图像;(g-i) C1-AB (g)、C2-AB (h)、C3-AB (i)的TiB2粒子IPF图像。

图4 

制备材料的相识别和分布。

(a)A-AB的高角度环形黑场(HAADF)图像;(b) C1-AB的TEM亮场(BF)图像及其对应的快速傅里叶变换模式;(c, d) TiB₂-Al基体界面的高分辨率TEM图像;(e) C1-AB扫描电镜(SEM)图像;(f-h) Al (f)、TiB₂ (g)和θ相(h)的T-EBSD图。

图5

  A-HT和C1-HT的显微结构。

(a)IPF图像;(b) A-HT的SEM和(c) HAADF图像;(d, e) C1-HT中(d) Al和(e) TiB₂的IPF图像;(f) C1-HT的HAADF图像;(g-i)纳米TiB₂ (g)、S”(h)和θ-S相混合物(i)的HRTEM图像和相应的快速傅里叶变换模式。

图6  

LPBF生产的AlCuMgTi合金和TiB₂增强AlCuMgTi复合材料的拉伸性能:

(a)拉伸工程应力-应变曲线;(b)各种LPBF铝基复合材料的YS和断裂伸长率的总结。

图7  

AlCuMgTi合金和TiB₂增强AlCuMgTi复合材料的凝固过程和显微组织演变示意图:(a-c)凝固、制备和热处理AlCuMgTi合金的显微组织;(d-f)凝固、制备和热处理TiB₂增强AlCuMgTi复合材料的显微组织。

综上所述，在这项工作中，宋波教授团队提出了一种新的双形核机制，由热力学计算和相场模拟驱动，用于控制添加制造的AlCuMgTi-TiB2复合材料的晶粒结构。通过LPBF制备的TiB2增强AlCuMgTi复合材料在制备状态和热处理状态下均表现出均匀的超细等轴组织，强度和延展性同时增强。

主要结论如下:

对于AlCuMgTi-TiB₂复合粉末，分散的迁位TiB₂颗粒可以促进LPBF过程中Al₃Ti的非均相原位形核。TiB₂-Al₃Ti孕育体系使AlCuMgTi合金的晶粒结构由具有双峰粒度分布的分级组织通过双形核向TiB₂增强AlCuMgTi复合材料的均匀超细等轴组织转变。TiB₂浓度从0增加到3 wt.%时，平均晶粒尺寸分别从1.64 μm减小到0.98、0.80和0.70 μm。

热力学计算结果表明，制备态试样适合T6处理。热处理后的AlCuMgTi合金经T6处理后Al晶粒由1.64 μm增大到2.87 μm。热处理后的TiB₂增强AlCuMgTi复合材料由于齐纳钉扎效应保持了均匀的超细等轴组织，平均晶粒尺寸由0.98 μm (1wt .% TiB₂)略微增大到1.12 μm (1wt .% TiB₂)。此外，在T6处理后，沿GBs出现了S、θ和S”的混合物。

与AlCuMgTi合金相比，加入1wt .%- 2wt .% TiB₂可以实现强度和延展性的同时提高。而3 wt.% TiB₂会导致塑性下降，尽管强度有所提高。力学性能的改善主要是由于GB强化、orowan强化和位错强化机制。T6处理后，强度提高，但由于S增强体的析出，塑性降低。AlCuMgTi-TiB₂系列材料的抗拉强度在501.7 ~ 633.1 MPa之间，伸长率在4.9% ~ 13.9%之间，优于先前报道的大多数LPBF生产的铝基复合材料。