激光熔化沉积Al-Mg-Sc-Zr合金晶粒尺寸预测及成形工艺优化

通过激光熔化沉积试验分析了工艺条件(送粉速度、扫描速度和激光功率)对Al-Mg-Sc-Zr合金晶粒尺寸的影响,构建了晶粒尺寸预测模型,优化了成形工艺参数,给出了工艺参数最佳区间。结果表明,相较于激光功率和扫描速度,送粉速度对晶粒尺寸的影响最为显著;随着成形能量密度的增加,合金晶粒尺寸呈现出先减小后增大的演变趋势;采用回归方程构建的晶粒尺寸-工艺参数关系模型能准确预测不同工艺条件下激光熔化沉积Al-Mg-Sc-Zr合金的平均晶粒尺寸,相对误差小于2%;通过响应面分析得到工艺参数最佳区间为:送粉速度2.8~3 g·min^(-1)、激光功率1000~1050 W、扫描速度4~5 mm·s^(-1)。

激光选区熔化Al-Mg-Sc-Zr合金各向组织与损伤容限性能

研究激光选区熔化(selective laser melting,SLM)技术成形Al-Mg-Sc-Zr合金材料不同取向的显微组织特征、拉伸和损伤容限性能。结果表明:YZ截面为细小的等轴晶和粗大的柱状晶组成的双峰组织,XY截面由细小的等轴晶组成;0°和90°方向屈服强度、抗拉强度均超过500 MPa,各向异性较小,但堆积层间存在的未熔合缺陷使得90°方向断裂伸长率明显低于0°方向;0°和90°CT试样K_(IC)分别为21.41 MPa·m^(1/2)和20.89 MPa·m^(1/2),在柱状晶区域裂纹扩展阻抗低,导致90°CT试样K_(IC)稍小;显微组织和缺陷是影响裂纹扩展性能各向异性的主要因素,在近门槛区未熔合缺陷起主导作用,当裂纹面平行于水平方向时裂纹扩展速率更快;在稳态扩展区显微组织的影响起主导作用,当裂纹面平行于水平方向时为穿晶断裂,裂纹扩展阻抗较高,裂纹扩展速率较低。

激光熔化沉积Al-Mg-Sc-Zr合金单熔道成形质量预测

本研究探讨了激光熔化沉积(LMD)工艺参数对Al-Mg-Sc-Zr合金单熔道成形质量的影响,并采用BP神经网络模型和改进的PSO-BP神经网络模型预测了不同工艺参数下的成形孔隙率。结果表明:Al-Mg-Sc-Zr合金的LMD单熔道成形孔隙率,随着激光线能量密度的增加呈现先上升后下降再上升的趋势,在175 J/mm^(2)时孔隙率达到最小值,仅为1.38%。在相同的送粉工艺参数下,LMD成形熔道宽度和熔道深度均与激光功率呈现出正相关性,而熔道高度和熔道深度均与扫描速率呈现出负相关性。相较于BP神经网络模型,改进的PSO-BP神经网络模型的平均绝对误差降低了29.69%,平均相对误差降低了19.42%,均方误差降低了19.02%,相关系数提升了63.44%。

热处理时效时间对激光增材制造Al-Mg-Sc-Zr合金拉伸性能的影响研究

目的研究热处理时效时间对激光增材制造Al-Mg-Sc-Zr合金微观组织与拉伸性能的影响,揭示微观组织与力学性能的内在关联机制。方法采用控制单一变量的试验方法进行时效热处理,设定保温温度为325℃,冷却方式为空冷,在不同保温时间(2、4、6、8 h)下进行组织与性能共通性及差异性分析。结果经325℃时效热处理4 h后,在激光增材制造Al-Mg-Sc-Zr高强铝合金中形成了Al_(3)Sc、Al_(3)(Sc,Zr)析出相,抗拉强度达到最大值486 MPa,相较于未热处理,提升了21.8%,随着保温时间的进一步延长,析出相的高温停留时间变长,组织形核长大,Al_(3)Sc、Al_(3)(Sc,Zr)强化相尺寸明显增大,最大尺寸可达0.6μm。结论随着时效时间的延长,沉积道次间重熔边界逐渐不明显,热处理有助于Al_(3)Sc、Al_(3)(Sc,Zr)析出相的形成,而保温时间过长则容易导致析出相尺寸粗大,合理的热处理保温时间可以改善激光增材制造Al-Mg-Sc-Zr合金微观组织与力学性能。

晶界角度对Al-Mg-Sc-Zr合金板材各向异性行为的影响

通过多向锻造和退火处理对Al-Mg-Sc-Zr合金进行晶界优化,对比研究混合晶界结构对合金板材力学性能各向异性行为的影响。结果表明:均匀化状态合金以高角度晶界为主,经过轧制变形后形成较多轧制剪切带和高强度的Brass,Copper和S织构,轧制板材力学性能各向异性行为较为明显,屈服强度IPA_(YS)和抗拉强度IPA_(UTS)指数分别为6.68%和5.85%;合金经过多向锻造和退火处理后,基体为高/低角度晶界结构并存的混晶组织,经过轧制变形后剪切带密度和织构强度明显降低,合金轧制板材性能各向异性行为得到明显改善。

扫描速度对选区激光熔化高强Al-Mg-Sc-Zr合金组织与性能的影响

采用选区激光熔化(SLM)技术在不同扫描速度工艺条件下制备了高强Al-Mg-Sc-Zr合金,采用了光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、室温拉伸实验、室温摩擦磨损实验等方法,研究了激光扫描速度对合金微观组织和力学性能的影响。结果表明:当激光功率不变,扫描速度在1250~1850 mm/s时,随着扫描速度从1250 mm/s升至1850 mm/s,合金致密度和力学性能均呈现先升高后降低的趋势。当扫描速度达到1850 mm/s时,由于能量密度低导致粉末无法充分熔化,层间润湿不充足,形成大量不规则孔隙,降低了材料力学性能。选区激光熔化成形合金在不同扫描速度下均可以完成冶金结合,且致密度均高于98.9%,当扫描速度为1450 mm/s时,合金成形性能达到最优,致密度为99.87%,其屈服强度、抗拉强度和断后延伸率分别为379 MPa、420 MPa和17.0%,摩擦磨损实验表明其磨损量和磨损速度均为最低,耐磨性能显著优于其他参数。

Al-Mg-Sc-Zr合金搅拌摩擦焊板材的显微组织演变及力学性能

对Al-Mg-Sc-Zr合金轧制板材进行搅拌摩擦焊,焊针转速为500 r/min,行进速度为100 mm/min。采用OM、EBSD和TEM对搅拌摩擦焊后的合金板材组织进行表征,并测试显微硬度和拉伸强度。结果表明,搅拌摩擦焊后,旋转焊针附近区域的纤维晶粒发生弯曲;轧制板材的织构逐渐减轻。在焊核区,细小的等轴晶尺寸仅为2.31μm。Al_3(Sc,Zr)粒子受到FSW的影响。搅拌摩擦焊后的粒子分布和粒子大小与原始板材不同。此外,Al_3(Sc,Zr)粒子的形状由球形变为多边形,许多粒子与Al基体变得不共格。搅拌摩擦焊板材的抗拉强度为367 MPa,屈服强度为263 MPa,原板材的强度分别为414 MPa和311 MPa。

添加Al-Mg-Sc-Zr合金对热压烧结碳化硼组织及性能的影响

以纯B4C粉末及气雾化Al-Mg-Sc-Zr合金粉末为原料,通过球磨法充分混合,采用热压烧结工艺制备B4C复合陶瓷,研究烧结温度和Al-Mg-Sc-Zr合金的加入对陶瓷显微组织、硬度、抗弯强度和断裂韧性的影响。结果表明:Al-Mg-Sc-Zr合金在高温下变为液相,且在烧结过程中与游离C、B4C发生反应,促进陶瓷烧结的同时降低了孔隙度。随烧结温度升高,陶瓷的相对密度提高,2100℃烧结的B4C复合陶瓷相对密度达到99.6%。Al-Mg-Sc-Zr合金的加入改善了B4C复合陶瓷的力学性能,2100℃烧结的陶瓷硬度(HV)达到了3859,抗弯强度和断裂韧性分别提高至(423.7±12.4)MPa和4.45 MPa·m^(1/2)。

热处理对激光选区熔化Al-Mg-Sc-Zr合金组织及性能影响

针对激光选区熔化Al-Mg-Sc-Zr合金强度提升以及与塑性合理匹配等问题,采用致密度最优工艺优化策略,获取了激光选区熔化成形Al-Mg-Sc-Zr最佳参数,并进行了时效与固溶热处理,研究了其对微观组织和力学性能的影响。结果表明:Al-Mg-Sc-Zr在激光功率为360~370 W、扫描速度为800~1000 mm/s、扫描间距为100μm及铺粉层厚为30μm时,致密度和组织缺陷最佳;时效或固溶热处理后,材料组织呈现交替分布细晶区和粗晶区,发生析出相增加强化,屈服与抗拉强度较沉积态得到提升;时效热处理相较固溶热处理,材料晶粒无明显长大,325℃/4 h时效热处理综合力学性能最佳,屈服强度为548 MPa、延伸率为11%;改变Al-Mg-Sc-Zr激光选区熔化成形材料热处理制度,可对其合金晶粒尺寸、析出相尺寸和密度进行控制,实现强度与塑性的合理匹配。

Al_3(Sc,Zr)粒子与剪切带对Al-Mg-Sc-Zr合金再结晶及断裂行为的影响

利用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)和透射电子显微镜(TEM)研究大变形冷轧Al-6Mg-0.4Mn-0.25Sc-0.1Zr(质量分数,%)合金在不同稳定化退火过程中的组织演变及单轴拉伸断裂行为。结果表明:在大变形冷轧过程中,弥散分布的纳米级Al3(Sc,Zr)粒子阻碍位错运动和晶界迁移,位错密度显著增加。高密度的位错缠结诱发局部不均匀变形,形成大量剪切变形带。冷轧状态下,合金组织分布不均匀,剪切带区域位错密度较大,变形储能较高,在单轴拉应力状态下,合金沿着剪切带方向发生剪切断裂。在稳定化退火过程中,剪切变形带中优先发生形核与晶粒长大。随着稳定化退火温度的不断提高,亚晶发生合并长大,剪切变形组织逐渐消失,合金的断裂行为由剪切断裂转变为混合型韧性断裂。经过高温稳定化退火处理后,部分Al3(Sc,Zr)粒子发生粗化,析出相弥散强化作用减弱,少量粗大粒子转变为裂纹源,合金强度逐渐减弱。

Al-Mg-Sc-Zr合金中初生相的析出行为

利用扫描电子显微镜(SEM)和电子探针(EPMA)研究液态金属的冷却速率对Al-6Mg-0.2Sc-0.15Zr(质量分数,%)合金中初生相的结构、形貌及成分的影响。结果表明:在较低的冷却速率下(随炉冷却),液态金属中析出的初生相为L12结构的Al3(Sc,Zr)相和D023结构的Al3(Zr,Sc)相。初生Al3(Sc,Zr)相为Zr溶解在Al3Sc相中的固溶体,具有复杂的形貌和较高的体积分数;当冷却速率较大时(钢模具冷却),D023结构的Al3(Zr,Sc)相的析出受到抑制而形成L12结构的Al3(Sc,Zr)相或亚稳态的Al3(Zr,Sc)相;当冷却速率足够大时(铜模具冷却),α(Al)基体在较高的过冷度下快速结晶,初生相的形成完全受到抑制。

中间退火温度对多道次冷轧Al-Mg-Sc-Zr合金力学性能的影响

研究了中间退火温度对多道次冷轧Al-Mg-Sc-Zr合金力学性能的影响.结果表明:在各道次轧制前采用400℃/1h中间退火,合金强度无明显变化;采用450℃/1h中间退火,合金强度随加工次数增加而明显降低.对其机理分析表明,冷变形产生的高密度位错等缺陷在较高温度的中间退火过程中为Sc和Zr原了提供了快速扩散的通道,促进了Al_3(Sc,Zr)相颗粒的粗化.Al_3(Sc、Zr)颗粒的粗化不但使其阻碍位错运动的能力降低,而且还削弱了其对回复进程的抑制作用.两种因素的共同作用导致了退火态合金强度的下降.

Al-Mg-Sc-Zr合金的再结晶行为的研究

研究了 Al- Mg- Sc- Zr合金的再结晶行为 ,结果表明 :Al- Mg- Sc- Zr合金的再结晶起始温度为 40 0℃ ,细小 弥散的析出相对位错 ,晶界的钉轧作用是合金再结晶温度大幅度提高的主要原因。

Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材的超塑性变形行为

在温度450~520℃和1.67×10^(-3)~1.00×10^(-1)s^(-1)。初始应变速率条件下对Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材进行拉伸实验,研究该合金的超塑性流变行为,探讨其超塑性变形机理。结果表明:随着变形温度的升高,伸长率先增加后减小,在500℃和初始应变速率6.67×10^(-3)s^(-1)条件下获得的最大伸长率为740%。合金的应变速率敏感因子为0.40,激活能为101 kJ/mol;在超塑性变形过程中,合金组织发生明显的动态再结晶,使原始纤维状晶粒等轴化;Al_3(Sc,Zr)粒子可有效钉扎晶界,抑制晶粒长大;超塑性变形过程的主要变形机制为晶界滑移,协调机制为晶界扩散控制的位错蠕变。

选区激光熔化增材制造高强度Al-Mg-Sc-Zr合金的微观组织与力学性能

以气雾化预合金粉末为原材料,采用选区激光熔化(selective laser melting,SLM)成形制备Al-Mg-Sc-Zr合金。采用光学显微镜、扫描电子显微镜及室温拉伸实验等研究激光功率对合金缺陷、微观组织及力学性能的影响。结果表明,SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金具有细等轴晶和粗柱状晶交替出现的混晶组织,在细等轴晶区存在明显的元素偏析和部分Al_(3)(Sc,Zr)析出粒子钉扎晶界。当激光功率由260 W增大到380 W时,试样的孔隙率呈现先减少后增加的趋势,力学性能的变化趋势相反。在最佳激光功率300 W下,试样相对密度达99.4%,仅存在少量因液态金属供应不足造成的小尺寸圆形孔隙;抗拉强度、屈服强度与断裂伸长率分别为429.7 MPa、363.5 MPa和17.7%。经325℃时效处理10 h后,合金的抗拉强度、屈服强度与断裂伸长率分别达到530.1 MPa、506.4 MPa和9.0%。

Al-Mg-Sc-Zr合金的再结晶(英文)

研究了添加微量Sc ,Zr的Al Mg合金的再结晶行为 ,结果表明 :Al Mg Sc Zr合金的再结晶起始温度为 40 0℃ ,细小、弥散、与基体共格的析出相对位错和亚晶的钉扎作用是合金再结晶温度大幅度提高的主要原因 ,再结晶形核机制为亚晶聚合机制。关键词 :钪 ;锆 ;铝合金 ;

退火工艺对Al-Mg-Sc-Zr合金组织与性能的影响

研究了退火温度和退火时间对含微量Ｓｃ和Ｚｒ的Ａｌ５Ｍｇ合金的显微组织和力学性能的影响。结果表明：该合金在热轧—冷轧后１３０℃，３ｈ退火处理可获得最佳的力学性能，σ０．２＝３０８ＭＰａ，σｂ＝４０６ＭＰａ，δ＝１５％；退火过程中，由于Ａｌ３（Ｓｃ，Ｚｒ）第二相对位错和亚晶界的钉扎作用，合金中依次发生不同程度的回复和部分再结晶。

变形Al-Mg-Sc-Zr合金退火组织的TEM观察

采用真空感应熔炼制备Al-6Mg-0.4Mn-0.2Sc-0.1Zr-0.1Cr(质量分数,%)合金,研究了冷变形态合金分别在350,400,450和500℃退火1h后傲观组织和力学性能的变化. TEM观察表明.冷变形态的合金组织为交错缠结的位错胞经过350℃退火后位错在晶界规律排列,密度大大降低,发生回复,晶粒保持在500 nm以下.在400-500℃的退火过程中再结晶过程缓慢进行,由于Al3(Sc,Zr)相的Zener拖曳作用,合金的再结晶温度区间宽化.力学性能在350℃退火时发生明显变化,随退火温度的进一步升高变化不明显.

Al-Mg-Sc-Zr合金的原子成键和力学性能

运用固体经验电子理论(EET),对掺微量Sc和Zr的Al-Mg合金的价电子结构进行计算.结果表明:在合金熔体凝固过程中,Zr,Sc与Al原子存在强烈的相互作用,首先生成初生的Al3Sc和Al3(ZrxSc1-x)粒子作为合金的非均质晶核,起细化晶粒作用;在合金凝固的过程中,由Zr,Sc与基体Al原子的强烈相互作用,易形成Al-Zr,Al-Sc,Al-Zr-Sc偏聚区.在后续的均匀化热处理过程中,容易从这些偏聚区析出细小的与基体共格的次生Al3Sc和Al3(ZrxSc1-x)粒子.由于这些析出的细小粒子与基体共格,并存在强的Al-Zr,Al-Sc共价键,提升了合金整体的共价键强度,阻碍位错的运动,使合金的硬度和强度都得到提高,合金的热稳定性更好.

送粉式激光增材制造Al-Mg-Sc-Zr合金的微观组织与力学性能

采用送粉式激光增材制造方法制备Al-Mg-Sc-Zr合金试样,采用金相显微镜、X射线衍射分析、扫描电子显微镜、室温拉伸试验及显微硬度测量等手段研究送粉式激光增材制造Al-Mg-Sc-Zr合金时效前后的微观组织与力学性能。研究结果表明:打印态试样熔池边界附近存在细晶区,而熔池内部发现粗大的树枝胞状晶粒,粒径约为7μm。试样拉伸强度(σuts)为(303.72±4.00)MPa,屈服强度(σ0.2)为(216.93±3.00)MPa,伸长率(εf)为7.65%±0.34%。试样XOZ面、XOY面和YOZ面的硬度(HV)分别为112.29±6.00,85.76±1.70和90.176±5.340。在325℃/4 h时效处理后,熔池边界附近晶粒发生了一定程度的长大,导致熔池边缘开始消失,但熔池内部晶粒尺寸和形状没有变化。试样拉伸性能有较为明显的提升,抗拉强度提升到(318.13±5.00)MPa,屈服强度提升到(234.84±1.90)MPa,而伸长率下降到6.96%±0.24%。试样XOZ面、XOY面和YOZ面的硬度(HV)分别提升到118.75±4.00,88.60±0.93和101.44±2.75。