01 Современные вызовы: Благодаря своей низкой плотности, высокой удельной прочности и превосходной коррозионной стойкости алюминиевые сплавы стали незаменимыми конструкционными материалами в секторах аэрокосмического, автомобильного и энергетического оборудования. Однако из-за растущего спроса в современной промышленности на сложные геометрические конструкции и высокоэффективные легкие компоненты традиционные методы литья и механической обработки сталкиваются с фундаментальными ограничениями при производстве деталей со сложными внутренними каналами, решетчатыми структурами и тонкостенными-элементами. Технологии аддитивного производства,-в частности, лазерная сварка в порошковом слое (LPBF) и лазерно-направленное энергетическое напыление (LDED)-открывают революционные пути преодоления этих узких мест в производстве. Технология LPBF позволяет создавать сложные компоненты с плотностью, превышающей 99,5 %, путем выборочного плавления предварительно-слоев порошка с помощью высокоэнергетического лазерного луча, создавая структуру слой за слоем. При типичных скоростях охлаждения, достигающих порядка 10⁶ К/с, этот процесс позволяет образовывать пересыщенные твердые растворы и ультрамелкозернистые -микроструктуры, лежащие далеко за пределами равновесного состояния затвердевания. И наоборот, технология LDED,-которая использует одновременную подачу порошка вместе с лазерной плавкой,-демонстрирует уникальные преимущества при ремонте поврежденных деталей, изготовлении крупномасштабных-конструкционных компонентов и производстве функционально классифицированных материалов. Тем не менее, алюминиевые сплавы сталкиваются с рядом присущих физических-металлургических проблем в процессе лазерного аддитивного производства. Алюминиевые сплавы обладают коэффициентом отражения более 90 % по отношению к лазерам ближнего-инфракрасного диапазона (с длиной волны 1070 нм) при комнатной температуре; это приводит к чрезвычайно низкой эффективности связи по энергии, что приводит к необходимости использования лазеров с высокой-мощностью-плотностью для создания стабильной ванны расплава. Кроме того, на поверхности алюминиевых сплавов легко образуется плотная оксидная пленка (Al₂O₃). При температуре плавления 2072 градуса -значительно выше, чем у алюминиевой матрицы (660 градусов)-фрагменты этой оксидной пленки часто не плавятся полностью внутри ванны расплава, часто служа местами зарождения трещин и источниками-отсутствия-дефектов плавления. Самое главное, растворимость водорода в жидком алюминии (приблизительно 0,7 см³/100 г) значительно выше, чем в твердом алюминии (приблизительно 0,04 см³/100 г). Во время быстрого процесса затвердевания пересыщенным атомам водорода не хватает времени для диффузии; вместо этого они накапливаются на границе раздела твердое тело-жидкость, образуя зародыши газовых пузырьков, в конечном итоге оставляя после себя металлургические поры диаметром от нескольких микрон до десятков микрон внутри затвердевшей микроструктуры. Между тем, широкий диапазон температур затвердевания алюминиевых сплавов (например, более 150 градусов для Al7075) и их значительная усадка при затвердевании (около 6%) делают их очень восприимчивыми к затвердевающей пористости и горячему растрескиванию после закрытия питающих каналов в хвостовой части ванны расплава. Это представляет собой основную проблему, с которой сталкиваются высокопрочные алюминиевые сплавы серий 2xxx и 7xxx в процессе LPBF. Кроме того, экстремальная термоцикличность, характерная для лазерного аддитивного производства,-когда температура локализованной ванны расплава превышает 2000 градусов, в то время как окружающий порошок и подложка остаются при температуре от комнатной до 200 градусов, что приводит к градиентам температуры до 10⁶ К/м-, создает сложное поле термических напряжений внутри изготовленных компонентов; если оставить это без контроля, это может привести к короблению, деформации и даже меж-растрескиванию слоев.
02 Проектирование состава. На уровне расчета состава системы алюминиевых сплавов, традиционно используемые при литье и ковке, часто не подходят для аддитивного производства. Возьмем в качестве примера сплав AlSi10Mg: хотя его околоэвтектический состав обеспечивает ему превосходную текучесть во время литья, в условиях быстрого затвердевания LPBF грубая сетка эвтектических фаз кремния парадоксальным образом становится источником концентрации напряжений. Кроме того, предел прочности сплава на растяжение при 300 градусах падает примерно до 10 % от прочности при комнатной-температуре-. Это явление объясняется быстрым огрублением и растворением эвтектической микроструктуры при повышенных температурах. Следовательно, разработка специализированных систем из алюминиевых сплавов, адаптированных к уникальным характеристикам аддитивного производства, стала ключевым направлением исследований в этой области.
Исследования, проведенные Чунцинским институтом экологически чистых и интеллектуальных технологий Китайской академии наук, показывают, что при добавлении следовых количеств Sc (0,2–0,4 мас.%) и Zr (0,1–0,3 мас.%) к сплавам на основе Al-Mg- можно образовать наноразмерные первичные фазы Al₃(Sc,Zr)-обладающие упорядоченной структурой L1₂-*в situ* во время процесса быстрого затвердевания методом лазерной порошковой сварки (LPBF). Эта фаза демонстрирует чрезвычайно низкое несоответствие решетки (приблизительно 1,3%) с матрицей -Al, тем самым выступая в качестве высокоэффективного центра гетерогенного зародышеобразования, который измельчает размер зерна от десятков микрометров до уровня суб-микрометра. В исследовании также отмечается, что сплав Al-изготовленный SLM-Mg-Mn-Sc-Zr имеет характерную бимодальную структуру зерен: края ванны расплава имеют мелкую равноосную зону зерен со средним размером зерен примерно 1,04 мкм, в то время как центр ванны расплава состоит из столбчатой зоны зерен, -растущей вдоль структуры направлении-со средним размером зерна примерно 2,11 мкм. Эта гетерогенная зернистая структура возникает из-за пространственных изменений температурных градиентов и плотности зародышеобразования внутри ванны расплава; в частности, края ванны расплава характеризуются крутыми градиентами температуры и обогащением первичными фазами Al₃(Sc,Zr), что способствует гетерогенному зародышеобразованию, тогда как в центре ванны расплава наблюдается узконаправленный градиент температуры, который способствует эпитаксиальному росту кристаллов в направлении максимального рассеивания тепла. Примечательно, что хотя Sc является дорогостоящим элементом (приблизительно 3000 долларов США/кг), Zr относительно недорог (приблизительно 30 долларов США/кг); совместное добавление этих двух элементов создает структуру ядра-оболочки-, состоящую из ядра Al₃Sc и оболочки Al₃Zr-, которая не только значительно повышает термическую стабильность упрочняющих фаз, но и эффективно снижает общую стоимость сплава. Тем временем команда из Шанхайского университета Цзяо Тонг предложила альтернативную инновационную стратегию проектирования, основанную на «деформируемом-трансформируемом эвтектическом нанокаркасе». Выбрав в качестве модельного сплава около-эвтектическую систему Al-Er (12,7% масс. Er) команда использовала способность Er образовывать фазу Al₃Er со структурой L1₂ в сочетании с Al; эта фаза имеет несоответствие решетки всего 3,96% относительно матрицы -Al и характеризуется обилием систем скольжения и высокой способностью к двойникованию. В процессе печати LPBF Al₃Er выделяется в виде непрерывного трехмерного наноразмерного скелета, составляющего примерно 10,3 об.%. Этот скелет не только способен выдерживать высокие напряжения, превышающие 1300 МПа, но также способствует пластической аккомодации во время деформации за счет образования двойников деформации и 9R -периода укладки-упорядоченных структур-, тем самым фундаментально опровергая традиционное представление о том, что эвтектические скелеты по своей сути хрупкие. Сплав Al-напечатанный Al-Er-Mg (RAE700) демонстрирует предел текучести 632 МПа, который дополнительно увеличивается до 707 МПа после обработки прямым старением, одновременно сохраняя удлинение 7–10%; эти комплексные свойства превосходят свойства всех ранее опубликованных алюминиевых сплавов, напечатанных на 3D-принтере. Кроме того, исследовательская группа из Университета Нагои разработала серию сплавов Al-Fe-Mn-Ti на основе стратегии «контроля элементного разделения». Добавляя Cu и Mn, они успешно стабилизировали фазу Al₆Fe, -превращая ее в полезную упрочняющую фазу-, одновременно вводя Ti, который переходит в твердую фазу, вызывая измельчение зерна (приблизительно до 2,3 мкм). Следовательно, сплав достигает прочности на растяжение при комнатной-температуре 390 МПа и пластичности 14–17%; Примечательно, что его механические свойства остаются практически неизменными даже после термического воздействия при температуре 300 градусов в течение 100 часов.
03 Управление процессом. Количественная взаимосвязь между параметрами процесса и динамикой ванны расплава является ключом к выяснению механизмов, управляющих формированием микроструктуры при лазерном аддитивном производстве алюминиевых сплавов. Динамическое поведение жидкости в ванне расплава определяется в совокупности конвекцией Марангони, давлением отдачи, плавучестью и термокапиллярными силами. Среди них силы сдвига Марангони,-возникающие в результате градиентов поверхностного натяжения, вызванных температурными градиентами на поверхности ванны расплава-, составляют доминирующую силу, движущую поток расплавленного металла от центра ванны к ее периферии. И наоборот, давление отдачи,-создаваемое энергичным выбросом паров металла внутри замочной скважины-, оказывает сжимающую силу, которая толкает расплавленный металл к дну и боковым стенкам замочной скважины. Исследования показывают, что объемная плотность энергии (VED) служит критическим показателем для определения переходов режимов ванны расплава: когда VED превышает примерно 60 Дж / мм³, давление отдачи при испарении становится достаточным для создания замочной скважины внутри ванны расплава с соотношением сторон больше 1, тем самым инициируя «режим замочной скважины»; и наоборот, процесс протекает в «режиме проводимости». Хотя режим замочной скважины способствует достижению высокой плотности материала, нестабильные колебания замочной скважины-, в частности, периодическое разрушение ее передней стенки- представляют собой основной механизм образования пористости замочной скважины (поры обычно имеют диаметр 50–200 мкм). Эти поры характеризуются большим размером и неправильной морфологией, что наносит значительно больший ущерб усталостным характеристикам, чем мелкомасштабные металлургические поры. Исследования, проведенные в Северо-Западном политехническом университете, показали, что добавление незначительного количества (0,15 мас. %) измельчителя зерна Al-Nb-B к сплаву AlSi10Mg может существенно модулировать столбчатый -к-равноосный переход (CET). Действуя как места гетерогенного зародышеобразования, образующиеся частицы NbB₂ и Al₃Nb повышают объемную долю равноосных зерен с менее чем 20% до более 80%; одновременно это вмешательство снижает коэффициент пластической анизотропии (определяемый как отношение продольного к поперечному удлинению) с 3,5 до 1,2, тем самым достигая состояния почти полной изотропии. Эволюционные характеристики дефектов пористости демонстрируют явные различия в различных системах алюминиевых сплавов: в сплавах серии Al-Cu широкий диапазон затвердевания приводит к увеличению сопротивления течению в мягкой зоне, что затрудняет эффективную подачу (компенсационное течение расплава); следовательно, объемная доля металлургических пор в этих сплавах может достигать 1–2%. Напротив, сплавы серии Al-Si-благодаря узкому диапазону затвердевания, связанному с их эвтектическим составом,-позволяют эффективно контролировать уровень пористости до уровня ниже 0,1%. Формирование кристаллической текстуры тесно связано с поведением затвердевания слоя-по-слою; когда используется стратегия однонаправленного сканирования 0 градусов,<001>текстура развивается вдоль направления сборки, в результате чего разница между пределами текучести в продольном (направление сборки) и поперечном направлениях составляет 10–20%. И наоборот, принятие стратегии сканирования с поворотом на 67 градусов может снизить интенсивность текстуры до уровня случайной ориентации, тем самым существенно устраняя анизотропию механических свойств. Что касается эксплуатационных характеристик при высоких-температурах, алюминиевые сплавы, изготовленные аддитивным способом, демонстрируют уникальный потенциал упрочнения, а также специфические проблемы, связанные с ухудшением свойств. В обзорной статье Центрального Южного университета механизмы высокотемпературного упрочнения жаропрочных-алюминиевых сплавов, изготовленных аддитивным способом, разделены на три основных направления. Во-первых, много-синергетический эффект создает много-многослойную термостабильную архитектуру за счет включения элементов с различной скоростью диффузии. Например, в сплавах Al-Ce-Sc-Zr плотная и однородная эвтектическая фаза Al₁₁Ce₃ в сочетании с внутризеренными выделениями L1₂-Al₃(Sc,Zr) создает двойной-упрочняющий эффект; это позволяет сплаву сохранять прочность на разрыв 233 МПа при 300 градусах и 142 МПа при 400 градусах, при этом не наблюдается значительного укрупнения зерна даже после длительного термического воздействия при 400 градусах в течение 96 часов. Во-вторых, интерметаллическое упрочнение основано на выборе интерметаллических соединений с низкими коэффициентами диффузии и высокими температурами плавления для формирования жесткой скелетной структуры при повышенных температурах. Константа скорости укрупнения фазы Al₁₁Ce₃ при 400 градусах составляет всего лишь 1,6 нм³/с-значительно ниже, чем у фазы Al₂Cu в традиционных сплавах Al-Cu при той же температуре (приблизительно 100 нм³/с); эта превосходная высоко-температурная стабильность позволяет первому постоянно выступать в качестве эффективного барьера для движения дислокаций. В-третьих, регулирование на атомном-масштабе препятствует огрублению путем введения сегрегирующих элементов на границе раздела между упрочняющими фазами и матрицей. Исследования показали, что такие элементы, как Sc, Zr, Si и Mn,-которые сегрегируют на границе раздела θ'-Al₂Cu/-Al-, могут снизить межфазную энергию и препятствовать диффузии атомов, тем самым расширяя диапазон рабочих температур сплавов серии 2xxx-с традиционного предела в 200 градусов до 250–300 градусов. степень . Исследование, опубликованное в журнале *Nature Communications*-под руководством академика Лу Цзяня из Городского университета Гонконга в сотрудничестве с несколькими учреждениями,-сделало значительный шаг вперед благодаря использованию обычных примесных элементов, содержащихся в алюминиевых сплавах (Si, Fe, Mn и Ni), для создания жаропрочных-стойких материалов. Сплав Al-7.44Si-2.34Fe-1.79Mn-1.12Ni, не содержащий ни драгоценных металлов, ни редкоземельных элементов. В условиях быстрого затвердевания этот сплав претерпевает не-равновесную сегрегацию, внедряя жаростойкие-много-интерметаллические нанопреципитаты-занимающие объемную долю до 14%-на границах ячеек затвердевания, образуя тем самым термически стабильную ячеистую микроструктуру. Не требуя какой-либо последующей-обработки, сплав демонстрирует предел прочности на разрыв при комнатной-температуре 582 МПа, а также прочности 263 МПа и 114 МПа при 300 и 400 градусах соответственно. Кроме того, исследование обнаруживает-впервые в алюминиевых сплавах-механизм упрочнения, обусловленный аморфизацией твердого-состояния: во время высоко-температурной деформации часть интерметаллических нанопреципитатов претерпевает твердотельное аморфное преобразование, в конечном итоге образуя «аморфную + наночастицу (L1₂-упорядоченную фазу ′-(Ni,Fe)₃Al)». нанобифазная структура, которая обеспечивает дополнительный путь диссипации энергии для распространения высокотемпературных трещин.
