CN112813310B

CN112813310B - 一种可用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金

Info

Publication number: CN112813310B
Application number: CN202010602595.3A
Authority: CN
Inventors: 李瑞迪; 王悦婷; 袁铁锤
Original assignee: Central South University
Current assignee: Central South University
Priority date: 2020-06-28
Filing date: 2020-06-28
Publication date: 2022-09-02
Anticipated expiration: 2040-06-28
Also published as: CN112813310A

Abstract

本发明公开一种可用于激光增材制造的高强度Al‑Fe‑Sc合金；其中，可用于激光增材制造的高强度Al‑Fe‑Sc合金的制备方法，其包括，按照成分配比，称取原料配制成混合料，通过真空熔炼、氩气雾化；其中，按质量分数计，所述原料为Fe:2.5～5.5wt％；Sc:0.3～0.6wt％；Zr:0.1～0.3wt％；Ti:0.1～0.15％；Si:0.2～0.28wt％；Mn:0.3～0.5％；Mg:0.3～0.5wt％；Cu:0.2～0.3wt％；其余为Al。本发明的3D打印Al‑Fe合金是一种超饱和固溶体，Fe元素几乎全部溶解于Al的晶格中，Fe元素的固溶度最大能达到5.5wt％，解决了传统Al‑Fe合金无法超饱和固溶的难题，比现有熔炼铸造和锻造制备的Al‑Fe合金的力学性能好，屈服强度高，各向异性低。

Description

一种可用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金

技术领域

本发明属于增材制造专用材料技术领域，具体涉及一种可用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金。

背景技术

Al-Fe合金强度高，焊接性、抗侵蚀性和抗热震性优良，开裂敏感性低、可钎焊、成本低，且高温下力学性能好，可广泛应用于建筑材料、汽车、机械制造、船舶铝中间合金及化学工业中。这种合金淬火敏感性高，不能进行淬火处理强化，为了获得良好的力学性能通常采用加工硬化方法。迄今为止，这种合金制品主要采用传统的方法：熔炼、铸造后获得铸坯通过轧制、挤压、锻造等加工方法成形，这些方法所制备出的合金制品存在以下问题：

(1)传统方法无法制备Al-Fe超饱和固溶体。由于Fe、Al晶格格结构上存在较大差异，传统Al-Fe中铁在铝中的固溶度很低Fe元素含量仅为0.1～0.2％左右，但本发明的3D打印Al-Fe合金是一种超饱和固溶体，在快速冷却的非平衡凝固条件下，Fe元素几乎全部溶解于Al的晶格中，最大能达到5.5wt％，解决了传统熔铸法无法制备饱和Al-Fe固溶体的方法。

(2)传统方法制备流程多，包括熔体净化、变质处理、铸坯成型、加工成形、表面处理等多个环节。每个环节控制因素多，增加制备的难度。

(3)传统生产加工方法无法制造复杂形状合金制品，同时产量低，成本高，成品率低，加工费用高。

随着汽车等工业的快速发展，各种结构件正在向小型、轻量化、高性能等转型，这对制备构件提出了更高的要求。激光3D打印可以解决Al-Fe合金难以成形复杂形状的难题。Al-Fe合金比现在成熟的Al-Si增材制造合金具有更高的强度及耐腐蚀性。若直接将传统的Al-Fe合金进行激光3D打印，会出现产品力学性能差、易开裂等难题，为适应3D打印的动态冶金性，提高预制铝合金性能，需要发明专门适用于3D打印的Al-Fe合金配方、打印工艺及热处理工艺。

发明内容

本部分的目的在于概述本发明的实施例的一些方面以及简要介绍一些较佳实施例。在本部分以及本申请的说明书摘要和发明名称中可能会做些简化或省略以避免使本部分、说明书摘要和发明名称的目的模糊，而这种简化或省略不能用于限制本发明的范围。

鉴于上述的技术缺陷，提出了本发明。

因此，作为本发明其中一个方面，本发明克服现有技术中存在的不足，提供一种可用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金。

本发明克服现有Al-Fe合金3D打印技术中存在的不足，提供一种可用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金的制备方法，其包括，按照成分配比，称取原料配制成混合料，通过真空熔炼、氩气雾化；其中，按质量分数计，所述原料为Fe:2.5～5.5wt％；Sc:0.3～0.6wt％；Zr:0.1～0.3wt％；Ti:0.1～0.15％；Si:0.2～0.28wt％；Mn:0.3～0.5％；Mg:0.3～0.5wt％；Cu:0.2～0.3wt％；其余为Al。

作为本发明所述的可用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金的制备方法的优选方案，其中：在3D打印特有的快速冷却的条件下，Fe元素的加入使形成长程有序的周期结构，起到增强增韧的作用，同时还能够起到固溶强化的作用，降低合金的层错能，形成高密度的层错以及孪晶；Fe和Mn元素形成金属间化合物，在打印过程中阻碍了晶粒长大的过程；Si和Mg元素形成共晶以及强化相，同时降低合金凝固温度范围，降低合金在打印过程中凝固后期开裂的敏感性，降低合金的层错能，形成高密度的层错以及孪晶；Ti元素在形成TiAl₃相作为结晶时的核心，起到细化和熔池组织的作用；Mg元素可以形成超饱和固溶，极大提高固溶强度的效果，还可以和Al元素形成金属间化合物来控制再结晶过程，细化晶粒，降低裂纹的敏感性。

作为本发明所述的可用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金的制备方法的优选方案，其中：所述真空熔炼，其熔炼温度为600～850℃，熔炼炉内气压为0.5～0.6MPa；所述雾化制粉，气雾化压力为7～8.5MPa；所述干燥处理，温度为90℃，时间为8h；所述原料包括组元元素、中间合金的一种或几种。

作为本发明的另一方面，本发明提供一种可用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金的制备方法获得的专用粉末，其中：平均粒径为15～53μm。

作为本发明的另一方面，本发明提供一种专用粉末的应用，其为：用所述专用粉末进行3D打印，经热处理后保温退火，得到打印产品。

作为本发明所述的专用粉末的应用的优选方案，其中：所述热处理，其热处理温度为300～325℃，加温速度为50℃/min，保温时间为3～4h，在热处理过程中，Si、Al₃Zr/Al₃Sc等相的析出产生析出强化和弥散强化作用，在热处理过程中稳定晶粒尺寸，抑制裂纹。

作为本发明所述的专用粉末的应用的优选方案，其中：所述3D打印的参数为，激光功率:300～400W；扫描速度:800～1200mm/s；扫描间距:0.05～0.1mm；扫描层厚:0.03～0.05mm；送粉速率为1205.76～2110.08mm³/min，送粉气体流量为5～10L/min。

作为本发明所述的专用粉末的应用的优选方案，其中：所述3D打印时将基板加热温度提高至250～300℃。

作为本发明所述的专用粉末的应用的优选方案，其中：所得的打印零部件致密度达到99％，平均硬度达到160HV_0.2，抗拉强度超过498Mpa，组织细小均匀、致密度高、各向异性低，具有优异的耐腐蚀性能以及抗高温氧化性能。

本发明的有益效果：

1)本发明的3D打印Al-Fe合金是一种超饱和固溶体，Fe元素几乎全部溶解于Al的晶格中，Fe元素的固溶度最大能达到5.5wt％，解决了传统Al-Fe合金无法超饱和固溶的难题。

2)本发明Al-Fe超饱和固溶体成分经激光3D打印后的零件高温下力学性能优良、冶金缺陷低、致密度高、高热稳定性和持久强度，比现有熔炼铸造和锻造制备的Al-Fe合金的力学性能好，屈服强度高，各向异性低。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。其中：

图1为实施例1 3D打印Al-Fe超饱和固溶体试样；

图2为实施例1制备的3D打印Al-Fe超饱和固溶体金相图；

图3为实施例1所用3D打印Al-Fe超饱和固溶体粉末形貌，其中a)为3D打印Al-Fe超饱和固溶体粉末形貌，比例尺为200微米，b)为3D打印Al-Fe超饱和固溶体粉末形貌放大图，比例尺为20微米；

图4为实施例1所用3D打印Al-Fe超饱和固溶体粉末腐蚀后形貌，a)为3D打印Al-Fe超饱和固溶体粉末腐蚀后形貌，比例尺为50微米，b)为3D打印Al-Fe超饱和固溶体粉末腐蚀后放大图，比例尺为20微米；

图5为实施例1制备的3D打印Al-Fe超饱和固溶体各元素分布特征图谱，其中，a)为3D打印Al-Fe超饱和固溶体零件侧面背散射图，b)为3D打印Al-Fe合金中Fe元素分布特征，c)为3D打印Al-Fe合金中Zr元素分布特征，d)为3D打印Al-Fe合金中Mg元素分布特征，e)为3D打印Al-Fe合金中Sc元素分布特征。

具体实施方式

为使本发明的上述目的、特征和优点能够更加明显易懂，下面结合具体实施例对本发明的具体实施方式做详细的说明。

在下面的描述中阐述了很多具体细节以便于充分理解本发明，但是本发明还可以采用其他不同于在此描述的其它方式来实施，本领域技术人员可以在不违背本发明内涵的情况下做类似推广，因此本发明不受下面公开的具体实施例的限制。

其次，此处所称的“一个实施例”或“实施例”是指可包含于本发明至少一个实现方式中的特定特征、结构或特性。在本说明书中不同地方出现的“在一个实施例中”并非均指同一个实施例，也不是单独的或选择性的与其他实施例互相排斥的实施例。

实施例1：

SLM打印Al-Fe超饱和固溶体，含有以下质量百分含量的组分：Fe:5.5wt％；Sc:0.6％；Zr:0.3wt％；Ti:0.15％；Si:0.28wt％；Mn:0.3％；Mg:0.5wt％；Cu:0.3wt％；其余为Al。

以上成分的3D打印Al-Fe超饱和固溶体粉末，其于制备方法为真空熔炼，然后采用氩气雾化制粉：熔炼温度850℃，熔炼炉内气压为0.6MPa；然后采用氩气为介质对金属熔滴进行雾化，雾化压力8.5MPa。制备出的粉末粒形为球形，筛分出15～53μm的粉末，可用于SLM打印。

于真空干燥箱中，对筛分粉末进行90℃下8小时干燥处理，打印时将基板加热温度提高至300℃。

以上3D打印铝合金粉末光纤激光SLM打印工艺为,激光功率:400W；扫描速度:800mm/s；扫描间距:0.1mm；扫描层厚:0.05mm；送粉速率为1205.76～2110.08mm3/min，送粉气体流量为5～10L/min。

经热处理：热处理温度为325℃，加温速度为50℃/min，保温时间为4h；通过对零部件的力学性能测试可以发现，致密度达到99％，抗拉强度超过489MPa，平均硬度在160HV_0.2以上。

3D打印Al-Fe超饱和固溶体试样如图1，制备的3D打印Al-Fe超饱和固溶体金相图如图2，Al-Fe超饱和固溶体粉末形貌如图3、图4，电子探针元素分布图如图5，由Fe元素特征图谱可得Fe均匀分布在Al基体中，且最高固溶度为5.5％。

本发明激光3D打印该成分的零件，打印零件尺寸精度高，组织细小、成分无偏析；且综合性能优良，退火前屈服应力约388Mpa，抗拉强度超过489MPa，退火后拉伸性能不仅不降低，还会产生纳米级析出相抑制晶粒长大和亚微米级的弥散相，抗拉强度达到510MPa。

该合金成分激光3D打印的零件不仅具有较高的拉伸性能，且具有高的延伸率，退火前延伸率超过3％，退火后延伸率增加且超过5％；

本发明合金成分经激光3D打印后的零件，提高基板加热温度，降低冶金缺陷，致密度较高，显著提高现有传统技术制备Al-Fe合金的力学性能，特别是屈服强度，传统技术制备Al-Fe合金屈服强度最高仅为101Mpa，Fe的增高虽可提高屈服强度但却降低了其拉伸率，拉伸率仅为0.9～1.5％。而本发明合金成分经激光3D打印后的零件各项异性低，合金致密不开裂，解决了传统Al-Fe合金体系力学性能低的难题。

实施例2：

SLM打印Al-Fe超饱和固溶体，含有以下质量百分含量的组分：Fe:5.5wt％；Sc:0.5％；Zr:0.2wt％；Ti:0.15％；Si:0.28wt％；Mn:0.3％；Mg:0.5wt％；Cu:0.3wt％；其余为Al。

以上3D打印铝合金粉末光纤激光SLM打印工艺为,激光功率:400W；扫描速度:900mm/s；扫描间距:0.1mm；扫描层厚:0.05mm；送粉速率为1205.76～2110.08mm3/min，送粉气体流量为5～10L/min。

经热处理：热处理温度为325℃，加温速度为50℃/min，保温时间为4h；在致密度测试中，致密度达到98.5％，平均硬度为150HV_0.2以上，屈服强度350Mpa，拉伸强度超过450Mpa。

实施例3：

SLM打印Al-Fe超饱和固溶体，含有以下质量百分含量的组分：Fe:2.0wt％；Sc:0.6％；Zr:0.3wt％；Ti:0.15％；Si:0.28wt％；Mn:0.2％；Mg:0.3wt％；Cu:0.3wt％；其余为Al。

于真空干燥箱中，对筛分粉末进行90℃下8小时干燥处理，打印时将基板加热温度提高至250℃。

以上3D打印铝合金粉末光纤激光SLM打印工艺为,激光功率:400W；扫描速度:1000mm/s；扫描间距:0.1mm；扫描层厚:0.05mm；送粉速率为1205.76～2110.08mm3/min，送粉气体流量为5～10L/min。

经热处理：热处理温度为325℃，加温速度为50℃/min，保温时间为4h；通过对零部件的力学性能测试可以发现，致密度达到97％，平均硬度仅在130HV_0.2以上，屈服强度310Mpa，拉伸强度超过400Mpa。

实施例4：

SLM打印Al-Fe超饱和固溶体，含有以下质量百分含量的组分：Fe:2.0wt％；Sc:0.6％；Zr:0.3wt％；Ti:0.15％；Si:0.2wt％；Mn:0.2％；Mg:0.3wt％；Cu:0.2wt％；其余为Al。

以上3D打印铝合金粉末光纤激光SLM打印工艺为,激光功率:400W；扫描速度:1200mm/s；扫描间距:0.1mm；扫描层厚:0.05mm；送粉速率为1205.76～2110.08mm3/min，送粉气体流量为5～10L/min。

经热处理：热处理温度为325℃，加温速度为50℃/min，保温时间为4h，致密度为95％，平均硬度仅在120HV_0.2以上，屈服强度270Mpa，拉伸强度超过350Mpa。

本发明围绕传统技术制备Al-Fe合金组织不均匀，易产生成分偏析强度低、制品适用有限的难题，创新性地提出在Al-Fe合金中添加Sc、Zr、Mn、Mg、Si、Cu元素，采用3D打印方法实现Al-Fe合金的多尺度协同强化。

综上所述，通过在铝铁超饱和固溶体合金中添加合适百分比的Sc、Zr、Mn、Mg、Si、Cu元素，使得3D打印的铝铬合金开裂的敏感性极大降低，高温下力学性能优良、冶金缺陷低、致密度高、高热稳定性和持久强度。其中微量Sc、Zr的作用是形成低体积分数的Al₃(Sc，Zr)纳米相，显著细化晶粒，热处理后，这些粒子弥散分布于基体中，其与基体晶体学结构类似完全共格，因此可有效抑制再结晶，从而提高合金强度，由实例一与实例二实验结果得以证明；添加Si、Cu的作用是形成高体积分数的亚微米弥散相，由于弥散相具有高的热稳定性，故弥散强化成为一种有效的强化方法，合金处在高温环境中时尤为显著，由实例三与实例四实验结果可以得证；添加的Mg、Mn形成Al-Mg、Al-Mn和基体相Al-Fe是固溶体相，起到固溶强化的作用，由实例一与实例三实验结果可以得证，且由实例二与实例三结果可得Fe元素的强化作用占主导作用。故可得证该3D打印Al-Fe超饱和固溶体是通过三种强化机制的协同作用来提高合金的室温性能及高温性能。

高含量Fe元素主要起到固溶强化的作用以及降低合金的层错能，形成高密度的层错以及孪晶。同时，由于3D打印的非平衡过程形成长程有序的周期结构，起到增韧的效果。3D打印具有超饱和固溶体的Al-Fe合金具有优异的高温性能，以及复杂的零件形状，解决了传统熔炼、塑性加工法无法制备超高和固溶体-复杂形状零件的难题。该发明特殊性在于加入一定量的Sc、Zr、Ti和Si元素，并提高了Fe元素含量。其中Si元素促进液相补缩并改善高温时强度；Zr元素、Sc元素可与Al形成低体积分数的Al₃(Sc，Zr)纳米相，显著细化晶粒提高合金强度；Ti元素促进晶粒细化及裂纹抑制效应。

更重要的是，添加以上几种元素还具有协同作用，极大提高3D打印Al-Fe合金的力学性能和塑性。本发明Al-Fe超饱和固溶体粉末经激光3D打印后的零件高温力学性能优良，冶金缺陷低、致密度高、高热稳定性和持久强度，比现有熔炼铸造和锻造制备的Al-Fe合金的力学性能高，特别是屈服强度，退火前屈服应力约388Mpa，抗拉强度超过489MPa，各向异性低；显微硬度达到160Hv，打印零件尺寸精度高，组织细小、成分无偏析，综合性能优良。

应说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims

1.一种用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金的制备方法，其特征在于：

按照成分配比，称取原料配制成混合料，通过真空熔炼、氩气雾化；

其中，按质量分数计，所述原料为Fe: 5.5wt％；Sc:0.3～0.6wt％；Zr:0.1～0.3wt％；Ti:0.1～0.15％；Si:0.2～0.28wt％；Mn:0.3～0.5％；Mg: 0.5wt％；Cu:0.2～0.3wt％；其余为Al；

真空熔炼，其熔炼温度为600～850℃，熔炼炉内气压为0.5～0.6MPa；雾化制粉，气雾化压力为7～8.5MPa；

干燥处理，温度为90℃，时间为8h；

用粉末进行3D打印，经热处理保温退火，得到打印产品；

所述3D打印的参数为，激光功率:300～400W；扫描速度:800～1200mm/s；扫描间距:0.05～0.1mm；扫描层厚:0.03～0.05mm；送粉速率为1205.76～2110.08mm³/min，送粉气体流量为5～10L/min；

所述Al-Fe-Sc合金粉末的平均粒径为15～53μm；

所述热处理，其热处理温度为300～325℃，加温速度为50℃/min，保温时间为3～4h。

2.根据权利要求1所述的用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金的制备方法，其特征在于：所述3D打印时将基板加热温度提高至250～300℃。

3.根据权利要求1所述的用于激光增材制造的高强度Al-Fe-Sc合金的制备方法，其特征在于：所得的打印零部件致密度达到99％，平均硬度达到160HV_0.2，抗拉强度超过498MPa，组织细小均匀、致密度高、各向异性低，具有优异的耐腐蚀性能以及抗高温氧化性能。