높은 수준으로 조사된 적층 제조된 새로운 Al 합금의 다중 규모 계층적 및 이질적 기계적 반응

Scientific Reports 12권, 기사 번호: 18344(2022) 이 기사 인용

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스마트 합금화 및 미세 구조 엔지니어링은 레이저 분말층 융합 적층 제조(L-PBFAM)와 관련된 문제를 완화합니다. 새로운 Al-Ni-Ti-Zr 합금은 이종 핵생성 및 공융 응고를 통한 결정립 미세화를 활용하여 탁월한 성능-인쇄성 시너지 효과를 달성했습니다. 기존의 기계적 테스트로는 이러한 합금의 복잡한 미세 역학을 묘사할 수 없습니다. 이 연구는 계층적 열 분포 및 L-PBFAM의 빠른 응고와 관련된 기계적 특징을 설명하기 위해 다중 규모 나노역학 및 미세 구조 매핑을 결합했습니다. 풀 경계와 반고체 구역의 Al3(Ti,Zr) 침전물에 의해 부여된 불균형한 경화 효과가 성공적으로 입증되었습니다. 입자 부피 분율의 이질성 및 용융 풀 전체의 일관성과 관련된 나노 기계적 반응은 나노 압입 힘-변위 곡선에서 해석되었습니다. 경도 맵은 미세한 정확도로 풀에서 가장 약한 부분과 가장 강한 부분을 효과적으로 묘사했습니다. 제시된 접근 방식은 L-PBFAM용으로 새로 설계된 합금의 화학 처리-미세 구조-특성 상관 관계를 확립하기 위한 높은 처리량 방법론의 역할을 합니다.

L-PBFAM(레이저 분말층 융합 적층 제조)의 채택은 항공우주, 생물의학, 방위 산업의 제조 패러다임을 재편하고 있습니다. 이 기술의 파괴적인 능력은 주로 뛰어난 디자인, 구성 및 미세구조적 유연성에서 비롯됩니다1. 그러나 Al 합금의 L-PBFAM은 낮은 레이저 흡수성, 높은 균열 민감성 및 공급원료의 빠른 산화 경향으로 인해 여전히 어려운 과제로 남아 있습니다2. 공융 또는 준공융 조성의 Al 합금(예: Si가 풍부한 Al 합금)은 상당한 인쇄성을 보였지만 기계적 특성은 업계의 기대치에 부합하지 않습니다3. 반면, 고강도 Al 합금은 L-PBFAM 공정 중에 열간 균열로 인해 심각한 어려움을 겪습니다4,5. 효과적인 완화 전략 중 하나는 고강도 Al 합금6과 동등하거나 더 나은 기계적 특성을 달성하면서 균열 저항성을 향상시키기 위해 합금 구성을 신중하게 선택하는 것입니다. 통합 전산 재료 공학(ICME) 기반 합금 설계 접근 방식은 최근 몇 가지 새로운 인쇄 가능하고 고강도 Al 합금을 생산했습니다. 그러나 이러한 새로운 합금의 상업적 잠재력을 완전히 활용하려면 Sc 또는 접종된 분말과 같은 고가의 공급원료 재료(공급원료는 제조 비용의 약 15%를 차지함)의 사용을 최소화하고 제조 유연성을 향상시키기 위한 처리 창을 넓혀야 합니다8.

Thapliyal et al.9이 보고한 뛰어난 인쇄성-성능 시너지 효과를 지닌 새로운 Al-Ni-Ti-Zr 합금은 이러한 기준을 충족하며 광범위한 산업 채택 가능성을 가지고 있습니다. 재료의 두 가지 중요한 미세 구조 특성이 이러한 위업을 가능하게 합니다. 첫 번째 속성은 Al-Al3Ni 공융의 응고 지연으로 최종 동결 범위를 최소화하고 응고의 최종 단계(~640°C)에서 액체 되메움을 촉진합니다. 이를 통해 고온 균열이 제거되고 다양한 스캔 속도와 레이저 출력으로 밀도가 높은 부품을 프린팅할 수 있습니다. 두 번째 요소는 다중 모드 입자, 입자 및 Al3Ni-Al 공융 편석으로 구성된 신중하게 설계된 이종 미세 구조입니다. 이 미세 구조는 다양한 강화 메커니즘을 활성화하고 가공 경화를 향상시키며 재료에 고강도-연성 시너지 효과를 제공합니다. 일반적으로 L-PBFAM과 관련된 거친 주상 결정립의 이탈과 등축 결정립의 존재는 응고 초기 단계에서 L12 Al3(Ti,Zr) 입자가 형성되기 때문입니다. 이러한 입자는 이종 핵 생성(HN) 및 선택적 과냉각에 에너지적으로 유리한 위치를 제공하여 풀 경계 근처의 초미세 등축 미세 구조를 엔지니어링합니다. 이러한 초미세 영역은 원주형 성장을 방해하고 열간균열을 완화하는 데도 도움이 됩니다. L-PBFAM 중 여러 열 주기와 재용해 현상으로 인해 복잡한 수준의 미세 구조 이질성과 계층 구조가 최종 구성 요소에서 얻어집니다.

2500 MPa) is disproportionately observed at the melt pool boundaries (MPB), and these high hardness regions closely follow the distribution pattern of Al3(Ti,Zr) particles as observed in the BSE image. The preferential location of particles in the pool boundary is due to the narrow solidification window of Al3(Ti,Zr) particles in this alloy. Scheil-Gulliver solidification path9 for this material has established that the Al3(Ti,Zr) particles (solidification range: 950–650 °C) completely solidify above the melting temperature of pure Al. The Al3(Ti,Zr) particles start nucleating at the MPB, and their solidification pattern follows the Gaussian temperature profile. While these particles remain suspended in the liquid Al pool above 650 °C, Marangoni eddies drive a small fraction of particles towards the top end of the melt pool20,21. A few particles get trapped in the pool interior during a growth competition event. These trapped particles result in intermittent high hardness responses in the pool interior. Since only a smaller fraction of potent particles are driven to the pool interior, columnar growth is dominant within these regions of the melt pool. Note that the formation of remelting zones also leads to particle dissolution at the pool top and interior6,9. A detailed discussion on the effect of remelting zone on microstructure and ensuing mechanical behavior is provided in the subsequent section./p>