|综述：增材制造Al–Ce–Mg合金的组织和性能（下）( 二 )

本研究中两种合金的屈服强度在室温和高温下都超过了增材制造Al-10Si-Mg合金，这种优势是通过相应降低室温延展性来实现的。增材制造Scalmalloy的低温性能通常优于这两种合金，但是Al–Ce–Mg合金在高温下能保持较高的室温强度，并且在200 °C以上，在制备状态和HIP状态下都表现出普通增材制造（AM）合金的性能。
室温下测试的拉伸试样断裂表面的光学显微照片如图9所示。近共晶合金的断裂表面在如图9A所示的制备状态和如图9C所示的热等静压状态下都是不规则的。然而，在过共晶合金中，特别是对于图9DHIP条件，重复图案看起来具有与扫描图案的影线间距大致相等的间距，平均约为0.11毫米。在图9E、F中，这些图案被聚焦以便更仔细地进行研究，显示在室温下，似乎在微观结构中的焊接熔池边界周围发生失效。在Al-Si合金的断裂表面也观察到类似的图案，这可以归因于在焊接熔池边界观察到的较粗糙的微观结构。在这种情况下，断裂似乎是从在过共晶合金(图7中的过共晶区1)的熔池边界观察到的初生Al11Ce3金属间颗粒开始的。在热等静压过程中，颗粒往往会变粗，导致断裂表面看起来像是在外部焊接熔池边界。
▲图9在制备状态和热等静压条件下，近共晶和过共晶合金的断裂表面的比较。其中(a)和(c)是在23℃测试的近共晶制备和HIP断裂表面， (b)和(d)是在23℃测试的过共晶断裂表面， (c ， e)过共晶HIP断裂表面的SEM图像，显示了沿着焊接熔池边缘的失效；f)是(e)的放大区域。
4. 讨论

4.1 扫描模式和孔隙变化

▲图10过共晶合金(A)常规光栅和(B)跳跃光栅的比较。 (C)两者相对密度的比较。
使用传统光栅图案(图10)制作的过共晶合金样品中可见的大孔隙与孔隙形成的匙孔机制一致。匙孔由熔融金属的蒸发引起的反冲压力形成，该压力抑制了液体池的表面。所得蒸汽低压的不稳定性可能导致局部大气的滞留（图11）。
▲图11样品的SRμT图像(a–c)揭示了在冶金研究(d)匙孔模式激光熔融过程中形成的孔隙。图像(a)显示了三维空隙分布，每个空隙以紫色显示。图像(b)显示了沿激光轨迹在三个位置的样品的一系列2D横截面。蒸汽空腔的不完全坍缩在激光束的尾迹中留下空洞，在(a)-(c)中也可观察到。
本研究合金中的镁具有高蒸气压，并且在激光束中心的高功率密度下会优先蒸发，使得这些合金易形成孔隙。这一特性与印刷部件中镁相对于粉末的减少相一致(前文表1) 。为了减少小孔的形成，开发了跳跃光栅技术，以增加连续激光通道之间的间隔，从而在样品表面上更均匀地分布能量输入（图12）。
【|综述：增材制造Al–Ce–Mg合金的组织和性能（下）】▲图12所研究的11种几何图形输入的可视化。扫描向量按序进行着色。
测试两种扫描策略后，合金中镁的变化支持了表面温度的降低和相应的蒸发，在这两种扫描策略中，跳跃光栅比传统光栅在完工零件中保留的镁多了整整百分之几。使用热等静压对两种合金进行处理，以进一步减小孔隙率。在本发明的合金中，其强度的很大一部分来源于凝固过程中形成的细小金属间颗粒分布。在此条件下， Al11Ce3颗粒的粗化受到限制，并且主要通过沿晶界的扩散发生。过共晶合金观察到更大程度的粗化。需要额外的研究来确定最佳的热等静压条件，以避免出现不必要的微观结构粗化，从而生产完全致密的材料。
4.2 相的形成和稳定性
三元Al–Ce–Mg系统富铝区的计算液相线投影如图13所示。测得的近共晶和过共晶合金的成分在Al11Ce3(H)的一次凝固区，但近共晶成分接近二元Al + Al11Ce3共晶槽。
▲图13三元系统富铝区的液相线投影图
两种合金的测量成分的凝固路径使用两种模型计算——“scheil规则 (ScheilRule)”和杠杆规则( Lever Rule)” ，这两者模型都假设在固-液界面处达到平衡。然而两者之间也存在明显差异：杠杆模型假设固体和液体都无限扩散， scheil假设固体不扩散，但液体完全混合。因此，凝固过程中形成的微观偏析分布图和预测相代表了实际情况限制凝固行为的大多数极端条件。
计算的凝固路径绘制在图14中，杠杆模型用虚线表示， scheil模型则用实线。结果清楚地表明，由于微观偏析的增加， scheil模型计算中存在更多的相。在近共晶情况下，凝固温度范围较窄。 scheil模型预测的一组相与通过XRD鉴定的相基本一致，尽管在制备的AM样品中没有观察到β-AlMg 。