Al-Si合金动力学相图构建：宽冷却速率范围内的相组成调控与制造技术应用

《Engineering》：Development of a kinetic phase diagram for Al-Si alloys to enable phase constituents to be determined across a broad range of cooling rates and manufacturing technologies

本文针对高冷却速率下Al-Si合金相组成偏离平衡相图预测的问题，研究了通过高压压铸（HPDC）和激光粉末床熔融（PBF-LB）制备的Al-10Si合金，提出了“动力学”Al-Si相图。研究发现PBF-LB过程中高达106 K/s的冷却速率导致约415 K的共晶过冷度，使共晶成分从12.6 wt.%增至约70 wt.%。该研究为高凝固速率工艺的微观结构建模、工艺设计和合金开发提供了重要理论依据。

　　

在材料制造领域，Al-Si合金因其优异的铸造性能、高比强度和可回收性而备受青睐。然而，随着制造技术从传统的砂型铸造发展到现代的高压压铸（HPDC）和增材制造（AM）技术，一个有趣的现象引起了研究人员的关注：同一成分的合金在不同冷却速率下会形成截然不同的微观结构。缓慢冷却的合金中观察到粗大的离异共晶，而在增材制造过程中则形成了高度互联的Si相以及Si在α-Al中扩展的固溶度。这种差异使得基于平衡相图的传统预测方法在高冷却速率条件下失效，亟需开发能够反映实际凝固条件的“动力学”相图来指导工艺优化和合金设计。

发表在《Engineering》上的这项研究通过系统分析不同制造技术下Al-Si合金的相组成，成功构建了适用于宽冷却速率范围的动力学相图。研究人员采用高压压铸和激光粉末床熔融（PBF-LB）工艺制备Al-10Si合金，结合详细的微观结构表征和Scheil-Gulliver方程模拟，揭示了冷却速率对相变行为的深刻影响。

研究采用了多项关键技术方法：通过单道表面重熔实验分析PBF-LB样品的原始微观结构；利用等温热处理方法测定α-Al相中过饱和Si含量；采用扫描电镜（SEM）和透射电镜（TEM）结合能谱分析（EDS）进行微观结构表征和元素分布测定；基于二次枝晶臂间距（SDAS）与冷却速率的关系式估算实际冷却条件。实验样本包括由SLM Solutions提供的粉末制备的PBF-LB样品和福特汽车公司提供的HPDC板材。

3.1. 凝固速率和冷却速率的量化

研究通过测量细胞尺寸/二次枝晶臂间距来估算冷却速率。HPDC合金的SDAS约为7.4±2.5μm，而PBF-LB体合金的细胞尺寸仅为0.59±0.07μm。根据λ = A?^-n关系式，估算出HPDC的冷却速率约为231.7 K/s，PBF-LB体合金为5.7×10⁵ K/s，表面重熔样品更是高达2.26×10⁶ K/s。单道表面重熔实验还测得晶体生长速率约为0.286 m/s，相应的热梯度约为7.9×10⁶ K/m。

3.2. 凝固速率对微观结构的影响

3.2.1. 共晶分数

定量分析显示，随着冷却速率增加，α-Al相分数（f_α-Al）显著增加，而Al-Si共晶混合物分数（f_eut）相应减少。平衡相图预测在共晶温度下α-Al相约为20%，而实际测量显示，在AM过程中（10⁶ K/s冷却速率）初生α-Al量达到88%，HPDC合金中约为54%，即使是砂型铸造也达到近30%。

3.2.2. α-Al相中的过饱和Si

通过473 K等温热处理4小时，使过饱和Si从Al基体中析出，从而测定原始状态下的Si溶质浓度。研究发现，随着冷却速率增加，α-Al基体中Si的过饱和程度单调增加：HPDC中为1.1±0.4 wt.%，PBF-LB体合金中为1.8±0.4 wt.%，而表面重熔样品中达到2.9±0.5 wt.%。TEM-EDS分析验证了热处理方法的可靠性。

3.2.3. 共晶混合物中的Si含量

共晶混合物中的总Si含量包括Si相和共晶Al相中溶解的Si两部分。微观结构分析确定，随着冷却速率增加，共晶中的Si相分数（f_Si-eut）从HPDC的20.1±5.6 wt.%增加到PBF-LB表面重熔样品的65.8±7.6 wt.%。同时，共晶Al相中溶解的Si（Si_D-eutAl）也从HPDC的2.0±0.7 wt.%增加到PBF-LB表面重熔样品的8.1±0.5 wt.%。

4.1. 冷却速率与微观结构特征之间的经验关系

研究建立了一系列经验关系式来描述冷却速率对微观结构的影响：共晶分数f_eut = 77.09?^-0.13；α-Al相中溶解的Si浓度Si_D-αAl = 7.2×10^-7? + 1.23；共晶Si间距λ_s = 1888.34?^-0.32。这些关系为通过微观结构特征反推冷却条件提供了依据。

4.2. 高冷却速率下共晶成分和共晶过冷度的确定

采用Gulliver-Scheil（G-S）模型结合实验测量的α-Al分数，计算出不同凝固条件下的有效共晶成分。结果显示，共晶Si成分从HPDC的21.6 wt.%显著增加到PBF-LB表面重熔样品的71.0 wt.%。基于微观结构观察和G-S模型，估算出HPDC的共晶过冷度约为59.3 K，而PBF-LB表面重熔样品高达415.5 K。

4.3. 有效的Al-Si相图

基于过冷度数据和微观结构分析，研究提出了针对HPDC和PBF-LB制备合金的有效或动力学Al-Si相图。该相图显示了高冷却速率下共晶点的显著偏移以及Si在α-Al相中溶解度的扩展。值得注意的是，这种扩展溶解度主要是由于共晶温度抑制导致的固相线扩展，而非扩散控制的溶质捕获效应。

研究结论表明，通过结合动力学相图和Gulliver-Scheil方程，可以准确确定宽冷却速率范围内Al-Si合金的相组成。PBF-LB中观察到的非平衡相分数主要是由共晶反应的抑制控制的，这导致显著的共晶过冷和共晶成分的偏移，从而增加了初生α-Al的量并扩展了Si在α-Al相中的溶解度。建立的动力学相图能够预测宽冷却速率范围内的液相线温度、最大Si溶解度、液相线斜率、共晶成分和共晶温度，为高凝固速率工艺的微观结构建模、工艺设计和合金开发提供了重要工具。

这项研究的重要意义在于，它解决了高冷却速率条件下传统平衡相图预测失效的问题，为增材制造等先进制造技术的合金设计和工艺优化提供了可靠的理论基础。通过建立冷却速率与相组成之间的定量关系，使材料科学家能够更精确地预测和控制不同制造工艺下的最终材料性能，推动了高性能铝合金在航空航天、汽车等领域的应用发展。