铸态及激光重熔Al–Mg–Sc合金的表面微观结构调控、相形成及其耐磨性研究

《Journal of Materials Research and Technology》：Surface microstructure tailoring, phase formation, and wear of cast and laser-remelted Al–Mg–Sc alloys

　　安德森·塔德乌·努内斯 | 吉尔赫尔梅·德尔加多·波萨托 | 佩德罗·恩里克斯·费尔南德斯·奥利维拉 | 丹妮尔·克里斯蒂娜·卡米洛·马加良伊斯 | 阿琳·贡萨维斯·卡佩拉 | 若泽·爱德华多·斯皮内利
巴西圣卡洛斯联邦大学材料工程系，邮编13565-905

**摘要**
Al-Mg-Sc合金在需要低密度、高强度以及在滑动/磨蚀环境中具有可靠表面耐久性的航空航天和汽车零部件方面具有潜力，尤其是在加工过程中会产生强烈的表面与芯部温差时。这项研究很重要，因为这些合金的耐磨性能与凝固冷却速率和加工路线之间的关系尚未得到充分研究，这限制了预测性设计，并可能影响在凝固过程中形成异质热历史条件下的零部件可靠性。本研究结合了定向凝固（DS）和激光表面重熔（LSR）技术对Al-5Mg-0.4Sc合金（按重量百分比计）进行处理，同时使用了预先制备的Al-5Mg-0.1Sc样品进行耐磨性和显微硬度对比。在LSR过程中，系统地改变了热输入量和重叠的重熔层厚度。主要目的是量化两种工艺下由冷却速率驱动的微观结构演变，评估LSR参数如何改变重熔层的形态，并建立加工-微观结构-耐磨性之间的关系。LSR处理显著改变了微观结构，将树枝晶基底替换为细小的层状/柱状结构，并部分溶解了原有的枝晶间相。重熔区域还表现出较低的异质性，并且在多次激光处理后消除了带状缺陷。从摩擦学角度来看，经过LSR处理的表面耐磨性比未经处理的定向凝固基底高出约3-4倍，尽管硬度变化很小。总体而言，耐磨性的提高主要归因于微观结构的细化、相的均匀化以及表面机械稳定性的增强。

**1. 引言**
Al-Mg和Al-Mg-Sc合金的凝固与磨损行为研究已成为一个关键领域，因为它们结合了低密度和高机械强度，这对于航空航天和汽车应用至关重要[1] [2]。在过去十年中，合金设计和加工技术的进步（如激光重熔和定向凝固）逐步提高了这些合金的微观结构控制和机械性能[3] [4]。激光表面重熔处理的一个基本特点是其在陡峭温差下的快速熔化和再凝固，这促进了微观结构的细化和相分布的显著变化[5] [6] [7] [8]。此外，添加Sc可以细化晶粒结构并沉淀强化相，从而提高硬度和拉伸性能[9]。磨损是这些合金的一个关键但常被忽视的特性，只有少数研究对此进行了探讨。对于那些在高度异质热条件下凝固的零部件（例如表面冷却速率高而中心冷却速率低的零部件）来说，这一方面尤为重要。此外，不同制造技术对耐磨性和机械性能的影响尚未得到充分研究，如果处理不当，可能会对零部件的可靠性造成风险[10] [11]。这种知识空白限制了根据特定工业应用定制合金性能的预测能力[12] [13]。通过战略性地添加钪（Sc）和锆（Zr），高性能Al合金的研发取得了显著进展，这些元素赋予了合金高机械性能和热稳定性。在决定这些合金微观结构和最终性能的关键因素中，有两个现象特别重要：凝固过程中的冷却速率对微观结构形成的影响以及服役条件下的摩擦学行为。理解这些相互关联的现象对于优化加工路线和预测从航空航天结构到汽车零部件等各种应用中的部件性能至关重要。在Al合金中，较高的凝固冷却速率通常会细化微观结构，减小树枝晶和金属间相的大小，同时提高机械性能[14]。一个研究得很好的例子是Al-Si体系，其中增加的凝固速率细化了初生相和共晶相，减少了晶界间距，并将Si的形态从粗糙的板材转变为细小的球形或纤维状，这清楚地反映了凝固趋势[15]。

已确认凝固过程中的冷却速率是调控Sc-Zr改性Al合金微观结构特性的主要参数。一些研究系统地研究了这种关键关系，证明冷却速率显著影响了树枝晶和层状微观结构的形成[16] [17] [18]。Lohar等人[17]表明，油淬熔模铸造可能是一种非常有效的增强Al-6Mg-0.3Sc-0.15Zr合金机械和微观结构特性的技术。观察到的效果包括密度提高、晶粒结构更细、时效硬化程度增加以及更好的抗拉和耐磨性能。这种改进归因于Sc的过饱和度提高和合金内部偏析减少。相关文献一致显示，较高的冷却速率促进了更细小层状结构的形成。具体来说，较高的冷却速率抑制了粗大不连续沉淀物的形成，否则会影响机械性能。同时，快速冷却增强了富Al基体中Sc的过饱和度，为后续时效处理中的沉淀强化创造了有利条件[16] [17] [18]。较高的冷却速率带来的更大的过冷程度促进了更多的晶核形成，同时限制了晶粒生长时间，从而形成了优化的细晶微观结构。

**2. 材料与方法**
凝固行为采用CALPHAD方法结合Thermo-Calc?和TCAL7.1数据库进行建模。计算预测了相变温度、反应序列和平衡相分数。这种相形成分析有助于控制不同冷却速率下Al-5Mg-0.4Sc合金中金属间相的形成。合金生产使用了纯Al（99.8 wt.%）、Mg（99.9 wt.%）和Al-2Sc母合金。Inductotherm VIP Power-Trak感应炉（50 kW，3.2 kHz，美国新泽西州Rancocas）用于熔化目标成分。在圆柱形AISI 310不锈钢模具（60 mm × 80 mm）中进行定向凝固（DS），通过循环水冷却的钢基板实现了单向向上凝固。当系统温度降至室温后，过程停止。使用六个K型热电偶（直径1.5 mm的孔中）记录了过程中的温度-时间曲线。温度数据由Lynx ADS-1800系统（Lynx Tecnologia Eletr?nica Ltda，巴西）以每通道5 Hz的频率采集。考虑到DS数据，六个铸造位置（5 mm至44 mm）的冷却速率范围为1.3至15.3 °C/s，从中取样进行微观和机械分析。

激光表面重熔（LSR）工艺用于细化并通过修改通过向上DS产生的合金表面，如图1所示，包括单条和重叠的激光轨迹。为此，从DS铸件中切取了尺寸为25 mm × 21 mm × 4 mm的板材，用于进行LSR处理，对应于不同的冷却速率（1.3、3.0和7 °C/s）。使用IPG YLR-500-MM-AC-Y14激光器进行LSR处理，波长为1070 nm，焦点处的光束直径约为100 μm。在处理前，DS样品表面用钢砂（80 μm，4.5 kgf/cm2）喷砂处理以提高激光吸收率，并用乙醇在超声波浴中清洗。LSR在氩气保护下进行，激光功率为250 W，扫描速度分别为25、50、100和150 mm/s，对应的能量输入范围为1.7至10.0 J/mm。为了覆盖更大的重熔区域，以2.5和5.0 J/mm的能量输入制造了重叠的激光轨迹，重叠率为80%。

**图1.** 示意图展示了DS样品及其板材提取过程、LSR工艺以及一个具有四条单条轨迹和两条重叠层的激光处理表面示例。

使用光学显微镜（Olympus BX41M-LED，日本东京）和SEM（XL-30 FEG，Philips，荷兰阿姆斯特丹）以及能量色散光谱（EDS，Xplore 30，Oxford Instruments，美国马萨诸塞州皮博迪）对整个DS铸件以及上述激光处理样品的微观结构进行了表征。使用HCl、HNO3和H2O等比例的水溶液进行腐蚀，其中添加了1/30的HF，用棉签涂抹5秒。通过测量已知长度线上相交的树枝晶臂的数量来确定DS样品的平均树枝晶臂间距（λa）[23]。这种分析使用ImageJ软件进行，其中显微图被分为两个区域：树枝晶区和枝晶间区。

对于电子背散射衍射（EBSD）分析，样品经过Leica EM RES 102离子束铣削系统进行最终抛光。抛光过程包括逐渐降低的离子束能量和入射角：7 keV、5°和3°，然后是5 keV和3 keV、3°，整个过程中-gun电流保持为2.5 mA。EBSD分析使用Thermo Fisher Scios 2仪器在20 kV下进行，步长范围为0.05至0.1 μm，数据使用ATEX软件处理。

**X射线衍射（XRD）**用于支持微观相的鉴定。测量使用Bruker D8 Advance ECO衍射仪进行，采用Cu Kα辐射（λ = 1.5418 ?）。数据收集范围是2θ从5°到90°，步长为0.02°。采用了一种干式微粘合剂磨损测试（球坑法），其中使用了一个硬质AISI 52100钢球（半径12.7毫米）在0.5牛顿的负载和250转/分钟的速度下对试样表面进行20分钟、40分钟、80分钟和120分钟的旋转，从而产生磨损坑[24]。磨损体积（Vw）使用公式（1）计算，并取三次直径测量的算术平均值。此外，为了确保统计可靠性，每种条件下的磨损体积都是通过三次测量确定的。[1]其中R是球的半径（以毫米为单位），L是平均坑（或帽）直径（以毫米为单位）。为了比较目的并评估Sc含量的影响，在铸造态的Al–5Mg–0.4Sc和Al–5Mg–0.1Sc合金上也进行了磨损测量。对于激光处理的条件，只评估了Al–5Mg–0.4Sc合金。Al-5Mg-0.1Sc合金样品是在之前的研究[1]、[16]、[19]、[25]中使用相同的方法生产的，这里用于比较磨损分析。这是因为0.1 wt.%和0.4 wt.%的Sc含量会导致Al3Sc相分数有显著差异，因为沉淀动力学和平衡体积分数强烈依赖于Sc含量。显微硬度测试使用Vickers Shimadzu HMV-G20ST测试仪进行，符合ASTM E92-17 [26]标准。每个载荷的每个样品直径都做了十个压痕，报告的结果是这些测量的平均值。

3. 结果与讨论
3.1. 铸造态样品：固化理解与微观结构
使用CALPHAD方法预测了合金固化过程中形成的相。图2展示了Al-5Mg-0.4Sc合金的固化路径，a)通过Scheil规则预测，b)通过平衡计算预测。
下载：下载高分辨率图像（410KB）
下载：下载全尺寸图像
图2. Al-5Mg-0.4Sc合金的固化路径：a) Scheil规则；b) 平衡模式。
在非平衡Scheil条件下（图2a），Al-5Mg-0.4Sc合金的固化从668.5°C开始，形成初生Al3Sc，随后在635°C出现α-Al，最终在451°C形成共晶成分β-Al3Mg2，得到由α-Al + Al3Sc + β-Al3Mg2组成的最终微观结构。相比之下，图2(b)中的平衡模拟预测了一个更平稳的序列，固化在大约580°C结束，并且在固态下（低于250°C）只有少量的β-Al3Mg2形成。与平衡相比，Scheil路径显示出更宽的固化范围、更强的溶质偏析以及更早和更高的β-Al3Mg2比例，而平衡固化则导致了更加均匀和受扩散控制的相演变。
验证实验合金的固化路径是更接近Scheil规则还是平衡路径是很有趣的。通过光学显微镜和SEM进行的微观结构分析可以提供有关这种行为的宝贵见解。图3显示了在定向凝固DS装置中放置热电偶的六个位置的光学显微照片。热电偶能够记录冷却过程中的温度随时间的变化，从而确定每个位置的局部冷却速率。
下载：下载高分辨率图像（3MB）
下载：下载全尺寸图像
图3. 在不同冷却速率下获得的定向凝固Al–5Mg–0.4Sc合金的光学显微照片，显示相应的λa间距：(a) 15.3 °C/s，λa = 20.7 μm；(b) 7.0 °C/s，λa = 25.2 μm；(c) 3.8 °C/s，λa = 27.6 μm；(d) 3.6 °C/s，λa = 28.9 μm；(e) 3.0 °C/s，λa = 29.7 μm；(f) 1.3 °C/s，λa = 30.5 μm。随着冷却速率的降低，可以观察到树枝晶结构的明显粗化。
看来Scheil模拟更好地代表了实际的固化行为，因为它预测了初生α-Al和共晶混合物的形成，这分别对应于图3中的亮区和暗区。相比之下，基于温度变化相分数的平衡计算没有预测到共晶成分的形成。另一方面，两种模拟都预测的初生Al3Sc相（预期会形成较粗的沉淀物）[27] [28]在光学显微照片中未被检测到。
添加0.4 wt.%的Sc足以抑制柱状晶粒的形成，促进沿纵向和横向凝固方向的等轴晶粒的发展。Sc细化晶粒，因为Al3Sc（L12）在固化过程中形成，并且与α-Al具有很高的晶格匹配度。这些颗粒作为有效的异质成核位点，增加成核密度并促进等轴晶粒的生长[29]。
在相应的显微照片中，树枝晶臂之间的距离较短。为了包含所有测量值，图3中指出了平均树枝晶臂间距（λa）。正如预期的那样，λa随冷却速率的增加而减小[30]。在冷却速率较高的区域，即靠近金属/模具界面的区域，树枝晶间距的修改更为明显。这种在金属/模具界面附近的细化是由于较高的冷却速率减少了溶质扩散和树枝晶粗化的时间，从而导致更细的微观结构尺度。
这里采用的蚀刻程序非常有效地揭示了微观结构，而传统的Keller试剂和/或稀释的HF不适合Al-5Mg-0.4Sc合金。因此，在蚀刻过程中从表面去除了枝晶间的成分。这种枝晶间相的缺失可以在图4中某些区域的SEM图像中观察到，这些区域对应于在7 °C/s和3 °C/s下凝固的两个铸造截面。
下载：下载高分辨率图像（832KB）
下载：下载全尺寸图像
图4. 在不同冷却速率下获得的定向凝固Al–5Mg–0.4Sc合金的SEM图像：(a) 7 °C/s；(b) 3 °C/s。插图突出了枝晶间区域中富Mg区域（可能是β-Al3Mg2）的形态和分布。
根据Scheil模拟预测的固化路径（图2），枝晶间区域主要由富Mg区域组成，可能是β-Al3Mg2（图4中用黄色箭头标出）[31]。这一预测与图4中的微观结构观察结果一致，其中灰色区域对应于α-Al基体，而基体内的较暗凹陷可能代表最初由共晶混合物中的富Mg区域占据的位置。Sc最有可能以固溶态或纳米级的Al3Sc沉淀物的形式存在，这无法通过SEM检测到[31]。由于用于制备合金的商业铝中存在少量杂质，检测到少量的AlFe金属间化合物（图4中用黑色箭头标出）。然而，这一非常小的比例似乎不足以对所研究的Al-Mg-Sc合金的机械性能产生任何不利影响[16]。

3.2. 激光表面重熔样品的表征
表1总结了在每个基板上产生的单个激光轨迹的平均宽度（W）和长度（L）。每个轨迹是在特定的热输入（H.I.）下获得的，单位为J/mm。在1.3和3.0 °C/s下凝固的基板的W和L值非常相似，而7 °C/s下凝固的基板的值略高，表明原始基板的冷却速率对LSR响应有一定影响。似乎在7 °C/s下凝固的基板上形成的更细的树枝晶网络导致枝晶间区域的溶质偏析更加严重，从而在激光照射期间导致热导率和吸收率的局部变化。结果，热耗散变得不均匀，熔池尺寸增大。相比之下，在较低冷却速率下凝固的基板表现出更粗糙、更均匀的微观结构（λa = 30.5 μm），从而促进了更稳定的热流和稍微较小的熔池。
表1. 在Al-5Mg-0.4Sc合金的DS基板上通过LSR产生的单个轨迹的长度（L）和宽度（W）。
基板的原始冷却速率
H.I.：
轨迹1 10 J/mm (μm)
轨迹2 5 J/mm (μm)
轨迹3 2.5 J/mm (μm)
轨迹4 1.7 J/mm (μm)
7.0 °C/s
长度 415 449 354 390
宽度 145 164 98 130
3.0 °C/s
长度 387 443 333 374
宽度 133 150 95 121
1.3°C/s
长度 398 438 333 374
宽度 135 150 91 122
注：H.I.是热输入。
如果考虑相同的基板，5 J/mm和10 J/mm的热输入条件产生了最宽和最长的轨迹，而1.7 J/mm和2.5 J/mm的条件则产生了最小的尺寸。
图5展示了在7 °C/s冷却速率下凝固的Al-5Mg-0.4Sc合金基板上通过LSR产生的四个单个轨迹的代表性横截面光学显微照片。观察到一种与Marangoni对流效应相关的带状结构，其强度随热输入的降低而增加。对于当前的Al-5Mg-0.4Sc合金，在所有产生单个轨迹的LSR条件下都可见这种带状结构。
下载：下载高分辨率图像（2MB）
下载：下载全尺寸图像
图5. 在不同热输入（H.I.）下通过LSR在Al-5Mg-0.4Sc合金（基板凝固速率为7 °C/s）上产生的四个单个轨迹的横截面光学显微照片：(a) 10 J/mm，(b) 5 J/mm，(c) 2.5 J/mm，(d) 1.7 J/mm。2.5 J/mm的热输入条件似乎代表了不太有利的加工状态，如图中用黄色箭头标出的不规则轨迹所示。在1.3 °C/s的基板上，熔池中也观察到了类似的特征。在低激光能量密度（低热输入）下出现的裂纹可能源于高的热梯度、高的凝固速度和快速的凝固应力，再加上局部氧化膜的持续存在，这些因素促进了沿枝晶间或表面区域的热裂纹[32]、[33]。
图6展示了在7 °C/s冷却速率下凝固的Al-5Mg-0.4Sc合金基板上通过激光表面重熔（LSR）产生的两层叠加层的横截面光学显微照片。每层使用不同的热输入进行处理。每层的长度大约为4毫米，2.5 J/mm条件下的平均宽度为133 μm，5.0 J/mm条件下的平均宽度为168 μm。
下载：下载高分辨率图像（2MB）
下载：下载全尺寸图像
图6. 在不同热输入（a,c) 5 J/mm和(b,d) 2.5 J/mm）下通过LSR在Al-5Mg-0.4Sc合金基板上产生的两层叠加层的横截面光学显微照片。
与单轨迹情况不同，叠加层没有显示出之前归因于Marangoni对流的带状结构。实际上，这种特征似乎被完全抑制了。此外，在任何热输入条件下都没有观察到轨迹不规则性。值得注意的是，对于2.5 J/mm的LSR样品，这一结果特别有利，因为LSR过程的实践目标是形成均匀的叠加层而不是孤立轨迹。
由于LSR处理，重熔区域的微观结构与基板的树枝晶形态明显不同。微观结构明显细化，而且在基板中发现的AlFe金属间相在叠加层中没有检测到，这表明它们在激光处理过程中溶解了。
图7显示了Al-5Mg-0.4Sc合金的XRD图谱，包括基板条件（LSR处理前）以及激光表面重熔后得到的两层叠加层的XRD图谱。衍射图谱主要由α-Al基体主导，而CALPHAD模拟预测的次要相（图2）没有清晰检测到。这可以归因于它们的体积分数较低，在平衡条件下约为5 vol%，并且在与定向凝固相关的非平衡条件下预计会更低，可能接近或低于XRD技术的检测限（约3–5 vol%）。考虑到所有在不同冷却速率下凝固的基板，LSR处理使所有可检测的衍射峰向更高的2θ角度移动。这种移动表明晶格参数收缩，可能是沉淀物溶解或形成了过饱和固溶体[1]、[34]。
下载：下载高分辨率图像（220KB）
下载：下载全尺寸图像
图7. Al-5Mg-0.4Sc合金基板（黑色）和激光重熔表面（2.5 J/mm（第二层）和5.0 J/mm（第一层）叠加层的XRD图谱。
为了分析单个轨迹和叠加层的微观结构，对这些进行了SEM分析。图8展示了在不同放大倍率下的Al-5Mg-0.4Sc合金基底的SEM图像，该合金以7°C/s的速度凝固，并经过10 J/mm的热量输入进行激光处理。这一轨迹典型地体现了在其他四个单独产生的轨迹上也观察到的形态特征。首先，在图8中可以观察到胞状结构的存在以及无树枝晶的形成，这在所有条件下都是一致的。在图8a中，胞状生长的方向由10 J/mm轨迹底部和基底界面附近的白色箭头指示。这种生长方向朝向轨迹的顶部中心。尽管基底存在树枝晶，但在激光重熔区观察到的胞状微观结构是由于LSR过程施加的极高冷却速率和热梯度所导致的，这些因素抑制了树枝晶的侧向分支，并在外延条件下促进了胞状生长[35]。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像

图8. 在7°C/s速率下凝固的Al–5Mg–0.4Sc合金基底上，使用10 J/mm的热量输入制造的单一轨迹的SEM（SE和BSE）图像（a-e）。连续的虚线矩形对应于后续图像中更高放大倍率下显示的区域。

图8b显示了图8a中所示区域的更高放大倍率视图，其中胞状生长方向（白色箭头）清晰可见，且细胞发育得非常细微。相比之下，图8c对应于同一轨迹的顶部中心，显示出与熔池底部区域不同的形态。考虑到LSR过程以及激光扫描方向与观察到的横截面垂直，这种形态很可能与沿着激光路径排列的细胞有关，正如Cheung及其同事对激光处理过的铝基合金所报告的那样[36]。

在图8d和8e中显示的SEM图像中，黄色箭头指示了在所有单一轨迹和叠加层中观察到的可能的亚微米级颗粒。这些颗粒在SEM/SE图像中可见，但在相应的SEM/BSE图像中不可见。这种区别很重要，因为图8a（SEM/BSE）用黑色虚线圆圈标出了基底中存在的AlFe金属间化合物。由于LSR过程的特性，可以假设AlFe金属间化合物在熔池中由于高温梯度和快速凝固条件而被溶解和/或显著细化。实际上，尽管这些相在基底中显得明亮且定义清晰，但在10 J/mm轨迹内的BSE图像中并未观察到（见图8a和图8e左上角的细节）。此外，在蚀刻过程中，AlMg相（或富Mg区域）优先从轨迹表面被去除。因此，其存在通常与多面体空腔形态相关。因此，黄色箭头所指示的颗粒不太可能是AlMg相（或富Mg区域）。所以，这些颗粒可能是AlSc（Al3Sc）金属间化合物。然而，这一讨论仍然是探索性的，因为仅仅依靠SEM观察不足以确定这些颗粒的确切性质。

图9展示了在观察到胞状结构的单一轨迹选定区域的SEM/SE图像。由于加工参数和合金成分的不同，不同轨迹中的胞状特征在数量和大小上都有所不同。一般来说，较高的热量输入会导致细胞数量和尺寸的增加，这也在Al–5Mg–0.1Sc合金的研究中有报道[1]。图9a显示了轨迹1（10 J/mm）底部区域的细胞，而图9b展示了轨迹2（5 J/mm）的同一区域，其中细胞比轨迹1中的更为精细。下载：下载高分辨率图像（950KB）下载：下载全尺寸图像

图9. 使用不同热量输入（H.I.）通过LSR在Al-5Mg-0.4Sc合金（以7°C/s速率凝固的基底）上制造的四个单一轨迹的SEM/SE图像：(a) 10 J/mm, (b) 5 J/mm, (c) 2.5 J/mm和(d) 1.7 J/mm。对于轨迹3和4（较低的热量输入），需要考虑另一个重要方面来解释观察到的差异。这些轨迹中的带状结构更为明显（见图5和参考文献[1]），这导致细胞比例减少。因此，只观察到孤立的细胞区域，如图9c和9d中的红色椭圆所示。还需要注意的是，胞状生长方向（白色箭头）朝向轨迹的顶部中心。

图10展示了本研究中产生的两个叠加激光层的SEM图像。对于单一轨迹讨论的相同微观特征也出现在叠加层中。图10a展示了用5 J/mm热量输入制造的叠加层1的SEM图像。重叠区域由蓝色虚线标出，凝固前沿方向由白色箭头标出。可能之前被AlMg相（或富Mg区域）占据的空洞的延长几何形状揭示了重叠区域附近的局部胞状生长方向，该方向根据熔融区内的位置（底部或顶部）而变化，如图10中的白色箭头所示。下载：下载高分辨率图像（1012KB）下载：下载全尺寸图像

图10. Al-5Mg-0.4Sc合金基底上，用(a) 5 J/mm热量输入制造的叠加层1和(b-e) 2.5 J/mm热量输入制造的叠加层2的SEM/BSE图像。虚线矩形对应于后续图像中更高放大倍率下显示的区域。对于用2.5 J/mm热量输入制造的叠加层2也观察到了类似的特征。凝固前沿的方向和可能与先前存在AlMg相（或富Mg区域）相关的空洞的形态在图10b和10c中显示。最后，图10d（SEM/SE）和10e（SEM/BSE）对应于同一区域，并用黄色箭头标出了可能的Al3Sc金属间化合物颗粒的存在，如前所述。然而，由于Al3Sc相的高Al含量和合金中Sc浓度低，SEM/BSE图像中并未清楚地观察到预期的Sc成分对比。

关于成分变化，表2中呈现了基底和LSR处理区域的点EDS分析结果。观察到Al和Mg含量的轻微但一致的变化。总体而言，处理区域的Al含量略高，Mg含量略低。此外，Al含量从熔池底部向顶部逐渐增加，而Mg含量则表现出相反的趋势。在任何分析区域均未检测到Sc和Fe的显著变化。这些趋势可能是由于（i）激光相互作用导致顶部表面附近的Mg优先损失，以及（ii）熔池/基底界面处的共晶反应消耗了Mg，从而导致了底部区域附近的成分变化。

表2. 基底和激光重熔Al–5Mg–0.4Sc合金中选定区域的点EDS分析，包括单一轨迹（10 J/mm和5 J/mm）和叠加层（5 J/mm和2.5 J/mm）。请注意，这些次要元素的报告值应视为定性数据。

区域 Al 含量（%（重量%） Mg 含量（%（重量%） Sc 含量（%（重量%） Fe 含量（%（重量%）
基底 94.12 (94.41) 5.55 (5.02) 0.28 (0.46) 0.05 (0.11)
轨迹1（熔池顶部） 95.58 (95.71) 4.07 (3.67) 0.27 (0.45) 0.08 (0.17)
轨迹1（熔池底部） 95.47 (95.64) 4.19 (3.78) 0.30 (0.49) 0.04 (0.08)
轨迹2（顶部） 95.40 (95.58) 4.28 (3.86) 0.27 (0.44) 0.06 (0.12)
轨迹2（底部） 94.89 (95.11) 4.78 (4.31) 0.27 (0.45) 0.06 (0.13)
叠加层1（顶部） 96.18 (96.29) 3.50 (3.16) 0.26 (0.43) 0.06 (0.12)
叠加层1（底部） 95.75 (95.91) 3.93 (3.55) 0.27 (0.45) 0.05 (0.10)
叠加层2（顶部） 95.83 (95.97) 3.85 (3.47) 0.27 (0.45) 0.05 (0.11)
叠加层2（底部） 95.28 (95.43) 4.36 (3.94) 0.27 (0.45) 0.08 (0.18)

图11中的EBSD分析确认了LSR处理区域（包括单一轨迹1-4和两个叠加层）中发展的胞状结构。由于处理方法和合金组成的不同，各个轨迹中的胞状特征在数量和大小上都有所不同。在所有情况下，处理区域都表现出明显细化的微观结构，并位于图11中每个图像的上部。

图11. (a) 轨迹1，(b) 轨迹2，(c) 轨迹3，(d) 轨迹4，(e) 叠加层1，以及(f) 叠加层2的EBSD逆极图（IPF）地图。所有地图使用的IPF方向图示见(a)。对于单一轨迹，在熔池边界，来自基底的颗粒似乎延伸进入重熔区域，表明在熔池凝固过程中发生了外延生长。重熔区域的特点是由具有不同晶体学方向的细长颗粒组成的细化微观结构，这表明在快速凝固期间发生了竞争性生长。重熔区域的颗粒尺寸明显小于基底中的颗粒，表明LSR过程诱导了显著的颗粒细化。在熔池底部附近主要观察到包含胞状亚结构的细长颗粒。颗粒的延长形态表明它们沿着熔池凝固过程中的局部热流方向生长。从这个区域向轨迹的中部和顶部，生长形态逐渐过渡，导致中心和上部区域形成相对较粗且更长的颗粒，这些颗粒中时常包含胞状亚结构。

这种形态转变通常与熔池内的局部热梯度和凝固速率的变化有关。这种微观结构的演变与激光生成熔池的经典凝固行为一致，其中外延生长从部分重熔的基底开始，并根据局部热梯度（G）和凝固速度（R）的变化而演变。熔池边界附近的高G/R比率促进了与热流方向对齐的胞状或柱状生长，而熔池中心的较低G/R比率可能促进形成较粗的颗粒甚至局部等轴颗粒。类似的凝固转变在基于激光的铝合金加工中已有广泛报道[37]、[38]。底部区域由于热梯度陡峭和冷却速率高，有利于形成细小的胞状结构，而中心和上部区域可能在不同的条件下凝固，形成较大的颗粒。在激光处理的Al–Mg–Sc合金中也报告了类似的细颗粒和粗颗粒区域之间的转变[39]、[40]。轨迹1和2（图11a和11b）展示了两种主要的晶体学生长方向，分别由逆极图（IPF）地图中的蓝色和绿色表示，对应于[111]和[101]方向。在这两个轨迹中，底部区域主要由具有不同晶粒方向的细小胞状结构主导，而向轨迹中心和顶部方向，颗粒变得较为粗大，一些颗粒在细长颗粒中呈现出胞状亚结构。轨迹3和4（图11c和11d）也显示出从熔池底部起源的胞状结构，尽管与轨迹1和2中观察到的相比，这些细胞显得更加延长。在轨迹3中，底部区域的主要晶体学方向与[001]方向（红色）相关。与之前的轨迹一样，这两个轨迹在熔池的中部和上部区域也发展出较粗的颗粒。此外，轨迹3（2.5 J/mm）和4（1.7 J/mm）显示出更为明显的带状结构（见图5c和5d），这些结构在Al–5Mg–0.1Sc和Al–5Mg–0.4Sc合金中都有观察到[1]、[16]。从成分角度来看，这些带状结构对应于富Mg的区域，表明重熔区内存在化学不均匀性。这种带状图案在激光处理的合金中已有报道，并通常与熔池内的马兰戈尼对流（Marangoni convection）驱动的流体流动有关[39]。这种热毛细流动可以在凝固过程中促进溶质的重新分布，导致局部成分变化。因此，这种现象也可能导致固化条件的局部变化，从而可能影响某些轨迹中心部分观察到的细微微观结构区域的发展。对于以2.5 J/mm的热输入生产的第三条轨迹（图11c）观察到了一个额外的特征。在该轨迹的中心区域，紧邻蜂窝状区域之上，观察到了极细晶粒的局部区域。这些区域的尺寸与轨迹底部蜂窝状结构的宽度相当，甚至更小。这些特征可能是由于晶粒与激光扫描方向对齐而形成的，也可能是在熔池固化过程中由于不同的局部固化机制而形成的细晶粒。这种现象的一个可能解释是由于熔池内热梯度的波动或溶质重新分布导致的固化模式的局部转变。在这种条件下，成分过冷可能会促进小等轴晶粒的形核，从而中断了原本的蜂窝状生长模式。此外，考虑到所研究的合金中存在Sc元素，细小的Al3Sc颗粒的形成也可能有助于稳定细微微观结构。已知这些分散相能有效限制晶界移动并抑制Al-Sc基合金中的异常晶粒生长[41]。因此，本研究中观察到的中心细化区域可能是由于局部成分过冷、熔池内溶质重新分布以及可能存在的Al3Sc颗粒作为晶粒生长抑制剂共同作用的结果。此外，在使用与第三条轨迹相同的加工条件生产的叠加层2（图11f）中并未观察到这些特征。

当将叠加层（图11e和11f）与在相似热输入条件下生产的单条轨迹（图11c-d）进行比较时，叠加层中的晶粒看起来稍微更宽、更长，晶界也更光滑。与单条轨迹一样，叠加层的底部区域也具有蜂窝状结构。然而，向叠加层中心方向，晶粒变得粗糙，尽管这种粗糙程度不如单条轨迹条件下明显，这可能是由于形成叠加层所需的连续横向激光扫描所致。这些扫描可能会导致先前固化区域的局部重熔和再固化，从而减少了明显的优先生长方向的形成。因此，与单条轨迹相比，在叠加层中没有观察到明显的优先生长方向。

总体而言，LSR加工过程中热输入所施加的冷却条件影响了单条轨迹中的优先晶体学生长方向。然而，在相同的热输入条件下，单条轨迹中观察到的这种优先生长行为在叠加层中并没有明显保留。类似的微观结构不均匀性，通常涉及细晶粒和粗晶粒区域，已经在通过激光技术快速固化的Al-Mg-Sc合金中有所报道[39]，[40]。这些研究表明，熔池内固化条件的变化可以促进双模态晶粒结构的形成，并影响最终的晶体学纹理。

EBSD观察揭示了晶粒形态和尺寸明显依赖于施加的热输入和轨迹配置。在重熔区域，一致地在熔池边界观察到一个高度细化的界面层，晶粒尺寸大约在0.5–5 μm之间，而熔池内部发展的柱状晶粒宽度通常在约5到35 μm之间，具体取决于局部固化条件。相比之下，基底展示了明显更粗的晶粒，尺寸大约在100–300 μm之间，反映了与定向固化过程相关的固化条件。增加热输入会促进更宽、更长的柱状晶粒的发展，如10 J/mm轨迹所示，而较低的热输入（例如2.5 J/mm）则导致更精细的微观结构，柱状晶粒宽度只有几微米。此外，与单条轨迹相比，叠加层倾向于展示出稍微更宽的晶粒和不太明显的晶体学纹理，这归因于连续激光扫描过程中的重复重熔和热循环。表3总结了不同加工条件下估计的晶粒尺寸范围。

表3. 从激光处理Al-5Mg-0.4Sc样品的EBSD图中获得的不同热输入和轨迹配置下的晶粒形态、晶粒尺寸估计和纹理特征。
| 加工条件 | 界面细化层厚度（μm） | 柱状晶粒宽度（μm） | 柱状晶粒长度（μm） | 局部细化晶粒 | 纹理特征 |
|-------------------|--------------|---------------|-----------------|-------------------------|
| 轨迹1（10 J/mm） | ～3–8 | ～15–40 | ～50–150 | 稀有 | 中等到强烈 |
| 轨迹2（5 J/mm） | ～2–6 | ～8–30 | ～30–100 | 弱 | 中等 |
| 轨迹3（2.5 J/mm） | ～0.5–3 | ～3–15 | ～15–50 | 存在（约1–3 μm） | 中等 | 优先取向 |
| 轨迹4（1.7 J/mm） | ～0.5–2 | ～3–10 | ～10–40 | 存在 | 弱到中等 |
| 叠加层1（5 J/mm） | ～2–5 | ～10–35 | ～30–80 | 稀有 | 扩散纹理 |
| 叠加层2（2.5 J/mm） | ～1–4 | ～5–20 | ～20–60 | 稀有 | 弱 |

在熔池边界附近观察到的细化蜂窝结构也间接提供了关于激光表面重熔过程中固化条件的信息。根据文献中报道的经典固化关系[35]，在快速固化的铝合金中，蜂窝间距（λ）与冷却速率密切相关。基于激光处理铝合金的典型蜂窝间距和当前微观结构中观察到的尺寸，LSR轨迹相关的冷却速率预计在10^4–10^6 K.s^-1的范围内，这与基于激光的加工方法通常报告的值一致。这种快速固化条件解释了在熔池边界附近观察到的高度细化蜂窝结构的形成，以及随着局部热梯度和固化速率在固化过程中的变化，向熔池中心过渡到较粗晶粒的现象。

结果表明，激光处理显著改变了微观结构，包括细化和基材中原有相的部分溶解，以及与加工条件相关的成分变化，特别是共晶Mg的富集。此外，处理区域表现出明确的蜂窝形态，并消除了缺陷和微观不均匀性，这通过连续激光扫描后没有裂纹和带状结构的出现得到了证明。基于这些微观和成分变化，下一节将比较DS锭和激光处理区域的磨损行为，并与这里识别的形态特征建立关联。

图12展示了经过20分钟磨损测试后获得的磨损帽的代表性立体显微镜图像。图12a和12b分别展示了在7.0 °C/s和1.3 °C/s冷却速率下固化的DS Al-5Mg-0.4Sc合金基材上获得的磨损帽。这些基材随后接受了LSR处理和磨损测试，其结果分别在图12c和12d中显示。图12中的每张图像都标明了相应的尺寸、磨损体积和磨损率。当比较磨损测试后获得的磨损帽的尺寸时，加工的影响显而易见。最初，仅考虑相同的加工条件时，固化速率本身并不显著影响磨损，特别是在LSR的情况下。然而，当比较DS和LSR条件时，观察到了更显著的差异。LSR过程通常将磨损率降低了大约3到4倍，无论初始冷却速率如何，都显示出其强烈的有益效果。这些结果清楚地表明，激光处理引起的形态变化显著影响了磨损行为。

为了研究合金成分（特别是Sc含量的影响）在相同磨损条件下的作用，对DS Al-5Mg-0.1Sc和DS Al-5Mg-0.4Sc合金进行了20分钟、40分钟和80分钟的干磨损测试。此外，还仅对DS Al-5Mg-0.4Sc合金进行了120分钟的测试，以验证磨损率的稳定性。20分钟磨损测试的结果也与LSR处理的Al-5Mg-0.4Sc重叠层的结果进行了比较。由于重叠层的面积有限，在采用的测试条件下无法进行超过20分钟的磨损测试。低于50克的载荷会导致仪器因振动而不稳定，而更高的载荷即使在20分钟内也会使测试变得不可行，因为产生的磨损帽会超出重叠层的可用宽度（4毫米）。

图13a显示了在DS和LSR加工条件下Al-Mg-Sc合金的磨损率结果（mm^3/N·m）。DS Al-Mg-Sc合金中更高的Sc含量显著提高了耐磨性，这可能是由于与较高Sc含量相关的机制，如晶粒细化和沉淀硬化[1]，[16]，[25]，[31]。在我们之前的工作[31]中，基于对这些合金的TEM分析，证明了含有更高Sc含量（0.4 wt.%）的合金与0.1 wt.% Sc合金相比，具有显著更多的纳米沉淀物。此外，这些沉淀物更细小，部分Sc以固溶体的形式保留在其中，特别是在较高冷却速率下生产的定向固化（DS）样品中。这些发现表明，在0.4Sc合金中形成了更强的Al富集基体，有助于提高耐磨性（即降低磨损系数k），因为它阻碍了Al富集相的塑性变形和破裂，从而减少了滑动过程中的材料去除。

图13a显示了不同Sc含量（0.1和0.4 wt.%）的Al–5Mg–Sc合金在DS和LSR加工条件下的磨损率（mm^3/N·m）作为磨损时间的函数，这些合金是在不同的冷却速率（15.3和1.3 °C/s）下固化的，并且是在Al–5Mg–0.4Sc合金上使用2.5 J/mm和5 J/mm的热输入进行激光表面重熔（LSR）处理的。图13b显示了浇铸态定向固化的Al–5Mg–0.1和0.4Sc合金以及LSR重叠层的相应维氏显微硬度。对于Al–5Mg–0.1Sc合金，没有进行激光表面重熔（LSR）处理。

一般来说，在定向固化过程中更高的冷却速率似乎也改善了耐磨性能，减少了所有测试持续时间内的磨损率。在这方面，图13b显示了Al–5Mg–Sc合金的维氏显微硬度作为Sc含量、冷却速率和激光表面重熔（LSR）条件的函数。在浇铸态（DS）下，以较高冷却速率（15.3 °C/s）固化的Al–5Mg–0.4Sc合金显示出最高的硬度（92.1 HV），显著高于相同条件下的Al–5Mg–0.1Sc合金（76.4 HV）。这种增加主要是由于较高冷却速率和Sc添加的联合效应，它们促进了微观结构的细化和α-Al基体的固溶强化。在较低的冷却速率（1.3 °C/s）下，两种合金的硬度都降低了，分别为0.1Sc合金的75.6 HV和0.4Sc合金的73.3 HV，表明了较粗微观结构和较低强化效率的影响。

对于激光处理样品，硬度值与快速固化条件下的硬度相当或略低，分别为叠加层1（5 J/mm）的72.2 HV和叠加层2（2.5 J/mm）的79.0 HV。较低热输入条件下观察到的较高硬度可能与LSR加工参数引起的蜂窝阵列细化和相分布的差异有关。在这种情况下，尽管硬度没有增加，但细小的蜂窝结构通过增强表面的机械稳定性，减少了塑性变形，延迟了裂纹的起始，最终降低了滑动过程中的材料去除量。

尽管图13a中只有Al–5Mg–0.4Sc合金的80分钟和120分钟比较结果，但在120分钟时观察到了磨损率的适度增加。这种行为可能与长时间滑动过程中磨损过程的逐步演变有关。虽然最初的磨合阶段导致了表面粗糙度的去除和更贴合的接触建立，但持续滑动可能会促进表面上形成的机械混合层的逐渐降解或不稳定。磨损碎屑的积累和随后的脱落可能会局部暴露新鲜材料，增加材料去除量，从而略微增加磨损率。此外，摩擦层的重复塑性变形和微裂纹也会导致这种行为。类似地，随着滑动时间的延长，磨损率也会出现适度的增加，这与摩擦层的演变和碎屑脱落有关，这也已报告在铝合金[42]、[43]、[44]、[45]中。表4总结了DS和LSR样品的加工条件及测量得到的硬度值。磨损率值是在滑动时间为20分钟的情况下报告的，以便直接比较DS基材和LSR覆盖层之间的差异。

表4. 测试的铝合金、加工条件以及Al-5Mg-xSc合金的机械（显微硬度）和磨损性能概述。
Al-5Mg-xSc (x = wt.%)
加工路线
冷却速率 (°C/s)
热输入 (J/mm)
显微硬度 (HV)
磨损率, K (10-4 mm3/N*m) (滑动时间20分钟)
0.4DS
15.3
-92.1 ± 6.3
3.0
0.4DS
7.0
-83.6 ± 3.5
3.0
0.4LSR
-2.5
79 ± 6.6
1.0
0.4DS
3.8
-80.4 ± 7.5
3.0
0.4DS
3.6
-80.6 ± 2.9
3.0
0.4DS
3.0
-80.2 ± 2.8
3.0
0.4DS
1.3
-73.3 ± 2.0
4.0
0.4LSR
-5.0
71.2 ± 6.7
1.0
0.1DS
15.3
-76.4 ± 2.9
120.1
DS
1.3
-75.6 ± 2.7
15
H.I.：热输入；DS：定向凝固；LSR：激光表面重熔。

图14显示了经过磨损测试后Al-5Mg-0.4Sc合金DS样品的磨损表面SEM图像。图14a–d对应于在冷却速率为15.3 °C/s和1.3 °C/s下固化样品的20分钟测试时间，而图14e–h显示了在1.3 °C/s下固化合金基材上经过120分钟测试后获得的磨损表面。尽管磨损测试条件（冷却速率和测试时间）不同，所有情况下的表面特征基本相同。

下载：下载高分辨率图像 (2MB)
下载：下载全尺寸图像

图14. 在(a–b) 15.3 °C/s和(c–d) 1.3 °C/s下固化的Al–5Mg–0.4Sc合金样品进行磨损测试后的表面形貌SEM图像，展示了两种冷却速率条件下20分钟后的磨损表面；以及1.3 °C/s条件下的120分钟后磨损表面（e–h）。图(g)中的Al和O的SEM-EDS点映射分析。

比较图14b和14c，两个表面都显示出沿着滑动方向的平行沟槽，表明磨损是通过微耕作和微切割造成的。然而，图14c（1.3 °C/s）显示出更明显的剥离和碎片区域，表明表层下裂纹的传播增加和局部材料脱落。总体而言，可以识别出以下特征：(i) α-Al基体上的平行沟槽（白色箭头），表示相对未磨损的区域；(ii) 包含微米级和亚微米级颗粒（碎屑）的侵蚀区域，在图14d、14f和14h中尤为明显；(iii) 这两种条件之间的中间区域，如图14g的上部所示，这些区域比下部区域更氧化，这一点通过与该图相关的Al和O的EDS图得到证实。

通过额外的SEM-EDS分析进一步研究了在15.0 °C/s下固化的DS Al–5Mg–0.4Sc合金的表面特性，如图15所示。EDS光谱揭示了合金成分中的元素（Al、Mg和Sc）、来自大气的氧，以及从钢基体转移过来的Fe、Cr和Ni的存在。

下载：下载高分辨率图像 (2MB)
下载：下载全尺寸图像

图15. (a) BSE–SEM图像，(b) EDS光谱，(c) 元素组成表（at.% 和 wt.%），(d) SE–SEM图像，以及(e–k) 在15.3 °C/s下固化的DS Al–5Mg–0.4Sc合金磨损表面的EDS图。

发现氧在Al贫乏的区域更集中，表明原始基材的某些区域相对保持完好（图15e和15h）。其他区域由氧化物组成，这一点通过EDS表中报告的O的at.%和wt.%值得到支持（图15c）。这些氧化物可能是通过涉及Al、Mg和从钢基体转移过来的元素的反应形成的。由于Fe、Cr和Ni的原子序数较高，它们在SEM/BSE图像中显示为亮区，这与EDS图中的空间分布一致。

图16显示了与图15相同的分析结果，但针对在1.3 °C/s下固化的DS Al–5Mg–0.4Sc合金。SEM/BSE和EDS结果显示亮区域富含Sc和Fe，而周围的区域显示出保存的Al(Mg)固溶体以及在磨损区域氧含量增加，表明发生了氧化磨损。这些亮颗粒与较粗的富Sc金属间化合物的形成有关，主要是Al3Sc，在缓慢凝固过程中由于溶质扩散增加而形成，并且由于相对于富Al基体的较高原子序数而显得更亮[31]。这些富Sc区域似乎受到较少的磨损影响，表明局部抗磨损性有所提高。此外，与较高冷却速率条件（图15）相比，整体氧含量较低，表明氧化物保留减少，表明磨损机制涉及氧化物层与基体材料的更快去除。

下载：下载高分辨率图像 (4MB)
下载：下载全尺寸图像

图16. (a) BSE–SEM图像，(b) EDS光谱，(c) SE–SEM图像，以及(d–h) 在1.3 °C/s下固化的DS Al–5Mg–0.4Sc合金磨损表面的EDS图。

图17分析了LSR覆盖层在磨损测试中的形态效应。最直观的观察是LSR表面形成的帽状结构的形态与DS基材上形成的显著不同。

下载：下载高分辨率图像 (2MB)
下载：下载全尺寸图像

图17. 激光处理的Al–5Mg–0.4Sc合金磨损表面的SEM图像：(a-e) 覆盖层1 (5 J/mm) 和 (f-i) 覆盖层2 (2.5 J/mm)。图(a和f)中的Al和O的SEM-EDS点映射分析。虚线矩形对应于后续图像中放大显示的区域。

图17a和图17f显示了整个帽状区域的SEM/BSE图像。图17a旁边显示了覆盖层1的完整帽状区域的相应Al和O EDS图，而图17b则展示了覆盖层2的Al和O图以及同一区域的SEM/SE图像。这些EDS图表明，SEM/BSE图像中的亮区域与富Al区域相关，而较暗区域主要对应于富氧区域。

与DS磨损表面相比，LSR表面的一个显著特征是缺乏定向磨损沟槽，存在不规则断裂区域，呈现出类似脆性的沙漠状形态。更高倍数的观察（图17b–e和17g–h）进一步突出了这种不同的行为。仅在图17d中观察到少量平行沟槽，对应于基材中保存的α-Al区域。相比之下，大多数区域表现出相对平滑的表面（图17b–c、17e和17g–h），这些区域由裂纹分隔（图17d和17g–h）。图17c和17e是图17b和17d中所示区域的约8000倍放大图像，显示了平滑表面上的片状特征。

结合EDS图和覆盖层2的元素组成数据（图17i），表明在LSR表面磨损测试期间氧化物的形成更为剧烈。这些氧化物可能是通过氧气与基体合金和钢基体中的元素相互作用形成的。与DS表面相比，LSR帽状表面上测得的较高氧含量支持了这一解释。

基于对DS和LSR样品磨损表面的SEM分析以及图13中的磨损率(k)结果，可以得出结论，LSR工艺似乎促进了在低冷却速率DS条件下观察到的相对粗糙相的溶解。在LSR处理区域的分析中没有检测到这些相。与LSR相关的快速凝固过程促进了显著的微观结构细化，而Sc的存在——通过EDS点分析得到确认（表2）——表明它主要通过固溶强化α-Al基体来发挥作用。由于LSR覆盖层的磨损率（即5 J/mm和2.5 J/mm）大小相似（图13），因此摩擦性能的改善主要归因于细化微观结构和固溶强化的共同效应，而不是Al3Sc沉淀物的形成，后者在本研究中无法直接在LSR处理区域得到确认。

从工程角度来看，当部件设计用于在拉伸载荷条件下工作时，Al–5Mg–0.4Sc合金的凝固冷却速率起着重要作用，LSR通过显著影响微观结构精细化和机械及摩擦性能进一步改善了表面耐磨性[31]、[46]。然而，当耐磨性是主要或主导的服务要求时，基材的凝固冷却速率或施加的热输入（对于这种合金在2.5至5 J/mm的范围内）似乎并不是实现适当性能的关键因素。这是因为微观结构的细化和相的溶解及均匀化倾向于抑制材料拔出和剥离，在与钢球的滑动接触过程中形成更平滑、机械上更稳定的表面，从而提高整体耐磨性。属于二次航空航天结构部件和执行器相关机械系统的部件，如执行器外壳、铰链系统、襟翼跟踪机制和由高强度铝合金制造的轻质结构接头[46]、[47]，可以从激光表面重熔（LSR）处理中受益。

与文献数据的比较分析进一步支持了当前结果的相关性。LSR处理后的磨损率（约1.0 × 10-4 mm3/N·m）处于Al–Mg（5xxx系列）合金通常报告的范围的下限，该范围根据成分、加工路线和测试条件的不同而介于大约1.52 × 10-4至3.80 × 10-4 mm3/N·m之间[48]、[49]、[50]、[51]、[52]。值得注意的是，这样的低磨损率通常是在额外强化策略之后才能实现的，例如严重的塑性变形（例如ECAP），或者通过加入陶瓷增强剂（WC、TiC）和稀土元素。因此，本研究中获得的磨损性能表明，LSR本身就可以促进高度细化和有效的微观结构，从而实现与文献中报道的更复杂工艺相当甚至更优异的耐磨性。

4. 结论

从本次研究中可以得出以下结论：
- 添加0.4 wt.%的Sc显著改变了铸态结构，抑制了柱状晶体的生长并促进了等轴晶粒的形成，而枝晶臂间距随着凝固冷却速率的增加而减小，证实了在定向凝固过程中快速凝固条件下的显著细化。
- 激光表面重熔导致从枝晶基材转变为精细的蜂窝状/柱状重熔结构，有外延生长的证据，界面晶粒非常细腻。
- 施加的热输入影响了熔池几何形状和微观结构的发展，较高的热输入产生了更宽/更长的轨迹，而较低的热输入则有利于更强带状结构、一些局部异质性和偶尔出现的孤立单轨迹不规则性。
- 覆盖的激光层显示出比单个轨迹更稳定和均匀的微观结构，抑制了带状结构和缺陷，部分溶解了预先存在的金属间化合物，并且XRD峰位发生了与晶格收缩一致的变化。
- LSR显著改善了表面性能，与定向凝固基材相比，磨损率减少了约3–4倍，同时较高的Sc含量也增强了耐磨性。总体而言，性能的改善主要与表面细化、相均匀化和滑动磨损接触期间的更高机械稳定性有关。

利益冲突
作者声明没有利益冲突。

数据可用性声明
本研究中的数据可向相应作者请求获得。