送粉式激光增材制造Al-Mg-Sc-Zr合金的微觀組織與力學性能

林澤桓，李瑞迪，祝弘濱，袁鐵錘，徐榮，閆華，葉兵

(1.中南大學粉末冶金國家重點實驗室，湖南長沙，410083；2.中車工業研究院有限公司，北京，100000；3.上海工程技術大學材料工程學院，上海，201620；4.武漢華工激光工程有限責任公司，湖北武漢，215000)

鋁及其相關合金因具備優秀的耐蝕性、高導熱性等被廣泛運用于工業、軍事以及生活之中。隨著零構件的推陳出新以及對性能要求的不斷提高，鈧元素被廣泛應用于鋁合金改性，生成的Al3Sc 相能夠促進非均質形核，同時能在高溫處理中析出起到對晶界的釘軋作用，使得晶粒細化，從而能夠有效提升鋁合金的性能[1-2]。而在傳統的鋁合金生產中，一般都是采用熔鑄或者塑性變形的方法，這就使得在制備形狀復雜的金屬零件時，造成大量的材料浪費，制備周期較長，同時，在零件材料要求日益提高的環境下，傳統工藝愈加無法滿足[3]。目前，激光增材制造受到廣泛了關注。相較于傳統工藝，激光增材制造具有節省材料、縮短成形周期以及能夠制備形狀更復雜的成形零件等優勢，能夠實現高性能復雜結構金屬零件的無模具全致密近凈成形[4-8]。該技術成形過程中較快的凝固速度(103～108K/s)能夠有效地抑制晶粒長大及元素偏析，使得成形的合金試樣組織細小，具有較高力學性能[9]，在鋁合金的輕量化生產應用中有著巨大的潛力。激光送粉增材制造(laser metal deposition,LMD)是一項基于送粉工藝的近凈成形技術，又被稱為直接金屬沉積(direct metal deposition，DED)，擁有能夠自由移動的粉末噴嘴和激光器以及較大的成形艙，能夠有效地制造形狀復雜、尺寸較大的零件。

關于含Sc和Zr的鋁合金的激光送粉增材制造的研究已經引起了許多國內外學者的關注。WANG 等[10]采用激光送粉增材制造技術成形了經Sc 和Zr 改性的鋁鎂合金，發現在低Sc和Zr含量下，快速凝固有效抑制了Al3(Sc,Zr)初生相析出，在熔池內部仍可得到粗柱狀晶組織。熔池邊界較低的熔體溫度不可避免地促進了Al3(Sc,Zr)初生相析出，在熔池邊緣形成了細小的等軸晶帶。隨著Sc和Zr含量的增加，凝固冷卻速度不足以使得Al3(Sc,Zr)初生相析出，得到了完全等軸的晶粒組織。KüRNSTEINER等[11]研究了激光送粉增材制造工藝過程中存在的固有熱處理(IHT)對含Sc鋁合金的影響，發現在激光成形過程中，快速冷卻速率導致的過飽和Al-Sc矩陣的固態相變可以使納米沉淀物得密度達到1023個/m3。由于Sc 和Zr 在Al 中的極限固溶度有限[12]，時效處理對鋁鈧合金性能有一定的影響，如激光粉末床成形(laser powder bed forming,LPBF)成形的鋁鈧合金在時效處理后性能得到了有效的提升[13]。但是，對LMD 成形鋁鈧合金時效處理前后性能和組織的研究較少。在此，本文作者針對采用LMD 成形的鋁鈧合金，選取較為合適的熱處理參數，通過力學性能測試和顯微組織分析探討時效處理對鋁鈧合金的影響，以期為后續的LMD 成形鋁鈧合金結構件的研究提供數據和理論支持。

1 實驗方法

1.1 材料和樣品的制備

采用真空感應熔煉惰性氣體霧化法(VIGA)制備的Al-Mg-Sc-Zr預合金粉末，保護氣為氬氣。初始Al-Mg-Sc-Zr 粉末經磨拋之后形貌和粒徑分布，如圖1所示。從圖1可見：粉末粒徑分布較為均勻，大多呈現規則的球狀，存在少量空心粉末顆粒。粉末粒徑為75～150 μm，滿足同軸送粉器對粉末的要求。

圖1 預合金粉末微觀形貌和粒徑分布圖Fig.1 Microstructure and particle size distribution of prealloy powder

本實驗使用煜宸激光LDM 8060 成形設備，配備2 kW光纖激光器，光斑直徑為2 mm。激光功率為1 400 W，掃描速度為600 mm/min，掃描間距為1 mm，層厚為0.5 mm，成形氣流量為7～9 L/min。為防止試樣被氧化，成形過程在氮氣為保護氣氛的環境中進行。掃描方式采用平行于長邊的單向掃描(如圖2所示)，2個連續層之間無旋轉。每層為1個掃描周期，周期之間無停留時間。

本研究制備長×寬×高為70 mm×10 mm×30 mm的長方試樣。在試樣中部采用線切割截取拉伸試樣，取樣方式如圖3所示。將對比試樣進行325 ℃/4 h 的時效處理。試樣經過表面磨拋后，進行室溫拉伸試樣和顯微硬度檢測。拉伸試樣側面使用不同規格砂紙打磨，直至出現金屬光澤。

圖2 掃描策略圖Fig.2 Scanning strategy diagram

圖3 拉伸試樣示意圖Fig.3 drawing sample diagram

1.2 微觀結構和機械性能的表征

樣品采用不同規格砂紙逐級打磨，用粒徑0.5 μm 的氧化鋁懸濁液進行拋光，至表面無明顯劃痕后，采用徠卡DM4000M 光學顯微鏡(optical microscope，OM)觀察時效前后試樣的拋光表面，用Rigaku D/max 2550VB 型X 射線衍射儀(X-ray diffractometer，XRD)進行X 射線衍射分析，掃描速率為5 (°)/min，2θ為10°～80°，利用Quanta 200 FEI 型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)觀察試樣表面形貌。拉伸試驗采用美國Instron3369 型萬能力學試驗機，加載速率為1 mm/min。顯微硬度測試使用顯微維氏硬度機(ASTME 384-08)，負載200 g，持續15 s，每個試樣測試5個硬度再求平均值。

2 結果與討論

2.1 LMD成形鋁鈧合金物相分析

圖4所示為原始粉末和LMD 成形的鋁鈧合金時效處理前后的XRD 圖譜。由圖4可以看到，時效前后的樣品皆檢測出了ɑ-Al和Al3(Sc,Zr)的衍射峰。LMD 成形的樣品的衍射峰相較于原粉末的衍射峰有一定的偏移。這是由于在LMD 成形過程中，快速的加熱和冷卻導致了較大的溫度梯度和熱波動，使得成形樣品中產生了熱應力和殘余應力。殘余應力作用于晶界，并伴隨微觀體積膨脹，影響了成形樣品的晶格參數。經過時效處理后，其衍射峰進一步的偏移，衍射角有較為明顯的升高，表明殘余應力有了一定程度的松弛[3]。同時，在ɑ-Al衍射峰的旁邊還有Al3(Sc,Zr)的二次峰，這是因為樣品截取自成形樣品的中部，而LMD 成形是經過了不斷的反復重熔，在成形過程中，頂部的成形對中部進行了反復加熱，使得一定量的Al3(Sc,Zr)相從過飽和的ɑ-Al 基體中析出。經過時效處理后，Al3(Sc,Zr)相進一步析出，致使時效后樣品的XRD衍射也有二次峰的出現。

2.2 微觀結構

圖4 預合金粉末及LMD成形試樣時效前后的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of pre-alloy powder and LMD samples before and after aging

圖5 時效前后試樣建造方向和掃描方向的金相照片Fig.5 Metallographic diagram of specimen construction direction and scanning direction before and after aging

采用光學顯微鏡對時效前后的LMD 成形試樣的顯微組織進行了表征，如圖5所示。從圖5(a)和圖5(d)可以看到：在垂線上，熔池排列對齊，這是由于樣品打印掃描方式為單向打印，層與層之間沒有角度變化，使得熔池呈現平行對齊的方式。樣品中存在一定量的孔隙，熔池寬度約為400 μm，深度約為200 μm。同時，可以看到熔池形狀并不規整，這是由于LMD 工藝的固有熱處理特征[11]，由于上層的不斷加熱，對已成形的部分進行短時間的熱處理，使得熔池邊界發生變化，熔池之間的邊界開始消失，這個現象在時效處理后更為明顯，鱗片狀熔池進一步消退，熔池邊界轉而形成條帶波浪狀的分布。

從圖5(b)和圖5(e)可以看到：熔池呈不規則半橢圓的形狀沿掃描方向堆疊，熔池寬度約為1 mm，與工藝參數中掃描間距相當。相鄰的掃描軌跡，熔池呈相反的方向堆疊，這是由于激光行走方式為平行于長邊的單向掃描所致。而時效處理后，如圖5(e)所示，同樣發生熔池邊界開始消失的現象，且由熔池頂端開始，向兩邊發展。這是由于在掃描方向的熔池頂端和建筑方向的相鄰鱗片狀熔池邊緣細晶區較薄，在時效處理后，發生了一定程度的晶粒長大，使得該部分的細晶區開始消失。

從圖5(c)和5(f)可以觀察到：時效前后試樣建筑方向平行于長邊熔池的顯微形貌并沒有太大的區別，呈條帶狀分布，這是因為激光掃描方式為平行于長邊所致。

為進一步分析時效前后試樣的組織，對時效前后的LMD 成形試樣進行了掃描電鏡表征。圖6所示為試樣建筑方向熔池的掃描電鏡照片。從圖6(a)和6(e)能夠看到熔池邊界成條帶狀，進一步放大邊界后發現較暗的區域是由微小的細晶粒組成，厚度約為40 μm。這一現象在熱處理后更為明顯，條帶狀分布也更為規整。同時，在熔池內部能夠發現粗大的樹突胞狀晶粒，粒徑約為7 μm。類似的現象在平行于短邊方向的試樣也能夠發現(如圖6(d)和6(h)所示)，而且在時效前后，粗大的胞狀晶粒并沒有發生明顯的尺寸變化。

在掃描電子顯微鏡下發現，在LMD 成形試樣和經時效處理后試樣的部分區域里，晶粒之間存在粒徑約為10 μm 的白色塊狀顆粒，如圖7(a)和7(b)所示。這是由于氣霧化的過程中，少量預合金粉末中形成Al3(Sc,Zr)初生相，如圖7(c)所示。在成形過程中，LMD 技術的激光能量密度不足以將這些Al3(Sc,Zr)初生相完全熔化，使其呈塊狀分布在試樣中。同時，還觀察到細小的白色顆粒存在于晶粒之間，這是Al3(Sc,Zr)析出相，其粒徑為0.5～0.8 μm。這是由于LMD 成形過程中，對樣品進行反復重熔加熱，使得基體中過飽和固溶的Al3(Sc,Zr)析出，形成Al3(Sc,Zr)二次相。而由圖7(b)可以看到，時效處理促進了Al3(Sc,Zr)二次相的析出，圖中的細小白色顆粒較于LMD成形試樣中(圖7(a)所示)明顯增多。

圖6 時效前后試樣建筑方向熔池的掃描電鏡照片Fig.6 Scanning electron microscopy(SEM)images of building direction of sample before and after aging

圖7 試樣建筑方向存在Al3(Sc,Zr)初生相及析出相的掃描電鏡照片Fig.7 Scanning electron microscope images of primary and precipitated phase regions of Al3(Sc,Zr)in architectural direction of sample

2.3 力學性能和顯微硬度分析

對時效處理前后的試樣進行室溫拉伸試驗，變形應力-應變曲線如圖8(a)所示。從圖8可見，在應力-應變曲線中，塑性變形部分存在不穩定鋸齒，這種現象被稱為波特文-勒夏特列效應(Portevin-Le Chatelier effect，PLC[14])，該效應與局部非均質塑性變形有關，通常歸因于動態應變時效機制(dynamic strain aging，DSA[15])，即在滑動路徑上的障礙物暫時阻止了位錯運動，致使曲線上鋸齒的產生。在Al-Mg 合金中PLC 現象是普遍存在的，在采用SLM，SPS 或傳統鑄造方式成形的零部件中都能夠發現這一現象[16]。

從圖8(b)可見，經時效處理后，樣品的力學性能有了較為明顯的提升，其抗拉強度(σuts)由(303.72±4)MPa 提升到了(318.13±5) MPa，屈服強度(σ0.2)由216.93 3 MPa 提升到了(234.84±1.9)MPa，伸長率(εf)由7.65%±0.34%下降到了6.96%±0.24%。這是由于在激光熔化過程中快速的凝固和冷卻能夠將更多的Sc和Zr融入試樣中，從而使得樣品經過時效處理后形成更多的Al3(Sc,Zr)析出相[17]，阻礙了樣品內部的位錯運動和晶粒的長大，使得屈服強度和抗拉強度提高。同時，這也佐證了圖8(a)中應力-應變曲線中鋸齒出現的原因。同時，由于LMD工藝的固有熱處理特征，使得LMD樣品的冷卻速率遠小于SLM樣品的冷卻速度，熱梯度越小，引起的殘余應力較小，因此時效處理使殘余應力松弛，提高伸長率[13]的現象并未出現。與此相反，由于析出相阻礙了位錯運動，位錯的堆積使得材料的伸長率下降。

時效處理前后試樣的斷口形貌如圖9所示。從圖9可見：樣品斷后的表面有大量尺寸不一的韌窩分布，屬于典型的韌性斷裂。樣品斷口處出現了空洞、柱狀晶和等軸晶以及少量的未熔粉末顆粒(圖9(b)和9(d))。時效處理后，斷裂表面顯現出河流狀且韌窩尺寸明顯增大，這就使得其延展性能降低，抗拉強度提高。

圖8 時效前后試樣應力-應變曲線及其力學性能Fig.8 Stress-strain curves of samples before and after aging and mechanical property

圖9 時效前后拉伸試樣的斷口掃描電鏡照片Fig.9 Scanning electron microscopy images of tensile specimens before and after aging

對時效處理前后的試樣進行顯微硬度測試，如圖10所示。由圖10可見，從整體來看，無論是時效前還是時效后，成形試樣建筑方向的硬度要高于掃描方向的硬度。325 ℃/4 h 時效處理后，每個面的硬度有了一定的提升，XOZ面的硬度(HV)由112.29±6 提升到了118.75±4，XOY面的硬度(HV)由85.76±1.7 提升到了88.6±0.93，YOZ面的硬度由90.176±5.34 提升到了101.44±2.75。這是由于時效后析出相的增多(如圖7所示)，進一步阻礙了位錯運動，從而使樣品硬度提升。

圖10 時效前后試樣顯微硬度Fig.10 Microhardness of samples in all directions before and after aging

3 結論

1)時效后，在掃描方向的熔池頂端和建筑方向的相鄰鱗片狀熔池邊緣細晶區發生了一定程度的晶粒長大，使得該部分的細晶區開始消失。在建筑方向熔池面可以明顯觀察到2種晶粒形態：細等軸胞狀晶粒和樹突粗胞狀晶粒。

2)時效前后的樣品皆存在明顯的Al3(Sc,Zr)初生相，這是由于激光送粉沉積技術無法完全固溶預合金粉末中的Sc 和Zr 所致。同時，還發現了Al3(Sc,Zr)二次相的析出。時效加劇了二次相的析出，增強了合金樣品的析出強化。

3)經過時效處理后，樣品力抗拉強度(σuts)由(303.72±4)MPa 提升到了(318.13±5) MPa，屈服強度(σ0.2)由216.93±3 MPa提升到了(234.84±1.9)MPa；伸長率(εf)由7.65%±0.34%下降到了6.96%±0.24%。XOZ面的硬度(HV)由112.29±6 提升到了118.75±4，XOY面的硬度(HV)由85.76±1.7 提升到了88.6±0.93，YOZ面的硬度由90.176±5.34 提升到了101.44±2.75。