謝芳浩，李加南，鄧聲華*，李衛(wèi)榮

（1.江西鎢業(yè)控股集團(tuán)有限公司，南昌 330000；2.江西理工大學(xué)材料冶金化學(xué)學(xué)部，江西 贛州 341000；3.東莞宜安科技股份有限公司，廣東 東莞 523000）

0 引 言

選區(qū)激光熔化（Selective Laser Melting，SLM）是一種典型的增材制造技術(shù)。近年來(lái)，SLM 發(fā)展迅速，已成為金屬材料增材制造的主流技術(shù)之一。SLM 首先通過(guò)軟件將三維模型二維化，利用高能激光束將平鋪的金屬粉末快速熔化并凝固，并逐層打印最終成形為立體零部件[1-2]。與傳統(tǒng)金屬材料成形工藝相比，SLM 技術(shù)具有成形精度較高、材料消耗少、可成形高復(fù)雜零部件等優(yōu)點(diǎn)[3]。增材制造7xxx 系鋁合金因強(qiáng)度高、韌性好的特點(diǎn)，在航空航天領(lǐng)域具有巨大應(yīng)用潛力[4]。目前，對(duì)傳統(tǒng)牌號(hào)的Al-Zn-Mg-Cu 合金SLM 成形性能的研究發(fā)現(xiàn)，其抗拉強(qiáng)度通常只有200 MPa，力學(xué)性能不及傳統(tǒng)變形鋁合金[5-7]。而且，由于SLM Al-Zn-Mg-Cu 合金中存在大量微裂紋，熱處理后的合金強(qiáng)度提高不明顯，限制了該體系合金的應(yīng)用。Al-Zn-Mg-Sc 系合金屬于熱處理強(qiáng)化高強(qiáng)度鋁合金，稀土元素Sc 的加入，不僅能顯著地細(xì)化合金的晶粒和提高強(qiáng)度，亦能提高合金的抗熱裂性能，從而顯著地改善鋁合金的可焊性、抗蝕性以及抗中子輻射損傷作用[8]，在航空航天領(lǐng)域具有較好的應(yīng)用前景。然而，目前關(guān)于Al-Zn-Mg-Sc 合金激光增材制造成形的研究較為匱乏。SLM 成形Al-Zn-Mg-Sc 合金組織與性能研究尚處于探索階段。

基于此，本研究采用SLM 技術(shù)制備Al-Zn-Mg-Sc 合金，研究SLM 打印工藝對(duì)合金冶金缺陷及組織性能的影響規(guī)律，并探索SLM 打印態(tài)合金的熱處理強(qiáng)化工藝，旨在為激光增材制造Al-Zn-Mg-Sc 合金未來(lái)工程應(yīng)用提供理論和試驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)原材料為氣霧化Al-Zn-Mg-Sc 合金粉（過(guò)篩的粒度是48 μm），其化學(xué)成分如表1 所列。采用選區(qū)激光熔化技術(shù)成形合金塊體，如圖1 所示。SLM參數(shù)為：掃描速度200～1 200 mm/s，激光功率160～360 W，鋪粉層厚均為0.05 mm，掃描間距均為0.1 mm，基板預(yù)熱100 ℃。為探究熱處理工藝對(duì)合金的強(qiáng)化作用，設(shè)計(jì)了3 種熱處理工藝，如表2 所列。采用ZEISS Axio Scope Al 型金相顯微鏡觀察合金的缺陷及微觀組織，采用EBSD（HKL Nrodlys Max2）表征成形合金的織構(gòu)形態(tài)。為測(cè)試合金力學(xué)性能，將成形合金加工成截面尺寸為4 mm×2 mm 標(biāo)距長(zhǎng)度25 mm的拉伸試樣（圖2），并采用UTM/CMT5105 電子萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)測(cè)試。采用200HVS-5 維氏硬度計(jì)表征合金的顯微硬度（載荷1 kg，保持時(shí)間15 s）。

表1 Al-Zn-Mg-Sc 合金粉末化學(xué)成分Table 1 The chemical composition of Al-Zn-Mg-Sc alloy powder單位：質(zhì)量分?jǐn)?shù), %

圖1 Al-Zn-Mg-Sc 合金的SLM 成形過(guò)程Fig.1 The forming of Al-Zn-Mg-Sc alloyspecimen during SLM

表2 Al-Zn-Mg-Sc 合金的熱處理工藝Table 2 The heat treatment processes for Al-Zn-Mg-Sc alloy

圖2 SLM Al-Zn-Mg-Sc 合金拉伸試驗(yàn)樣品尺寸與實(shí)物圖示Fig.2 Tensile samples of SLM Al-Zn-Mg-Sc alloy

圖3 采用不同SLM 成形工藝獲得的樣品建造面金相組織Fig.3 The metallography structures of the printed alloy at the building plane with different printing parameters

圖4 不同激光打印工藝參數(shù)獲得的樣品掃描面金相組織Fig.4 The metallography structures of the printed alloy at the scanning plane with different printing parameters

2 結(jié)果與討論

2.1 SLM 工藝參數(shù)對(duì)Al-Zn-Mg-Sc 合金冶金缺陷的影響

圖5 打印態(tài)Al-Zn-Mg-Sc 合金的金相組織Fig.5 The metallography structures of the as built Al-Zn-Mg-Sc alloys

圖6 通過(guò)H2 工藝熱處理后的Al-Zn-Mg-Sc 合金金相組織Fig.6 The metallography structures of the Al-Zn-Mg-Sc alloy after H2 heat treatment

設(shè)置不同激光功率與掃描速度參數(shù)，通過(guò)SLM成形Al-Zn-Mg-Sc 合金試樣。試樣掃描面（xoy 面）與建造面（yoz 面）的金相組織如圖3、圖4 所示。由圖3可知，裂紋主要集中于建造面，且沿建造方向擴(kuò)展。當(dāng)掃描速度為800 mm/s、激光功率為300 W 時(shí)，合金建造面裂紋缺陷數(shù)量最少。由圖4 可知，孔隙缺陷主要集中于掃描面。當(dāng)激光功率恒定時(shí)，掃描面的孔隙缺陷數(shù)量隨掃描速度增加而增加。當(dāng)掃描速度恒定時(shí)，掃描面孔隙缺陷數(shù)量隨激光功率增加而減少。當(dāng)激光功率與掃描速度均較?。?60 W，200 mm/s）時(shí)，合金掃描面及建造面孔隙及裂紋缺陷均較少。鋁合金SLM 成形過(guò)程中，激光功率較高但掃描速度較低時(shí)，激光的能量輸入較高，高能激光束熔反沖壓力使得熔池穩(wěn)定性下降，液態(tài)金屬沿著熔池內(nèi)壁上下振蕩，激光束移除后發(fā)生快速凝固，并在熔池底部產(chǎn)生空腔[9]。當(dāng)激光功率較低但掃描速度較高時(shí)，會(huì)因?yàn)榧す馐芰枯斎氩蛔銓?dǎo)致合金粉末不能完全熔化，產(chǎn)生不規(guī)則的鍵孔[9]。此外，打印過(guò)程由于冷速過(guò)快或激光能量密度過(guò)低還會(huì)導(dǎo)致粉末未熔或保護(hù)氣體未能及時(shí)逸出而產(chǎn)生氣孔缺陷[10]。因而，圖3、圖4 中高激光功率低掃描速度下形成的微孔為鍵孔，而低激光功率下形成的較大孔隙為氣孔。由圖3、圖4 可知，Al-Zn-Mg-Sc 合金SLM 成形過(guò)程微裂紋主要形成于建造面。裂紋為影響SLM Al-Zn-Mg-Sc 合金力學(xué)性能的主要缺陷。

2.2 選區(qū)激光熔化Al-Zn-Mg-Sc 合金顯微組織

圖5 所示為原始打印態(tài)合金的金相組織，可在掃描面上觀察到條帶狀、短棒狀的熔池痕跡，而建造面上的熔池痕跡則為魚鱗狀。其中，22 號(hào)試樣掃描速度慢、激光能量密度高，導(dǎo)致掃描面上沿激光掃描方向存在溫度梯度，導(dǎo)致其掃描面形成比較明顯的柱狀晶。而15 號(hào)、18 號(hào)、20 號(hào)試樣激光掃描速度較快、溫度梯度較小，導(dǎo)致掃描面的晶粒沿溫度梯度生長(zhǎng)不明顯，形成等軸晶。圖6、圖7 所示為經(jīng)過(guò)H2、H3 工藝熱處理后的Al-Zn-Mg-Sc 合金金相組織。經(jīng)熱處理，合金組織形貌出現(xiàn)變化。熱處理后打印態(tài)合金上較為明顯的熔池痕跡減弱甚至消失，出現(xiàn)顯著的晶粒形貌與缺陷。

圖8 所示為打印態(tài)Al-Zn-Mg-Sc 合金電子背散射衍射（EBSD）圖譜。圖9 所示為打印態(tài)合金建造面和掃描面的晶粒尺寸分布圖。由圖8（a）、圖9（a）可知，試樣建造面的晶粒主要為尺寸較大的柱狀晶，平均晶粒尺寸為42.17 μm。打印過(guò)程中激光束沿著建造方向（oz）熔化金屬粉末，在該方向產(chǎn)生較大溫度梯度，致使晶粒沿oz 方向生長(zhǎng)，最終在建造面形成大尺寸柱狀晶組織[11]。從圖8（b）、圖9（b）中可觀察到掃描面的熔池痕跡。熔池內(nèi)的晶粒為較短的柱狀晶及小尺寸等軸晶，平均晶粒尺寸為33.18 μm，小于建造面晶粒尺寸。結(jié)合22 號(hào)試樣的金相組織圖5（d）可發(fā)現(xiàn)，掃描面的小柱狀晶呈一定角度指向熔池中心。這是由于在SLM 過(guò)程中，激光束在熔化金屬粉末并向前移動(dòng)過(guò)程中形成了特定的溫度梯度，即熱量沿著激光束運(yùn)動(dòng)的反方向散失，導(dǎo)致晶粒沿著溫度梯度向激光束運(yùn)動(dòng)的方向生長(zhǎng)[12]，形成了小范圍的柱狀晶組織。此外，SLM 過(guò)程中，由于在建造方向和掃描方向均存在溫度梯度，最終導(dǎo)致合金形成明顯的織構(gòu)，如圖8（c）、圖8（d）所示。在建造方向（oz）上，合金組織具有典型的[111]擇優(yōu)生長(zhǎng)取向。

圖7 通過(guò)H3 熱處理后的Al-Zn-Mg-Sc 合金金相組織Fig.7 The metallography structures of the Al-Zn-Mg-Sc alloy after H3 heat treatment

圖8 打印態(tài)22 號(hào)試樣的EBSD 晶粒取向圖譜與組織對(duì)應(yīng)的反極圖示（IPF 圖）Fig.8 The EBSD images and the corresponding IPF images of sample 22

通過(guò)打印態(tài)Al-Zn-Mg-Sc 合金的金相組織圖（圖3、圖4）可以觀察到，掃描面與建造面均存在裂紋缺陷，但建造面裂紋較掃描面多。根據(jù)液膜理論，晶界是凝固最后階段不同晶粒相互接觸而產(chǎn)生的，晶界處的液膜易受凝固收縮的張力而最終產(chǎn)生熱裂紋[13-14]。一般認(rèn)為，晶間裂紋在大角度晶界處更容易形成。圖10 所示為打印態(tài)合金建造面與掃描面的晶界局部取向差分布圖，可觀察到建造面的裂紋均形成于大角晶界處（圖10（a）中白色箭頭），說(shuō)明在大角度晶界處更易形成裂紋缺陷。此外，在建造面（圖5）中可觀察到有裂紋分布在熔池的中心區(qū)域，且兩相鄰熔池中心裂紋的間距與掃描間距相近。AKASH 等也觀察到了類似的現(xiàn)象，并認(rèn)為這是由于打印過(guò)程中熔池中心能量輸入最高[15]，當(dāng)激光束移除后，極快的冷卻速度會(huì)產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力，使相鄰晶粒彼此分離，極高的冷卻速度導(dǎo)致液態(tài)金屬無(wú)法有效地填充兩晶粒間隙而最終產(chǎn)生裂紋[13]。因而，有學(xué)者認(rèn)為，裂紋萌生于熔池中心，建造面晶界裂紋也是由熔池中心的裂紋引起的[15]。

圖9 22 號(hào)試樣的晶粒尺寸分布Fig.9 The grain size distribution of as-built 22 sample

圖10 22 號(hào)試樣的晶界局部取向差分布Fig.10 The local misorientation distribution images of sample 22

2.3 熱處理對(duì)SLM Al-Zn-Mg-Sc 合金力學(xué)性能的影響

圖11 所示為SLM Al-Zn-Mg-Sc 合金熱處理前后的顯微維氏硬度。合金建造面與掃描面的硬度相近，不存在明顯的硬度各向異性。經(jīng)熱處理后，試樣的硬度均有大幅度的提升。其中，試樣18 經(jīng)H3 熱處理后顯微HV 硬度達(dá)144.27。而22 號(hào)試樣硬度經(jīng)H1和H2 熱處理后硬度反而有所降低，經(jīng)H3 熱處理后硬度提升不明顯。熱處理對(duì)合金硬度的影響出現(xiàn)較大差異，可能與SLM 打印參數(shù)有關(guān)。粉末SLM 過(guò)程中，激光束能量密度輸入可由式（1）計(jì)算[16]：

式（1） 中：P 為激光功率；h 為掃描間距；v 為掃描速度；t 為層厚。通過(guò)式（1）可計(jì)算得到15 號(hào)、18 號(hào)、20 號(hào)、22 號(hào)4 個(gè)試樣打印過(guò)程激光能量輸入密度分別為：156、171、150、333 J/mm3?？梢?jiàn)，22 號(hào)試樣激光能量密度顯著大于其余合金試樣。當(dāng)能量密度輸入過(guò)高時(shí)，會(huì)導(dǎo)致合金Zn、Mg 元素嚴(yán)重?zé)龘p，降低合金Zn、Mg 元素含量，造成合金成分變化，從而導(dǎo)致合金硬度的降低[17-18]。圖12 所示為不同激光能量密度成形試樣的EDS 面掃描分析結(jié)果?？梢?jiàn)，激光成形后的合金Zn、Mg 元素含量均低于SLM 成形前粉末中Zn、Mg 含量（見(jiàn)表1）。而且，高激光能量密度成形試樣22 中，Zn、Mg 元素含量均低于低激光能量密度成形的6 號(hào)試樣。尤其是Zn 元素，打印過(guò)程中揮發(fā)驗(yàn)證導(dǎo)致其含量顯著低于原料粉末。因此，22 號(hào)試樣熱處理后的硬度提升不明顯有可能是由于能量密度輸入過(guò)高使得合金元素?zé)龘p所導(dǎo)致的。

圖11 熱處理前后SLM Al-Zn-Mg-Sc 合金的顯微維氏硬度柱狀圖示Fig.11 The microhardness of SLM Al-Zn-Mg-Sc alloy before and after heat treatment

圖12 低激光能量密度成形試樣（6 號(hào)）與高激光能量密度成形試樣（22-H1）的EDS 結(jié)果Fig.12 The EDS results of as-built state sample 6 and sample 22 （after H1 heat treatment), which were formed by low and high energy density of laser respectively

圖13 所示為SLM Al-Zn-Mg-Sc 合金熱處理前后的拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線。表3 所列為合金拉伸性能數(shù)據(jù)?？梢?jiàn)，SLM Al-Zn-Mg-Sc 合金經(jīng)過(guò)熱處理后拉伸性能顯著提升。其中，22 號(hào)試樣經(jīng)H2 熱處理后，抗拉強(qiáng)度最高值由原始狀的183.71 MPa 提升至257.53 MPa。而15 號(hào)、18 號(hào)、20 號(hào)試樣中孔隙、裂紋缺陷較多（圖2、圖3），導(dǎo)致3 個(gè)試樣熱處理后的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及延伸率依然不高，且不及22 號(hào)試樣。

圖14 所示為原始狀態(tài)與熱處理后合金22 號(hào)試樣的TEM 圖。從圖14（a）中可以看到打印態(tài)合金內(nèi)部存在少量大顆粒析出相，通過(guò)透射高分辨圖像可判斷其尺寸約為100 nm（圖14（b））。此為典型的平衡相—η 相。在熱處理的固溶階段大尺寸的η 相重新溶解到鋁合金基體內(nèi)部。在時(shí)效階段，大量小尺寸η’相（約20 nm）析出并彌散分布在合金內(nèi)部及晶界處，如圖14（c）所示。這些彌散分布的η’相顆粒不僅起到了第二相強(qiáng)化的作用，同時(shí)對(duì)晶粒內(nèi)部位錯(cuò)和晶界起到了釘扎作用（圖14（c））[19-20]。這解釋了為何SLM 成形Al-Zn-Mg-Sc 合金熱處理后其力學(xué)性能普遍有所提高。

圖13 熱處理前后Al-Zn-Mg-Sc 合金的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.13 The tensile Stress-Strain curves of Al-Zn-Mg-Sc alloy before and after heat treatment

表3 熱處理前后Al-Zn-Mg-Sc 合金的拉伸性能Table 3 The tensile properties of Al-Zn-Mg-Sc alloy before and after heat treatment

圖14 22 號(hào)試樣熱處理前后析出相的透射電子圖（TEM）Fig.14 TEM images of the precipitated phases of sample 22 before and after heat treatment

3 結(jié) 論

1） SLM 成形的Al-Zn-Mg-Sc 合金組織呈現(xiàn)各向異性。其合金建造面組織為大尺寸柱狀晶，而掃描面組織為小尺寸柱狀晶和等軸晶。各向異性組織的形成與SLM 過(guò)程產(chǎn)生的溫度梯度有關(guān)。由于建造面溫度梯度高，使合金在（oz）方向形成[111]擇優(yōu)生長(zhǎng)取向。

2） SLM 成形的Al-Zn-Mg-Sc 合金中存在大量冶金缺陷，且受打印參數(shù)影響較大。激光能量密度過(guò)高或過(guò)低都會(huì)均導(dǎo)致合金形成大量孔隙、裂紋缺陷。激光能量密度較高時(shí)會(huì)導(dǎo)致合金中Mg 及Zn 元素蒸發(fā)，從而降低合金的硬度。

3） 熱處理可提高SLM 成形Al-Zn-Mg-Sc 合金的力學(xué)性能。經(jīng)過(guò)熱處理后，合金的維氏硬度可由91.70 提升至144.27，抗拉強(qiáng)度由183.71 MPa 提升至257.53 MPa。