張 帥，龍建周，王 剛，張晨陽(yáng)

（安徽工程大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，安徽 241000）

鋁合金材料質(zhì)量輕、比強(qiáng)度高、耐蝕性好,廣泛應(yīng)用于航空、航天、汽車(chē)等領(lǐng)域[1]。近年來(lái),新型鋁合金零件結(jié)構(gòu)日趨復(fù)雜,難以通過(guò)傳統(tǒng)的鍛壓或鑄造方法加工成型。借助逐層堆積成型的原理,增材制造技術(shù)為制造結(jié)構(gòu)復(fù)雜零部件提供了新的途徑,尤其是選區(qū)激光熔化技術(shù)。選區(qū)激光熔化鋁合金成型技術(shù)獲得了廣泛的關(guān)注。目前選區(qū)激光熔化成型技術(shù)已成功應(yīng)用于Al-Si合金的成型中,制備出基本致密、無(wú)缺陷的SL M Al-Si合金,包括Al-10Si-Mg、Al-12Si-Mg等[2-5]。然而,Al-Si合金屈服強(qiáng)度僅約200 MPa,均勻延伸率僅約5%,無(wú)法應(yīng)用于承受重載荷的零部件[3]。開(kāi)發(fā)適用于選區(qū)激光熔化成型的高強(qiáng)鋁合金是材料領(lǐng)域關(guān)注的方向之一。

研究發(fā)現(xiàn)高強(qiáng)鋁合金選區(qū)激光熔化成型后,內(nèi)部容易出現(xiàn)制備缺陷,最典型的缺陷為熱裂紋[6]。熱裂紋往往在柱狀晶之間形成,連續(xù)的延伸跨越數(shù)個(gè)打印層,使得鋁合金拉伸變形時(shí)發(fā)生過(guò)早斷裂,表現(xiàn)出較差的拉伸性能[7-9]。例如,選區(qū)激光熔化2024鋁合金內(nèi)部熱裂紋長(zhǎng)度達(dá)到幾十微米,導(dǎo)致其屈服強(qiáng)度σs和均勻延伸率εu僅為(180±13)MPa和(2.7±0.7)%,遠(yuǎn)低于鍛造2024鋁合金(σs ＝393 MPa,εu＝10%)[10]。提升鋁合金強(qiáng)度的同時(shí),避免產(chǎn)生熱裂紋,是開(kāi)發(fā)高強(qiáng)度選區(qū)激光熔化高強(qiáng)鋁合金的必然途徑。合金元素調(diào)控是消除選區(qū)激光熔化高強(qiáng)鋁合金內(nèi)部缺陷的有效措施[4,11-13],Sc元素通過(guò)促進(jìn)異質(zhì)形核,促使柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶,有助于消除熱裂紋缺陷。選區(qū)激光熔化已制備出基本無(wú)缺陷的Al-Mg-Sc-Zr(4 wt.% Mg)合金,屈服強(qiáng)度300 MPa,成為典型的選區(qū)激光熔化鋁合金材料之一[14],但其強(qiáng)度與傳統(tǒng)高強(qiáng)鋁合金仍有一定的差距。多種合金元素對(duì)鋁合金的強(qiáng)化具有明顯的促進(jìn)作用,Mg是鋁合金中常用的固溶強(qiáng)化元素,Zn元素通過(guò)沉淀析出相促使強(qiáng)度提升[15]。但Mg、Zn等元素添加后,材料成分復(fù)雜化,容易出現(xiàn)凝固裂紋。Si元素可提高液態(tài)金屬流動(dòng)性,抑制凝固裂紋的產(chǎn)生[16]。Sistiaga等[16]將Si顆粒與Al-Zn-Mg-Cu合金粉末混合,通過(guò)形成共晶,降低凝固溫度范圍,消除了Al合金中的熱裂紋。

本文在典型的Al-Mg-Sc-Zr(Mg:4 wt.%,Sc:0.55 wt.%,Zr:0.26 wt.%)的基礎(chǔ)上,添加Mg、Zn元素提高材料強(qiáng)度,添加Si元素抑制熱裂紋的產(chǎn)生,開(kāi)發(fā)出新型Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr鋁合金。選區(qū)激光熔化Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr內(nèi)部無(wú)裂紋,抗拉強(qiáng)度和均勻延伸率達(dá)到513.1 MPa和12.2%,為選區(qū)激光熔化高強(qiáng)度鋁合金的應(yīng)用提供了一定的試驗(yàn)依據(jù)。

1 試驗(yàn)方法

本研究使用的粉末成分如表1所示。粉末粒徑為15～53μm。選區(qū)激光熔化在Sol ution SL M 125上進(jìn)行,選區(qū)激光熔化成型示意圖如圖1a所示。激光束斑直徑為120μm,激光功率為370 W,激光掃描速度為540～1500 mm/s,激光掃描間距100μm,層厚30μm,層間轉(zhuǎn)角67°,基板預(yù)熱溫度100℃,保護(hù)性氣氛為Ar氣。制備尺寸為15×15×15 mm3的立方塊體樣品。

圖1 選區(qū)激光熔化成型示意圖和拉伸樣品結(jié)構(gòu)尺寸圖

表1 合金粉末成分含量(wt.%)

采用DK-777電火花線切割機(jī)制備掃描電鏡、透射電鏡、X 射線衍射及單向拉伸實(shí)驗(yàn)等所需的樣品。樣品切割后采用研磨+機(jī)械拋光進(jìn)行初步處理。X 射線衍射在Br uker D8 Focu X 射線衍射儀上進(jìn)行,掃描速度3°/min,步長(zhǎng)0.02°。采用電化學(xué)拋光方法制備掃描電子顯微鏡樣品,拋光液為10 vol.% HCl O4+90 vol.%乙醇,拋光電壓為16 V,拋光時(shí)間為20 s。采用Nova NanoSEM 430掃描電子顯微鏡進(jìn)行微觀結(jié)構(gòu)表征。

高倍微觀結(jié)構(gòu)表征及高分辨在FEI Tecnai G2 F20透射電子顯微鏡上進(jìn)行,加速電壓200 KV。透射電鏡樣品機(jī)械研磨、拋光至60μm,使用離子減薄(Gatan 691)方法制備薄膜樣品,減薄過(guò)程中采用液氮冷卻。該透射電子顯微鏡配備有能量色散譜儀(Ener gy Dispersive Spectr o meter,EDS)附件和高角環(huán)形暗場(chǎng)附件,采集合金元素分布圖像和高角環(huán)形暗場(chǎng)像。利用Image J軟件和截線法統(tǒng)計(jì)樣品晶粒尺寸,統(tǒng)計(jì)晶粒數(shù)目不少于300個(gè)。

利用島津AGS-1 KNJ拉伸機(jī)進(jìn)行單向拉伸實(shí)驗(yàn),拉伸過(guò)程中采用數(shù)字圖像校正技術(shù)實(shí)時(shí)采集樣品應(yīng)變信息,有關(guān)數(shù)字圖像校正裝置及參數(shù)的信息參考文獻(xiàn)[17] 。拉伸實(shí)驗(yàn)在室溫條件下進(jìn)行,應(yīng)變速率為10-3/s。采用狗骨形狀拉伸樣品,樣品標(biāo)距段截面為(1.2×1)mm2,標(biāo)距長(zhǎng)度3 mm,如圖1b所示。每種狀態(tài)的樣品均制備和測(cè)試4個(gè)拉伸試樣。

2 結(jié)果與討論

制備態(tài)Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金單向拉伸工程應(yīng)力應(yīng)變曲線及拉伸性能隨激光掃描速度的變化規(guī)律如圖2所示。由圖2可知,拉伸變形過(guò)程中,Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr經(jīng)過(guò)初始快速?gòu)椥宰冃魏?隨即進(jìn)入加工硬化階段,流變應(yīng)力隨應(yīng)變逐漸增大,直至出現(xiàn)頸縮(見(jiàn)圖2a)。加工硬化階段,應(yīng)力應(yīng)變曲線出現(xiàn)鋸齒狀特征,這可能是合金中的Mg元素引起的。變形過(guò)程中,Mg原子向位錯(cuò)應(yīng)力場(chǎng)區(qū)擴(kuò)散,對(duì)運(yùn)動(dòng)中的位錯(cuò)產(chǎn)生釘扎作用,導(dǎo)致流變應(yīng)力增大,當(dāng)流變應(yīng)力超過(guò)Mg引起的釘扎應(yīng)力時(shí),位錯(cuò)擺脫釘扎,導(dǎo)致所需的流變應(yīng)力迅速降低,直到Mg原子再次大量擴(kuò)散到位錯(cuò)附近,釘扎位錯(cuò),使得應(yīng)力應(yīng)變曲線表現(xiàn)出周期性的鋸齒狀特征[18]。

圖2 Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金應(yīng)力應(yīng)變曲線和抗拉強(qiáng)度-均勻延伸率隨激光掃描速度變化圖

隨著激光掃描速度的增大,Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金抗拉強(qiáng)度和均勻延伸率先增大后減小。掃描速度為650 mm/s時(shí),抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值513.1 MPa,對(duì)應(yīng)的均勻延伸率為12.2%。

選區(qū)激光熔化Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金抗拉強(qiáng)度和均勻延伸率關(guān)系如圖3所示。一般來(lái)說(shuō),金屬材料微觀結(jié)構(gòu)的變化往往引起強(qiáng)度和塑性產(chǎn)生相反的變化趨勢(shì),即著名的強(qiáng)塑性倒置關(guān)系[19]。以廣泛研究的Al-Mg-Sc-Zr合金為例,選區(qū)激光熔化制備態(tài)時(shí),其強(qiáng)度約300 MPa,均勻延伸率達(dá)到20%[13]。熱處理后,其強(qiáng)度明顯提高,達(dá)到450 MPa,但均勻延伸率降低到僅約5%[20]。添加Mg、Zn、Si元素后,選區(qū)激光熔化Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr屈服強(qiáng)度提升到395～428 MPa,同時(shí)保持有較好的均勻延伸率(9%～13.6%)。相比于Al-Mg-Sc-Zr合金強(qiáng)度明顯提升的同時(shí),未明顯損失其塑性,實(shí)現(xiàn)了較好的強(qiáng)塑性匹配。本研究中,新型Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金強(qiáng)塑性匹配性顯著超過(guò)廣泛研究的Al-Mg-Sc-Zr[21-23]、Al-Cu[24-25]、Al-Mn[26]合金,展現(xiàn)出良好的工程應(yīng)用前景。

圖3 選區(qū)激光熔化Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr抗拉強(qiáng)度與均勻延伸率關(guān)系圖

650 mm/s掃描速度下的選區(qū)激光熔化Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr樣品微觀結(jié)構(gòu)掃描圖如圖4所示。制備態(tài)樣品表現(xiàn)出熔池結(jié)構(gòu)(見(jiàn)圖4a),單個(gè)熔池寬度約150μm,深度約55μm,遠(yuǎn)超過(guò)激光掃描間距(100μm)和層厚(30μm),有利于實(shí)現(xiàn)良好的層內(nèi)和層間結(jié)合。高倍掃描圖像顯示熔池邊界為細(xì)小的等軸晶和熔池內(nèi)部的粗大的柱狀晶(見(jiàn)圖4b)。細(xì)晶區(qū)晶粒尺寸約為600 n m。柱狀晶水平寬度約為3μm,高度貫穿整個(gè)熔池內(nèi)部,體積分?jǐn)?shù)約為60%,且晶內(nèi)存在著第二相將柱狀晶分割(見(jiàn)圖4d)。

圖4 Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金(650 mm/s掃描速度下)微觀結(jié)構(gòu)掃描電子顯微鏡圖像

650 mm/s掃描速度下的選區(qū)激光熔化Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金X 射線衍射圖如圖5所示。由圖5可知,X 射線衍射圖中表現(xiàn)出兩套衍射峰。對(duì)比標(biāo)準(zhǔn)衍射卡發(fā)現(xiàn),高強(qiáng)度的衍射峰為基體Al,強(qiáng)度較弱的衍射峰為Mg2Si。Mg2Si衍射峰(111)、(200)、(220)、(400)、(422)向高角度偏移,可能是由于摻雜一定量的Zn原子引起的。由于Zn的原子半徑較小,從而引起整個(gè)衍射峰向高角度偏移。XRD 衍射峰強(qiáng)度取決于相的含量[27],估算Mg2Si含量＜1%。

圖5 Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr的X 射線衍射圖

等軸晶區(qū)微觀結(jié)構(gòu)透射電鏡圖像如圖6所示。等軸晶區(qū)主要為亞微米等軸晶,等軸晶粒內(nèi)部清晰,晶界清晰明銳,統(tǒng)計(jì)表明晶粒尺寸約600 n m(見(jiàn)圖6a)。HAADF圖像表明該區(qū)存在兩種第二相(見(jiàn)圖6b)。第一種相(圖6b中黑色箭頭所示)分布于晶界,呈橢圓狀或棒狀,寬度約100 n m。第二種相(見(jiàn)圖6b中白色箭頭所示)彌散分布于晶內(nèi),尺寸約幾十納米。EDS元素面分布圖像顯示晶界處第二相富含Mg、Si兩種元素,晶內(nèi)彌散相富含Sc、Zr兩種元素,其他區(qū)域各種元素基本均勻分布(見(jiàn)圖6b)。結(jié)合XRD 結(jié)果可知,晶界處的Mg-Si相即為Mg2Si。Si和Mg之間有很強(qiáng)的鍵合能,當(dāng)加入Si為時(shí),Si和Mg原子相互鍵合[28],可能是形成Mg2Si的主要原因。

圖6 Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr(650 mm/s掃描速度下)細(xì)晶區(qū)微觀結(jié)構(gòu)透射電鏡圖像

透射電鏡高分辨圖像及對(duì)應(yīng)的傅里葉變換表明晶內(nèi)灰白色彌散相(如圖6b中白色箭頭所示)具有與α-Al基體共格的L12結(jié)構(gòu)(圖6c)。結(jié)合文獻(xiàn)報(bào)導(dǎo)可知,該晶內(nèi)彌散相是Al3(Sc、Zr)[12,28-29]。凝固過(guò)程中,Al3(Sc、Zr)作為形核質(zhì)點(diǎn),促使Al晶粒的異質(zhì)形核,形成熔池邊界附近的等軸晶區(qū),這些分散的沉淀物在抑制裂紋和強(qiáng)度提升方面起著重要作用[6,29]。Al-Sc凝固過(guò)程中,Al3Sc顆粒首先析出[28]。由于FCC 鋁和Al3(Sc、Zr)之間的結(jié)構(gòu)相似性以及小的晶格參數(shù)失配,這些顆粒是非常有效的異質(zhì)形核點(diǎn)。在高冷卻速率下,在共晶溫度時(shí)Sc 在 Al 中的固體溶解度約為0.35 wt.%[30],本研究中使用了0.51 wt.%Sc,因此可以將該合金視為過(guò)共晶合金,在凝固過(guò)程中會(huì)形成更多的初級(jí)Al3(Sc、Zr)顆粒,從而使得鋁合金晶粒顯著細(xì)化。

柱狀晶區(qū)微觀結(jié)構(gòu)透射電鏡圖像如圖7所示。柱狀晶內(nèi)部含有的長(zhǎng)條狀第二相,其形貌及尺寸與等軸晶區(qū)晶界上的第二相相似(見(jiàn)圖6b),第二相將粗大的柱狀晶分割成亞晶粒。高角環(huán)形暗場(chǎng)像和EDS結(jié)果表明,長(zhǎng)條狀的第二相富含Mg、Si元素(見(jiàn)圖7d～e),與等軸晶區(qū)晶界相類(lèi)似,其他元素則均勻的分布在整個(gè)面內(nèi)。Mg、Si元素在Al中的溶解度較低,過(guò)剩的Mg、Si原子會(huì)偏聚在枝晶間,形成Mg-Si相[14]。Mg-Si相可以有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),引起位錯(cuò)塞積,可以進(jìn)一步提升材料的強(qiáng)度。

圖7 Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr(650 mm/s掃描速度下)柱狀晶區(qū)微觀結(jié)構(gòu)透射電鏡圖像

在掃描電鏡觀察的所有樣品中,未觀察到明顯的熱裂紋缺陷,可能的原因包括兩個(gè)方面:①Sc和Zr會(huì)形成Al3(Sc、Zr)顆粒在SL M 成型樣品過(guò)程中,大量的Al3(Sc、Zr)顆粒從Al基質(zhì)晶粒中析出,然后充當(dāng)晶核,用于Al基體晶粒的生長(zhǎng),從而使得鋁合金晶粒顯著細(xì)化抑制熱裂紋的形成;②Si元素的添加提高液態(tài)合金流動(dòng)性,降低裂紋敏感性,有助于抑制缺陷的形成。

通過(guò)向Al-Mg-Sc-Zr(4 wt.% Mg)中加入Mg、Zn、Si元素,本研究中制備了無(wú)缺陷的新型Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金。微觀結(jié)構(gòu)分析表明加入后的3種元素主要以Mg2Si、固溶態(tài)Mg和固溶態(tài)Zn存在。固溶態(tài)Mg和Zn可以對(duì)Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金產(chǎn)生固溶強(qiáng)化,而Si在Al中的溶解度僅為0.05 wt.%,其固溶強(qiáng)化效果可以忽略不計(jì)。與Al-Mg-Sc-Zr(4 wt.% Mg)相比,Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金中Mg元素額外固溶強(qiáng)化可以通過(guò)下式給出[31]:

式中,H Mg和n是常數(shù),H Mg ＝13.8 MPa/(wt.% Mg),n ＝1[32-33],ΔCMg是固溶態(tài)Mg的增加量。相比于Al-Mg-Sc-Zr(4 wt.% Mg),Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金ΔCMg約3%,因而產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化約為42 MPa。

Zn的半徑大致等于Al的半徑,Zn在Al基體中具有很高的溶解度(82.8 wt.%)[34],所有Zn都以固溶體形式存在于α-Al基體中。研究表明,Zn含量為0～3 wt.%時(shí),Zn含量每增加0.5 wt.%,Al基體中產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化效果約為10 MPa[34],考慮到Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金中Zn含量為0.54 wt.%,Zn固溶強(qiáng)化效果約為11 MPa。

拉伸時(shí),位錯(cuò)在晶粒中滑動(dòng),直至到達(dá)有阻礙的晶界,而在Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr中,粗柱狀晶被β-Mg2Si分成亞晶粒,本研究中額外的強(qiáng)化則來(lái)自于亞晶界形成的位錯(cuò)屏障(見(jiàn)圖7b)。亞晶界的強(qiáng)化可以通過(guò)Hall-Petch公式來(lái)計(jì)算[31]:

式中,σ0是晶格對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的摩擦應(yīng)力;k是常數(shù)系數(shù)。σ0和k通常表示10 MPa和0.14～MN/。

假設(shè)Al-Mg-Sc-Zr和Al-Mg-Si-Sc-Zr中柱狀晶粒的體積分?jǐn)?shù)大致相同,則額外的強(qiáng)化Δσy可以通過(guò)以下公式進(jìn)行計(jì)算:

式中,Vc,ds和dc分別是柱狀晶的體積分?jǐn)?shù),亞晶粒尺寸和柱狀晶粒尺寸。已知柱狀晶和亞晶粒尺寸(dc ＝3μm,ds ＝450 n m),額外增強(qiáng)56 MPa。

根據(jù)上述研究SL M 成型Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金的顯微組織與力學(xué)性能,其強(qiáng)化機(jī)制主要來(lái)源于細(xì)晶強(qiáng)化,以及Mg、Zn的固溶強(qiáng)化和Al3(Sc,Zr)沉淀強(qiáng)化。此外,加入Mg和Si可以得到更高的抗拉強(qiáng)度,其強(qiáng)化來(lái)自于其獨(dú)特的微觀結(jié)構(gòu)特征,包括Mg和Si的固體溶質(zhì)和β-Mg2Si對(duì)粗柱狀晶的細(xì)化,以上強(qiáng)化效果共計(jì)109 MPa,與實(shí)際增強(qiáng)效果接近。

3 結(jié)論

本研究通過(guò)選區(qū)激光熔化技術(shù)制備出基本無(wú)缺陷的Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金,系統(tǒng)研究該合金材料的拉伸性能和微觀結(jié)構(gòu),并結(jié)合微觀組織分析了其強(qiáng)化機(jī)制,為新型選區(qū)激光熔化高強(qiáng)鋁合金材料的開(kāi)發(fā)與應(yīng)用提供試驗(yàn)依據(jù),可以得到如下結(jié)論:

(1)在Al-Mg-Sc-Zr(Mg:4 wt.%,Sc:0.55 wt.%,Zr:0.26 wt.%)基礎(chǔ)上,添加Mg、Zn、Si 3種元素,本研究利用選區(qū)激光熔化技術(shù)制備了基本無(wú)缺陷的Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr(Mg:7.09 wt.%,Si:0.56 wt.%,Zn:0.54 wt.%,Sc:0.51 wt.%,Zr:0.26 wt.%)合金。該合金微觀結(jié)構(gòu)由超細(xì)等軸晶和粗大的柱狀晶組成。Si主要以Mg2Si形式存在,其將粗大柱狀晶分割成亞微米尺寸的亞晶粒。Mg和Zn元素主要以固溶態(tài)形式存在。

(2)隨激光掃描速度的增大,Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金的抗拉強(qiáng)度和均勻延伸率先增大后減小。激光功率為370 W,激光掃描速度為650 mm/s時(shí),具有最大抗拉強(qiáng)度513.1 MPa,對(duì)應(yīng)的均勻延伸率為12.2%。選區(qū)激光熔化Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金表現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)塑性匹配性,遠(yuǎn)超Al-Mg-Sc-Zr合金。

(3)與Al-Mg-Sc-Zr合金相比,Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr的強(qiáng)度提升了約110 MPa。分析認(rèn)為Mg元素固溶強(qiáng)化貢獻(xiàn)約42 MPa,Mg2Si的貢獻(xiàn)約56 MPa,Zn的固溶強(qiáng)化貢獻(xiàn)比較有限,僅為11 MPa。