唐皓州 ，李瑞迪 ，祝弘濱，袁鐵錘，支盛興，袁曉星

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083； 2. 中南大學(xué)深圳研究院，深圳 518057；3. 中車工業(yè)研究院有限公司，北京 100073)

鋁合金因具有優(yōu)異的高比強度及耐腐蝕等優(yōu)點，被廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通等領(lǐng)域[1?3]。Al-Zn-Mg-Cu鋁合金由于具有良好的力學(xué)性能被大量用作高鐵動車的零部件，而使用過程中損壞的大量零件通?；貭t重熔，造成了巨大經(jīng)濟(jì)損失，因此，對損壞的零件進(jìn)行還原修復(fù)，能夠節(jié)省大量成本。激光增材修復(fù)技術(shù)因其周期短、修復(fù)精度高、成本低等特點，在零件修復(fù)領(lǐng)域中受到了廣泛關(guān)注[4]。該技術(shù)基于逐層增材制造，通常使用金屬粉末或絲材作為原料，通過聚焦的熱源將其快速熔化和凝固，對零件破損區(qū)域進(jìn)行填充熔融，并確保與基體有良好結(jié)合性，從而實現(xiàn)修復(fù)[5?10]。作為激光修復(fù)技術(shù)的典型代表，定向能量沉積(direct energy deposition, DED)技術(shù)具有沉積效率高，粉末通過可移動的噴嘴輸送，且沒有粉床或粉室的空間限制，更適合于零件增材和修復(fù)[11?13]。而激光增材修復(fù)過程中的急冷急熱以及反復(fù)熱循環(huán)會導(dǎo)致修復(fù)過程中產(chǎn)生微裂紋、氣孔等冶金缺陷，同時由于鋁合金具有較高的激光反射率、凝固區(qū)間較寬等缺點，因此傳統(tǒng)牌號鋁合金的增材過程極易產(chǎn)生裂紋。因此大量國內(nèi)外研究者對增材制造鋁合金粉末進(jìn)行成分優(yōu)化，發(fā)現(xiàn)Sc、Zr元素的加入可以顯著細(xì)化鋁合金組織并提高力學(xué)性能[14?16]，在修復(fù)、焊接、增材等工藝中應(yīng)用廣泛[17?19]。二元Al-Sc合金的共晶反應(yīng)發(fā)生在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.55%Sc的情況，過共晶Al-Sc合金凝固過程中會從液相析出亞微米大小的初生Al3Sc相，起到晶粒細(xì)化的作用，固相中也可析出次生粒子強化力學(xué)性能[20?21]。由于Sc元素價格昂貴，鋯(Zr)可以替代析出相中的Sc原子，只要Zr的原子比例低于50%左右，其生成的三元相仍能保持熱力學(xué)穩(wěn)定性[22]。TONG 等[23]用含Sc的鋁鎂合金粉末進(jìn)行DED研究，發(fā)現(xiàn)其最高抗拉強度達(dá)347 MPa，屈服強度達(dá)229.6 MPa。表明采用DED技術(shù)，以含Sc鋁合金為原料，在修復(fù)7系合金領(lǐng)域具有廣闊前景。但7系鋁合金含有大量Zn元素，采用7系鋁合金粉末進(jìn)行DED沉積時，Zn由于較高的蒸汽壓，在快速凝固過程中，Zn蒸氣易被保留下來，導(dǎo)致孔洞的形成[24]。目前，國內(nèi)外已有大量關(guān)于7系鋁合金激光焊接的研究，但對7系鋁合金進(jìn)行激光修復(fù)的研究鮮有報道。因此本文采用含Sc、Zr等微量元素的Al-Mg合金粉末對Al-Zn-Mg-Cu鋁合金進(jìn)行激光增材修復(fù)研究，并對其修復(fù)區(qū)、部分熔化區(qū)和熱影響區(qū)的組織演化和力學(xué)性能進(jìn)行了表征和分析，為7系鋁合金激光增材修復(fù)研究提供技術(shù)和理論支持。

1 實驗

1.1 材料與制備

激光DED增材成形選用真空感應(yīng)惰性氣體霧化法(VIGA)制備的Al-Mg-Sc-Zr預(yù)合金粉末，使Al-Mg- Sc-Zr粉末混合均勻，然后取少許粉末，采用粒度分析儀對粉末進(jìn)行分析，得到檢測結(jié)果，粒度為75～150 μm，其粒徑分布如圖1(a)。先將粉末120 ℃真空干燥4 h。對待修復(fù)的Al-Zn-Mg-Cu基板進(jìn)行機加工開槽處理，槽尺寸為150 mm×10 mm×5 mm，頂側(cè)到底側(cè)的角度為45°，如圖1(b)。實驗采用LDM8060型號成形打印設(shè)備，其高斯光束光纖激光器的激光直徑為2.5 mm、最大功率為2 000 W，打印過程中采用高純度的Ar氣作保護(hù)氣氛，氧含量控制在300×10?6以下。激光掃描方式采用蛇形往復(fù)，由于待修復(fù)槽的寬度只有10 mm，激光束沿短邊方向掃描會導(dǎo)致激光器頻繁往復(fù)移動，這對激光器穩(wěn)定工作會產(chǎn)生較大影響，所以掃描方向選擇平行于長邊方向，其掃描策略示意圖如圖1(c)，實驗工藝參數(shù)見表1。對修復(fù)后的基板取拉伸樣試件，如圖1(d)拉伸樣試件包含修復(fù)部分和基板部分。

圖1 氬氣氣霧化合金粉末粒徑圖、基板示意圖、掃描示意圖和拉伸樣示意圖 Fig.1 Argon atomized Al-Mg-Sc-Zr alloy powder particle, scanning strategy diagram, substrate diagram and drawing sample diagram

表1 直接能量沉積修復(fù)Al-Zn-Mg-Cu基板工藝參數(shù) Table 1 The process parameters of direct energy deposition repaired Al-Zn-Mg-Cu alloys

實驗前先用清洗劑對Al-Zn-Mg-Cu基板進(jìn)行清洗，而后采用不同規(guī)格砂紙逐級打磨，確?；逍迯?fù)區(qū)域表面光滑無氧化膜，對基板干燥處理后，再進(jìn)行激光修復(fù)實驗。修復(fù)后采用線切割取得拉伸樣。在垂直掃描方向面上取樣品進(jìn)行金相試驗，用酚醛樹脂鑲 樣；采用不同規(guī)格的砂紙逐級打磨至表面無明顯劃痕后，采用硅溶膠懸浮液進(jìn)行拋光處理；對腐蝕前后的試樣表征，腐蝕試劑采用科勒試劑，腐蝕時間為16 s，科勒試劑由95%去離子水、2.5%硝酸、1.5%鹽酸、1%氫氟酸配制而成，均為體積分?jǐn)?shù)。采用掃描電鏡和光學(xué)顯微鏡對試樣的修復(fù)區(qū)和熱影響區(qū)進(jìn)行觀察，采用電子探針進(jìn)行元素分析，采用電子背散射技術(shù)(EBSD)分析晶粒取向。

2 結(jié)果與討論

2.1 定向能量沉積修復(fù)Al-Zn-Mg-Cu合金組織與缺陷分析

DED修復(fù)零件的孔洞和裂紋等冶金缺陷對零件的性能具有重要影響。圖2為不同實驗參數(shù)對修復(fù)區(qū)孔洞和裂紋的影響。圖2(a)～2(c)掃描間距分別為1.2、1和0.8 mm。從圖2(a)～2(c)可以看出，隨激光掃描間距減小，修復(fù)區(qū)部位的孔洞逐漸增多，并且孔洞呈增大趨勢。這是由于掃描間距減小導(dǎo)致搭接率變大，使得前一熔覆道受到激光二次加熱的面積增大，激光能量輸入增加。而通常激光修復(fù)鋁合金中氣孔的產(chǎn)生是由于低熔點元素?fù)]發(fā)或者吸氫所導(dǎo)致。故本研究中，隨激光能量輸入增大，低熔點Mg元素以及氫元素?fù)]發(fā)增多，導(dǎo)致氣孔逐漸增多，并且呈現(xiàn)變大的趨勢。當(dāng)掃描間距為1.2 mm時，出現(xiàn)了明顯的裂紋，在激光成形過程中，隨激光掃描間距增大，兩熔覆道之間距離增大，兩熔覆道之間的凹陷增大，致使熔覆層不平整，出現(xiàn)裂紋的幾率增大。圖2(d)，圖2(a)，圖2(e)的掃描速率分別為500、600和700 mm/min，可以看出掃描速率偏低時，熱量輸入增加，同樣也會導(dǎo)致孔洞數(shù)量增加。

圖2 掃描間距和掃描速率對修復(fù)區(qū)缺陷的影響 Fig.2 Effects of scanning spacing and scanning speed on defects in the repair area

圖3為修復(fù)區(qū)中熔池邊界的元素分布圖，從圖中可以發(fā)現(xiàn)孔洞周圍附近并沒有檢測到Mg元素，表明孔洞的形成與Mg元素的蒸發(fā)有一定關(guān)系，Mg元素蒸氣壓較高，在激光熔融過程中易蒸發(fā)，Mg元素蒸發(fā)留下了孔洞聚集在熔池邊界位置。同時也發(fā)現(xiàn)Sc、Zr元素均勻地分布于修復(fù)區(qū)內(nèi)部。此外，圖3(e)顯示該 位置還分布有Zn元素，這是由于元素相互擴散使此位置出現(xiàn)Zn元素。

圖3 修復(fù)區(qū)Mg, Zr, Sc, Zn元素的分布 Fig.3 Distribution of Mg, Zr, Sc, Zn elements in repaired zone

圖4所示為同一DED參數(shù)下腐蝕后修復(fù)樣品不同位置處的金相圖。圖4(a)為修復(fù)區(qū)內(nèi)部組織，從圖中觀察到明顯呈魚鱗狀的熔池，由于激光直接作用于熔池邊界位置，在沉積過程中，此處溫度最高，低沸點元素蒸發(fā)最為嚴(yán)重，Mg元素蒸氣壓較高，在高溫的激光熔融過程易蒸發(fā)，于是，在溫度更高的熔池邊界位置Mg元素蒸發(fā)更加劇烈，于是Mg元素蒸發(fā)留下的孔洞聚集在熔池邊界位置。此外，因沉積時部分熔化區(qū)域處溫度降低速度極快，低沸點元素來不及蒸發(fā)，所以在圖4(c)部分熔化區(qū)位置并沒有觀察到孔洞。

圖4 已腐蝕樣品表面金相圖 Fig.4 Metallographic of etched sample surface

圖5為DED沉積修復(fù)區(qū)部分SEM顯微組織。圖5(a)顯示出明顯的熔池邊界，圖5(b)為該熔池邊界部分的高倍鏡觀察結(jié)果。圖5(c)為圖5(b)的BSE模式觀察結(jié)果，發(fā)現(xiàn)在熔池邊界部分出現(xiàn)了大量方形白色粒子，圖5(e)為白色粒子的EDS分析，發(fā)現(xiàn)白色粒子含有較多的Sc、Zr元素，判斷此處的白色粒子為Al3(Sc,Zr)，位于此處的Al3(Sc,Zr)粒子起到晶粒細(xì)化作用，同時，在圖中發(fā)現(xiàn)該熔池邊界出現(xiàn)細(xì)小等軸晶粒。圖5(d)為 圖5(c)中熔池邊界高倍圖，發(fā)現(xiàn)Al3(Sc,Zr)粒子大多分布于晶界。

圖5 DED修復(fù)區(qū)內(nèi)部Al3(Sc,Zr)初生相及析出相掃描電鏡照片 Fig.5 SEM images of Al3(Sc,Zr) primary phase and precipitated phase in DED repaired area

圖6為修復(fù)區(qū)和熱影響區(qū)(HAZ)交界處的顯微組織。從圖6(a)可以看出，修復(fù)區(qū)、部分熔化區(qū)、熱影響區(qū)之間存在明顯的組織差別。圖6(b)及圖6(c)為部分熔化區(qū)的高、低倍顯微組織，相比較其它位置區(qū)域，部分熔化區(qū)存在更多的呈星狀和方形的Al3(Sc,Zr)粒子，起到細(xì)化晶粒的作用。

圖6 修復(fù)區(qū)和熱影響區(qū)交界處顯微組織圖 Fig.6 Microstructures of the zone between heat affected zone and repaired zone

圖7為修復(fù)邊界處EBSD(Electron Backscattered Diffraction)分析結(jié)果及修復(fù)區(qū)內(nèi)部EBSD分析結(jié)果，圖7(b)為該區(qū)域處的IPF(Inverse pole figure)圖，在離修復(fù)區(qū)較遠(yuǎn)的位置存在屬于母材區(qū)域較大的晶粒，而在部分熔化區(qū)，其晶粒尺寸明顯減小，這是由于此區(qū)域部分熔化，Al-Zn-Mg-Cu合金成分與送入的Al-Mg- Sc-Zr成分混合，Al3(Sc,Zr)粒子混入其中，并匯集于邊界位置處，起到晶粒細(xì)化的作用，該區(qū)域內(nèi)熔池上 部晶粒呈柱狀晶，這是由于在靠近母材位置，液態(tài)熔池直接與母材接觸，溫度降低較快，容易生成柱狀晶，且此處柱狀晶生長方向垂直于熔合線方向，沿溫度梯度方向生長，而在修復(fù)區(qū)內(nèi)部，不同方向的散熱速度一致，較邊界散熱速度慢，所以僅形成等軸晶，從圖7(b)中發(fā)現(xiàn)修復(fù)區(qū)內(nèi)部由Al-Mg-Sc-Zr沉積的等軸晶粒組成。圖7(d)為該區(qū)域晶粒尺寸統(tǒng)計圖，此位置包含熱影響區(qū)一側(cè)較大的晶粒、部分熔化區(qū)較小的晶粒、熔池上部的柱狀晶和修復(fù)區(qū)內(nèi)的等軸晶粒，所以晶粒尺寸差異明顯。修復(fù)區(qū)、部分熔化區(qū)和熱影響區(qū)晶粒取向差異明顯，遠(yuǎn)離修復(fù)區(qū)的熱影響區(qū)部分保持原有的晶粒取向，部分熔化區(qū)由于Al3(Sc,Zr)粒子混入抑制了該區(qū)域的晶粒長大，其晶粒取向并不明顯，熔池上部的柱狀晶取向與溫度梯度方向一致，修復(fù)區(qū)內(nèi)部的Al-Mg-Sc-Zr等軸晶粒取向任意分布。

圖7 修復(fù)邊界處EBSD分析結(jié)果及修復(fù)區(qū)內(nèi)部EBSD分析結(jié)果 Fig.7 EBSD analysis results of the repairedzone boundary and innerrepairedzone

圖7(c)為修復(fù)區(qū)內(nèi)部的晶粒取向圖，圖7(c)表明該區(qū)域均為等軸晶粒且晶粒沒有明顯的取向一致性，由于修復(fù)區(qū)內(nèi)部溫度梯度各個方向相似，晶粒在各個方向生長一致，導(dǎo)致晶粒取向各異。修復(fù)區(qū)內(nèi)部的Al3(Sc,Zr)粒子起到晶粒細(xì)化的作用，從圖7(e)晶粒尺寸分布圖看出，相比修復(fù)區(qū)邊界區(qū)域，該區(qū)域晶粒尺寸明顯偏小。

2.2 定向能量沉積修復(fù)Al-Zn-Mg-Cu合金的力學(xué)性能

不同參數(shù)下修復(fù)樣品力學(xué)性能數(shù)據(jù)如表2所列，斷口形貌如圖8所示。在掃描間距為0.8 mm，掃描速率為600 mm/min時，拉伸試樣斷裂于修復(fù)區(qū)內(nèi)部，從P5號試樣中發(fā)現(xiàn)，斷裂區(qū)域存在明顯孔洞，由于修復(fù)區(qū)孔洞數(shù)量增多，此時修復(fù)區(qū)對拉伸試樣斷裂的影響更大。其余參數(shù)下的拉伸試樣均斷裂于受激光熱循環(huán)影響的母材位置，即熱影響區(qū)。在激光修復(fù)過程中，由于激光熱循環(huán)的作用，引入了額外的熱輸入，這造成了母材組織發(fā)生轉(zhuǎn)變，通常情況下，母材中η相數(shù)量增多，力學(xué)性能下降，導(dǎo)致熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象[25]。不同于一般焊接修復(fù)斷裂于修復(fù)交界處，匯集于部分熔化區(qū)的Al3(Sc,Zr)粒子起到晶粒細(xì)化作用，且此處孔洞較少，所以試樣斷裂位置位于孔洞較多的修復(fù)區(qū)內(nèi)部或是受激光熱循環(huán)影響的熱影響區(qū)。熱量輸入最少的P2號試樣的抗拉強度達(dá)到最大。此外，斷口位置處均能發(fā)現(xiàn)大量韌窩，判斷為韌性斷裂，P5號樣的韌窩最為明顯，此時伸長率最大為5.6%。

圖8 不同組合參數(shù)下修復(fù)試樣拉伸斷口形貌 Fig.8 SEM morphologies of tensile fracture repaired samples under different parameter combinations

表2 不同參數(shù)修復(fù)Al-Zn-Mg-Cu合金基板力學(xué)性能表 Table 2 Mechanical properties of different parameters repairing the Al-Zn-Mg-Cu alloys substrate

3 結(jié)論

1) 激光能量輸入影響修復(fù)區(qū)的孔洞數(shù)量與大小，在掃描間距0.8～1.2 mm，掃描速率500～700 mm/min的范圍內(nèi)，激光能量輸入增加，孔洞呈增多的趨勢，在掃描間距為1.2 mm，掃描速率為700 mm/min時孔洞數(shù)量最少，且孔洞的形成與Mg的揮發(fā)有一定關(guān)系。

2) 修復(fù)零件的組織從修復(fù)區(qū)內(nèi)部到母材，包括熔化區(qū)(修復(fù)區(qū)，部分熔化區(qū))，熱影響區(qū)，母材區(qū)。修復(fù)區(qū)與熱影響區(qū)交界處的部分熔化區(qū)由7～9 μm晶粒組成，熔池內(nèi)部則由20～30 μm柱狀晶粒組成，熱影響區(qū)的晶粒保持為呈軋制后的長條形狀；修復(fù)區(qū)內(nèi)部熔池由邊界的細(xì)等軸晶和熔池內(nèi)部的粗等軸晶組成；修復(fù)區(qū)邊界位置較修復(fù)區(qū)內(nèi)部晶粒取向明顯，晶粒尺寸較小。

3) 所有拉伸斷口均為韌性斷裂，掃描間距為0.8 mm，掃描速率為600 mm/min時斷裂于修復(fù)區(qū)內(nèi)部，試樣伸長率達(dá)到5.6%，且斷口出現(xiàn)明顯的孔洞。修復(fù)后的基板抗拉強度均高于255 MPa，抗拉強度總體上隨激光能量輸入的增加而降低。