張 帥，龍建周，王 剛，張晨陽

（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、比強度高、耐蝕性好,廣泛應(yīng)用于航空、航天、汽車等領(lǐng)域[1]。近年來,新型鋁合金零件結(jié)構(gòu)日趨復(fù)雜,難以通過傳統(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合金屈服強度僅約200 MPa,均勻延伸率僅約5%,無法應(yīng)用于承受重載荷的零部件[3]。開發(fā)適用于選區(qū)激光熔化成型的高強鋁合金是材料領(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)個打印層,使得鋁合金拉伸變形時發(fā)生過早斷裂,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)部熱裂紋長度達到幾十微米,導(dǎo)致其屈服強度σs和均勻延伸率εu僅為(180±13)MPa和(2.7±0.7)%,遠低于鍛造2024鋁合金(σs ＝393 MPa,εu＝10%)[10]。提升鋁合金強度的同時,避免產(chǎn)生熱裂紋,是開發(fā)高強度選區(qū)激光熔化高強鋁合金的必然途徑。合金元素調(diào)控是消除選區(qū)激光熔化高強鋁合金內(nèi)部缺陷的有效措施[4,11-13],Sc元素通過促進異質(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缺陷的Al-Mg-Sc-Zr(4 wt.% Mg)合金,屈服強度300 MPa,成為典型的選區(qū)激光熔化鋁合金材料之一[14],但其強度與傳統(tǒng)高強鋁合金仍有一定的差距。多種合金元素對鋁合金的強化具有明顯的促進作用,Mg是鋁合金中常用的固溶強化元素,Zn元素通過沉淀析出相促使強度提升[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元素提高材料強度,添加Si元素抑制熱裂紋的產(chǎn)生,開發(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)部無裂紋,抗拉強度和均勻延伸率達到513.1 MPa和12.2%,為選區(qū)激光熔化高強度鋁合金的應(yīng)用提供了一定的試驗依據(jù)。

1 試驗方法

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電火花線切割機制備掃描電鏡、透射電鏡、X 射線衍射及單向拉伸實驗等所需的樣品。樣品切割后采用研磨+機械拋光進行初步處理。X 射線衍射在Br uker D8 Focu X 射線衍射儀上進行,掃描速度3°/min,步長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,拋光時間為20 s。采用Nova NanoSEM 430掃描電子顯微鏡進行微觀結(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行,加速電壓200 KV。透射電鏡樣品機械研磨、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)形暗場附件,采集合金元素分布圖像和高角環(huán)形暗場像。利用Image J軟件和截線法統(tǒng)計樣品晶粒尺寸,統(tǒng)計晶粒數(shù)目不少于300個。

利用島津AGS-1 KNJ拉伸機進行單向拉伸實驗,拉伸過程中采用數(shù)字圖像校正技術(shù)實時采集樣品應(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[17] 。拉伸實驗在室溫條件下進行,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)距長度3 mm,如圖1b所示。每種狀態(tài)的樣品均制備和測試4個拉伸試樣。

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,拉伸變形過程中,Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr經(jīng)過初始快速彈性變形后,隨即進入加工硬化階段,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。變形過程中,Mg原子向位錯應(yīng)力場區(qū)擴散,對運動中的位錯產(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Mg引起的釘扎應(yīng)力時,位錯擺脫釘扎,導(dǎo)致所需的流變應(yīng)力迅速降低,直到Mg原子再次大量擴散到位錯附近,釘扎位錯,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合金抗拉強度和均勻延伸率先增大后減小。掃描速度為650 mm/s時,抗拉強度達到最大值513.1 MPa,對應(yīng)的均勻延伸率為12.2%。

選區(qū)激光熔化Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金抗拉強度和均勻延伸率關(guān)系如圖3所示。一般來說,金屬材料微觀結(jié)構(gòu)的變化往往引起強度和塑性產(chǎn)生相反的變化趨勢,即著名的強塑性倒置關(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,其強度約300 MPa,均勻延伸率達到20%[13]。熱處理后,其強度明顯提高,達到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屈服強度提升到395～428 MPa,同時保持有較好的均勻延伸率(9%～13.6%)。相比于Al-Mg-Sc-Zr合金強度明顯提升的同時,未明顯損失其塑性,實現(xiàn)了較好的強塑性匹配。本研究中,新型Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金強塑性匹配性顯著超過廣泛研究的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)(見圖4a),單個熔池寬度約150μm,深度約55μm,遠超過激光掃描間距(100μm)和層厚(30μm),有利于實現(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小的等軸晶和熔池內(nèi)部的粗大的柱狀晶(見圖4b)。細晶區(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。對比標(biāo)準(zhǔn)衍射卡發(fā)現(xiàn),高強度的衍射峰為基體Al,強度較弱的衍射峰為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,從而引起整個衍射峰向高角度偏移。XRD 衍射峰強度取決于相的含量[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)計表明晶粒尺寸約600 n m(見圖6a)。HAADF圖像表明該區(qū)存在兩種第二相(見圖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之間有很強的鍵合能,當(dāng)加入Si為時,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)合文獻報導(dǎo)可知,該晶內(nèi)彌散相是Al3(Sc、Zr)[12,28-29]。凝固過程中,Al3(Sc、Zr)作為形核質(zhì)點,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度提升方面起著重要作用[6,29]。Al-Sc凝固過程中,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。在高冷卻速率下,在共晶溫度時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共晶合金,在凝固過程中會形成更多的初級Al3(Sc、Zr)顆粒,從而使得鋁合金晶粒顯著細化。

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)形暗場像和EDS結(jié)果表明,長條狀的第二相富含Mg、Si元素(見圖7d～e),與等軸晶區(qū)晶界相類似,其他元素則均勻的分布在整個面內(nèi)。Mg、Si元素在Al中的溶解度較低,過剩的Mg、Si原子會偏聚在枝晶間,形成Mg-Si相[14]。Mg-Si相可以有效阻礙位錯運動,引起位錯塞積,可以進一步提升材料的強度。

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方面:①Sc和Zr會形成Al3(Sc、Zr)顆粒在SL M 成型樣品過程中,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,從而使得鋁合金晶粒顯著細化抑制熱裂紋的形成;②Si元素的添加提高液態(tài)合金流動性,降低裂紋敏感性,有助于抑制缺陷的形成。

通過向Al-Mg-Sc-Zr(4 wt.% Mg)中加入Mg、Zn、Si元素,本研究中制備了無缺陷的新型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Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金產(chǎn)生固溶強化,而Si在Al中的溶解度僅為0.05 wt.%,其固溶強化效果可以忽略不計。與Al-Mg-Sc-Zr(4 wt.% Mg)相比,Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金中Mg元素額外固溶強化可以通過下式給出[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,Zn含量每增加0.5 wt.%,Al基體中產(chǎn)生的固溶強化效果約為10 MPa[34],考慮到Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr合金中Zn含量為0.54 wt.%,Zn固溶強化效果約為11 MPa。

拉伸時,位錯在晶粒中滑動,直至到達有阻礙的晶界,而在Al-Mg-Si-Zn-Sc-Zr中,粗柱狀晶被β-Mg2Si分成亞晶粒,本研究中額外的強化則來自于亞晶界形成的位錯屏障(見圖7b)。亞晶界的強化可以通過Hall-Petch公式來計算[31]:

式中,σ0是晶格對位錯運動的摩擦應(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,則額外的強化Δσy可以通過以下公式進行計算:

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,其強化機制主要來源于細晶強化,以及Mg、Zn的固溶強化和Al3(Sc,Zr)沉淀強化。此外,加入Mg和Si可以得到更高的抗拉強度,其強化來自于其獨特的微觀結(jié)構(gòu)特征,包括Mg和Si的固體溶質(zhì)和β-Mg2Si對粗柱狀晶的細化,以上強化效果共計109 MPa,與實際增強效果接近。

3 結(jié)論

本研究通過選區(qū)激光熔化技術(shù)制備出基本無缺陷的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化機制,為新型選區(qū)激光熔化高強鋁合金材料的開發(fā)與應(yīng)用提供試驗依據(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,具有最大抗拉強度513.1 MPa,對應(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)異的強塑性匹配性,遠超Al-Mg-Sc-Zr合金。

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