王凱冬,劉允中,,詹強(qiáng)坤,黃斌

選區(qū)激光熔化(selective laser melting,SLM)技術(shù)以增材制造思想為基礎(chǔ),根據(jù)零件的二維切片信息選區(qū)熔化金屬粉末,并逐層堆疊,實(shí)現(xiàn)復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的高性能、高精度成形[1],在航空航天、生物醫(yī)療等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[2,3]。Al-Cu系高強(qiáng)鋁合金的密度低、強(qiáng)度高、疲勞性能優(yōu)良[4],常用于制造飛機(jī)骨架、航天器結(jié)構(gòu)件等[5]。采用SLM技術(shù)制備Al-Cu系合金可簡(jiǎn)化復(fù)雜零件的制造過(guò)程,滿足航空航天領(lǐng)域?qū)p質(zhì)高強(qiáng)復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的需求,并能縮短研發(fā)周期[6]。但是Al-Cu系合金的凝固區(qū)間較寬,在SLM成形過(guò)程中易產(chǎn)生周期性裂紋,熱裂問題亟待解決[7],相關(guān)研究較少。

微合金化法改性粉末能夠顯著細(xì)化SLM成形鋁合金的晶粒,從而抑制熱裂紋[8],是提高高強(qiáng)鋁合金成形件性能的主要途徑之一。目前,有關(guān)SLM成形高強(qiáng)鋁合金的研究大多集中于工藝參數(shù)優(yōu)化以及加入形核劑產(chǎn)生的晶粒細(xì)化機(jī)制和強(qiáng)化機(jī)制[9~15]方面,采用的形核劑主要通過(guò)直接添加(TiB2[15]、Al-Ti-C-B[13]等)或化合物原位反應(yīng)(Al3Ti[14]、Al3Zr[9]、Al3Sc[12])獲得。在有關(guān)SLM成形Al-Cu系合金的研究中,Zhang等[10]和Nie等[16]利用純Zr粉原位生成形核劑Al3Zr和ZrO,制備出的Al-Cu-Mg合金高致密且無(wú)裂紋,掃描速率提升至250 mm/s時(shí),抗拉強(qiáng)度達(dá)493 MPa,伸長(zhǎng)率約為3%,塑性較低可能與ZrO的出現(xiàn)有關(guān)；Tan等[14]以Ti為晶粒細(xì)化劑,得到抗拉強(qiáng)度為432 MPa的熱處理態(tài)2024鋁合金,Al3Ti形核劑與α-Al晶格錯(cuò)配度低,可顯著細(xì)化鋁合金晶粒；Wang等[11]在Al-3.5Cu-1.5Mg-1Si合金中直接添加5%TiB2(體積分?jǐn)?shù)),沉積態(tài)試樣的平均晶粒尺寸細(xì)化至2.5 μm,合金壓縮屈服強(qiáng)度提升了約25%。在SLM成形Al-Cu系合金領(lǐng)域,不同方式添加形核劑均可不同程度細(xì)化晶粒、提升合金的力學(xué)性能,但是迄今鮮有研究報(bào)道對(duì)比直接添加形核劑和原位生成形核劑對(duì)SLM成形Al-Cu系合金的顯微組織與力學(xué)性能的影響,其在晶粒細(xì)化以及力學(xué)性能和成形效率提升方面存在的異同也尚不明晰。

Al3Zr熱穩(wěn)定性高,與α-Al晶格錯(cuò)配度低于0.52%[9],是鋁合金常用的形核劑,Al3Zr顆粒制備工藝相對(duì)簡(jiǎn)單[17,18],原位合成Al3Zr的晶粒細(xì)化劑(Zr[10]、ZrH2[9])成本也較低,因此本工作采用亞微米Al3Zr和ZrH2作為晶粒細(xì)化劑,分別用于直接添加Al3Zr顆粒和原位生成Al3Zr形核劑。采用低掃描速率(200 mm/s)和中高掃描速率(600 mm/s)制備SLM成形含鋯Al-Cu-Mg合金,并對(duì)沉積態(tài)試樣進(jìn)行T6熱處理。對(duì)比分析不同方式添加Al3Zr對(duì)SLM成形Al-Cu-Mg合金顯微組織與力學(xué)性能的影響,為SLM成形Al-Cu系合金的研究提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1實(shí)驗(yàn)方法

采用粒徑較粗的ZrH2(圖1a)與高純Al粉(圖1b)為原料,利用熱擴(kuò)散反應(yīng)法合成Al3Zr,并通過(guò)高能球磨法細(xì)化Al3Zr,制備過(guò)程均為Ar氣氣氛保護(hù)。Al3Zr顆粒的XRD譜如圖1c所示,顯微組織如圖1d所示,其平均粒徑約為500 nm。原位晶粒細(xì)化劑ZrH2采用高能球磨法制得,平均粒徑約為500 nm,顯微組織如圖1e所示。Al-Cu-Mg合金粉末是采用組合霧化法制備的2024鋁合金粉末,顯微組織如圖1f所示,平均粒徑約為28 μm,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為：Cu 4.28,Mg 1.72,Mn 0.60,Si、Fe、Zn、Cr、Ti微量,余量為Al。采用低能球磨組裝修飾法制備Al3Zr/Al-Cu-Mg和ZrH2/Al-Cu-Mg合金復(fù)合粉末,Al3Zr和ZrH2顆粒的添加量均為0.45% (原子分?jǐn)?shù))。復(fù)合粉末的顯微組織如圖2所示,復(fù)合粉末球形度良好,亞微米顆粒均勻分布于鋁合金球形粉表面。

圖1

圖1原材料的顯微組織以及Al3Zr顆粒的XRD譜

Fig.1Morphologies of coarse ZrH2particles (a), high-pure Al powders (b), Al3Zr particles (d), fine ZrH2particles (e), and Al-Cu-Mg alloy powders (f), and XRD spectrum of Al3Zr particles (c)

圖2

圖2Al3Zr/Al-Cu-Mg和ZrH2/Al-Cu-Mg合金復(fù)合粉末的顯微組織

Fig.2Low (a, c) and high (b, d) magnified morphologies of Al3Zr/Al-Cu-Mg (a, b) and ZrH2/Al-Cu-Mg (c, d) alloy composite powders

采用EOS-M290選區(qū)激光熔化設(shè)備成形Al-Cu-Mg合金,設(shè)備額定激光功率400 W,成形空間為250 mm × 250 mm × 325 mm。激光束的體能量密度公式(E,J/mm3)為[19]：

式中,P為激光功率,v為掃描速率,h為掃描間距,t為鋪粉層厚。200 mm/s低掃描速率和600 mm/s中高掃描速率匹配的激光功率分別為200和250 W,掃描間距為90 μm,鋪粉層厚為30 μm,激光能量密度則分別為370和154 J/mm3,掃描策略選用相鄰鋪粉層旋轉(zhuǎn)67°,基板預(yù)熱為180℃,保護(hù)氣為Ar氣。

T6熱處理工藝為：試樣在TNX1100-20箱式熱處理爐內(nèi)進(jìn)行520℃、1 h固溶處理,水淬至室溫；在DF-101S恒溫油浴鍋進(jìn)行時(shí)效處理,時(shí)效溫度150℃,時(shí)效時(shí)間10 h,空冷至室溫。

試樣打磨至金屬光澤,采用Archimedes排水法根據(jù)實(shí)際密度/理論密度推導(dǎo)試樣的相對(duì)致密度(W),計(jì)算公式為：

式中,m1為試樣在空氣中的質(zhì)量,m2為試樣在去離子水中的質(zhì)量,ρ1為去離子水的密度,室溫下為0.9982 g/cm3,ρ2為試樣的理論密度。根據(jù)混合法則計(jì)算合金的理論密度,Al-Cu-Mg合金取2024鋁合金的理論密度,為2.78 g/cm3,ZrH2的理論密度為5.60 g/cm3,Al3Zr顆粒的理論密度為4.10 g/cm3。對(duì)試樣進(jìn)行粗磨、拋光后,在DM 15000M光學(xué)顯微鏡(OM)下觀察試樣內(nèi)部缺陷。采用搭載背散射電子衍射(EBSD)探頭的NOVA NANOSEM 430場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣的顯微組織、晶粒取向等,采用SEM自帶的能譜儀(EDS)分析物相成分,利用HKL Channel 5軟件計(jì)算晶粒的相關(guān)數(shù)據(jù)。顯微組織觀察的試樣采用Keller試劑腐蝕15 s,EBSD測(cè)試的試樣通過(guò)離子拋光消除表面因機(jī)械拋光引起的應(yīng)力。采用D8 Advance X射線衍射儀(XRD)分析試樣物相,采用JEM-2100F場(chǎng)發(fā)射透射電子顯微鏡(TEM)觀察試樣的物相及分布。采用UTM5105電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試試樣的室溫拉伸性能,試樣平行段尺寸為14 mm × 3 mm × 1.5 mm,拉伸速率為1 mm/min,測(cè)試3次取平均值,并在SEM下觀察試樣的斷口形貌。

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1成形質(zhì)量

添加與未添加Al3Zr形核劑的SLM成形Al-Cu-Mg合金的橫截面顯微組織如圖3所示,致密度見圖4。試樣成形的激光能量密度為370和154 J/mm3。添加形核劑消除了SLM成形Al-Cu-Mg合金中常見的熱裂紋,試樣內(nèi)部存在孔隙。當(dāng)激光能量密度為370 J/mm3時(shí),無(wú)晶粒細(xì)化劑以及晶粒細(xì)化劑為Al3Zr和ZrH2的試樣的致密度分別為98.2%、98.7%、97.2%；激光能量密度減小,致密度降低。在SLM成形過(guò)程中,熔池湍流吸入的少量氣體(保護(hù)氣以及低熔點(diǎn)金屬蒸氣等)在熔池的高凝固速率下來(lái)不及逸出,致使試樣均不完全致密[20]。另外,ZrH2于540℃左右開始分解析出H2,從而導(dǎo)致試樣孔隙增多[21]。

圖3

圖3不同激光能量密度成形的不同成分沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的橫截面顯微組織的OM像

Fig.3Cross-sectional OM images of as-built Al-Cu-Mg (a, d), Al3Zr/Al-Cu-Mg (b, e), and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (c, f) alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3(a-c) and 154 J/mm3(d-f)

圖4

圖4添加與未添加形核劑的沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的相對(duì)致密度

Fig.4Relative densities of as-built Al-Cu-Mg alloys with or without nucleating agents

2.2顯微組織

添加與未添加Al3Zr形核劑的SLM成形Al-Cu-Mg合金的縱截面顯微組織如圖5所示。由圖5a和d可知,沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的粗大柱狀晶貫穿整個(gè)熔池,熔池底部存在少量等軸晶。如圖5b、c、e和f所示,添加形核劑后,試樣組織晶粒細(xì)化顯著,少量短柱狀晶在熔池內(nèi)部沿豎直方向生長(zhǎng),部分熔池內(nèi)部完全凝固為等軸晶。在SLM成形過(guò)程中,熔池底部高溫液相與已凝固的固相接觸產(chǎn)生一定過(guò)冷區(qū),促進(jìn)α-Al形核；熔池內(nèi)部的凝固速率較低,等軸晶形成受到抑制。

圖5

圖5370 J/mm3激光能量密度成形的不同成分沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的縱截面顯微組織

Fig.5Microstructures of vertical-section in as-built Al-Cu-Mg (a, d), Al3Zr/Al-Cu-Mg (b, e), and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (c, f) alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3

圖6為添加與未添加Al3Zr形核劑的沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的反極圖(IPF)和晶粒尺寸分布圖,試樣SLM成形的激光能量密度為370 J/mm3。由圖6a和d可知,沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的晶粒多為[001]晶向,沿打印方向織構(gòu)明顯,平均晶粒尺寸約為15.69 μm,晶界存在數(shù)百微米長(zhǎng)裂紋。圖6b和e表明直接添加Al3Zr削弱了試樣的[001]織構(gòu),試樣平均晶粒尺寸細(xì)化至1.88 μm。而含有原位生成Al3Zr的試樣平均晶粒尺寸更小,約為1.28 μm,晶粒無(wú)擇優(yōu)取向,如圖6c和f所示。

圖6

圖6370 J/mm3激光能量密度成形的不同成分的沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金縱截面的反極圖和晶粒尺寸分布圖

Fig.6Inverse ploe figures (IPFs) (a-c) and grain size distribution images (d-f) of the vertical-section of Al-Cu-Mg (a, d), Al3Zr/Al-Cu-Mg (b, e), and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (c, f) alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3(Insets in Figs.6e and f are partial enlarged figures)

2.3物相

添加與未添加Al3Zr形核劑的沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的XRD譜如圖7所示。除α-Al外,沉積態(tài)合金中均可見θ-Al2Cu相和S-Al2CuMg相衍射峰,其他物相含量較少,難以辨別,可認(rèn)為θ相和S相是沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的主要第二相。

圖7

圖7添加與未添加形核劑的沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的XRD譜

Fig.7XRD spectra of as-built Al-Cu-Mg alloys with or without nucleating agents

圖8為直接添加Al3Zr顆粒的沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的TEM像、選區(qū)電子衍射(SAED)花樣和EDS元素分布圖,試樣的成形激光能量密度為370 J/mm3。在合金內(nèi)部,第二相Al3Zr的形貌分為立方狀和不規(guī)則顆粒狀。立方狀A(yù)l3Zr為fcc結(jié)構(gòu)的L12-Al3Zr相,與α-Al晶格錯(cuò)配度低,L12-Al3Zr與α-Al界面的SAED花樣顯示部分L12-Al3Zr在基體中作為α-Al的形核襯底,與α-Al保持良好的位向關(guān)系(圖8b)。而未能充當(dāng)形核質(zhì)點(diǎn)的L12-Al3Zr大多分布于晶界,與α-Al位向差較大(圖8c)。圖8a中不規(guī)則顆粒相由數(shù)個(gè)小顆粒構(gòu)成,不易構(gòu)建衍射斑點(diǎn),EDS結(jié)果(圖8d)說(shuō)明其富含Zr元素,推測(cè)含有外加Al3Zr顆粒相,除Al外不規(guī)則顆粒相處也存在只含有Cu元素以及同時(shí)含有Cu、Mg元素的物相,很可能是θ相和S相。因此,不規(guī)則顆粒相不完全由外加Al3Zr顆粒相組成。文獻(xiàn)[22,23]中也存在類似現(xiàn)象,可認(rèn)為Al3Zr顆粒為θ相和S相提供了析出位點(diǎn)。

圖8

圖8370 J/mm3激光能量密度成形的直接添加Al3Zr的沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金TEM像、SAED花樣和EDS元素分布圖

Fig.8Bright field TEM image (a), SAED patterns ofL12-Al3Zr/Al with (b) or without (c) coherent interface, and EDS element maps (d) of as-built Al3Zr/Al-Cu-Mg alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3

原位生成Al3Zr的沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的明場(chǎng)像和SAED花樣如圖9所示,試樣的成形激光能量密度為370 J/mm3。利用ZrH2原位反應(yīng)得到的Al3Zr均為L12-Al3Zr,試樣內(nèi)部存在更多分布于晶內(nèi)的L12-Al3Zr,該部分L12-Al3Zr大多可作為α-Al異質(zhì)形核的有效襯底(圖9b和c)。此外,試樣內(nèi)部未發(fā)現(xiàn)不規(guī)則顆粒狀A(yù)l3Zr,從側(cè)面證明了圖8a和d中含Zr不規(guī)則顆粒相并非在SLM成形過(guò)程中析出,為外加Al3Zr顆粒。

圖9

圖9370 J/mm3激光能量密度成形的含原位生成Al3Zr的沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的TEM像及SAED花樣

Fig.9Bright field TEM image (a) and SAED patterns ofL12-Al3Zr/Al interface along [001]Al(b) and [112]Al(c) of as-built in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3

圖10為采用不同激光能量密度成形的含鋯Al-Cu-Mg合金沉積態(tài)試樣的SEM背散射像。從圖中也可以看出基體中分布有L12-Al3Zr相。當(dāng)激光能量密度降至154 J/mm3時(shí),在直接添加Al3Zr顆粒的試樣中存在尺寸可達(dá)20 μm的團(tuán)聚相(圖8c),EDS結(jié)果顯示其Al與Zr的原子比約為3∶1 (表1),可認(rèn)為是Al3Zr晶粒細(xì)化劑未完全分散所致。亞微米顆粒表面能較高,易團(tuán)聚,低能球磨可初步分散亞微米顆粒；在SLM成形過(guò)程中,熔池內(nèi)的Marangoni對(duì)流能進(jìn)一步使晶粒細(xì)化劑分散。但是隨著掃描速率增大,激光能量密度降低,Marangoni對(duì)流減弱[24],部分團(tuán)聚態(tài)Al3Zr顆粒分散受阻,殘留于基體。而ZrH2的分散對(duì)Marangoni對(duì)流的依賴較小,幾乎不受激光能量密度的影響,ZrH2的起始分解溫度約為540℃,低于鋁合金熔點(diǎn),不易保留于基體,逸出的H2也能起攪動(dòng)熔池的作用。

圖10

圖10不同激光能量密度成形的不同成分沉積態(tài)含鋯Al-Cu-Mg合金的SEM背散射像

Fig.10SEM backscatter images of as-built Al3Zr/Al-Cu-Mg (a, c) and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (b, d) alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3(a, b) and 154 J/mm3(c, d) (Inset in Fig.10a shows theL12-Al3Zr precipitates)

表1圖10c中團(tuán)聚相的EDS分析結(jié)果 (%)

Table 1EDS analysis results of agglomerated phases in Fig.10c

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一般需要通過(guò)熱處理提高Al-Cu-Mg合金的綜合力學(xué)性能,圖11為370 J/mm3激光能量密度成形的含鋯Al-Cu-Mg合金熱處理態(tài)試樣的SEM背散射像。熱處理后,不同方式添加Al3Zr的合金顯微組織相似,組織中不連續(xù)的網(wǎng)狀共晶相消失,存在顆粒狀或針狀第二相。固溶處理促使Cu、Mg等元素溶解于Al基體,因此晶界共晶相消失；人工時(shí)效處理促使S相、θ相等第二相均勻析出[14,15]。

圖11

圖11370 J/mm3激光能量密度成形的熱處理態(tài)含鋯Al-Cu-Mg合金的SEM背散射像

Fig.11SEM backscatter images of heat-treated Al3Zr/Al-Cu-Mg (a) and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (b) alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3

2.4力學(xué)性能與斷口形貌

添加與未添加Al3Zr形核劑的Al-Cu-Mg合金沉積態(tài)與熱處理態(tài)試樣的室溫拉伸性能如圖12所示。沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金為低應(yīng)力脆性斷裂,采用370 J/mm3激光能量密度成形的試樣抗拉強(qiáng)度僅為(234 ± 7) MPa,伸長(zhǎng)率為(3.4% ± 0.3%)；而采用154 J/mm3激光能量密度成形的試樣中存在大量熱裂紋,幾乎無(wú)拉伸性能。不同方式添加形核劑均可增強(qiáng)合金的綜合力學(xué)性能,原位生成Al3Zr對(duì)合金性能的提升更為顯著。當(dāng)激光能量密度為370 J/mm3時(shí),直接添加Al3Zr和原位生成Al3Zr的沉積態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度分別為(358 ± 2)和(369 ± 9) MPa；當(dāng)掃描速率增大,激光能量密度降至154 J/mm3時(shí),抗拉強(qiáng)度分別下降了9.2%和3.8%。含原位生成Al3Zr合金的伸長(zhǎng)率比含外加Al3Zr顆粒的合金高出30%。圖12b顯示在熱處理后,試樣的抗拉強(qiáng)度增加了約120 MPa,伸長(zhǎng)率未有明顯提升。其中,在高激光能量密度下,直接添加Al3Zr的試樣強(qiáng)度最高,抗拉強(qiáng)度為(493 ± 2) MPa。圖13為采用370 J/mm3激光能量密度成形的含鋯Al-Cu-Mg合金沉積態(tài)和熱處理態(tài)試樣的斷口形貌。含鋯Al-Cu-Mg合金斷口除了分布有孔隙外,均為韌窩特征,斷裂方式為韌性斷裂。原位生成Al3Zr的試樣斷口中韌窩更大、更深。在熱處理后,合金韌窩內(nèi)均可見大量第二相顆粒。

圖12

圖12采用不同激光能量密度成形的不同成分Al-Cu-Mg合金的沉積態(tài)與熱處理態(tài)試樣的力學(xué)性能

Fig.12Mechanical properties of Al-Cu-Mg alloys with different components in as-built condition (a) and heat-treated condition (b) prepared with different laser energy density (UTS—ultimate tensile strength, YS—yield strength, El—elongation)

圖13

圖13370 J/mm3激光能量密度成形的含鋯Al-Cu-Mg合金沉積態(tài)與熱處理態(tài)試樣的斷口形貌

Fig.13Fracture morphologies of Al3Zr/Al-Cu-Mg (a, c) and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (b, d) alloys in the as-built condition (a, b) and after heat-treated condition (c, d) prepared with the laser energy density of 370 J/mm3(Insets show the fracture morphologies at high magnifications)

3分析討論

SLM成形的熔池溫度高、冷卻速率大、尺寸小,沿豎直方向的溫度梯度高達(dá)105~106K/s[25],熔池內(nèi)過(guò)冷區(qū)較窄,α-Al形核困難[26],易依附于已有晶粒沿溫度梯度方向外延生長(zhǎng)。SLM成形鋁合金的熔池凝固速率(約為106K/s[27])與溫度梯度具有相同的數(shù)量級(jí)。雖然Hunt[28]指出溫度梯度與凝固速率的低比值有利于促進(jìn)等軸晶形成,但是相鄰熔道通過(guò)重熔使得熔池表面的細(xì)晶區(qū)的晶粒重新長(zhǎng)大,因此沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金仍然主要由柱狀晶構(gòu)成。而Al3Zr形核劑在熔體中可作為α-Al的形核質(zhì)點(diǎn),使晶粒擺脫外延生長(zhǎng)模式,平均晶粒尺寸僅為1~2 μm,合金的[001]織構(gòu)顯著削弱。根據(jù)Scheil-Gulliver凝固模型可知[26],柱狀枝晶間交叉接觸形成的封閉區(qū)域無(wú)法獲得液相補(bǔ)縮,Al-Cu系合金凝固區(qū)間寬,在液相快速凝固過(guò)程中產(chǎn)生應(yīng)力集中,熱裂紋易萌生于晶界；在添加形核劑后,半固態(tài)熔體中的等軸晶通過(guò)旋轉(zhuǎn)、變形更易促進(jìn)液相補(bǔ)縮[9],避免產(chǎn)生空腔,緩解熱應(yīng)力,抑制了裂紋。

在高溫鋁熔體中,晶粒細(xì)化劑Al3Zr顆粒和ZrH2顆粒均利用Al3Zr形核劑促進(jìn)α-Al形核,但是2者提供的形核質(zhì)點(diǎn)有所差異,原位生成Al3Zr的試樣晶粒更細(xì)。進(jìn)一步探討不同方式添加Al3Zr的合金中含鋯相的演變,示意圖見圖14。如圖14a所示,不同于傳統(tǒng)鑄造鋁合金,在SLM成形過(guò)程中,鋁合金熔池的最高溫度超過(guò)1600℃[29,30],平衡相熔點(diǎn)約為1577℃的Al3Zr可通過(guò)溶解和熔化2種方式實(shí)現(xiàn)物相演變。在Al3Zr/Al-Cu-Mg復(fù)合粉末的SLM成形過(guò)程中,激光能量輸入使Al-Cu-Mg粉末熔為液相,熔池溫度升高,Zr元素?cái)U(kuò)散速率迅速增大[31],Al3Zr顆粒加速溶解；當(dāng)熔池溫度超過(guò)Al3Zr熔點(diǎn)時(shí),Al3Zr開始熔化。高冷卻速率使得Al3Zr顆粒溶解和熔化過(guò)程均無(wú)法充分進(jìn)行,因此鋁熔體中包含有Zr原子和殘留的Al3Zr顆粒,又因?yàn)槿鄢販囟瘸^(guò)Al3Zr熔點(diǎn)的時(shí)間極短,外加Al3Zr顆粒以溶解為主。L12-Al3Zr是Al-Zr合金體系中原位反應(yīng)和沉淀析出的初生相[31],隨著熔池溫度降低,Zr原子以L12-Al3Zr形式析出,L12-Al3Zr在液相中與殘留的Al3Zr顆粒均可促進(jìn)α-Al形核。隨著溫度進(jìn)一步降低,L12-Al3Zr開始在固相晶界處析出。而SLM冷卻速率大,L12-Al3Zr來(lái)不及發(fā)生平衡相變而保留于基體內(nèi)部[32]。如圖14b所示,在添加ZrH2的試樣中,L12-Al3Zr不僅通過(guò)過(guò)飽和的Zr元素沉淀析出。穩(wěn)定性低的ZrH2在鋁合金粉末未熔時(shí)即開始分解,形成的Zr單質(zhì)隨后被卷入熔池原位反應(yīng)得到L12-Al3Zr,Zr的穩(wěn)定性低,除了溶解于鋁熔體外,均發(fā)生了原位反應(yīng)。不完全溶解或不完全熔化的L12-Al3Zr保留于鋁熔體中,此時(shí),α-Al的形核襯底為液相中原位生成的L12-Al3Zr和后析出的L12-Al3Zr。L12-Al3Zr與α-Al晶格錯(cuò)配度較小[9],可降低臨界過(guò)冷度[25],易促進(jìn)α-Al形核；如XRD結(jié)果(圖1c)所示,由于常規(guī)工藝條件下L12-Al3Zr不穩(wěn)定,制備的外加Al3Zr顆粒為Al3Zr平衡相,Al3Zr平衡相的形核能力弱于L12-Al3Zr。ZrH2提供的形核質(zhì)點(diǎn)完全為L12-Al3Zr,因此具有更好的形核效果。

圖14

圖14沉積態(tài)含鋯Al-Cu-Mg合金中含鋯相演變的示意圖

Fig.14Schematics of Zr phase evolution in as-built Al3Zr/Al-Cu-Mg (a) and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (b) alloys

直接添加Al3Zr和原位生成Al3Zr均提高了沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的綜合力學(xué)性能,原因除了與成功消除合金中熱裂紋有關(guān),也受到合金晶粒細(xì)化以及沉淀相和溶質(zhì)原子數(shù)量增多的影響。以370 J/mm3激光能量密度成形的試樣為例,由圖6可知晶粒細(xì)化劑Al3Zr和ZrH2分別使沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的晶粒由15.69 μm細(xì)化至1.88和1.28 μm。合金屈服強(qiáng)度與晶粒尺寸的關(guān)系可用Hall-Petch公式表示,晶粒細(xì)化提升的強(qiáng)度(ΔσHall-Petch)為[11]：

式中,k為Hall-Petch常數(shù)(k取值0.13 MPa/m2 [16]),d1、d0為有、無(wú)晶粒細(xì)化劑試樣的平均晶粒尺寸。因此,晶粒細(xì)化劑Al3Zr和ZrH2通過(guò)細(xì)化晶粒分別使沉積態(tài)試樣屈服強(qiáng)度增加了約62和82 MPa,占各自屈服強(qiáng)度提升值的44.3%和62.1%。而Al3Zr第二相釘扎基體組織,可起彌散強(qiáng)化作用；過(guò)飽和Zr元素通過(guò)固溶強(qiáng)化提高了合金的變形抗力。同時(shí),細(xì)晶組織促進(jìn)合金內(nèi)部晶粒間的協(xié)調(diào)變形,使合金塑性變形較為均勻,也改善了合金塑性。在熱處理后,較多細(xì)小第二相(S相、θ相等)從基體中析出,可充當(dāng)強(qiáng)化相,進(jìn)一步提高了合金強(qiáng)度。

ZrH2雖然增多了合金的孔隙,但是提供的形核劑為原位生成的L12-Al3Zr和后析出的L12-Al3Zr,更有利于提高沉積態(tài)Al-Cu-Mg合金的綜合力學(xué)性能。首先,利用ZrH2獲得的形核質(zhì)點(diǎn)均為L12-Al3Zr,形核效果更好,合金的變形抗力更大,合金的塑性提升也更為顯著。其次,與外加Al3Zr顆粒相比,L12-Al3Zr與基體間的結(jié)合強(qiáng)度較高,更多數(shù)量的L12-Al3Zr更有利于提高合金的強(qiáng)度。此外,如圖10所示,當(dāng)掃描速率增大、激光能量密度降低時(shí),晶粒細(xì)化劑Al3Zr顆粒分散受阻,在組織中作為較大硬脆相,致使試樣強(qiáng)度下降較快；原位生成Al3Zr幾乎無(wú)需強(qiáng)Marangoni對(duì)流分散晶粒細(xì)化劑,可適用于Al-Cu-Mg合金的較高速率成形。

4結(jié)論

(1) 直接添加Al3Zr和原位生成Al3Zr分別使SLM成形Al-Cu-Mg合金的平均晶粒尺寸由15.69 μm細(xì)化至1.88和1.28 μm,均可消除熱裂紋。

(2) 原位生成Al3Zr提供的形核劑具有更好的形核能力。利用ZrH2獲得的形核質(zhì)點(diǎn)均為形核能力較強(qiáng)的L12-Al3Zr,較易促進(jìn)α-Al形核；而外加Al3Zr顆粒在鋁熔體中的溶解和熔化過(guò)程均無(wú)法充分進(jìn)行,提供的形核質(zhì)點(diǎn)為L12-Al3Zr和形核能力較弱的外加Al3Zr顆粒。

(3) 含原位生成Al3Zr的SLM成形Al-Cu-Mg合金的綜合力學(xué)性能更好,熱處理態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度可達(dá)(485 ± 10) MPa,伸長(zhǎng)率為(11.2% ± 0.5%),直接添加Al3Zr的合金伸長(zhǎng)率僅約為8.5%。原位生成Al3Zr幾乎無(wú)需強(qiáng)Marangoni對(duì)流分散晶粒細(xì)化劑,可使Al-Cu-Mg合金適用于較高速率成形；外加Al3Zr顆粒的分散依賴于高的激光能量密度,致使采用600 mm/s掃描速率成形的沉積態(tài)試樣抗拉強(qiáng)度僅為(325 ± 25) MPa。