激光电弧复合增材制造Al-Zn-Mg-Cu合金的形成机理:显微组织评价与机械性能（2）

来源：江苏激光联盟

导读：本文探讨了 激光电弧复合增材制造Al-Zn-Mg-Cu合金的形成机理。本文为第二部分。


3.3. 第二相与合金元素分布
Al-Zn-Mg-Cu合金中含有大量溶质元素，因而存在多种第二相，如MgZn2(η相)、Al2Mg3Zn3 (T相)、Al2CuMg (S相)。对Al-Zn-Mg-Cu合金丝以及WAAM和LAHAM试样进行XRD分析，如图6所示。熔覆试样中有α-Al、η和S相的衍射峰，而金属丝中没有S相的衍射峰。这可能是由于金属丝中的铜大部分溶解在铝基体中。在增材制造的快速凝固过程中，更多的铜以S相的形式存在，如XRD图所示。LAHAM试样的Al(111)Bragg强度较WAAM试样低，而Al(200)试样的Bragg强度较WAAM试样强。(111)Al/(200)Al的强度比可以作为纹理的评价标准，说明LAHAM试样的织构强度变弱。这一现象在3.2节EBSD的结论中得到了验证。
 

图6 Al-Zn-Mg-Cu合金丝、WAAM和LAHAM试样的XRD光谱。

图7为WAAM和LAHAM试样在YOZ平面的详细显微图。根据第二相的形状和颜色，在铝基体中识别出三个相。分布在晶界处的白色相呈片层状结构，如图7b放大图所示。此外，颗粒内部还分布着白色颗粒相。白色相的EDS分析如表4（P2和P3）所示，以确定化学成分。这些白色相的元素含量相似。主要元素为铝、锌、镁和铜，可推断为与铝基体共晶。Mondal等人发现，铝合金中较高的Zn/Mg比（质量分数比>2.5）有利于η相的形成。

由于在现有的Al-Zn-Mg-Cu合金丝中，Zn/Mg比值约为5.4（>2.5），结合XRD光谱，共晶中占主导地位的第二相应为η相。然而，一些铝和铜原子溶解在白色相中形成共晶，这与Chung等人的研究类似。这是因为铝和铜原子可以很容易地取代锌原子形成固溶体，而不会影响晶格结构。如图7b中的箭头所示，可见灰色相粘附在白色共晶上。EDS分析结果(P4)表明，灰色相为Al 40.56 wt%， Zn 4.07 wt%， Mg 15.81 wt%， Cu 39.56 wt%，接近S相的化学计量比。图7c和d分别显示了WAAM试样中AZ和HAZ的背散射电子（BSE）图像。AZ和HAZ中共晶的形态和分布存在显著差异。AZ中的大多数共晶集中在复杂网络中的晶界，而很少有共晶分布在晶粒内部。根据Al-Zn-Mg-Cu合金的Scheil模型中的凝固路径，高熔点α-Al相首先形核并生长。Zn、Mg和Cu等溶质过饱和，不能完全溶解在α-Al基体中。溶质排放到晶界，形成低熔点共晶。由于增材制造的重熔效应，热影响区的共晶转变为粗晶胞结构，垂直于熔池边界分布。对于LAHAM试样，集中在AZ晶界处的共晶变小(图7e)。LZ最显著的特征是颗粒共晶弥散在晶粒内部(图7f)。
 

图7 Al-Zn-Mg-Cu合金沉积试样的SEM显微组织图像:(a)第二相的形貌，(b)第二相的放大图，(c) WAAM试样中的AZ， (d) WAAM试样中的HAZ， (e) LAHAM试样中的AZ， (f) LAHAM试样中的LZ。

表4 不同第二相的化学成分(wt%)。

为了进一步识别元素在微观尺度上的分布，EPMA图像显示WAAM和LAHAM试样中Al、Zn、Mg、Cu的分布，如图8所示。图8a中的虚线是WAAM试件中HAZ和AZ的边界。锌、镁、铜元素主要以胞状结构分布在热影响区。此外，AZ中的元素主要集中在网络的晶界处，而较少分布在晶粒内部。如图8b所示，LAHAM试样的LZ中元素分布均匀，元素富集减轻。Zn、Mg、Cu在沉积试样中富集，溶质分布系数均小于1，表明元素偏析。
 

扫描电镜观察到共晶和粗大的第二相。此外，还需要通过TEM、HRTEM和STEM进一步研究纳米析出相的详细特征。图9a和c为WAAM和LAHAM试样的BSE图像。结果表明，在不同的工艺条件下，析出相在数量和位置分布上存在显著差异。从BF-TEM图像(图9b)可以看出，WAAM试样中纳米析出相仅存在于晶界粗共晶附近。它们的数量很小，但长度很大，超过150纳米。如图9c和d所示，LAHAM试样中析出相的一致性明显高于WAAM试样。从整体上看，晶粒内部弥散分布着大量粒径较小的析出相。
 

析出相是影响Al-Zn-Mg-Cu合金机械性能的决定性因素。因此，应研究不同析出相的特征及其演化。Al-Zn-Mg-Cu合金的析出顺序为:过饱和固溶体(SSS)→GP区(GP)→亚稳态η′相→稳定η相(MgZn2)。在WAAM试样中，如BF-TEM图像(图10a)所示，Al基体中分布着针状、棒状和多边形的析出相。分析图10c和d中Al区轴的选区电子衍射(SAED)图和HRTEM图像，进一步识别析出相的类型。SAED和HRTEM结果表明，α-Al相中出现的针状和棒状析出相均为η相，长度约为200 nm。它们的方位关系确定为[1̅21̅6]η // [211]Al，(011̅1̅)η //(01̅1̅)Al。η相与α-Al相的界面是非相干的，这与Wolverton等人的观测结果一致。TEM-EDS分析表明，棒状η相(P5)不仅含有Mg和Zn，还溶解了部分Al和Cu。α-Al相中分布的宽度为~80nm的多边形析出相(如图10a箭头所示)较少。在多边形相(P6)中，Zn、Mg和Cu的质量百分比分别为53.61%、13.51%和29.91%。根据图10d的SAED结果，表示为Al2Mg3Zn3 (T相)。同时，T相与α-Al相的取向关系为[111]T // [211]Al，(1̅01̅)T //(01̅1̅)Al。在Al-Zn-Mg-Cu合金中，通常在低Zn/Mg比的条件下出现T析出。在WAAM或LAHAM试样中，Zn和Mg等元素在晶界处容易偏析。Al基体中元素偏析导致Zn和Mg浓度较低，为T相的形成创造了有利条件。
 

图10 WAAM试样的TEM结果：（a）BF-TEM图像，（b）沉淀的EDS图像，（c）棒状相的HRTEM和SAED，用（a）中的黄色框表示，（d）多边形相的HRTEM和SAED，用（a）中的箭头表示。

图11显示了LAHAM试样中析出相的特征。有趣的是，在α-Al相中，除了类似WAAM试样的棒状和多边形析出相外(图11a和b)，还可以观察到细小的弥散分布的析出相(图11a和b)，这些析出相长度约为50nm，呈针状和六边形。由于体积小，采用HRTEM和快速Fourier变换(FFT)对其进行识别。从图11c的FFT图像中，只观察到α-Al相的衍射斑点。然而，在{220}反射位置沿{111}方向的弱条纹< 110 >Al区轴可见，表明针状沉淀为η′相。η′相的晶格参数与α-Al相的晶格参数有关，如d001（η′）= 6d111（Al）和d100（η′）= 3d220（Al），使η′相与Al晶格完全一致，如之前的研究所述。此外，小尺寸η′相通常被认为是Al-Zn-Mg-Cu合金中的主要强化颗粒。η′相的晶体结构与α-Al相类似，导致α-Al相的衍射斑点仅在FFT衍射图中观察到。此外，具有小尺寸多边形的T相位可以通过FFT图像进行验证（图11d）。STEM-EDS图谱（图11e）表明，η′相和T相内部有明显的Zn、Mg和Cu富集。
 

图11 LAHAM样品的TEM结果：（a）BF-TEM图像，（b）η′相的（a），（c）FFT和HRTEM，（d）T相的FFT和HRTEM，（e）STEM-EDS映射。

3.4. 机械性能

对沉积的Al-Zn-Mg-Cu合金试样进行拉伸试验，以评估其机械性能。图12a显示了WAAM和LAHAM试样的代表性工程拉伸曲线。拉伸曲线上没有明显的屈服点。LAHAM试样的平均抗拉强度(ut)为314.5±11.2 MPa，屈服强度(YS)为225.6±8.9 MPa，伸长率为3.18±0.32%。与WAAM试样(UTS: 282.2±11.8 MPa, YS: 173.7±9.1 MPa，伸长率:3.28±0.23%)相比，上述平均值分别提高了11.4%和29.9%，而伸长率降低了3.1%。此外，通过激光-电弧混合工艺制备的沉积试样的屈服/极限强度比（YS/UTS）很强，约为72%，而WAAM试样的屈服/极限强度比仅为约62%。YS/UTS比值越高，结构的可靠性越高。因此，塑性变形不容易发生。图12b总结了文献中通过激光-电弧混合、单次激光或电弧以及其他方法制造的Al-Zn-Mg-Cu合金的拉伸性能。这项工作中，LAHAM试样的强度在所有参考试样中排名最高，而伸长率保持在中等水平。
 

图12 (a) WAAM和LAHAM试样的室温拉伸曲线;(b)本文和参考文献中Al-Zn-Mg-Cu合金的拉伸性能比较。

通过对Al-Zn-Mg-Cu合金拉伸试样的断口分析，进一步揭示了激光-电弧复合组织对机械性能的影响。WAAM和LAHAM试样的拉伸断口形貌如图13所示。WAAM试样断口外表面可以观察到柱状枝晶(图13a)。此外，图13b中柱状晶粒表面在高倍镜下观察到破碎的共晶。粗大共晶连续分布在晶界处，如图7c和d所示。这些具有脆硬特征的共晶在受拉应力时，容易形成微裂纹。同时，由于晶界处的共晶分布，晶界结合力进一步减弱，成为失效点。裂纹沿共晶的分布路径扩展，最终导致断裂。
 

图13 典型拉伸试样断口形貌:(a) WAAM试样断口形貌，(b) (a)中红色框放大图，(c) (a)缺口端部半切片EBSD分析;(d) LAHAM试样的断裂，(e)裂纹扩展路径示意图，(f) (d)缺口尖端半剖面图的EBSD分析。

为了表征裂纹路径，在图13a和图13d的半切缺口尖端区域进行了EBSD分析。从图13c可以看出，WAAM试样中的裂纹扩展主要沿晶界发生，表明断裂是沿晶断裂。结果表明，裂纹扩展与共晶的分布特征相一致。图13d-f显示了拉罕姆拉伸试样的典型断裂。分离线如图13d所示，其中上部区域是具有等轴晶粒的LZ，下部区域是具有柱状晶粒的AZ。根据LAHAM试样的裂纹扩展（图13e和f），LZ中出现穿晶失效，而AZ中主要出现沿晶失效。这是因为共晶的分布已从AZ中的晶间聚集变为LZ中的晶内分散（图7e和f）。换言之，连续共晶中的裂纹扩展阻力不同于分散共晶中的裂纹扩展阻力。然而，根据图12中的低延伸率，LAHAM试样仍表现出脆性断裂。一方面，沉积试样中存在孔隙缺陷，如图4所示。孔隙减小了载荷面积，并促进了拉伸试验期间裂纹的扩展。另一方面，尽管在LAHAM试样中观察到LZ中的共晶分布更加均匀，但AZ中的共晶集中在晶界，并降低了伸长率。
 

(a)无Mo6号合金的屈服强度、极限抗拉强度和YS/UTS比值随980°C冷却速率的变化，(b) - (e)相变前未直接变形和无卷取模拟的光学显微图(在2% Nital腐蚀下)。PF多边形铁素体、AF针状铁素体、P珠光体和B贝氏体。

通常情况下，奥氏体化和热轧后的冷却速度会影响直线管钢的变形组织，从而产生不同的机械性能，如屈服强度(YS)、极限抗拉强度(UTS)、伸长率和冲击韧性。首先选取3号合金(0.09%Mo)和6号无mo合金作为基准，研究单独冷却速率对YS/UTS比的影响。这些试样来自之前热轧和冷却的钢板，这些钢板在1225°C下重新奥氏体化，并在980°C下以不同的线性速率冷却。

冷却速率对无钼线管钢屈服强度、极限抗拉强度及其比值的影响如上图(a)所示。在980°C下浸泡后，随着冷却速率的增加，屈服强度和抗拉强度均有所提高。随着冷却速度的增加，组织也发生了变化，在较低的冷却速度下，多边形铁素体(PF)占主导地位，而在较高的冷却速度下，针状铁素体(AF) +贝氏体占主导地位(图(b) - (e))，提高了合金的强度。

4.讨论

4.1. 激光-电弧复合对元件损耗的影响

如表3所示，WAAM和LAHAM样本中的锌含量明显不同。锌是一种主要的强化元素，锌的流失会降低机械性能。与Al-Zn-Mg-Cu线材相比，WAAM试样的锌蒸发损失为8.3%，而LAHAM试样的锌蒸发损失仅为2.5%。与SLM或WAAM等之前的工作相比，LAHAM的锌蒸发含量显著降低。同时，未观察到蒸发损失，单位为Mg（沸点：1381 K），其沸点与锌（1180K）的沸点最相似。当合金受到

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