本文探討了 激光電弧復(fù)合增材制造Al-Zn-Mg-Cu合金的形成機(jī)理。本文為第一部分。

摘要

為了平衡Al-Zn-Mg-Cu合金的元素汽化、組織均勻性和機(jī)械性能，提出了一種脈沖激光加鎢惰性氣體(TIG)電弧混合增材工藝。激光電弧混合增材制造(LAHAM)試樣的蒸發(fā)鋅量僅降低了2.5%，而WAAM試樣的蒸發(fā)鋅損失高達(dá)8.3%。與WAAM法得到的試樣相比，LAHAM法得到的試樣的晶粒尺寸減小了約2倍。LAHAM試樣中< 100 >紋理顯著降低，原因是出現(xiàn)等軸晶粒和晶粒細(xì)化。LAHAM試樣中Al、Zn、Mg、Cu元素分布均勻，與WAAM試樣相比，LAHAM試樣元素分布均勻。LAHAM試樣中納米析出物分散分布在晶粒內(nèi)部，而WAAM試樣中納米析出物僅出現(xiàn)在晶界附近。與WAAM相比，LAHAM的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別提高了11.4%和29.9%。屈服強(qiáng)度的大幅度提高主要?dú)w因于沉淀強(qiáng)化，而不是晶界強(qiáng)化或固溶強(qiáng)化。

1， 介紹

高強(qiáng)度Al-Zn-Mg-Cu合金(7xxx)具有比重小、比強(qiáng)度高、耐腐蝕性強(qiáng)等特點(diǎn)。因此，Al-Zn-Mg-Cu合金廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，從飛機(jī)機(jī)身蒙皮到航天器座艙。然而，傳統(tǒng)的“鑄造/鍛造/切割”等方法，由于不方便且產(chǎn)生大量的浪費(fèi)，無法滿足大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)的迫切需求。因此，需要一種既便宜又能提供高結(jié)構(gòu)靈活性的Al-Zn-Mg-Cu合金的創(chuàng)新制造方法。

增材制造提供了一些優(yōu)勢，并克服了傳統(tǒng)制造過程的瓶頸，如高生產(chǎn)靈活性和高效率。Al-Zn-Mg-Cu合金中含有Zn、Mg等低沸點(diǎn)元素，具有較高的凝固開裂敏感性。因此，這限制了增材制造的潛力。Kaufmann等觀察了7075鋁合金選擇性激光熔化(SLM)過程中Zn的汽化，發(fā)現(xiàn)Zn的含量損失為30.8%。Zeng等研究了al - zn - mg - cu合金SLM中的凝固裂紋現(xiàn)象。根據(jù)他們的研究，裂紋不能通過優(yōu)化工藝參數(shù)來消除，這與Stopyra等的研究相似。近年來，在Al-Zn-Mg-Cu合金中添加成核粒子(Si、Sc、Zr、TiB2等)可以有效地控制增材制造過程中的裂紋。Sistiaga等人通過添加Si顆粒實(shí)現(xiàn)了無裂紋7075鋁合金試樣。然而，在7075鋁合金中發(fā)現(xiàn)Si是雜質(zhì)，隨著Si的加入，斷裂韌性顯著降低。Martin等報道成功制備了納米ZrH2改性7075鋁合金。然而，添加ZrH2顆粒的方法導(dǎo)致了沉積試樣的孔隙，使其機(jī)械性能降低。雖然這些方法有助于抑制裂紋的產(chǎn)生，但對于Al-Zn-Mg-Cu合金的增材制造方法仍有待探索。

CMT的過程。(A)電流、電壓隨時間變化示意圖;(B)高速圖像的不同處理階段。線徑為1.2 mm。

除了通過控制電氣參數(shù)來優(yōu)化工藝的可能性外，CMT工藝在其控制系統(tǒng)中實(shí)現(xiàn)了線速度作為附加參數(shù)，如上圖所示的典型工藝。在電弧燃燒階段(階段1)，絲電極被饋送到熔池。一旦焊絲電極接觸熔池，電流就會減少(點(diǎn)2)。在短路階段(階段3)，焊絲的饋送方向會改變，以支持光滑的液滴脫離，例如，焊絲從熔池中移動。在第4點(diǎn)，跳線剛剛斷裂，金屬蒸汽等離子體出現(xiàn)，電流急劇上升。當(dāng)以氣體為主的焊接電弧建立(第5階段)時，再次改變焊絲的進(jìn)給方向，使焊絲向熔池方向移動。

FRONIUS在2009年提出了一種增強(qiáng)型CMT版本，稱為先進(jìn)CMT。CMT技術(shù)在標(biāo)準(zhǔn)CMT的基礎(chǔ)上進(jìn)一步改進(jìn)，在相同的熱輸入條件下，沉積速率可提高60%，具有低失真、低發(fā)射和優(yōu)異的間隙橋接性。它還允許選擇結(jié)合逆轉(zhuǎn)的導(dǎo)線移動和焊接電流極性變化在短路階段的控制和焊接過程的穩(wěn)定性。

焊接電流(IS)、焊接電壓(US)和送絲速度(Wfs)的變化與EP階段和en階段的脈沖CMT有關(guān)。粉色color-Pulse-phase;黃色color-EN-CMT-phase。

該工藝集成了電極的收縮、電弧長度的測量和控制，以及焊接電流的極性控制。極性的變化發(fā)生在短路階段，并防止可能的負(fù)面影響，因?yàn)殡娐冯娀∪紵?，例如，與電弧斷開過程相關(guān)的不穩(wěn)定。沉積速率可以通過交替的正負(fù)過程周期來調(diào)整。先進(jìn)的CMT據(jù)說可以減少熱輸入，減少失真，釋放很少的煙霧，而且易于操作。該過程有兩種變體;第一個是具有兩個正、負(fù)兩循環(huán)CMT的流動，第二個是正脈沖相位的負(fù)相位和CMT的組合，如上圖所示

金屬絲電弧增材制造(WAAM)具有顯著的熱輸入和較小的溫度梯度(約103~104 K/m)，可防止凝固裂紋的產(chǎn)生。Zhang等研究了電弧熱輸入對AL-6.2Zn-2.2Mg合金的影響。隨著熱輸入的增加，鋅的含量損失達(dá)到44.7%。Lin等觀察到7055鋁合金在WAAM后的化學(xué)元素有差異，Zn含量損失為11.8%。沉積試樣的抗拉強(qiáng)度和伸長率較低，分別為230.7±12.0 MPa和3.3±1.0%。Klein等人引入了低熱輸入的冷金屬轉(zhuǎn)移(CMT)。然而，Al-Zn-Mg-Cu合金沉積試樣柱狀晶粒粗大，限制了其機(jī)械性能。Huang等采用四種不同電弧模式的CMT工藝沉積Al - Zn - Mg合金。水平和垂直方向的強(qiáng)度差異均較大，其主要原因是孔隙缺陷。值得注意的是，Al-Zn-Mg-Cu合金WAAM的熱輸入過多和氣體保護(hù)不良會導(dǎo)致嚴(yán)重的元素蒸發(fā)和缺陷。此外，這些方法的效果也不盡人意。

在制造鋁合金過程中，激光-電弧混合效應(yīng)可以穩(wěn)定電弧，提高激光吸收速率。通過改變激光與電弧之間的能量匹配關(guān)系，可以避免出現(xiàn)燒蝕、氣孔、不連續(xù)等缺陷。近年來，激光-電弧復(fù)合工藝在增材制造領(lǐng)域越來越受到關(guān)注。Miao等采用激光-電弧復(fù)合工藝沉積Al - Si合金。他們發(fā)現(xiàn)激光作用區(qū)使Si晶粒細(xì)化，消除了Si的偏析。Liu等討論了激光-電弧雜化對Al - Cu合金組織和機(jī)械性能的影響。在激光攪拌的作用下，Cu的分布更加均勻，從而提高了沉積試樣的強(qiáng)度。此外，對沉積的Al-Cu合金試樣進(jìn)行熱處理后，其UTS和伸長率達(dá)到了鍛板的目標(biāo)。因此，激光電弧復(fù)合增材制造(LAHAM)可以減少缺陷，提高機(jī)械性能，是一種很好的鋁合金結(jié)構(gòu)制造方法。

為了研究增材制造Al-Zn-Mg-Cu合金的可行性，提出了一種脈沖激光-電弧混合工藝。采用多尺度表征方法，從晶粒形貌、晶體結(jié)構(gòu)、元素分布和納米析出相等方面研究了合金的微觀組織演變。研究了Al-Zn-Mg-Cu合金在汽化過程中汽化通量的存在，揭示了元素燃燒的機(jī)理。最后，系統(tǒng)地建立了沉積試樣的顯微組織與機(jī)械性能之間的關(guān)系。這些發(fā)現(xiàn)有望為增材制造難成型合金提供一種新的方法。

2. 材料和方法

本研究使用的鍍絲為直徑1.2 mm的定制Al-Zn-Mg-Cu合金。在7075鋁合金基板上采用單向沉積法逐層沉積金屬絲。對基材表面的氧化物和雜質(zhì)進(jìn)行機(jī)械清洗，然后進(jìn)行丙酮脫脂。用x射線熒光光譜法(XRF)測量導(dǎo)線和基板的化學(xué)成分，如表1所示。

表1 沉積導(dǎo)線和基板的化學(xué)成分(wt%)。

實(shí)驗(yàn)系統(tǒng)示意圖如圖1所示。LAHAM系統(tǒng)主要由Nd:YAG脈沖激光源(GSI LUMONICS)、TIG焊接電源(Miller)和自動送絲器組成。一個可編程的控制機(jī)床使TIG火炬和激光鏡頭安裝在它的精確運(yùn)動。為了避免鋁合金對激光的反射，在LAHAM工藝中采用了10°傾斜的激光透鏡。WAAM過程與LAHAM系統(tǒng)相同，只是沒有激光源。表2列出了WAAM和LAHAM實(shí)驗(yàn)中詳細(xì)的電弧、激光和掃描速度參數(shù)。

圖1 激光-電弧混合增材制造系統(tǒng)原理圖。

表2 WAAM和LAHAM實(shí)驗(yàn)中使用的加工參數(shù)。

分析了添加激光對Al-Zn-Mg-Cu合金沉積試樣宏觀性能、顯微組織和機(jī)械性能的影響。在XOZ平面上使用XRF光譜儀（BRUKER AXS, S8 TICER）檢測面積為10 × 10 mm2。將包含YOZ和XOZ平面沉積層的金相試樣(圖2b)用粗砂SiC紙進(jìn)行機(jī)械磨削，然后進(jìn)行拋光。宏觀結(jié)構(gòu)觀察使用共聚焦激光顯微鏡(Olympus OLS4000)進(jìn)行。隨后，分別通過掃描電子顯微鏡(SEM, JEOL JSM-7900 F)和電子背散射衍射(EBSD, Oxford Instrument)觀察其微觀結(jié)構(gòu)和織構(gòu)。此外，利用x射線衍射(Panalyticalpyrean) 以使用CuK獲得數(shù)據(jù)，α 2θ范圍內(nèi)的輻射為20°?100°，掃描步進(jìn)間隔為0.04°。元素分布在電子探針分析(EPMA, JEOL JXA-8530 F PLUS)上。透射電子顯微鏡(TEM)觀察用顯微鏡(JEOLJEM-200)在200 kV加速電壓下進(jìn)行亮場(BF-TEM)、高分辨率透射電子顯微鏡(HRTEM)和掃描透射電子顯微鏡(STEM)。

圖2 試樣位置示意圖:(a) Al-Zn-Mg-Cu合金沉積試樣;(b)(a)項(xiàng)A領(lǐng)域詳情;(c)拉伸試樣尺寸。

為了說明增材制造工藝的穩(wěn)定性，根據(jù)ISO 13565-1標(biāo)準(zhǔn)，采用表面粗糙度測量儀(MItutoyo SJ-310)進(jìn)行表面無損測量。選擇表面粗糙度(Rz)來表示表面輪廓。Rz項(xiàng)為等高線頂部五個峰的平均算術(shù)偏差與底部五個谷的平均算術(shù)偏差的和。從Al-Zn-Mg-Cu合金沉積試樣的中段開始，沿掃描方向切割拉伸試樣，一組三個(圖2a)。根據(jù)ASTM E8/E8M-2015標(biāo)準(zhǔn)，拉伸試樣尺寸如圖2c所示。拉伸試驗(yàn)在電子萬能試驗(yàn)機(jī)(Instron-5965)上進(jìn)行，加載速率為1 mm/min。對于拉伸斷口的研究，通過掃描電鏡(SEM)獲得斷口表面，并沿裂紋擴(kuò)展方向進(jìn)行EBSD分析，研究斷裂機(jī)理。

(A)環(huán)氧樹脂(B) 0.01% wt%納米復(fù)合材料的1型斷裂韌性試樣，在較低放大倍數(shù)下(比尺:1 mm)的SEM圖像。(C)環(huán)氧樹脂(比例尺:200 mm)和(D)納米復(fù)合材料在高倍放大(比例尺:100 mm)下，在預(yù)裂面和斷口界面附近有顯微特征。(E)缺口附近裂紋擴(kuò)展的示意圖。

低倍SEM圖像如上圖A和B所示，分別為環(huán)氧樹脂和復(fù)合材料SENB試樣的斷口。在所有這些顯微圖中，裂紋的來源或應(yīng)力集中狀態(tài)都可以在缺口中部清晰地看到。在顯微圖中還可以看到一些裂紋的軌跡，裂紋從缺口前緣向外擴(kuò)展。從顯微圖來看，斷裂的發(fā)生主要是由于正應(yīng)力和剪應(yīng)力的作用。如圖所示，出現(xiàn)的不垂直于宏觀缺口的線是剪應(yīng)力的指示。在微觀水平上，這被認(rèn)為是混合模式(正常和剪切)斷裂，盡管斷裂試驗(yàn)使用的是模式I(拉應(yīng)力在正交于缺口面方向上)。在所有情況下，在缺口附近或在裂紋尖端處，表面的延性都比離缺口的距離更大。

3.結(jié)果

3.1. 宏觀結(jié)構(gòu)

表3顯示了通過WAAM和LAHAM制造的Al-Zn-Mg-Cu合金試樣的化學(xué)成分。給出的元素含量是三個試樣的平均值。結(jié)果表明，沉積試樣的鋅含量低于金屬絲的鋅含量。白色松散粉末粘附在WAAM試樣的XOZ平面表面，而LAHAM試樣的表面更亮（圖3a）。根據(jù)能量色散光譜儀（EDS）分析，粉末被確定為ZnO，如圖3b所示。鋅的沸點(diǎn)是1180?K、遠(yuǎn)低于Al（2743?K）。因此，鋅會顯著蒸發(fā)，導(dǎo)致其在增材制造過程中含量較低。在高溫條件下，鋅的損失是不可避免的，這是通過焊接和增材制造Al-Zn-Mg-Cu合金的一個眾所周知的挑戰(zhàn)。Lin等人也通過WAAM在7055鋁合金中觀察到了同樣的現(xiàn)象。如圖3a所示，在沉積樣品的三個隨機(jī)位置進(jìn)行三次不同的測量，每個樣品總共進(jìn)行9次測量。LAHAM樣本的Rz值為20.9?±?2.3，而WAAM試樣的值為27.3?±?分別為1.3。因此，WAAM和LAHAM過程可以被認(rèn)為是穩(wěn)定的。

表3 WAAM和LAHAM樣品的主要元素含量（wt%）。

圖3 (a) Al-Zn-Mg-Cu合金試樣XOZ平面表面;(b)沉積試樣粉末的SEM圖像和EDS結(jié)果。

如圖4a和c所示，WAAM和LAHAM試樣的YOZ面未出現(xiàn)裂紋缺陷，氣孔較少。用阿基米德法測量了沉積試樣的孔隙度。經(jīng)計算，WAAM和LAHAM試樣的孔隙度分別為99.87%和99.68%。根據(jù)Miao等的研究，由于逐層沉積，WAAM試樣呈現(xiàn)出規(guī)則的帶狀結(jié)構(gòu)，帶狀結(jié)構(gòu)的邊界可稱為融合線。為了便于討論，將之前的凝固層重熔形成的區(qū)域(如圖4b熔合線上方)稱為熱影響區(qū)(HAZ)。熱影響區(qū)寬度極薄，約150 μ m。層之間的剩余區(qū)域稱為弧區(qū)(AZ)。LAHAM標(biāo)本呈現(xiàn)典型的“酒杯”形狀:上寬下窄，如圖4d所示。根據(jù)這些形狀特征，LAHAM樣品的每一層被劃分為兩個區(qū)域:上寬區(qū)(AZ)和下窄區(qū)(LZ)。電弧能量主要影響上部區(qū)域，即AZ，因?yàn)閱未渭す庾饔煤茈y獲得較寬的寬度。在高能密度激光的作用下，出現(xiàn)了較深、較窄的著陸區(qū)。事實(shí)上，整個熔池都吸收了激光能量。需要指出的是，這種分類只是為了討論方便。Miao等和Liu等也獲得了類似的雜交形態(tài)。這不僅會影響上面討論的宏觀結(jié)構(gòu)，也會影響下面將要討論的微觀結(jié)構(gòu)。

圖4 Al-Zn-Mg-Cu合金試樣YOZ面宏觀組織形貌:(a) 和（b)WAAM試樣;(c)和(d)為LAHAM標(biāo)本。

３．２．晶粒形態(tài)和結(jié)構(gòu)

為獲得Al-Zn-Mg-Cu合金的典型凝固組織特征，采用WAAM和LAHAM制備了單軌/多層沉積試樣?；贓BSD分析的與建筑方向(BD)平行的顆粒結(jié)構(gòu)如圖5所示。晶粒形態(tài)和結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出明顯的差異。在圖5a和c中，WAAM試樣中大部分晶粒為粗柱狀晶體，平均粒徑為64.1μm。LAHAM試樣中有大量柱狀晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶粒(圖5e和g)，平均晶粒尺寸為29.8μm，約為WAAM試樣的2倍。在LAHAM下，距離AZ較遠(yuǎn)的LZ受到激光的影響，溫度梯度(G)較大。此外，LZ靠近凝固區(qū)，提供了良好的散熱條件，從而導(dǎo)致快速冷卻，有利于細(xì)小晶粒的形成。對于WAAM試樣，由于G和冷卻速度遠(yuǎn)低于LZ，熔池在高溫下的停留時間較長。這使得晶粒沿著熔池的邊界生長到熔池的中心，充分發(fā)育成粗柱狀晶體。

外延晶粒生長方向接近最大G的方向，與最大G成較大角度的晶粒生長將受到抑制。因此，這種類型的外延生長在增材制造過程中引入了織構(gòu)。WAAM和LAHAM樣本的{100}極圖分別如圖5d和h所示。WAAM試樣呈凝固狀態(tài)<?100?>?沿BD方向的紋理，最大紋理指數(shù)達(dá)到19.57。柱狀晶粒傾向于沿BD方向在<?100?>?擇優(yōu)生長，這是由于合金的適應(yīng)系數(shù)優(yōu)于鋁合金的其他方向(面心立方組織)。而對于LAHAM試樣，等軸晶粒的取向是隨機(jī)的(圖5e)，織構(gòu)指數(shù)下降到4.58。由于LAHAM試樣中出現(xiàn)等軸晶粒和晶粒細(xì)化，織構(gòu)顯著降低。

圖5 WAAM樣品的EBSD掃描圖像，與BD平行：（a）逆極點(diǎn)圖（IPF），（b）KAM圖和取向角分布，（c）粒度分布，（d）{100}極點(diǎn)圖；LAHAM樣品的EBSD掃描圖像：（e）IPF，（f）KAM圖和取向角分布，（g）粒度分布，（h）{100}極圖。

如圖5b和圖f所示，通過EBSD分析生成核平均取向錯誤（KAM）圖。KAM提供了測量點(diǎn)周圍的平均錯誤取向，是反映位錯的有利定性指標(biāo)。此外，殘余應(yīng)力可以用KAM間接描述，因?yàn)槲诲e是由增材制造過程中產(chǎn)生的高應(yīng)力產(chǎn)生的。WAAM試樣的KAM水平主要為淺綠色，表明在電弧過程中位錯和殘余應(yīng)力較高。然而，如KAM中的深藍(lán)色水平所證實(shí)的，LAHAM試樣的位錯減少（圖5f）。結(jié)果表明，LAHAM制備的Al-Zn-Mg-Cu合金試樣具有較低的殘余應(yīng)力。此外，圖5b和圖f還顯示了晶粒取向角的分布。黑線代表角度超過15°的大角度晶界。相應(yīng)地，WAAM試樣中的小角度晶界（<15°）比例約為72%，而LAHAM試樣中的小角度晶界比例為23%。Read-Shockley模型指出，小角度晶界由位錯組成。這些小角度晶界的分布與之前對WAAM試樣KAM位錯的研究一致。

來源：Formation mechanism of Al-Zn-Mg-Cu alloy fabricated by laser-archybrid additive manufacturing: Microstructure evaluation and mechanicalproperties，Additive Manufacturing，doi.org/10.1016/j.addma.2021.102554

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