本文探討了 激光電弧復合增材制造Al-Zn-Mg-Cu合金的形成機理。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的抗拉強度和屈服強度分別提高了11.4%和29.9%。屈服強度的大幅度提高主要歸因于沉淀強化，而不是晶界強化或固溶強化。

1， 介紹

高強度Al-Zn-Mg-Cu合金(7xxx)具有比重小、比強度高、耐腐蝕性強等特點。因此，Al-Zn-Mg-Cu合金廣泛應用于航空航天領域，從飛機機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，無法滿足大型復雜結構的迫切需求。因此，需要一種既便宜又能提供高結構靈活性的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，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顆粒的方法導致了沉積試樣的孔隙，使其機械性能降低。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，跳線剛剛斷裂，金屬蒸汽等離子體出現(xiàn)，電流急劇上升。當以氣體為主的焊接電弧建立(第5階段)時，再次改變焊絲的進給方向，使焊絲向熔池方向移動。

FRONIUS在2009年提出了一種增強型CMT版本，稱為先進CMT。CMT技術在標準CMT的基礎上進一步改進，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。它還允許選擇結合逆轉的導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。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，并防止可能的負面影響，因為電路電弧燃燒，例如，與電弧斷開過程相關的不穩(wěn)定。沉積速率可以通過交替的正負過程周期來調整。先進的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、負兩循環(huán)CMT的流動，第二個是正脈沖相位的負相位和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，鋅的含量損失達到44.7%。Lin等觀察到7055鋁合金在WAAM后的化學元素有差異，Zn含量損失為11.8%。沉積試樣的抗拉強度和伸長率較低，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不良會導致嚴重的元素蒸發(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-電弧復合工藝在增材制造領域越來越受到關注。Miao等采用激光-電弧復合工藝沉積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度。此外，對沉積的Al-Cu合金試樣進行熱處理后，其UTS和伸長率達到了鍛板的目標。因此，激光電弧復合增材制造(LAHAM)可以減少缺陷，提高機械性能，是一種很好的鋁合金結構制造方法。

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、晶體結構、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理。最后，系統(tǒng)地建立了沉積試樣的顯微組織與機械性能之間的關系。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進行機械清洗，然后進行丙酮脫脂。用x射線熒光光譜法(XRF)測量導線和基板的化學成分，如表1所示。

表1 沉積導線和基板的化學成分(wt%)。

實驗系統(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床使TIG火炬和激光鏡頭安裝在它的精確運動。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實驗中詳細的電弧、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實驗中使用的加工參數(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紙進行機械磨削，然后進行拋光。宏觀結構觀察使用共聚焦激光顯微鏡(Olympus OLS4000)進行。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)觀察其微觀結構和織構。此外，利用x射線衍射(Panalyticalpyrean) 以使用CuK獲得數(shù)據(jù)，α 2θ范圍內的輻射為20°?100°，掃描步進間隔為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A領域詳情;(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標準，采用表面粗糙度測量儀(MItutoyo SJ-310)進行表面無損測量。選擇表面粗糙度(Rz)來表示表面輪廓。Rz項為等高線頂部五個峰的平均算術偏差與底部五個谷的平均算術偏差的和。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標準，拉伸試樣尺寸如圖2c所示。拉伸試驗在電子萬能試驗機(Instron-5965)上進行，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，并沿裂紋擴展方向進行EBSD分析，研究斷裂機理。

(A)環(huán)氧樹脂(B) 0.01% wt%納米復合材料的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)納米復合材料在高倍放大(比例尺:100 mm)下，在預裂面和斷口界面附近有顯微特征。(E)缺口附近裂紋擴展的示意圖。

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展。從顯微圖來看，斷裂的發(fā)生主要是由于正應力和剪應力的作用。如圖所示，出現(xiàn)的不垂直于宏觀缺口的線是剪應力的指示。在微觀水平上，這被認為是混合模式(正常和剪切)斷裂，盡管斷裂試驗使用的是模式I(拉應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.結果

3.1. 宏觀結構

表3顯示了通過WAAM和LAHAM制造的Al-Zn-Mg-Cu合金試樣的化學成分。給出的元素含量是三個試樣的平均值。結果表明，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。鋅的沸點是1180?K、遠低于Al（2743?K）。因此，鋅會顯著蒸發(fā)，導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位置進行三次不同的測量，每個樣品總共進行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)則的帶狀結構，帶狀結構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，因為單次激光作用很難獲得較寬的寬度。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構，也會影響下面將要討論的微觀結構。

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標本。

３．２．晶粒形態(tài)和結構

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)平行的顆粒結構如圖5所示。晶粒形態(tài)和結構表現(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變?yōu)榧毿〉牡容S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，從而導致快速冷卻，有利于細小晶粒的形成。對于WAAM試樣，由于G和冷卻速度遠低于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。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的(圖5e)，織構指數(shù)下降到4.58。由于LAHAM試樣中出現(xiàn)等軸晶粒和晶粒細化，織構顯著降低。

圖5 WAAM樣品的EBSD掃描圖像，與BD平行：（a）逆極點圖（IPF），（b）KAM圖和取向角分布，（c）粒度分布，（d）{100}極點圖；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提供了測量點周圍的平均錯誤取向，是反映位錯的有利定性指標。此外，殘余應力可以用KAM間接描述，因為位錯是由增材制造過程中產(chǎn)生的高應力產(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力較高。然而，如KAM中的深藍色水平所證實的，LAHAM試樣的位錯減少（圖5f）。結果表明，LAHAM制備的Al-Zn-Mg-Cu合金試樣具有較低的殘余應力。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

參考文獻：E.A. Starke, J.T. Staley，Application ofmodern aluminum alloys to aircraft，Prog. Aerosp. Sci.,32 (1996), pp. 131-172；A.C. David, J. Steven，Temperature effects on fatigue performance of cold expanded holes in7050-T7451 aluminum alloy，Int. J. Fatigue, 25 (2003), pp. 159-165