本文探討了 激光電弧複合增材製造Al-Zn-Mg-Cu合金的形成機理。本文為(wei) 第一部分。

摘要

為(wei) 了平衡Al-Zn-Mg-Cu合金的元素汽化、組織均勻性和機械性能，提出了一種脈衝(chong) 激光加鎢惰性氣體(ti) (TIG)電弧混合增材工藝。激光電弧混合增材製造(LAHAM)試樣的蒸發鋅量僅(jin) 降低了2.5%，而WAAM試樣的蒸發鋅損失高達8.3%。與(yu) 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，原因是出現等軸晶粒和晶粒細化。LAHAM試樣中Al、Zn、Mg、Cu元素分布均勻，與(yu) 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(nei) 部，而WAAM試樣中納米析出物僅(jin) 出現在晶界附近。與(yu) 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於(yu) 沉澱強化，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合金廣泛應用於(yu) 航空航天領域，從(cong) 飛機機身蒙皮到航天器座艙。然而，傳(chuan) 統的“鑄造/鍛造/切割”等方法，由於(yu) 不方便且產(chan) 生大量的浪費，無法滿足大型複雜結構的迫切需求。因此，需要一種既便宜又能提供高結構靈活性的Al-Zn-Mg-Cu合金的創新製造方法。

增材製造提供了一些優(you) 勢，並克服了傳(chuan) 統製造過程的瓶頸，如高生產(chan) 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，這限製了增材製造的潛力。Kaufmann等觀察了7075鋁合金選擇性激光熔化(SLM)過程中Zn的汽化，發現Zn的含量損失為(wei) 30.8%。Zeng等研究了al - zn - mg - cu合金SLM中的凝固裂紋現象。根據他們(men) 的研究，裂紋不能通過優(you) 化工藝參數來消除，這與(yu) 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)可以有效地控製增材製造過程中的裂紋。Sistiaga等人通過添加Si顆粒實現了無裂紋7075鋁合金試樣。然而，在7075鋁合金中發現Si是雜質，隨著Si的加入，斷裂韌性顯著降低。Martin等報道成功製備了納米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。雖然這些方法有助於(yu) 抑製裂紋的產(chan) 生，但對於(yu) Al-Zn-Mg-Cu合金的增材製造方法仍有待探索。

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(wei) 1.2 mm。

除了通過控製電氣參數來優(you) 化工藝的可能性外，CMT工藝在其控製係統中實現了線速度作為(wei) 附加參數，如上圖所示的典型工藝。在電弧燃燒階段(階段1)，絲(si) 電極被饋送到熔池。一旦焊絲(si) 電極接觸熔池，電流就會(hui) 減少(點2)。在短路階段(階段3)，焊絲(si) 的饋送方向會(hui) 改變，以支持光滑的液滴脫離，例如，焊絲(si) 從(cong) 熔池中移動。在第4點，跳線剛剛斷裂，金屬蒸汽等離子體(ti) 出現，電流急劇上升。當以氣體(ti) 為(wei) 主的焊接電弧建立(第5階段)時，再次改變焊絲(si) 的進給方向，使焊絲(si) 向熔池方向移動。

FRONIUS在2009年提出了一種增強型CMT版本，稱為(wei) 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、低發射和優(you) 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製和焊接過程的穩定性。

焊接電流(IS)、焊接電壓(US)和送絲(si) 速度(Wfs)的變化與(yu) EP階段和en階段的脈衝(chong) CMT有關(guan) 。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製，以及焊接電流的極性控製。極性的變化發生在短路階段，並防止可能的負麵影響，因為(wei) 電路電弧燃燒，例如，與(yu) 電弧斷開過程相關(guan) 的不穩定。沉積速率可以通過交替的正負過程周期來調整。先進的CMT據說可以減少熱輸入，減少失真，釋放很少的煙霧，而且易於(yu) 操作。該過程有兩(liang) 種變體(ti) ;第一個(ge) 是具有兩(liang) 個(ge) 正、負兩(liang) 循環CMT的流動，第二個(ge) 是正脈衝(chong) 相位的負相位和CMT的組合，如上圖所示

金屬絲(si) 電弧增材製造(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(chan) 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後的化學元素有差異，Zn含量損失為(wei) 11.8%。沉積試樣的抗拉強度和伸長率較低，分別為(wei) 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，限製了其機械性能。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(ti) 保護不良會(hui) 導致嚴(yan) 重的元素蒸發和缺陷。此外，這些方法的效果也不盡人意。

在製造鋁合金過程中，激光-電弧混合效應可以穩定電弧，提高激光吸收速率。通過改變激光與(yu) 電弧之間的能量匹配關(guan) 係，可以避免出現燒蝕、氣孔、不連續等缺陷。近年來，激光-電弧複合工藝在增材製造領域越來越受到關(guan) 注。Miao等采用激光-電弧複合工藝沉積Al - Si合金。他們(men) 發現激光作用區使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(cong) 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後，其UTS和伸長率達到了鍛板的目標。因此，激光電弧複合增材製造(LAHAM)可以減少缺陷，提高機械性能，是一種很好的鋁合金結構製造方法。

為(wei) 了研究增材製造Al-Zn-Mg-Cu合金的可行性，提出了一種脈衝(chong) 激光-電弧混合工藝。采用多尺度表征方法，從(cong) 晶粒形貌、晶體(ti) 結構、元素分布和納米析出相等方麵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。最後，係統地建立了沉積試樣的顯微組織與(yu) 機械性能之間的關(guan) 係。這些發現有望為(wei) 增材製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(si) 為(wei) 直徑1.2 mm的定製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(si) 。對基材表麵的氧化物和雜質進行機械清洗，然後進行丙酮脫脂。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%)。

實驗係統示意圖如圖1所示。LAHAM係統主要由Nd:YAG脈衝(chong) 激光源(GSI LUMONICS)、TIG焊接電源(Miller)和自動送絲(si) 器組成。一個(ge) 可編程的控製機床使TIG火炬和激光鏡頭安裝在它的精確運動。為(wei) 了避免鋁合金對激光的反射，在LAHAM工藝中采用了10°傾(qing) 斜的激光透鏡。WAAM過程與(yu) LAHAM係統相同，隻是沒有激光源。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。

圖1 激光-電弧混合增材製造係統原理圖。

表2 WAAM和LAHAM實驗中使用的加工參數。

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平麵上使用XRF光譜儀(yi) （BRUKER AXS, S8 TICER）檢測麵積為(wei) 10 × 10 mm2。將包含YOZ和XOZ平麵沉積層的金相試樣(圖2b)用粗砂SiC紙進行機械磨削，然後進行拋光。宏觀結構觀察使用共聚焦激光顯微鏡(Olympus OLS4000)進行。隨後，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獲得數據，α 2θ範圍內(nei) 的輻射為(wei) 20°−100°，掃描步進間隔為(wei) 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(wei) 了說明增材製造工藝的穩定性，根據ISO 13565-1標準，采用表麵粗糙度測量儀(yi) (MItutoyo SJ-310)進行表麵無損測量。選擇表麵粗糙度(Rz)來表示表麵輪廓。Rz項為(wei) 等高線頂部五個(ge) 峰的平均算術偏差與(yu) 底部五個(ge) 穀的平均算術偏差的和。從(cong) 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(ge) (圖2a)。根據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(wan) 能試驗機(Instron-5965)上進行，加載速率為(wei) 1 mm/min。對於(yu) 拉伸斷口的研究，通過掃描電鏡(SEM)獲得斷口表麵，並沿裂紋擴展方向進行EBSD分析，研究斷裂機理。

(A)環氧樹脂(B) 0.01% wt%納米複合材料的1型斷裂韌性試樣，在較低放大倍數下(比尺:1 mm)的SEM圖像。(C)環氧樹脂(比例尺:200 mm)和(D)納米複合材料在高倍放大(比例尺:100 mm)下，在預裂麵和斷口界麵附近有顯微特征。(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(wei) 環氧樹脂和複合材料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(cong) 缺口前緣向外擴展。從(cong) 顯微圖來看，斷裂的發生主要是由於(yu) 正應力和剪應力的作用。如圖所示，出現的不垂直於(yu) 宏觀缺口的線是剪應力的指示。在微觀水平上，這被認為(wei) 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(拉應力在正交於(yu) 缺口麵方向上)。在所有情況下，在缺口附近或在裂紋尖端處，表麵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製造的Al-Zn-Mg-Cu合金試樣的化學成分。給出的元素含量是三個(ge) 試樣的平均值。結果表明，沉積試樣的鋅含量低於(yu) 金屬絲(si) 的鋅含量。白色鬆散粉末粘附在WAAM試樣的XOZ平麵表麵，而LAHAM試樣的表麵更亮（圖3a）。根據能量色散光譜儀(yi) （EDS）分析，粉末被確定為(wei) ZnO，如圖3b所示。鋅的沸點是1180 K、遠低於(yu) Al（2743 K）。因此，鋅會(hui) 顯著蒸發，導致其在增材製造過程中含量較低。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製造Al-Zn-Mg-Cu合金的一個(ge) 眾(zhong) 所周知的挑戰。Lin等人也通過WAAM在7055鋁合金中觀察到了同樣的現象。如圖3a所示，在沉積樣品的三個(ge) 隨機位置進行三次不同的測量，每個(ge) 樣品總共進行9次測量。LAHAM樣本的Rz值為(wei) 20.9 ± 2.3，而WAAM試樣的值為(wei) 27.3 ± 分別為(wei) 1.3。因此，WAAM和LAHAM過程可以被認為(wei) 是穩定的。

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平麵表麵;(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麵未出現裂紋缺陷，氣孔較少。用阿基米德法測量了沉積試樣的孔隙度。經計算，WAAM和LAHAM試樣的孔隙度分別為(wei) 99.87%和99.68%。根據Miao等的研究，由於(yu) 逐層沉積，WAAM試樣呈現出規則的帶狀結構，帶狀結構的邊界可稱為(wei) 融合線。為(wei) 了便於(yu) 討論，將之前的凝固層重熔形成的區域(如圖4b熔合線上方)稱為(wei) 熱影響區(HAZ)。熱影響區寬度極薄，約150 μ m。層之間的剩餘(yu) 區域稱為(wei) 弧區(AZ)。LAHAM標本呈現典型的“酒杯”形狀:上寬下窄，如圖4d所示。根據這些形狀特征，LAHAM樣品的每一層被劃分為(wei) 兩(liang) 個(ge) 區域:上寬區(AZ)和下窄區(LZ)。電弧能量主要影響上部區域，即AZ，因為(wei) 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，出現了較深、較窄的著陸區。事實上，整個(ge) 熔池都吸收了激光能量。需要指出的是，這種分類隻是為(wei) 了討論方便。Miao等和Liu等也獲得了類似的雜交形態。這不僅(jin) 會(hui) 影響上麵討論的宏觀結構，也會(hui) 影響下麵將要討論的微觀結構。

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

３．２．晶粒形態和結構

為(wei) 獲得Al-Zn-Mg-Cu合金的典型凝固組織特征，采用WAAM和LAHAM製備了單軌/多層沉積試樣。基於(yu) EBSD分析的與(yu) 建築方向(BD)平行的顆粒結構如圖5所示。晶粒形態和結構表現出明顯的差異。在圖5a和c中，WAAM試樣中大部分晶粒為(wei) 粗柱狀晶體(ti) ，平均粒徑為(wei) 64.1µm。LAHAM試樣中有大量柱狀晶粒轉變為(wei) 細小的等軸晶粒(圖5e和g)，平均晶粒尺寸為(wei) 29.8µm，約為(wei) 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，提供了良好的散熱條件，從(cong) 而導致快速冷卻，有利於(yu) 細小晶粒的形成。對於(yu) WAAM試樣，由於(yu) G和冷卻速度遠低於(yu) 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，充分發育成粗柱狀晶體(ti) 。

外延晶粒生長方向接近最大G的方向，與(yu) 最大G成較大角度的晶粒生長將受到抑製。因此，這種類型的外延生長在增材製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< 100 > 沿BD方向的紋理，最大紋理指數達到19.57。柱狀晶粒傾(qing) 向於(yu) 沿BD方向在< 100 > 擇優(you) 生長，這是由於(yu) 合金的適應係數優(you) 於(yu) 鋁合金的其他方向(麵心立方組織)。而對於(yu) LAHAM試樣，等軸晶粒的取向是隨機的(圖5e)，織構指數下降到4.58。由於(yu) LAHAM試樣中出現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(yu) 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，殘餘(yu) 應力可以用KAM間接描述，因為(wei) 位錯是由增材製造過程中產(chan) 生的高應力產(chan) 生的。WAAM試樣的KAM水平主要為(wei) 淺綠色，表明在電弧過程中位錯和殘餘(yu) 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製備的Al-Zn-Mg-Cu合金試樣具有較低的殘餘(yu) 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(wei) 72%，而LAHAM試樣中的小角度晶界比例為(wei) 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(yu) 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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