超高速激光熔化掃描速度對(duì)Al-Mg-Sc 高強(qiáng)鋁合金性能的影響

文 聘,董子良,吳 宇,董丁煬,羅 星,杜博睿,許培鑫,陳 斐

（1.武漢理工大學(xué) 理學(xué)院 新材料力學(xué)理論與應(yīng)用湖北省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，武漢 430070；2.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院3D 打印研究與工程技術(shù)中心，北京 100095；3.中機(jī)新材料研究院鄭州有限公司 鄭州 450001；4.武漢理工大學(xué) 材料示范學(xué)院 材料復(fù)合新技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，武漢 430070）

自21 世紀(jì)以來(lái)，隨著高速列車(chē)、航空航天技術(shù)的快速發(fā)展，高強(qiáng)鋁合金構(gòu)件逐漸向大型化、一體化及復(fù)雜化方向不斷發(fā)展。傳統(tǒng)的鋁合金制備方法存在加工周期長(zhǎng)、成本高、易出現(xiàn)缺陷等問(wèn)題。激光熔化沉積技術(shù)作為增材制造工藝的一種，具有制備周期短、成本低、成形質(zhì)量高等優(yōu)點(diǎn)，成為高強(qiáng)鋁合金構(gòu)件制備的重要手段之一[1-5]。

高強(qiáng)鋁合金的制備是目前激光熔化沉積高強(qiáng)鋁合金的重點(diǎn)研究方向。Li 等[6]嘗試加入Si 元素并調(diào)節(jié)熱處理工藝參數(shù)來(lái)形成高強(qiáng)度和韌性的鋁合金。Prashanth 等[7]揭示了熱處理對(duì)Al-12Si 鋁合金微觀結(jié)構(gòu)的影響。Wang 等[8]奠定了商業(yè)高強(qiáng)鋁合金粉末用于激光熔化沉積技術(shù)的實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)。Liu 等[9]研究了Ti-6.5Al-3.5Mo-l.5Zr-0.3Si 合金的疲勞性能。Sc 元素的加入不僅使鋁合金的力學(xué)性能獲得大幅提升，也抑制了成形過(guò)程中裂紋的萌生[10]。Hua 等[11]使用激光熔化沉積技術(shù)制備了Al-Mg-Sc合金，得到了近全等軸晶組織，樣品在水平方向的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為399.87 MPa 和220.96 MPa，最大伸長(zhǎng)率為9.13%。Zhao 等[12]使用激光熔化沉積技術(shù)制備了 Al-Mg-Sc 合金，通過(guò)大幅度提高冷卻速率，降低單道的功率并增加單位長(zhǎng)度送粉速率實(shí)現(xiàn)試樣搭接率和孔隙率的降低，進(jìn)而提高合金硬度和拉伸強(qiáng)度。制備樣品的平均硬度為150HV，抗拉強(qiáng)度為407 MPa。

超高速激光熔化沉積是一種新型增材制造技術(shù)，與傳統(tǒng)激光熔化沉積方法相比具有更高的加工效率。傳統(tǒng)激光熔化沉積技術(shù)利用激光束在基體表面形成熔池，粉末進(jìn)入熔池后受熱熔化。而在超高速激光熔化沉積過(guò)程中，粉末于熔池上方發(fā)生熔化，僅少量粉末在熔池中熔化[13]?，F(xiàn)階段，超高速激光熔化沉積主要用于鋼、高溫合金等零件的表面熔覆，鮮見(jiàn)用于Al-Mg-Sc 高強(qiáng)鋁合金的成形制備，其缺陷特征、顯微組織及力學(xué)性能等均有待研究。

目前，增材制造工藝參數(shù)調(diào)控性能的研究采用大量盲目試錯(cuò)性方法[14]，造成原材料和時(shí)間的浪費(fèi)，若使用模擬仿真方法在實(shí)驗(yàn)前進(jìn)行預(yù)測(cè)指導(dǎo)，可降低成本，也可得到理想最佳工藝參數(shù)。Wang 等[15]建立了增材制造過(guò)程中熱流體流動(dòng)模型，包含熱交換、流體流動(dòng)、金屬蒸發(fā)、馬蘭戈里效應(yīng)和達(dá)西定律來(lái)模擬匙孔形成過(guò)程。Guo 等[16]采用多物理場(chǎng)有限體積法對(duì)激光粉末床熔融的匙孔形成機(jī)理進(jìn)行了數(shù)值模擬。Wang 等[17]采用熱最優(yōu)輸運(yùn)無(wú)網(wǎng)格法建立超高速激光熔化沉積中不平衡熱流體流動(dòng)方程，可以模擬產(chǎn)生的未熔合缺陷，對(duì)不同掃描速度形成的孔隙率影響進(jìn)行了探究。Ren 等[18]采用在線檢測(cè)熱成像與光學(xué)成像檢測(cè)匙孔形成，結(jié)合機(jī)器學(xué)習(xí)算法離線預(yù)測(cè)激光粉末床熔融中匙孔的位置和尺寸，預(yù)測(cè)準(zhǔn)確率高達(dá)100%。因此，可以通過(guò)數(shù)值模擬仿真揭示實(shí)驗(yàn)過(guò)程中熔池變化及孔隙缺陷形成機(jī)理。

針對(duì)現(xiàn)有增材制造技術(shù)沉積效率低這一問(wèn)題，本工作以超高速激光熔化沉積技術(shù)進(jìn)行Al-Mg-Sc高強(qiáng)鋁合金增材制造成形研究，探究沉積態(tài)組織與力學(xué)性能特征，分析掃描速度對(duì)組織、缺陷及力學(xué)性能的影響規(guī)律，采用ESCAAS 數(shù)值模擬軟件的熱力強(qiáng)耦合拉格朗日無(wú)網(wǎng)格法對(duì)成形過(guò)程進(jìn)行模擬，以真實(shí)粉末性能（尺寸大小、形狀等）作為輸入，對(duì)粉末顆粒和基體的溫度、物相和形狀演變的進(jìn)行詳細(xì)描述。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 超高速激光熔化沉積鋁合金試樣制備

基體為直徑50 mm 的7075 鋁合金軸。用銑床將基體表面加工平整，用無(wú)水乙醇和丙酮對(duì)基體表面進(jìn)行清洗。以化學(xué)成分為Al-5Mg-0.5Sc-0.9Mn-0.35Zr-Si-0.6Ti-0.5Cu-0.25Cr（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）的合金粉末為原材料進(jìn)行樣品制備。原料粉末形態(tài)接近球形（圖1（a）），粉末球形度為0.78。將粉末篩分至15～110 μm，通過(guò)激光粒度儀對(duì)粉末粒度分布進(jìn)行測(cè)試，結(jié)果為（圖1（b））：D10 為44.26 μm，D50 為74.39 μm，D90 為116.72 μm。沉積開(kāi)始前，使用干燥箱將原材料粉末在70 ℃下烘干24 h。使用自主開(kāi)發(fā)的LDF3000-40 型激光熔化沉積設(shè)備，其原理如圖1（c）所示。激光功率1500 W，激光掃描速度0.1、0.4、1 m/s，相鄰沉積層搭接率50%，送粉速率7.6 g/min。單層沉積層厚度約0.5 mm，共沉積10 層，總沉積厚度約4 mm。沿7075 鋁合金基體的軸向沉積50 mm。為防止樣品氧化，制備過(guò)程在氬氣氣氛中進(jìn)行。

圖1 原料粉末掃描電鏡照片（a）粉體粒徑分布；（b）超高速激光熔化沉積示意圖；（c）激光熔化沉積原理圖Fig.1 SEM photograph of raw powder（a）particle size distribution of powder；（b）schematic diagram of ultra-high speed laser cladding；（c）schematic diagram of laser melting deposition

1.2 力學(xué)性能與顯微組織分析

使用線切割技術(shù)切取試樣橫截面進(jìn)行微觀組織觀察。在水磨拋光機(jī)上用不同規(guī)格的砂紙逐步打磨樣品，用Al2O3懸浮液對(duì)樣品進(jìn)行拋光處理，直到表面無(wú)明顯劃痕。使用FEI Nanolab 掃描電子顯微鏡進(jìn)行微觀組織、拉伸斷口及電子背散射衍射（electron back scatter diffraction，EBSD）分 析，EBSD 測(cè)試所用步長(zhǎng)為1 μm。

從沉積的多層樣品上切取尺寸為21 mm×7.5 mm×1.2 mm 的室溫拉伸試樣，試樣尺寸和照片如圖2 所示。根據(jù)GB/T 228—1987，在Instron 3369 通用萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，室溫下固定加載速率為1 mm/min。每個(gè)掃描速度制備樣品均切出三個(gè)試樣進(jìn)行測(cè)試，取其平均值作為沉積態(tài)室溫拉伸性能。采用視頻引伸計(jì)記錄位移，同步記錄橫梁載荷得到載荷-位移曲線。

圖2 拉伸試樣（a）樣品照片；（b）樣品尺寸Fig.2 Tensile specimens（a）specimen photo；（b）specimen dimension

1.3 熱力強(qiáng)耦合拉格朗日無(wú)網(wǎng)格數(shù)值模擬

為了研究增材制造過(guò)程中工藝參數(shù)的影響，模擬增材制造過(guò)程熔池熔凝行為及缺陷形成過(guò)程，采用熱力強(qiáng)耦合拉格朗日無(wú)網(wǎng)格數(shù)值模擬方法。本方法框架基本方程為能量守恒方程：

式中：ρ0是密度，為初始輸入?yún)?shù)；T（為一階導(dǎo)數(shù)）為溫度；N為熵密度；Z（為一階導(dǎo)數(shù)）是材料局部狀態(tài)的內(nèi)部變量集；F（為一階導(dǎo)數(shù)，為二階導(dǎo)數(shù)）是變形梯度；B是單位質(zhì)量體積力；q是熱通量；S是單位質(zhì)量的分布熱源密度；n是向外的法線方向；（為一階導(dǎo)數(shù)，¨為二階導(dǎo)數(shù)）是變量并滿足方程：

該方程中的Pe指的是自由體積變形項(xiàng)，滿足：

Pv指的是黏性耗散項(xiàng)，滿足：

求解上述方程中的材料常數(shù)如表1 所示。

表1 熱粘塑性模型中的材料屬性Table 1 Material properties in thermo-visco-plastic model

2 結(jié)果與討論

2.1 實(shí)驗(yàn)結(jié)果討論

圖3 為超高速激光熔化沉積增材制造Al-Mg-Sc 合金樣品的掃描電鏡照片。由圖3 可看出，樣品內(nèi)部致密，無(wú)裂紋、夾雜或未熔合等缺陷存在，但存在少量尺寸在200 μm 以下的氣孔，且氣孔數(shù)量隨著掃描速度的增加明顯減少。

圖3 超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 合金不同掃描速度成形樣品的內(nèi)部氣孔（a）0.1 m/s；（b）0.4 m/s；（c）1 m/sFig.3 Pores of samples of Al-Mg-Sc alloy prepared by ultra-high speed laser melting deposition at different scanning rates（a）0.1 m/s；（b）0.4 m/s；（c）1 m/s

圖4 為超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 鋁合金樣品EBSD 表征結(jié)果。由圖4 可看出，在不同掃描速度下，均由細(xì)小的等軸晶構(gòu)成，晶粒尺寸約10 μm。工藝參數(shù)變化對(duì)晶粒形貌影響不顯著。

圖4 超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 合金不同掃描速度成形樣品的晶粒形貌（a）0.1 m/s；（b）0.4 m/s；（c）1 m/s；Fig.4 Grain morphology of samples of Al-Mg-Sc alloy prepared by ultra-high speed laser melting deposition at different scanning rates（a）0.1 m/s；（b）0.4 m/s；（c）1 m/s

圖5～7 是不同掃描速度下超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 合金成形樣品進(jìn)行EBSD 分析得到的ODF 圖，選取?2=0°、45°、90°織構(gòu)截面進(jìn)行分析?？梢钥闯鰭呙杷俣葹?.1 m/s 和0.4 m/s 的樣品有明顯的峰值，同時(shí)，樣品的織構(gòu)指數(shù)和強(qiáng)度僅略大于1，表明材料表現(xiàn)出一定但不明顯的各向異性，而掃描速度為1 m/s 的樣品中并沒(méi)有明顯的峰值，說(shuō)明其未有明顯的織構(gòu)取向。

圖5 掃描速度0.1 m/s 成形樣品的ODF 圖Fig.5 ODF images of sample prepared at scanning rate of 0.1 m/s

圖6 掃描速度0.4 m/s 成形樣品的ODF 圖Fig.6 ODF images of sample prepared at scanning rate of 0.4 m/s

圖7 掃描速度1 m/s 成形樣品的ODF 圖Fig.7 ODF images of sample prepared at scanning rate of 1 m/s

圖8 為超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 鋁合金樣品力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果。由圖8 可見(jiàn)，掃描速度與抗拉強(qiáng)度成正比例關(guān)系，在0.1m/s 時(shí)樣品抗拉強(qiáng)度為250 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為13%；在1m/s 時(shí)抗拉強(qiáng)度為303 MPa，斷后伸長(zhǎng)率為22.5%，力學(xué)性能最好。隨著掃描速度增加，抗拉強(qiáng)度提升了21.2%，斷后伸長(zhǎng)率提升了73.1%。

圖8 超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 合金不同掃描速度成形樣品應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.8 Engineering stress-strain curves of Al-Mg-Sc alloy prepared by ultra-high speed laser melting deposition at different scanning rates

圖9 為三種掃描速度制備的Al-Mg-Sc 鋁合金拉伸試樣的拉伸斷口形貌。由圖9 可以看出，斷口形貌均表現(xiàn)為較深同時(shí)比較細(xì)密的韌窩，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)明顯的解理臺(tái)階以及撕裂棱。這表明不同掃描速度制備試樣的室溫拉伸斷裂機(jī)制均為塑性斷裂。

圖9 超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 合金不同掃描速度成形樣品室溫拉伸斷口形貌（a）0.1 m/s；（b）0.4 m/s；（c）1 m/sFig.9 Room temperature tensile fracture morphology of sample of Al-Mg-Sc alloy prepared by ultra-high speed laser melting deposition at different scanning rates（a）0.1 m/s；（b）0.4 m/s；（c）1 m/s

對(duì)力學(xué)性能最好樣品（掃描速度1 m/s）的顯微組織進(jìn)行了進(jìn)一步觀察，結(jié)果如圖10 所示。由圖10 可以看到，合金的顯微組織中有大量彌散分布的微米級(jí)顆粒。

圖10 超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 合金掃描速度1 m/s 成形樣品合金顯微組織Fig.10 Microstructure of sample of Al-Mg-Sc alloy prepared by ultra-high speed laser melting deposition at scanning rate of 1 m/s

圖11 為合金的組成相成分面分布測(cè)試結(jié)果。表2 為微米級(jí)顆粒的化學(xué)成分測(cè)試結(jié)果。根據(jù)成分測(cè)試結(jié)果可以看到，Al-Mg-Sc 鋁合金由α-Al 基體和Al3（Sc，Zr）顆粒共同組成。

表2 超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 鋁合金掃描速度1 m/s 成形樣品中微米級(jí)顆粒化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 2 Chemical composition of micron particles in Al-Mg-Sc aluminum alloy prepared by ultra-high speed laser melting deposition at scanning rate of 1 m/s（mass fraction/%）

圖11 超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 合金掃描速度1 m/s 成形樣品成分面分布測(cè)試結(jié)果Fig.11 Test results of composition surface distribution of samples of Al-Mg-Sc alloy prepared by ultra-high speed laser melting deposition at scanning rate of 1 m/s

2.2 模擬結(jié)果討論

沉積層厚度、孔隙率、殘余應(yīng)力等宏觀性能都是由超高速激光熔化沉積過(guò)程中粉末的參數(shù)決定的。因此通過(guò)ESCAAS 軟件進(jìn)行同軸送粉超高速激光熔化沉積仿真模擬。以真實(shí)粉末性能（尺寸大小、形狀、孔隙等）作為輸入。在40～120 μm 范圍內(nèi)隨機(jī)生成粉末球體，其粒徑符合正態(tài)分布，與真實(shí)實(shí)驗(yàn)的粉末粒徑概率密度函數(shù)一致，如圖12 所示。

圖12 輸入?yún)?shù)后生成的顆粒模型和分布情況Fig.12 Particle model and distribution generated after input parameters

圖13 為激光功率1500 W、掃描速度0.1m/s時(shí)，激光照射中粒子和基體的變形構(gòu)型和溫度分布隨時(shí)間的變化?；跓崃?qiáng)耦合拉格朗日無(wú)網(wǎng)格數(shù)值模擬方法，得到了粉末顆粒和基體的溫度、物相和形狀演變的詳細(xì)描述。當(dāng)這些粒子在進(jìn)入激光范圍時(shí)，溫度迅速上升。由于空氣中的粒子不相互接觸呈離散狀，激光的能量都轉(zhuǎn)化為內(nèi)能，使粒子迅速加熱超過(guò)熔化溫度。當(dāng)一個(gè)材料點(diǎn)的局部溫度達(dá)到熔化溫度時(shí)，該材料點(diǎn)會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)榱黧w相。粒子中的熱量通過(guò)對(duì)流傳遞到環(huán)境中，粒子被激光束輻射的時(shí)間越長(zhǎng)，其溫度越高。粉末束以一定角度射入基體，激光束范圍之外的一些粒子保持在固體狀態(tài)，直到它們與熱粒子和基體接觸后熔化。同時(shí)，激光束連續(xù)穿透粉末區(qū)域向基體輸入能量。在基體表面形成了一個(gè)淺的熔池。當(dāng)熔化的顆粒撞擊基體表面時(shí)，它們會(huì)擴(kuò)散并入熔池，形成涂層。在沖擊力的影響下，熔池中的基體材料被壓縮。由于激光的掃描速度較低，粉末堆積并推動(dòng)熔融的基體在其表面形成堆積，形成了較為粗糙的表面，堆積凝固后形成沉積層。

圖13 超高速激光熔化沉積仿真模擬激光掃描速度0.1 m/s 時(shí)預(yù)測(cè)的粉末顆粒和基體的變形形態(tài)和溫度分布Fig.13 Simulation of deformation morphology and temperature distribution of powder particles and matrix of Al-Mg-Sc alloy prepared by ultra-high speed laser melting deposition at scanning rate of 0.1 m/s

在這些模擬中只研究了撞擊過(guò)程的前幾毫秒。慣性效應(yīng)、液體顆粒的變形以及液滴和熔池的融合是該區(qū)域的主要響應(yīng)。因此，在這短暫的沖擊期內(nèi)，靠近接觸區(qū)域的熔池表面溫度變化并不顯著。

不同時(shí)間點(diǎn)下熱影響區(qū)加結(jié)合層的厚度變化如圖14（a）、（b）所示，隨著時(shí)間的增加，總厚度增加；不同掃描速度下凝固后的截面圖如圖14（c）、（d）所示，隨著掃描速度的提高，沉積層表面的凹凸程度有明顯的降低。

圖14 超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 合金仿真模擬不同掃描速度成形樣品截面圖（a）0.4 m/s，0.5ms；（b）0.4 m/s，2 ms；（c）0.4 m/s 凝固后；（d）1 m/s 凝固后Fig.14 Cross sections of Al-Mg-Sc alloy prepared by ultra-high speed laser melting deposition at different scanning rates（a）0.4 m/s，0.5 ms；（b）0.4 m/s，2 ms；（c）0.4 m/s，after solidification；（d）1 m/s，after solidification

圖15 為掃描速度0.1～0.8 m/s 范圍內(nèi)的孔隙率。由圖15 看出，孔隙率隨掃描速度的提高逐漸降低，孔隙率波動(dòng)范圍在1.2%～1%。該模擬結(jié)果與圖3 不同掃描速度成型樣品中氣孔數(shù)量變化趨勢(shì)相吻合。隨著掃描速度增加，孔隙率降低，合金的力學(xué)性能改善。

圖15 超高速激光熔化沉積Al-Mg-Sc 合金樣品孔隙度隨激光掃描速度變化Fig.15 Porosities of samples of Al-Mg-Sc alloy prepared by ultra-high speed laser melting deposition at different scanning rates

3 結(jié)論

（1）超高速激光熔化沉積鋁合金顯微組織致密，組織呈現(xiàn)均勻的等軸細(xì)晶，樣品力學(xué)性能隨掃描速度變化，當(dāng)掃描速度較高時(shí)由于孔隙率較低的原因?qū)е铝W(xué)性能更好，此時(shí)最大抗拉強(qiáng)度為303 MPa，斷裂伸長(zhǎng)率為22.5%。

（2）采用熱力強(qiáng)耦合拉格朗日無(wú)網(wǎng)格方法預(yù)測(cè)增材制造粉末熔化相變過(guò)程及熔池?zé)釀?dòng)力學(xué)行為，合金粉末在空中匯聚、碰撞、軟化、熔化形成空中熔池后，在基體上融合凝固形成沉積層，隨掃描速度增加，形狀趨向于扁長(zhǎng)，其中流場(chǎng)分布方向?yàn)檠責(zé)嵩粗行膹较蛳蛲狻?/p>

（3）數(shù)值模擬研究激光掃描速度對(duì)力學(xué)性能的影響，表明較高的激光掃描速度能減少粉末材料的堆積，降低涂層孔隙率，可以提高力學(xué)性能，結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果相吻合。