激光選區(qū)熔化成形含鋯7×××系鋁合金的顯微組織與力學(xué)性能

詹強(qiáng)坤，劉允中，劉小輝，周志光

(華南理工大學(xué) 國家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510641)

7×××系高強(qiáng)鋁合金以其優(yōu)異的力學(xué)性能和耐腐蝕性能在航空航天、汽車等行業(yè)得到了廣泛的應(yīng)用，然而常規(guī)的鑄造和鍛造等傳統(tǒng)工藝在制造復(fù)雜形狀零件上存在較大困難[1-3]。激光選區(qū)熔化(SLM)是一種新興的增材制造技術(shù)，能夠?qū)崿F(xiàn)復(fù)雜幾何形狀構(gòu)件的成形，具有快速、無需模具及近凈成形等優(yōu)點(diǎn)[4]。然而，研究表明SLM成形鋁合金主要集中在鑄造性能良好的Al-Si系合金(如AlSi10Mg，AlSi7Mg，AlSi12等)[5-6]，但是對于航空航天廣泛應(yīng)用的7×××系高強(qiáng)鋁合金(如7075鋁合金)，由于其合金元素含量高、凝固溫度區(qū)間較寬、鑄造和焊接性能較差，易產(chǎn)生熱裂紋，嚴(yán)重惡化力學(xué)性能，故其激光選區(qū)熔化成形仍面臨很大挑戰(zhàn)[7-11]。

通?？梢酝ㄟ^SLM工藝優(yōu)化和材料成分優(yōu)化的方法來調(diào)控凝固組織，以降低凝固過程中的熱裂傾向[12-13]。然而，研究表明7075鋁合金很難通過SLM工藝優(yōu)化來實(shí)現(xiàn)無裂紋成形[14]，在鋁合金粉末中添加形核劑顆粒和制備預(yù)合金化粉末是目前解決高強(qiáng)鋁合金SLM成形熱裂紋問題的兩種主要手段。Martin等[15]采用靜電自組裝工藝，將1%(體積分?jǐn)?shù))的ZrH2與7075鋁合金粉末均勻混合，通過形成Al3Zr相，促進(jìn)異質(zhì)形核，實(shí)現(xiàn)無裂紋成形，但靜電自組裝工藝可能會(huì)引入有機(jī)物雜質(zhì)，且工藝復(fù)雜不利于推廣。Zhou等[16]在7075鋁合金粉末中同時(shí)添加亞微米Si和TiB2顆粒，晶粒組織得到細(xì)化，T6熱處理后抗拉強(qiáng)度達(dá)到556 MPa，然而塑性仍不理想，伸長率僅為4.5%，認(rèn)為裂紋消除機(jī)制主要為TiB2的異質(zhì)形核作用以及低熔點(diǎn)Al-Si共晶組織在凝固后期的補(bǔ)縮作用。Zhou等[17]添加1% (Sc + Zr)(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)制備了Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金粉末，通過Al3(Sc,Zr)相的形成，細(xì)化晶粒組織，經(jīng)T6熱處理伸長率可達(dá)11%，但強(qiáng)度仍然不高，抗拉強(qiáng)度為436 MPa。Li等[18]制備了Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Si合金粉末，制備出無裂紋試樣，抗拉強(qiáng)度為446 MPa，伸長率為6.5%，裂紋消除機(jī)制主要為Al3Zr的異質(zhì)形核作用及在晶界處的釘扎效應(yīng)，但脆性相Si的添加可能降低了材料的塑性。以上研究表明通過細(xì)化晶粒組織，可以初步解決7075鋁合金SLM成形的熱裂紋問題，但綜合力學(xué)性能表現(xiàn)普遍不佳，遠(yuǎn)低于鍛造態(tài)7075鋁合金的水平，仍具有很大的提升空間。因此，在消除熱裂紋的基礎(chǔ)上進(jìn)一步提高綜合力學(xué)性能，對于實(shí)現(xiàn)SLM制備7×××系鋁合金的應(yīng)用具有重要意義。

在鋁合金中添加適量Zr，可以細(xì)化晶粒組織[19-20]，降低熱裂傾向，提高激光選區(qū)熔化的工藝成形性[21-23]，且添加一定量的Zr有助于提高鋁合金的力學(xué)性能[24-26]。然而制備預(yù)合金化含Zr鋁合金粉末，晶粒細(xì)化效果有限[18]，這可能是因?yàn)锳l-Zr液相線溫度較高，氣霧化制粉難以獲得大量Al3Zr相，且形成的Al3Zr相會(huì)在SLM成形過程中溶解，失去形核作用[15,23]。

本工作采用低能球磨法制備ZrH2/7075復(fù)合粉末的方式引入Zr元素，ZrH2在常溫下保持穩(wěn)定并在受熱(500 ℃左右)時(shí)迅速分解，避免了Zr的氧化和雜質(zhì)引入，同時(shí)原位形成的Al3Zr具有更佳的晶粒細(xì)化效果，以提高合金SLM成形性。利用激光選區(qū)熔化技術(shù)制備了含鋯7×××系鋁合金，分析了ZrH2添加對試樣顯微組織和力學(xué)性能的影響。旨在通過激光選區(qū)熔化技術(shù)制備綜合力學(xué)性能優(yōu)良的7×××系鋁合金，為SLM工藝制備高性能7×××系鋁合金提供一種組織和性能調(diào)控的理論依據(jù)和技術(shù)參考。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

采用霧化法制備7075鋁合金粉末，粉末呈近球形(見圖1(a))，粒徑分布D50=29 μm(見圖1(d))，化學(xué)成分列于表1。采用高能球磨法制備的亞微米ZrH2粉末，粉末呈不規(guī)則狀(見圖1(b))，平均粒徑約為500 nm。利用低能球磨組裝修飾法制備ZrH2/7075鋁合金復(fù)合粉末，復(fù)合粉末保持良好的球形度，ZrH2修飾效果良好(見圖1(c))。

表1 7075鋁合金粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of 7075 aluminum alloy powder (mass fraction/%)

圖1 7075鋁合金粉末(a)，ZrH2粉末(b)和ZrH2/7075復(fù)合粉末(c)SEM圖及7075鋁合金粉末粒徑分布(d)Fig.1 SEM images of 7075 aluminum alloy powder (a),ZrH2 powder (b) and ZrH2/7075 composite powder (c) and particle size distribution of 7075 aluminum alloy powder (d)

1.2 制備工藝

采用EOS M290設(shè)備進(jìn)行ZrH2/7075復(fù)合粉末的激光選區(qū)熔化成形，氬氣氛圍。激光功率分別為110，140，170，200，230，260 W，掃描速率為600 mm/s，掃描間距為90 μm，層厚為30 μm，基板預(yù)熱溫度為180 ℃，層間旋轉(zhuǎn)67°。

SLM試樣固溶時(shí)效熱處理在TNX1100-20箱式熱處理爐及DF-101S型恒溫油浴鍋中進(jìn)行。固溶溫度為490 ℃，固溶時(shí)間為1 h，水淬后進(jìn)行時(shí)效處理，時(shí)效溫度為120 ℃，時(shí)效時(shí)間24 h。

1.3 測試與表征

采用Leica DML5000金相顯微鏡，NOVA NANOSEM 430型場發(fā)射掃描電子顯微鏡和JEM-2100F型場發(fā)射透射電子顯微鏡等進(jìn)行SLM試樣的顯微組織、斷口形貌及物相分析。通過阿基米德排水法測量試樣的密度。采用UTM5105型電子萬能試驗(yàn)機(jī)測試SLM試樣的室溫拉伸性能，拉伸試樣的橫截面尺寸為1.5 mm×3 mm，拉伸應(yīng)變速率為1.2×10-3s-1，每個(gè)參數(shù)測試3個(gè)試樣。

2 結(jié)果與分析

2.1 ZrH2含量對熱裂紋和凝固組織的影響

圖2為添加不同含量ZrH2的SLM試樣XOY面的光學(xué)顯微圖。由圖2(a)可知，7075鋁合金SLM試樣內(nèi)部存在嚴(yán)重的熱裂紋，熱裂紋縱橫交錯(cuò)呈網(wǎng)狀。加入0.5%的ZrH2后，熱裂紋數(shù)量有所減少(圖2(b))。當(dāng)ZrH2含量提高到1.0%時(shí)，熱裂紋長度顯著減小，數(shù)量也顯著減少，但是仍存在少量微裂紋(圖2(c))。當(dāng)ZrH2的含量達(dá)到1.5%時(shí)，熱裂紋完全消失(圖2(d))。

圖2 SLM試樣光學(xué)顯微圖(a)7075鋁合金；(b)7075鋁合金+0.5% ZrH2；(c)7075鋁合金+1.0% ZrH2；(d)7075鋁合金+1.5% ZrH2Fig.2 Optical micrographs of SLMed samples (a)7075 aluminum alloy;(b)7075 aluminum alloy +0.5% ZrH2;(c)7075 aluminum alloy +1.0% ZrH2;(d)7075 aluminum alloy +1.5% ZrH2

圖3是添加不同含量ZrH2的SLM試樣的EBSD圖與晶粒尺寸分布圖。由圖3(a-1)，(a-2)可見，7075鋁合金SLM試樣呈粗大柱狀晶組織，平均晶粒尺寸為21 μm。當(dāng)加入0.5%的ZrH2時(shí)，柱狀晶尺寸大大減小，出現(xiàn)小區(qū)域的細(xì)晶區(qū)，平均晶粒尺寸減小至6.9 μm(圖3(b-1)，(b-2))。當(dāng)ZrH2含量提高到1.0%時(shí)，柱狀晶數(shù)量大大減少，僅存在小部分朝向熔池心部的短小柱狀晶，晶粒組織向等軸晶發(fā)生轉(zhuǎn)變，平均晶粒尺寸為2.1 μm(圖3(c-1),(c-2))。當(dāng)ZrH2含量達(dá)到1.5%時(shí)，粗大柱狀晶完全消失，晶粒組織完全轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，平均晶粒尺寸僅為1.6 μm(圖3(d-1),(d-2))。

圖3 SLM試樣的EBSD圖(1)和尺寸分布圖(2)(a)7075鋁合金；(b)7075鋁合金+0.5% ZrH2；(c)7075鋁合金+1.0% ZrH2；(d)7075鋁合金+1.5% ZrH2Fig.3 EBSD images (1) and grain size distributions (2) of SLMed samples(a)7075 aluminum alloy;(b)7075 aluminum alloy +0.5% ZrH2;(c)7075 aluminum alloy +1.0% ZrH2;(d)7075 aluminum alloy +1.5% ZrH2

2.2 添加1.5% ZrH2的SLM試樣顯微組織

圖4為激光功率對SLM試樣致密度的影響規(guī)律和典型試樣的光學(xué)顯微圖。由圖4(a)可知，隨著激光功率的提高，試樣的致密度呈先增大后減小的變化趨勢。在低激光功率下(140 W)，可以觀察到尺寸較大的不規(guī)則孔(圖4(b))。隨著激光功率提高(200 W)，不規(guī)則孔消失，試樣致密度有所提高(圖4(c))。然而當(dāng)激光功率過高(260 W)時(shí)，試樣內(nèi)部圓孔增多(圖4(d))，致密度有所下降。低激光功率下，能量密度不足，粉末不能充分熔化造成不規(guī)則工藝孔的出現(xiàn)；而當(dāng)激光功率過高時(shí)，過高的能量輸入會(huì)造成7075鋁合金中低熔點(diǎn)金屬元素Zn和Mg等氣化嚴(yán)重，產(chǎn)生大量微孔。

圖4 激光功率對試樣致密度的影響(a)和典型試樣光學(xué)顯微圖(b)～(d)Fig.4 Effect of laser power on relative density of SLMed samples (a) and the optical micrographs of typical samples (b)-(d)

圖5是SLM試樣的晶粒組織圖。SLM試樣呈現(xiàn)典型的激光沉積態(tài)微觀組織特征，在XOY面可以觀察到相互交叉的激光掃描熔道(圖5(a-1))，在XOZ面可以觀察到形態(tài)清晰，呈鱗片狀分布的熔池(圖5(b-1))。與此相對應(yīng)，試樣顯微組織呈現(xiàn)位于熔池邊界的細(xì)晶區(qū)(晶粒尺寸0.2～1.6 μm)和位于熔池內(nèi)部的粗晶區(qū)(晶粒尺寸5～8 μm)交錯(cuò)分布的特點(diǎn)(圖5(a-2),(b-2))。

圖5 SLM試樣低倍(1)和高倍(2)顯微組織圖 (a)XOY面；(b)XOZ面Fig.5 Low magnification (1) and high magnification (2) microstructures of the SLMed samples (a)XOY plane;(b)XOZ plane

圖6為SLM試樣橫截面的SEM圖?？梢杂^察到熔池邊界處析出相較為細(xì)小，而熔池內(nèi)部析出相為粗大的連續(xù)網(wǎng)狀分布(圖6(a))。試樣中還存在形狀較為規(guī)則的方形析出相，尺寸約為100～300 nm(圖6 (b))。值得注意的是，該方形析出相多分布于熔池邊界處的細(xì)晶區(qū)，而在熔池內(nèi)部的粗晶區(qū)則很少或幾乎沒有該析出相存在。

圖6 SLM試樣的SEM圖(XOZ面) (a)低倍；(b)高倍Fig.6 SEM images of SLMed samples (XOZ plane) (a)low magnification;(b)high magnification

為進(jìn)一步確定該方形析出相的成分及結(jié)構(gòu)，采用TEM對試樣顯微組織進(jìn)行了詳細(xì)分析，結(jié)果如圖7所示?？梢郧宄吹轿挥诰Я?nèi)部及晶界處的方形析出相(圖7(a))，EDS結(jié)果顯示該方形析出相富含Al和Zr元素(圖7(b),(c))，相應(yīng)的選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)結(jié)果顯示該析出相為立方結(jié)構(gòu)的L12型Al3Zr相(圖7(d),(e))。圖7(f)為L12型Al3Zr相和Al基體的界面高分辨圖，可見兩者之間具有良好的界面結(jié)合。結(jié)合選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)以及界面高分辨圖分析結(jié)果可知L12型Al3Zr相和基體Al之間具有以下取向關(guān)系：[001]Al3Zr∥[001]Al，[011]Al3Zr∥[011]Al，表明L12型Al3Zr和Al基體之間具有很好的共格關(guān)系。在不同工藝條件下，Zr作為微量合金元素在鋁合金中有4種常見的存在形式：固溶在鋁基體中，生成初生Al3Zr相，形成亞穩(wěn)態(tài)L12型Al3Zr相，平衡態(tài)DO23型Al3Zr相。其中L12型Al3Zr相與鋁合金基體保持良好的共格關(guān)系，是一種高效的鋁合金形核劑。

圖7 SLM試樣 (a)TEM圖；(b)，(c)EDS面掃描圖；(d)，(e)衍射斑點(diǎn)圖；(f)高分辨圖Fig.7 SLMed samples (a)TEM image;(b),(c)EDS mapping;(d),(e)SAED patterns;(f)HRTEM image

2.3 T6熱處理態(tài)試樣的顯微組織和力學(xué)性能

T6熱處理是7075鋁合金常采用的熱處理工藝。圖8為T6熱處理后SLM試樣縱截面的SEM圖，由圖8(a)可知，SLM試樣組織中析出相由連續(xù)網(wǎng)狀轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬⒌念w粒狀(直徑約20～70 nm)，且在熔池內(nèi)部粗晶區(qū)分布較多(圖8(b))。在熔池邊界附近的細(xì)晶區(qū)依然可以看到大量的方形析出相(圖8(c))，表明T6熱處理后，方形析出相的分布、形態(tài)和尺寸未發(fā)生明顯變化。

圖8 T6熱處理態(tài)SLM試樣的SEM圖 (a)低倍；(b)，(c)高倍Fig.8 SEM images of SLMed samples at T6 condition (a)low magnification;(b),(c)high magnification

T6熱處理也對SLM試樣中Zr元素的存在形式產(chǎn)生影響。圖9為T6熱處理后SLM試樣的TEM圖。由圖9(a)，(c)可知，在SLM試樣方形析出相處，選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)在熱處理前后保持一致，證明方形析出相依然為亞穩(wěn)態(tài)L12型Al3Zr相，表明SLM過程中形成的亞穩(wěn)態(tài)L12型Al3Zr相在熱處理過程中未發(fā)生轉(zhuǎn)變，具有較高的熱穩(wěn)定性。另外，值得注意的是，在試樣晶粒內(nèi)部及晶界處觀察到一些球形納米沉淀相的析出(圖9(b))，EDS分析結(jié)果顯示有較高含量的Zr元素，結(jié)合選區(qū)電子衍射斑點(diǎn)結(jié)果(圖9(d))可知該球形納米沉淀相為L12型Al3Zr相，文獻(xiàn)[26-28]也發(fā)現(xiàn)含Zr鋁合金在熱處理過程中有球形納米Al3Zr沉淀相產(chǎn)生。由于Zr在基體Al中的擴(kuò)散速度非常慢，鋁合金中的Al3Zr相具有較高的熱穩(wěn)定性[15]，因此經(jīng)常規(guī)T6熱處理后，SLM試樣中亞穩(wěn)態(tài)L12型Al3Zr相仍保持穩(wěn)定。此外，在時(shí)效過程中，SLM試樣中過飽和的Zr將形成納米Al3Zr相沉淀析出，分散在晶界和晶粒內(nèi)部。

圖9 T6熱處理態(tài)SLM試樣 (a)，(b)TEM圖；(c)，(d)衍射斑點(diǎn)圖Fig.9 SLMed samples at T6 condition (a)，(b)TEM image;(c)，(d)SAED pattern

圖10為熱處理后SLM試樣的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線圖。由圖可知，當(dāng)激光功率為200 W時(shí)，SLM試樣的力學(xué)性能最佳，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為(550±10)MPa和(490±5) MPa，伸長率為(12±1)%，而在低激光功率(140 W)或高激光功率(260 W)下，受孔隙率和孔洞形狀的影響，試樣的強(qiáng)度和塑性均會(huì)降低。功率較低時(shí)，試樣內(nèi)部較大的不規(guī)則孔洞(圖4(b))嚴(yán)重?fù)p害材料的塑性；而功率較高時(shí)，過高的孔隙率(圖4(c))也將導(dǎo)致試樣的強(qiáng)度和塑性下降。

圖10 T6熱處理態(tài)SLM試樣的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.10 Stress-strain curves of SLMed samples at T6 condition

圖11為激光功率為200 W時(shí)，熱處理后SLM試樣的斷口形貌，可以看到，拉伸試樣斷口處可觀察到大量韌窩(2～7 μm)，表明經(jīng)T6熱處理后SLM試樣表現(xiàn)為韌性斷裂，斷裂行為與試樣的高強(qiáng)度和高伸長率相對應(yīng)。

圖11 激光功率為200 W時(shí)T6熱處理態(tài)SLM試樣的斷口形貌(a)低倍；(b)高倍Fig.11 Fracture morphologies of SLMed sample at T6 condition with a laser power of 200 W(a)low magnification;(b)high magnification

2.4 晶粒細(xì)化及強(qiáng)化機(jī)制

2.4.1 晶粒細(xì)化

添加ZrH2可以實(shí)現(xiàn)7075鋁合金的無裂紋SLM成形，凝固組織由柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶是熱裂紋消除的主要原因。與粗大柱狀晶組織相比，細(xì)小等軸晶組織能夠降低熱裂敏感性，抑制熱裂紋的產(chǎn)生和擴(kuò)展[15]。一方面細(xì)小的等軸晶組織有助于減少熔體凝固后期晶粒間液體薄膜的厚度，減弱凝固收縮造成的應(yīng)力，另一方面晶粒細(xì)化能夠改善熱應(yīng)力集中，減小熱裂傾向，晶界還可以起到阻礙裂紋擴(kuò)展的作用，提高材料的抗裂能力[16]。隨著ZrH2含量的提高，柱狀晶減少，熱裂紋逐漸消失，當(dāng)ZrH2含量達(dá)到1.5%時(shí)，組織由粗大柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，晶粒得到顯著細(xì)化(圖3)，試樣中裂紋完全消失(圖2)。

根據(jù)經(jīng)典形核理論，形核劑的晶粒細(xì)化效果與形核質(zhì)點(diǎn)和基體材料的原子匹配程度有關(guān)，晶格錯(cuò)配程度越低，形核劑的晶粒細(xì)化效果越好[20]。亞穩(wěn)態(tài)L12型Al3Zr相為立方晶體結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)a=0.405 nm與Al非常接近(Al晶格常數(shù)為0.4049 nm)，并與Al具有良好的共格關(guān)系[19]，TEM表征結(jié)果顯示L12型Al3Zr相和基體Al之間具有以下取向關(guān)系：[001]Al3Zr∥[001]Al，[011]Al3Zr∥[011]Al，[112]Al3Zr∥[112]Al(圖7，圖9)。復(fù)合粉末在SLM成形過程中，ZrH2受熱分解形成Zr溶解鋁熔體中，并與Al原位形成亞穩(wěn)態(tài)L12型Al3Zr相，在隨后的快速凝固過程中亞穩(wěn)態(tài)L12型Al3Zr相得以保留下來[25,29]。大量具有良好形核作用的L12型Al3Zr相(圖6)將促進(jìn)異質(zhì)形核，實(shí)現(xiàn)凝固組織由柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變。值得注意的是，常規(guī)鑄造鋁合金中過多含量的Zr將形成初生Al3Zr相，惡化力學(xué)性能[30]。但在SLM試樣中僅觀察到大量L12型Al3Zr相(圖6，圖7)，并未發(fā)現(xiàn)其他形態(tài)的Al3Zr相，表明在復(fù)合粉末的SLM成形過程中，熔池的快速凝固會(huì)抑制初生Al3Zr相形成[19]，允許鋁合金中更高的Zr含量[25]，有利于L12型Al3Zr相的原位形成[21,23,25]。當(dāng)ZrH2含量為1.5%時(shí)，大量L12型Al3Zr相為熔體凝固提供足夠多的異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)。

但是受熔池溫度分布狀態(tài)的影響，Al3Zr相在顯微組織中呈現(xiàn)不均勻的分布(圖6)，最終造成試樣呈現(xiàn)雙尺寸晶粒組織交錯(cuò)分布的微觀結(jié)構(gòu)(圖5)。在熔池邊界區(qū)域溫度相對較低，形成的Al3Zr相容易被保留下來，作為異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，且溫度梯度較大，冷卻速度較快，因而熔體能夠迅速結(jié)晶，形成細(xì)小的等軸晶組織。在熔池內(nèi)部區(qū)域溫度相對較高，不利于Al3Zr相的穩(wěn)定存在，缺乏形核劑提供異質(zhì)形核襯底，且溫度梯度降低，冷卻速度相對較慢，熔體形核長大的速度較緩，傾向于形成粗大的晶粒組織。文獻(xiàn)[23,25,31]中也在SLM成形含Zr鋁合金的研究中發(fā)現(xiàn)了Al3Zr相的不均勻分布，并觀察到相似的晶粒組織結(jié)構(gòu)。

2.4.2 強(qiáng)化機(jī)制

復(fù)合粉末SLM試樣具有和鍛造態(tài)7075鋁合金相當(dāng)?shù)牧W(xué)性能(圖10)，細(xì)小等軸晶組織的獲得及Al3Zr相的沉淀強(qiáng)化作用是性能提升的關(guān)鍵。首先，亞穩(wěn)態(tài)L12型Al3Zr相的形成促進(jìn)柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變，晶粒得到顯著細(xì)化(圖3，圖5)。晶粒細(xì)化一方面抑制了熱裂紋的產(chǎn)生(圖2)，避免了裂紋擴(kuò)展造成的低應(yīng)力斷裂。另一方面根據(jù)Hall-Petch公式：σs=σ0+Kd-1/2(式中：σs為材料屈服強(qiáng)度；σ0反映晶內(nèi)對變形的阻力；d是平均晶粒直徑；K為常數(shù))可知，隨著晶粒尺寸d的減小，材料屈服強(qiáng)度提高。由此可見，添加ZrH2后SLM試樣組織由粗大柱狀晶(平均晶粒尺寸為21 μm)轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小等軸晶(平均晶粒尺寸為1.6 μm)，力學(xué)性能將顯著提高。

其次，Al3Zr的沉淀強(qiáng)化作用有助于進(jìn)一步提升SLM試樣的力學(xué)性能，且高含量的Zr元素將導(dǎo)致較高的Al3Zr沉淀相體積分?jǐn)?shù)，表現(xiàn)出更強(qiáng)的沉淀強(qiáng)化效應(yīng)[26,30]。經(jīng)T6熱處理后，SLM成形過程中原位形成的L12型Al3Zr相(100～300 nm)保持穩(wěn)定，同時(shí)固溶在Al基體中的過飽和Zr在時(shí)效過程中進(jìn)一步析出了納米Al3Zr沉淀相(圖9)。根據(jù)Orawan彌散強(qiáng)化機(jī)制，大量彌散分布的Al3Zr金屬間化合物粒子將對位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)產(chǎn)生阻礙，使材料屈服強(qiáng)度進(jìn)一步得以提高[24]。

此外，SLM試樣雙尺寸晶粒交替排列的顯微組織對材料的力學(xué)性能會(huì)有積極的影響。在應(yīng)力作用下，塑性流動(dòng)首先在粗晶區(qū)開始，并在細(xì)晶區(qū)受到延遲，從而使應(yīng)力分布更加均勻，應(yīng)變硬化階段延長[32-33]。

3 結(jié)論

(1)7075鋁合金粉末中添加少量ZrH2，可以抑制SLM成形過程中熱裂紋的產(chǎn)生，制備出綜合力學(xué)性能優(yōu)良的含鋯7×××系鋁合金。隨著ZrH2含量增加，柱狀晶組織逐漸消失，熱裂紋逐漸減少。當(dāng)ZrH2含量為1.5%時(shí)，晶粒組織由柱狀晶完全轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小等軸晶，平均晶粒尺寸為1.6 μm。

(2)L12型Al3Zr相的晶粒細(xì)化作用促進(jìn)了凝固組織由柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變。ZrH2在SLM成形的快速凝固中與鋁熔體原位形成L12型Al3Zr相，L12型Al3Zr相和基體Al之間具有[001]Al3Zr∥[001]Al，[011]Al3Zr∥[011]Al，[112]Al3Zr∥[112]Al的位向關(guān)系以及良好的界面結(jié)合。熔體中大量L12型Al3Zr粒子能夠?yàn)棣?Al晶粒提供足夠多的異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，顯著細(xì)化晶粒組織，抑制熱裂紋產(chǎn)生。

(3)熱裂紋消除和晶粒細(xì)化顯著提高了合金材料的力學(xué)性能。此外，原位形成的L12型Al3Zr相和時(shí)效析出的納米Al3Zr相的沉淀強(qiáng)化效應(yīng)，均有助于試樣強(qiáng)度的提高。經(jīng)T6熱處理后，試樣抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為(550±10) MPa和(490±5) MPa，伸長率為(12±1)%，表現(xiàn)為韌性斷裂。