Al-Mg-Sc粉末激光增材修復(fù)6061-T6鋁合金組織及其性能研究

袁曉星，折潔，任欣，祝弘濱，徐榮，李瑞迪

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，湖南 長沙，410083；2. 中南大學(xué)深圳研究院，廣東 深圳，518057；3. 中車工業(yè)研究院有限公司，北京，100073)

6061 鋁合金是一種以Mg 和Si 為主要合金元素、以Mg2Si相為強化相的鋁合金，屬于可熱處理強化的鋁合金[1]。該合金在經(jīng)過固溶人工時效(T6)處理后具有強度中等，耐蝕性高，無應(yīng)力腐蝕破裂傾向，成形性、焊接性能和工藝性能良好等諸多優(yōu)點，是結(jié)構(gòu)輕量化的理想材料，因而被廣泛應(yīng)用于飛機、船舶、高速列車和汽車結(jié)構(gòu)中[2-3]。在實際生產(chǎn)中，鋁合金零件大多以焊接的方式連接，接頭組織中缺陷多，質(zhì)量把控難度較大，容易出現(xiàn)報廢的情況[4-7]。在使用過程中，零部件受到外界沖擊，刮蹭和腐蝕情況較多，往往會產(chǎn)生局部破損，從而導(dǎo)致整體零件失效，但直接更換整體零件將使生產(chǎn)制造成本增加且造成不必要的浪費，因此，可以采用合適的修復(fù)技術(shù)對受損處進行修補，恢復(fù)原有的外觀和性能，使其滿足服役要求。

目前傳統(tǒng)的鋁合金修復(fù)技術(shù)有焊接、電鍍、膠接、熱噴涂和冷噴涂等[8-12]，但這些修復(fù)技術(shù)還存在一定的局限性。王磊等[13]采用摩擦攪拌修復(fù)2A12 鋁合金，發(fā)現(xiàn)裂紋修復(fù)后界面硬度曲線呈“W”形，熱影響區(qū)受到循環(huán)熱輸入作用，導(dǎo)致硬度急劇下降形成軟化區(qū)；王群等[14]在7075 鋁合金基板上通過冷噴涂工藝沉積厚度約10 mm 的7075沉積層，驗證了冷噴涂技術(shù)在高強鋁合金缺陷修復(fù)中的可行性，但由于冷噴涂工藝為物理固相結(jié)合，其結(jié)合強度較低。選區(qū)激光熔化技術(shù)和定向能量沉積技術(shù)是目前金屬激光增材制造的2種主流方法，前者是以分層的方式構(gòu)建零件，將3D模型切片成數(shù)個2D圖層，激光沿設(shè)計的路徑掃描形成3D 零件[15-17]；而激光增材修復(fù)是將定向能量沉積技術(shù)應(yīng)用于復(fù)雜零件損傷的一種高性能修復(fù)技術(shù)，其具有良好的化學(xué)冶金結(jié)合，具有個性化修復(fù)和輸入基體的能量較小等獨特優(yōu)勢，成為金屬修復(fù)與再制造領(lǐng)域的前沿技術(shù)，在汽車工業(yè)、航空航天等領(lǐng)域發(fā)揮著重要作用[18-22]。欽蘭云等[23]采用激光增材修復(fù)ZL114A 鋁合金并觀察其截面微觀組織，發(fā)現(xiàn)修復(fù)區(qū)和基體形成了良好熔合。王小艷等[24]對7050 鋁合金進行激光增材修復(fù)，發(fā)現(xiàn)當(dāng)選擇合適的工藝參數(shù)可以得到主修復(fù)區(qū)內(nèi)無氣孔、裂紋且界面熔合良好的修復(fù)試樣。張可召等[25]通過激光增材修復(fù)了5A06 鋁合金，采用AlSi10Mg作為修復(fù)材料，發(fā)現(xiàn)修復(fù)后試樣的強度均低于基體材料的強度，且斷裂位置位于修復(fù)區(qū)。

由此可見，激光增材修復(fù)技術(shù)非常適合應(yīng)用于鋁合金修復(fù)中，但目前鋁合金的修復(fù)大多集中于4系、5系和7系鋁合金，而對于6系鋁合金的修復(fù)研究甚少。其中6、7 系鋁合金同屬于可熱處理時效強化鋁合金，熱敏感性高，在受到較高熱循環(huán)處理后容易出現(xiàn)強度下降的情況。相較于7系高強鋁合金，6系鋁合金的強度低且強化相單一，在激光修復(fù)過程中強度下降更明顯，因此修復(fù)過程中如何獲得熔合良好且性能滿足使用要求的6系鋁合金修復(fù)零件成為研究的重點。本文通過激光增材修復(fù)6061-T6 鋁合金，研究其修復(fù)區(qū)(repair zone，RZ)、熱影響區(qū)(heat affected zone，HAZ)和基體區(qū)(substrate zone，SZ)的顯微組織變化規(guī)律，分析不同熱處理制度對激光增材修復(fù)6061-T6鋁合金硬度變化、力學(xué)性能和斷裂機理的影響，以期為6系鋁合金的激光增材修復(fù)提供理論基礎(chǔ)。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

本試驗所用的修復(fù)材料為中車研究院提供的高強高塑Al-Mg-Sc 球形粉末，粉末采用氣霧化方法制備，粒徑為40～120 μm，具體形貌如圖1 所示。試驗所用的基體材料為6061-T6 鋁合金板材，長×寬×高為150 mm×100 mm×15 mm。鋁合金零件受到?jīng)_擊和腐蝕所產(chǎn)生的缺陷多為不規(guī)則形狀，通常需要對缺陷處進行加工以便于修復(fù)，因此，預(yù)先在6061-T6 基板上加工一個深度為4 mm 的梯形凹槽，如圖2(b)所示。

圖2 激光增材修復(fù)過程、梯形凹槽及拉伸樣品示意圖Fig. 2 Schematic diagram of laser additive repair process, trapezoidal notch and tensile sample

1.2 試驗方法

本試驗采用中科煜宸激光有限公司生產(chǎn)的LDM-8060激光修復(fù)系統(tǒng)，該設(shè)備主要由模型設(shè)計系統(tǒng)、激光成形系統(tǒng)、氣載送粉系統(tǒng)和保護氣氛系統(tǒng)組成。粉末在氣流的作用下被送到基板上，同時激光熔化基板表層和粉末使其熔合，逐層累積直至最終填滿整個凹槽，修復(fù)過程示意圖如圖2(a)所示，修復(fù)工藝參數(shù)如表1所示。實驗過程中采用多道多層蛇形往復(fù)掃描方式，掃描方向與凹槽長邊方向平行，如圖2(c)所示。實驗前，為保證修復(fù)質(zhì)量，防止出現(xiàn)界面熔合不良的情況，在設(shè)計掃描軌跡前將三維模型按照1∶1.1 比例放大。將粉末在120 ℃真空干燥箱內(nèi)烘干2 h 后倒入送粉器中，并將基板固定在工作臺上，然后關(guān)閉艙門并通入氬氣，直至成形艙內(nèi)氧氣體積分數(shù)低于0.03%，啟動激光器開始修復(fù)。最后，對修復(fù)樣品分別進行2種不同制度的熱處理，如表2所示。

表1 激光增材修復(fù)的工藝參數(shù)Table 1 Process parameters for laser additive repair

表2 熱處理參數(shù)Table 2 Heat treatment parameters

1.3 材料表征方法

用線切割法在修復(fù)樣品上沿垂直基板表面方向切取小塊試樣，使用砂紙打磨，氧化鋁懸濁液拋光后采用柯勒試劑(HF, 1.0 mL；HNO3, 2.5 mL；HCl, 1.5 mL；H2O, 95 mL)腐蝕15～20 s。利用Leica/MeF3A光學(xué)顯微鏡(optical microscope，OM)和配備了能譜分析儀(energy dispersive spectroscopy，EDS)的掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)觀察RZ、HAZ 和SZ 的顯微組織及物相。采用ASTEM 384-08顯微硬度計沿修復(fù)樣品橫截面每隔0.2 mm 測量硬度，載荷為1 N，時間為15 s。拉伸樣品的取樣方式如圖2(c)所示，厚度為1.5～2.0 mm，具體尺寸如圖2(d)所示。使用Instron 3369型萬能力學(xué)試驗機進行拉伸試驗。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 微觀結(jié)構(gòu)

圖3(a)所示為Al-Mg-Sc 激光增材修復(fù)6061-T6鋁合金的金相全景圖。由于鋁合金自身激光反射率較大，激光能量只有少部分可以被粉末和基體吸收，且基體導(dǎo)熱率高，因此，當(dāng)工藝參數(shù)不匹配時很容易出現(xiàn)熔合不良的現(xiàn)象，通過選擇合適的修復(fù)工藝參數(shù)可以得到如圖3(a)所示的界面結(jié)合良好且無裂紋的修復(fù)樣品。但同時也發(fā)現(xiàn)在RZ中有氣孔存在，通過Image-Pro Plus 軟件分析其孔隙率大約為0.21%。氣孔產(chǎn)生的主要原因如下：1) Al-Mg-Sc粉末中低熔點Mg元素含量較多，激光掃描過程中Mg被加熱揮發(fā)形成孔洞；2) 由于粉末經(jīng)過真空干燥后仍殘留一些水分，激光加熱后Al和水蒸氣發(fā)生反應(yīng)產(chǎn)生H2，這些H2被金屬液包裹逐漸向上移動，有部分氣體在金屬液凝固前來不及逸出便留在其中，從而形成氣孔，且這些氣孔大多分布于熔池邊界[26]。

圖3 Al-Mg-Sc修復(fù)6061-T6的顯微組織圖Fig. 3 Microstructures of Al-Mg-Sc repaired 6061-T6

圖3(b)和3(e)所示為不同分辨率下區(qū)域1(RZ)的金相組織圖。從圖3(b)和3(e)可以觀察到明顯的魚鱗狀熔池結(jié)構(gòu)，晶粒形態(tài)均為細小的等軸晶，這是因為RZ中溫度梯度較小且凝固速度大，第二相粒子和金屬液體中的游離晶向在各個方向的生長速率趨于一致，近似于均勻形核。同時，熔池外部和下一層已經(jīng)冷卻凝固的部分直接接觸，因此，其過冷度比熔池內(nèi)部的大，形成更加細小的等軸晶。而在區(qū)域2中，激光能量大部分用來熔化粉末和基體，使2種材料熔化混合形成良好的冶金結(jié)合，少部分能量通過基體導(dǎo)熱散發(fā)出去，因此，在RZ 和HAZ 中形成了部分熔化區(qū)(partial melted zone，PMZ)，如圖3(c)所示。PMZ 中混合的金屬液流靠近基體，溫度梯度較大，同時基體中α-Al部分熔化在邊界形成粗糙液/固界面，晶粒沿著垂直于熔合界面的方向生長，形成典型的定向凝固外延柱狀晶組織，如圖3(f)所示。圖3(d)和3(g)所示的區(qū)域3(HAZ)中，基體受到激光熱循環(huán)作用但并未熔化，粗大的第二相均勻分布在基體中。

在掃描電子顯微鏡下可以看到，在RZ中晶粒粒徑在5 μm 左右，均為細等軸晶，且在部分晶粒內(nèi)部存在尺寸約為1 μm 的四邊形白色顆粒，如圖4(a)和4(b)所示。通過EDS面掃能譜圖發(fā)現(xiàn)，Sc和Zr 元素在白色顆粒中富集，由此判斷該白色顆粒為Al3(Sc, Zr)相。在合金凝固過程中，當(dāng)熔體溫度降至α-Al 液相線溫度以下時，這些初生的Al3(Sc, Zr)相可以在凝固界面前沿作為α-Al相的形核點，從而起到細化晶粒的作用[27-28]。

圖4 修復(fù)樣品RZ的元素分布Fig. 4 Elemental distribution of RZ of repaired sample

圖5 所示為激光增材修復(fù)樣品RZ、PMZ 和HAZ 的SEM 圖和EDS 圖。從圖5(a)中可以明顯看到垂直于熔合界面外延生長的柱狀晶組織，其中夾雜著白色的Al3(Sc, Zr)粒子；在頂部，溫度梯度明顯降低，出現(xiàn)了柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變，而在底部靠近HAZ 一側(cè)，部分強化相因受到較高的熱量輸入而被重新固溶進基體中。根據(jù)圖5(b)～(g)所示主要元素的分布圖，可以看到PMZ中晶內(nèi)Al元素含量明顯高于晶界Al 元素含量，而Mg 和Si 元素在晶界處富集形成Mg2Si。同時，在激光作用下，2種材料熔化混合重新結(jié)晶，導(dǎo)致其他微量元素如Sc、Zr和Fe均勻擴散在其中。

圖5 修復(fù)樣品RZ、PMZ和HAZ混合區(qū)域的元素分布Fig. 5 Elemental distribution of RZ, PMZ and HAZ mixed area of repaired sample

圖6 所示為激光增材修復(fù)樣品HAZ 和SZ 的SEM 圖。HAZ 中可以觀察到粗大的棒狀第二相，而其在SZ 中并不明顯；同時，2 個區(qū)域中均存在白色的雜質(zhì)相。6061 鋁合金經(jīng)過固溶處理，在人工時效過程中Mg、Si原子首先在鋁基體晶面處聚集，形成溶質(zhì)原子富集區(qū)，即球狀G.P區(qū)，隨后繼續(xù)長大變成針狀或棒狀β''相，此時合金的強度和硬度最高，且β''相的長度為20～100 nm。而在修復(fù)過程中，較大的激光熱輸入導(dǎo)致β''強化相進一步脫溶生長成為粗大的β(Mg2Si)平衡相，但因其尺寸較小，在掃描電鏡下難以觀察到[29-30]。將HAZ 中粗大的第二相放大進行觀察，其中的棒狀第二相長度為10～20 μm，結(jié)果如圖7(a)所示。對其進行EDS 面掃分析，可以觀察到明顯的Fe、Si 元素富集，為熱循環(huán)過程中長大的α-AlFeSi 析出相，其中灰色區(qū)域為部分相長大脫落導(dǎo)致的襯度差異。

圖6 修復(fù)樣品HAZ和SZ的SEM圖Fig. 6 SEM images of HAZ and SZ of repaired sample

圖7 修復(fù)樣品HAZ的元素分布Fig. 7 Elemental distribution of repaired sample HAZ

2.2 力學(xué)性能和硬度

圖8 所示為6061-T6 激光增材修復(fù)熱處理前后的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，具體結(jié)果如表3所示。6061-T6基體的抗拉強度達到290 MPa，伸長率為16.2%。樣品P1 的抗拉強度為200 MPa，伸長率為8.0%，分別為基體的68.97%和49.38%，強度和塑性大幅度下降，在HAZ 處發(fā)生斷裂，如圖9(a)所示。這是由于在激光增材修復(fù)過程中，部分熱量被基體吸收發(fā)生過時效“軟化”現(xiàn)象，細小的針狀β''強化相生長為粗大的柱狀β平衡相。經(jīng)過175 ℃人工時效處理12 h后，樣品P2的抗拉強度為214 MPa，伸長率為7.1%，可以看出修復(fù)樣品在“過時效”狀態(tài)下再次進行時效處理時其強度和塑性變化不大，強化相已經(jīng)變成了穩(wěn)定的平衡相，不再繼續(xù)長大，同時由于時效溫度較低，RZ中Al-Mg-Sc組織性能變化不大，因此，斷裂位置仍為HAZ，如圖9(b)所示。而6061-T6 修復(fù)后進行重新固溶和人工時效處理時，樣品P3的抗拉強度達到286 MPa，伸長率為11.8%，達到基體的98.62%和72.84%。相比于直接人工時效處理，對修復(fù)樣品進行重新固溶再時效處理，其強度和塑性可以得到較好的恢復(fù)，但因受到固溶處理的高溫影響，RZ 中Al-Mg-Sc 組織性能有所下降，斷裂位置從HAZ 轉(zhuǎn)移到RZ 中，如圖9(c)所示。此時粗大的β(Mg2Si)平衡相發(fā)生了回溶，在時效過程中重新析出細小彌散的β''強化相，HAZ 中的“軟化”現(xiàn)象得到消除，修復(fù)樣品強度達到基體強度，因此，修復(fù)樣品經(jīng)過時效處理和固溶時效處理后，應(yīng)力-應(yīng)變曲線發(fā)生了明顯的變化。

圖8 6061-T6基體及熱處理前后修復(fù)樣品的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 8 Stress-strain curves of 6061-T6 substrate and repaired samples before and after heat treatment

表3 6061-T6基體及熱處理前后修復(fù)樣品的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of 6061-T6 substrates and repaired samples before and after heat treatment

圖9 熱處理前后修復(fù)樣品的斷裂位置Fig. 9 Fracture location of repaired samples before and after heat treatment

對樣品P1、P2和P3進行硬度測試，結(jié)果如圖10 所示(負號表示向修復(fù)區(qū)一側(cè))。觀察樣品P1 的硬度曲線可知，6061-T6基體受到激光熱循環(huán)的影響較大，修復(fù)樣品硬度呈現(xiàn)“V”形曲線。HAZ的范圍為8 mm左右，在距離熔合界面靠近HAZ一側(cè)0.2 mm 左右處的維氏硬度最低，為58；隨著距離增大，熔合界面兩側(cè)維氏硬度均開始增加并穩(wěn)定至100左右。這是由于隨著距離增加，基體受到的激光熱循環(huán)影響逐漸降低，HAZ 中維氏硬度逐漸恢復(fù)至基體水平。樣品P2 的維氏硬度變化趨勢與P1的相似，呈現(xiàn)出先降低再增加、后穩(wěn)定的趨勢。但不同的是，HAZ靠近熔合界面一側(cè)2 mm范圍內(nèi)的維氏硬度有所增加，這是因為在修復(fù)過程中，激光熱循環(huán)導(dǎo)致HAZ 的產(chǎn)生。根據(jù)溫度的下降趨勢，HAZ 可以分為固溶區(qū)和過時效區(qū)。固溶區(qū)是HAZ 距離RZ 較近的區(qū)域，熱循環(huán)的溫度相對較高，已經(jīng)達到了基體的固溶溫度，此時小部分Mg、Si 原子會重新溶入基體中形成固溶體，在經(jīng)過人工時效后再次析出，因此維氏硬度略有提升。過時效區(qū)是HAZ中遠離RZ的區(qū)域，此時熱循環(huán)作用使溫度超過了合金的時效溫度，但并未達到固溶溫度，強化相聚集長大，導(dǎo)致此區(qū)域的強度和硬度明顯降低，同時，基體在后續(xù)人工時效過程中硬度也稍有降低。樣品P3 在經(jīng)過重新固溶時效處理后，HAZ 的“軟化”現(xiàn)象得到改善，硬度恢復(fù)至基體水平，但由于修復(fù)材料是不可熱處理強化的Al-Mg-Sc粉末，且固溶溫度過高，導(dǎo)致RZ中晶粒發(fā)生再結(jié)晶，從而使硬度下降[31]。

圖10 熱處理前后修復(fù)樣品的硬度分布曲線Fig. 10 Hardness distribution curve of repaired samples before and after heat treatment

2.3 斷口特征

將P1、P2 和P3 拉伸測試后試樣進行斷口觀察，結(jié)果如圖11所示。樣品P1和P2的斷口形貌大致相似，均為包含韌性斷裂和解理斷裂的混合斷裂，有明顯的撕裂棱存在，且在韌窩附近存在較多的粗大第二相，這些相的存在容易形成應(yīng)力集中，導(dǎo)致開裂，并促進裂紋的進一步擴展。樣品P3由于斷裂位置在RZ，呈現(xiàn)典型的韌性斷裂，其中分布著大量細小的韌窩。同時，由于激光增材修復(fù)過程中有較多的氣孔出現(xiàn)，這些缺陷會導(dǎo)致應(yīng)力相對集中，因此，樣品斷口處出現(xiàn)很多氣孔被撕裂后留下的大小不一且內(nèi)壁光滑的圓坑。

圖11 熱處理前后修復(fù)樣品的斷口形貌Fig. 11 Fracture morphology of repaired samples before and after heat treatment

3 結(jié)論

1) 采用Al-Mg-Sc 粉末對6061-T6 鋁合金進行激光增材修復(fù)，修復(fù)區(qū)(RZ)中晶粒均為等軸晶，且熔池邊界晶粒更為細小，同時晶粒內(nèi)存在較多的尺寸約1 μm 的Al3(Sc, Zr)粒子。部分熔化區(qū)(PMZ)與基底界面處直接接觸，過冷度最低，提供了很好的外延生長基底，晶粒形態(tài)為定向生長的柱狀晶組織，Al 元素集中分布在晶粒內(nèi)，而Mg、Si元素在晶界處富集。

2) 激光增材修復(fù)6061-T6鋁合金的抗拉強度為200 MPa，伸長率為8.0%，分別為基體的68.97%和49.38%。經(jīng)過固溶和人工時效處理后，抗拉強度為286 MPa，伸長率為11.8%，分別為基體的98.62%和72.84%，均達到基體的使用標(biāo)準。

3) 激光增材修復(fù)6061-T6鋁合金的硬度分布呈現(xiàn)“V”形曲線，熱影響區(qū)(HAZ)由于受到激光熱循環(huán)的作用而形成固溶區(qū)和過時效區(qū)，發(fā)生過時效“軟化”現(xiàn)象，范圍在8 mm左右。經(jīng)過固溶和時效處理后，HAZ 的維氏硬度恢復(fù)至基體水平，但RZ的維氏硬度下降至75左右。

4) 對于未經(jīng)處理和時效處理后的激光增材修復(fù)6061-T6鋁合金樣品，斷裂位置均在HAZ，為包含韌性斷裂和解理斷裂的混合斷裂方式。固溶后再進行時效處理，斷裂位置轉(zhuǎn)移至RZ，為韌性斷裂，且斷口中存在氣孔被撕裂后留下的圓坑。