激光定向能量沉積Al-Mg-Sc-Zr修復5083-H112 鋁合金的組織和性能

徐 榮，王文軍，2，祝弘濱，李瑞迪*，折 潔，袁鐵錘

（1 中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；2 浙江力博實業(yè)股份有限公司，浙江 紹興 312000；3 中車工業(yè)研究院有限公司，北京 100070）

5083 鋁合金屬于Al-Mg 合金，該合金具有高強度，良好的塑性、耐腐蝕性和可加工性等優(yōu)點，廣泛應用于航空航天、國防、軌道交通等領域［1］。隨著船舶和高速鐵路運行速度和使用壽命的提高，對鋁合金焊接結(jié)構(gòu)的安全性和可靠性提出了更加嚴格的要求［2］。然而，鋁合金在制造過程中可能會殘留鑄造氣孔、焊接裂紋等缺陷，而高速鐵路長期運行的惡劣環(huán)境使鋁合金不可避免地受到損傷，導致出現(xiàn)沖擊坑損傷、疲勞裂紋、應力腐蝕裂紋等［3］，關鍵零部件附加值高、采購難度大，因此，直接丟棄或更換損壞的部件會造成很大的浪費和成本支出。對受損部件進行修復，不僅提高了資源利用率，緩解了資源短缺與資源浪費之間的矛盾，而且減少了對環(huán)境的危害，符合我國可持續(xù)發(fā)展戰(zhàn)略。高效同時保持材料的斷裂韌性和機械強度是修復的關鍵［4］。目前，傳統(tǒng)的合金服役損傷修復再制造技術(shù)主要有電刷鍍、釬焊、TIG 焊、MIG焊、熱噴涂等，這些傳統(tǒng)的加工制造存在技術(shù)復雜、工藝多、生產(chǎn)周期長、熱輸入大與基體結(jié)合弱、修復層薄等局限性［5］。改進現(xiàn)有的修復方法，開發(fā)新的解決方案，可以避免直接更換損壞的部件和使用有毒氣體，降低現(xiàn)有技術(shù)的高能耗，從而有助于降低成本和環(huán)境污染。

激光增材制造（laser additive manufacturing，LAM）是一種以快速凝固和逐層制造為特點的近凈成形技術(shù)，已廣泛用于生產(chǎn)結(jié)構(gòu)復雜、精細的零件。其中，定向能沉積技術(shù)（directed energy deposition，DED）利用高能激光束照射金屬粉末，通過快速熔化和快速凝固，使熔覆材料與基體形成冶金結(jié)合，不僅具有熱集中、熱輸入小的特點［6-9］，并且可以獲得更高的幾何精度和更好的表面質(zhì)量，從而在不破壞基體材料性能的前提下，對損壞的零件進行修復。更重要的是，熔覆粉末材料的成分可控性，可以通過優(yōu)化粉末成分以調(diào)控顯微組織，從而獲得滿足要求的力學性能［10］。因此，DED 修復具有時間短、效率高、成本低、力學性能好等優(yōu)點，具有很大的發(fā)展?jié)摿?，近年來已廣泛應用于非晶合金、難熔合金、鐵基合金、鎳基高溫合金和鈦合金的修復［11-13］。然而，鋁合金的激光修復存在挑戰(zhàn)，由于激光反射率高，導電導熱性強，激光能量與材料表面耦合困難［14-15］。通過設計送粉方式，調(diào)整激光功率、激光束光斑大小、送粉速率、掃描速率等工藝參數(shù)，可以提高能量耦合。王小艷等［16］用AlSi12 作為修復材料，郭永利等［17］用Al-2Cu 作為修復材料對7050 鋁合金進行激光修復實驗，通過對母材進行表面處理、優(yōu)化工藝參數(shù)等方法都獲得了致密、界面結(jié)合良好的修復試樣。薛蕾等［18］采用AlSi12 粉末修復ZL104 鋁合金，發(fā)現(xiàn)氣泡容易在熔池底部形核析出，修復試樣抗拉強度為189~220 MPa，達到母材的強度。欽蘭云等［19］采用ZL114A（Al-Si-7Mg）粉末材料激光修復ZL114A 鋁合金，得到的修復件抗拉強度為268~295 MPa，伸長率為3.3%~9.9%。

從目前對鋁合金激光修復的研究可以看到，氣孔、裂紋等缺陷能夠得到有效抑制，但是用于研究的母材抗拉強度或伸長率較低，對于力學性能需求更高的母材及熔覆材料的研究還鮮有文獻報道。本工作采用高強AlMgScZr 粉末對綜合力學性能較高的5083-H112 鋁合金進行修復研究，對修復試樣的顯微組織和力學性能進行深入分析，為激光修復技術(shù)實現(xiàn)鋁合金更高質(zhì)量的修復以及應用提供數(shù)據(jù)支持。

1 實驗材料與方法

實驗采用南京中科煜宸技術(shù)公司生產(chǎn)的LMD8060 型設備，其主要參數(shù)如表1 所示?；谇捌趯τ贒ED 成形鋁合金的研究，設置參數(shù)為：激光功率1600 W，掃描速度600 mm/min，掃描間距1.2 mm，層厚0.5 mm，送粉載氣量為4 L/min，保護氣流量為12 ~16 L/min，送粉器轉(zhuǎn)速為0.8~1.2 r/min，離焦量0。

表1 LMD8060 型設備主要參數(shù)Table 1 Main parameters of LMD8060 equipment

修復用的材料為氣霧化制備的AlMgScZr 球形粉末（名義成分為Al-7.5Mg-0.3Sc-0.28Zr，質(zhì)量分數(shù)/%），粒徑分布為50~125 μm，平均粒徑為65 μm，流動性為0′47′04 s/50 g，空心粉率為8.31%。粉末形貌如圖1（a）所示，粉末球形度高，符合DED 送粉器對成形粉末材料的要求，且在打印過程中送粉流暢，沒有堵塞送粉管的情況（圖1（b））。修復的母材為5083-H112 鋁合金，其化學成分及力學性能分別如表2 和表3 所示。在長寬高為150 mm×100 mm×20 mm 的母材上用電火花線切割開出通槽，如圖2 所示。在實驗開始之前，用表面活性劑對凹槽表面進行清理并打磨以去除氧化層，修復用的粉末材料在烘干箱內(nèi)150 ℃干燥2 h。修復實驗在氬氣保護氣氛中進行，激光掃描路徑采用平行長邊的蛇形往復方式。修復實驗完成后，采用電火花線切割得到拉伸試樣和顯微組織表征試樣（凹槽XOZ截面），如圖2 所示。

圖1 粉末OM 形貌圖（a）及送粉器送分過程（b）Fig.1 OM image of powder （a） and powder feeding process of powder feeder（b）

圖2 開槽及拉伸樣取樣方法（a）開槽和取拉伸樣示意圖；（b）凹槽XOZ 截面示意圖；（c）拉伸試樣尺寸Fig.2 Slotting and stretching sample sampling method（a）schematic diagram of slotting and taking tensile sample；（b）schematic diagram of groove section XOZ；（c） dimensions of tensile sample

表2 母材的化學成分（質(zhì)量分數(shù)/%）Table 2 Chemical compositions of base material（mass fraction/%）

表3 母材的力學性能Table 3 Mechanical properties of base metal

用于顯微組織表征的試樣經(jīng)鑲嵌、打磨、拋光后，用科勒試劑腐蝕20~30 s，用于金相顯微鏡（OM，Leica/MeF3A）和掃描電子顯微鏡（SEM，Nova Nano SEM 230）的觀察，并采用Image-Pro Plus 軟件對OM圖片中修復區(qū)的孔隙率進行統(tǒng)計；電解拋光處理后，用于電子背散射衍射（EBSD）分析。采用Instron 3369型萬能力學試驗機在恒速2.1 mm/min 下測試室溫拉伸性能。顯微硬度實驗采用顯微維氏硬度計（ASTM E 384-08），載荷1 N，持續(xù)15 s。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 修復試樣的顯微組織分析

圖3 為不同送粉器轉(zhuǎn)速下進行修復實驗得到的截面宏觀圖片，可以看到，當送粉器轉(zhuǎn)速為1.0 r/min 和1.2 r/min 時，在界面結(jié)合處出現(xiàn)未熔合缺陷，而且送粉量越大，在基體和熔覆層之間越容易形成缺陷。一般來說，未熔合缺陷是由于未熔化的金屬粉末與熔體相混合，導致金屬液體在凝固過程中無法充分填補已成形固體之間的空隙，于是形成缺陷。當送粉器轉(zhuǎn)速減小到0.8 r/min 時，基體與熔覆層結(jié)合良好，無裂紋、未熔合等缺陷。取轉(zhuǎn)速為0.8 r/min 的修復樣品進行組織分析和性能測試。

圖3 不同送粉轉(zhuǎn)速修復試樣的宏觀圖片（a）0.8 r/min；（b）1.0 r/min；（c）1.2 r/minFig.3 Macro pictures of repaired samples at different feeding speeds（a）0.8 r/min；（b）1.0 r/min；（c）1.2 r/min

圖4 為轉(zhuǎn)速0.8 r/min 修復樣品的截面金相全景及過渡區(qū)局部放大圖。修復區(qū)與母材形成了良好的冶金結(jié)合，修復區(qū)無裂紋。用Image-Pro Plus 軟件對選中的三角修復區(qū)進行孔隙率統(tǒng)計，得到孔隙率為1.2%，氣孔為5~25 μm 大小的圓形，并且大部分孔呈弧線沿著熔池底部分布。

圖4 0.8 r/min 轉(zhuǎn)速修復樣品的截面OM 全景及局部放大圖（a）全景圖；（b）圖（a）中B 區(qū)域放大圖；（c）圖（b）中方框區(qū)域放大圖；（d）圖（a）中D 區(qū)域放大圖Fig.4 OM panorama of the 0.8 r/min repaired sample and local enlargement（a）panorama imag；（b）enlarged view of area B in fig.（a）；（c）enlarged view of area in the red box in fig.（b）；（d）enlarged view of area D in fig.（a）

從修復區(qū)到基體的過渡區(qū)由于受熱條件的差異，呈現(xiàn)不一樣的組織特點，依次可分為修復區(qū)-部分熔化區(qū)-熱影響區(qū)-基體。由于增材制造的凝固條件有利于外延生長，一般情況下，顯微組織中會形成大面積的柱狀晶，但由于Sc 和Zr 的添加，不僅提高了生長限制因子，減緩了晶粒生長速率，而且還提供了強大的形核粒子Al3（Sc，Zr），有利于柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變（columnar to equiaxed transition，CET）的實現(xiàn)［20］。因此，從圖4（b），（c）可以看到修復區(qū)為完全等軸晶，熔池邊界晶粒較細。當母材受到激光直接加熱后，溫度達到鋁合金熔點之上，部分熔化后的母材與熔化的粉末混合，造成了這部分母材的稀釋而形成部分熔化區(qū)。在部分熔化區(qū)，晶粒形狀極不規(guī)則，柱狀晶和等軸晶夾雜生長。在部分熔化區(qū)以外的母材受熱的溫度未達到鋁合金熔點，雖然未熔化，但可能發(fā)生晶粒長大，因此形成熱影響區(qū)。對于可熱處理鋁合金來說，熱影響區(qū)可能被軟化而引起修復的構(gòu)件性能下降，不同的材料形成的熱影響范圍不一樣，具體還需要依靠更細致的顯微組織表征和性能測試。

掃描電鏡可以將第二相以及各個區(qū)域的顯微組織觀察得更細致，如圖5 所示。從圖5（c）可以看到，熱影響區(qū)的范圍在80 μm 左右。此外，在修復區(qū)中有大量的白色Al3（Sc，Zr）粒子分布（元素組成如圖6所示）。SLM 過程的非平衡凝固條件能有效抑制Al3（Sc，Zr）的析出，而在DED 過程中，由于冷卻速度相對較低（103~104K/s），無法有效抑制初生Al3（Sc，Zr）相的析出，導致DED 樣品中微尺度初生Al3（Sc，Zr）顆粒在整個熔池中析出。在凝固過程中，這些粒子析出充當形核劑，可細化晶粒。此外，納米Al3（Sc，Zr）顆粒的強化模型包括有序強化、相干強化、模量錯配強化和Orowan 顆粒強化。納米Al3（Sc，Zr）顆粒半徑小時以有序強化機制為主，半徑大時以Orowan 位錯環(huán)機制為主。通常情況下，顆粒越小強化效果越大［20］。

圖5 修復試樣XOZ 截面相對位置示意圖（a）及圖（a）中各區(qū)域SEM 顯微組織圖（b）~（d）Fig.5 Schematic diagram of XOZ cross-section of repaired sample（a） and SEM images （b）-（d） of the regions in fig.（a），（b）-（d）

在激光沉積鋁合金過程中，有多種機制可能導致氣孔的形成：（1）高蒸氣壓下元素的選擇性蒸發(fā)，如鎂和鋅；（2）鋁合金粉末較差的流動性；（3）初始粉末中存在的截留/溶解氣體，隨后在DED 過程中釋放；（4）粉末原料的氣污染；（5）表面湍流產(chǎn)生的氣體夾帶，以及顆粒湍流撞擊熔池時的氣體夾帶；（6）原料粉末上的天然氧化物；（7）熔液在凝固過程中的收縮；（8）不穩(wěn)定鎖孔的坍塌［21］。從圖4（a）金相截圖可以看到，本試樣修復區(qū)的孔隙為球形，從形態(tài)來看，很有可能是氣體形成的孔，由金屬元素蒸發(fā)或者氫氣析出形成。如果孔隙來源于Mg 的選擇性蒸發(fā)，那么孔隙內(nèi)壁將存在殘留的Mg［21］，為了研究孔隙來源于Mg 選擇性蒸發(fā)的可能性，在截面上對隨機球形孔隙進行了EDS 面掃描分析，如圖6 所示，在孔的表面沒有明顯的Mg 元素富集。現(xiàn)有的研究表明，鋁合金焊縫形成的氣孔為氫孔［22］，這是由于來自粉末原料、保護氣體或者儀器表面殘留的水分被帶入熔池而形成的。由于自發(fā)形核在熔池中非常困難，氫孔一般通過非自發(fā)形核形成［23］，而熔池底部作為形核基底幫助氫孔形核并長大。由于激光增材制造的快速冷卻速率使熔池底部形成的氫孔來不及逃逸，被困在掃描道附近。因此，圖4中可以看到大部分孔呈弧線沿著熔池底部分布。

為了研究過渡區(qū)域的成分分布，對修復區(qū)-部分熔化區(qū)和部分熔化區(qū)-熱影響區(qū)進行了EDS 線掃描分析，如圖7 所示。圖7（a）顯示，在修復區(qū)過渡到部分熔化區(qū)時，Al 元素含量突然上升，而Mg 元素含量突然下降。圖7（b）顯示，從部分熔化區(qū)過渡到熱影響區(qū)時，Al 元素含量再次突然上升，Mg 元素含量也再次突然下降。EDS 線掃描的結(jié)果證實，將過渡區(qū)劃分為修復區(qū)-部分熔化區(qū)-熱影響區(qū)-基體是合理的，部分熔化區(qū)是母材和修復材料的混合區(qū)域，因此從修復區(qū)到部分熔化區(qū)再到熱影響區(qū)過渡時，主要元素Al 含量呈臺階式上升，Mg 元素呈臺階式下降。

圖7 過渡區(qū)EDS 線掃描（a）修復區(qū)-部分熔化區(qū)；（b）部分熔化區(qū)-熱影響區(qū)Fig.7 EDS line scanning of transition zone（a）repaired zone-partial melting zone；（b）partial melting zone-heat affected zone

圖8 為修復試樣不同位置的EBSD 掃描圖片及晶粒尺寸分布?？梢钥吹剑谌酆暇€附近的修復區(qū)，由細晶帶和粗晶區(qū)組成，這和光學顯微鏡以及掃描電子顯微鏡觀察到的結(jié)果一致。細晶區(qū)的平均晶粒尺寸為4.95 μm，粗晶區(qū)的平均晶粒尺寸為18.34 μm。同時可以看到，母材的顯微組織由粗大的柱狀晶構(gòu)成，經(jīng)過修復后熱影響區(qū)的晶粒有所長大。

圖8 修復試樣過渡區(qū)域組織EBSD 圖像（a）紅色框A 處EBSD 掃描的圖像質(zhì)量圖；（b）圖（a）對應的IPF 圖；（c）紅色框C 處EBSD 圖像質(zhì)量圖；（d）圖（c）對應的IPF 圖Fig.8 EBSD images of transition region of repaired sample（a）image quality map of EBSD scan in red box A；（b） IPF map corresponding to fig.（a）；（c）image quality map of EBSD scan in red box C；（d）IPF map corresponding to fig.（c）

平均取向差分布圖（Kernel average misorientation，KAM）是由24 個相鄰點組成的一個核心點，它用來給每一個點分配一個標量值，表示它的局部取向差。通?？梢杂肊BSD 得到的KAM 圖用來計算幾何位錯密度，顏色從藍色到紅色意味著KAM 值由小到大，數(shù)值較高的地方表示缺陷密度較高或者殘余應力較大［24-25］。圖9 為過渡區(qū)域（與圖8（a），（c）相對應）的KAM 圖，可以看到，在熔合線附近的細晶帶有較大的應力集中，這是由激光增材制造快速凝固引起的，在修復區(qū)粗晶區(qū)、部分熔化區(qū)、熱影響區(qū)都沒有明顯的應力集中，說明激光定向能量沉積熱輸入量較小，不會引起母材殘余應力的形成。

圖9 過渡區(qū)KAM 圖 （a）對應圖8（a）；（b）對應圖8（c）Fig.9 KAM diagram of transition zone （a）corresponding to fig.8（a）；（b）corresponding to fig.8（c）

2.2 修復試樣的力學性能分析

5083-H112 母材和修復試樣經(jīng)過拉伸測試后得到的曲線如圖10 所示，得到的平均數(shù)據(jù)如表4 所示。修復試樣的屈服強度為（152±2） MPa，為母材屈服強度的89.4%；抗拉強度為（305±5） MPa，達到母材抗拉強度的100%；伸長率為（15.5±0.5）%，為母材伸長率的85.2%。修復試樣的拉伸性能均達到中華人民共和國鐵道行業(yè)標準（TB/T 3260.2—2011）。

圖10 母材及修復試樣的工程應力-應變曲線Fig.10 Engineering stress-strain curves of base metal and repaired sample

表4 母材、修復試樣的拉伸性能以及中華人民共和國鐵道行業(yè)標準Table 4 Tensile properties of repaired samples and base metal， and the railway industry standards of the People’s Republic of China

在拉伸測試的過程中，試樣斷裂都發(fā)生在基體處，如圖11 所示。修復件的拉伸性能與各區(qū)域組織密切相關，是各個區(qū)域性能的綜合表現(xiàn)。圖12 是過渡區(qū)域（如紅色虛線標識處）的硬度演變，將修復區(qū)與基體的分界點作為橫坐標原點?？梢钥闯?，硬度分布波動較大，尤其是在修復區(qū)，這是由于DED 的逐層增材制造所產(chǎn)生的復雜的熱歷史。Kürnsteiner 指出，DED 的本征熱處理（IHT）不僅可以激發(fā)過飽和Al-Sc 基體的固態(tài)相變，實現(xiàn)每立方米1023個納米沉淀的高密度，但同時會導致已存在的沉淀相變粗，從而降低其強化效果［6］。

圖11 拉伸試樣斷裂位置側(cè)面OM 圖Fig.11 OM image of side view of fracture position of tensile specimen

圖12 修復試樣過渡區(qū)硬度演變Fig.12 Hardness evolution in the transition zone of repaired sample

從修復區(qū)-部分熔化區(qū)-熱影響區(qū)+母材，硬度逐漸下降。修復區(qū)的硬度≥110HV0.1，本研究修復所用材料是針對激光增材制造研發(fā)的高強AlMgScZr 材料，加上固溶強化、彌散強化、細晶強化的作用，呈現(xiàn)較高的強度，因此硬度值也較大。部分熔化區(qū)是母材稀釋區(qū)，硬度在90~105HV0.1之間。熱影響區(qū)以及熱影響區(qū)以外的母材的硬度圍繞在86.1HV0.1上下波動，與5083-H112 母材的硬度值相當?？梢钥闯觯?083-H112 母材在經(jīng)過激光增材制造循環(huán)加熱之后，雖然在熱影響區(qū)晶粒有一定程度的粗化，強度沒有明顯地下降，在拉伸測試過程中，斷裂發(fā)生在強度較弱的母材上。因此，采用AlMgScZr 作為修復材料，DED作為激光修復手段，可實現(xiàn)對5083-H112 鋁合金的高性能修復。

3 結(jié)論

（1）在適當?shù)墓に噮?shù)下，可得到孔隙率為1.2%、致密度高、無裂紋、界面結(jié)合佳的修復試樣。修復區(qū)氣孔為5~25 μm 的圓形，可能為氫氣孔，并且大部分呈弧線沿著熔池底部分布。

（2）熔合線附近的過渡區(qū)可劃分為修復區(qū)-部分熔化區(qū)-熱影響區(qū)-母材。修復區(qū)全為等軸晶粒，由平均晶粒尺寸為4.95 μm 的細晶帶和18.34 μm 的粗晶區(qū)組成；部分熔化區(qū)為母材被修復材料稀釋的區(qū)域，等軸晶和柱狀晶夾雜生長；熱影響區(qū)晶粒有一定程度的粗化；5083-H112 母材組織為粗大的柱狀晶。從修復區(qū)到部分熔化區(qū)再到熱影響區(qū)，Al 元素含量逐漸升高，Mg 元素含量逐漸下降。由于激光增材制造的快速凝固，在熔合線附近的細晶帶有較大的熱力集中，而由于DED 技術(shù)較小的熱輸入，在部分熔化區(qū)、熱影響區(qū)和母材都沒有明顯的殘余應力。

（3）修復件的屈服強度為（152±2） MPa，為母材的89.4%；抗拉強度為（305±5） MPa，為母材的100%；伸長率為（15.5±0.5）%，為母材的85.2%，斷裂發(fā)生在母材。各項性能指標均已達到中華人民共和國鐵道行業(yè)標準。從修復區(qū)-部分熔化區(qū)-熱影響區(qū)+母材，硬度逐漸下降，且修復件的熱影響區(qū)和母材未被軟化。