程宗輝， 劉桐,,*， 陶靖， 蔡小葉， 董定平， 李晨雨， 陳大勇， 駱良順

(1.國(guó)營(yíng)蕪湖機(jī)械廠， 蕪湖 241007； 2. 安徽工程大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院， 蕪湖 241200；3. 安徽哈特三維科技有限公司， 蕪湖 241200)

增材制造(additive manufacturing，AM)技術(shù)也被稱(chēng)作3D打印，通過(guò)自下到上，逐層累加的方式制造復(fù)雜和精密的三維產(chǎn)品，近年來(lái)得到了迅速的發(fā)展[1-2]。其中選區(qū)激光熔化(selective laser melting，SLM)作為最受歡迎的增材制造工藝技術(shù)，是一種激光快速成型技術(shù)，具有尺寸精度高，成型性能好等優(yōu)點(diǎn)，可制備形狀復(fù)雜的三維實(shí)體金屬零件[3-5]。在金屬成型過(guò)程中，激光熔化粉末形成液態(tài)熔池，隨后，在較高的溫度梯度和凝固速度下逐層成型，其成形致密度可接近100%[6]。近些年來(lái)，人們對(duì)于選區(qū)激光熔化鐵基合金[7-9]、鈦基合金[10-11]、鎳基合金[12-13]、鋁基合金等進(jìn)行了大量研究，研究成果廣泛應(yīng)用于醫(yī)療、模具、交通、航空航天等領(lǐng)域[14-17]。選區(qū)激光熔化技術(shù)原理如圖1所示[18]。

圖1 激光與粉末床之間的相互作用區(qū)示意圖(據(jù)文獻(xiàn)[18]修改)Fig.1 Diagram of interaction zone between laser and powder bed (moolified according ref. [18])

鋁合金作為繼鋼鐵之后應(yīng)用最廣泛的結(jié)構(gòu)材料，具有密度低，塑性好，比強(qiáng)度、比剛度高，優(yōu)良的導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性和耐腐蝕性能等特點(diǎn)，是實(shí)現(xiàn)產(chǎn)品輕量化的首選結(jié)構(gòu)材料，在航空航天、交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[3,19-21]。傳統(tǒng)鋁合金的制造一般依賴(lài)于鑄造和鍛造，但隨著科技的進(jìn)步，產(chǎn)品中所需鋁合金零件的性能需要有更高的要求，鑄鍛鋁合金不再能滿(mǎn)足人們的需求。由于鋁合金粉末具有激光吸收率低、表面氧化皮層堅(jiān)硬、分散性差和熱導(dǎo)率高等特點(diǎn)，使得SLM制備鋁合金起步較晚[22]。當(dāng)前SLM鋁合金的研究主要人集中在Al-Si或Al-Si-Mg等傳統(tǒng)鑄鍛鋁合金體系[23-25]，但這些鋁合金強(qiáng)度依舊很難與傳統(tǒng)鑄造高強(qiáng)鋁合金相媲美，這就需要開(kāi)發(fā)SLM高強(qiáng)鋁合金。鋁合金根據(jù)名義屈服強(qiáng)度通常分為普通強(qiáng)度(<300 MPa)、中強(qiáng)度(300～400 MPa)、高強(qiáng)度(400～600 MPa)和超高強(qiáng)度(>600 MPa)鋁合金。在實(shí)際研究中，通常也將屈服強(qiáng)度高于400 MPa的鋁合金統(tǒng)稱(chēng)為高強(qiáng)鋁合金[26]。增材制造高強(qiáng)鋁合金與傳統(tǒng)高強(qiáng)鋁合金Al-Cu(2XXX系)和Al-Zn-Mg(7XXX系)不同，增材制造高強(qiáng)鋁合金還沒(méi)有形成相關(guān)的標(biāo)準(zhǔn)體系。但是在近年來(lái)，增材制造技術(shù)與工藝的不斷進(jìn)步下，許多新開(kāi)發(fā)的增材制造鋁合金體系達(dá)到了高強(qiáng)鋁合金的標(biāo)準(zhǔn)，其中，以Al-Mg-Sc體系為典型的代表[27]?，F(xiàn)總結(jié)近年來(lái)增材制造高強(qiáng)Al-Mg-Sc系合金的發(fā)展，從增材制造高強(qiáng)鋁合金合金成分，微觀組織和力學(xué)性能三個(gè)方面，全面總結(jié)了增材制造Al-Mg-Sc系高強(qiáng)鋁合金的研究現(xiàn)狀和進(jìn)展趨勢(shì)。

1 選區(qū)激光熔化Al-Mg-Sc系高強(qiáng)鋁合金成分設(shè)計(jì)進(jìn)展

1.1 增材制造Al-Mg-Sc-Zr高強(qiáng)鋁合金

美國(guó)空客公司將Sc和Zr應(yīng)用于增材制造鋁合金，設(shè)計(jì)出了具有良好加工性能、高強(qiáng)度、高延展性、耐腐蝕性和低各向異性的Al-Mg-Sc-Zr系鋁合金[28-29]。Al-Mg-Sc-Zr系鋁合金具有輕質(zhì)、高強(qiáng)度、高延展性等特點(diǎn)，這些優(yōu)異的性能歸功于其獨(dú)特的極細(xì)晶粒的雙模微觀結(jié)構(gòu)。如圖2所示為典型的選區(qū)激光熔化成形的Al-Mg-Sc-Zr系鋁合金[29]，與傳統(tǒng)加工成形合金相比，即使是較粗的晶粒也要小到5～10倍[30-31]。

(a)為成型方向；(b)為同一區(qū)域的顯微組織EBSD圖；(c)、(d)為EBSD圖細(xì)晶區(qū)和柱狀晶區(qū)的 [001] 極圖圖2 選區(qū)激光熔化成形技術(shù)制備的Scalmalloy高強(qiáng)鋁合金微觀組織[29]Fig.2 Microstructure of Scalmalloy high strength aluminum alloy prepared by SLM technology[29]

增材制造Al-Mg-Sc-Zr系高強(qiáng)鋁合金優(yōu)異的力學(xué)性能主要取決于其合金成分，其中Mg元素的加入可提升鋁合金固溶強(qiáng)化效果并降低鋁合金的密度，Mg元素含量可以有效降低合金熔點(diǎn)，同時(shí)增加增材制造過(guò)程中粉末對(duì)激光的吸收率。Mg元素含量的增加還可以抑制Al-Mg-Sc-Zr系鋁合金中織構(gòu)和柱狀晶的產(chǎn)生，進(jìn)一步降低合金各向異性[32]。

Al-Mg-Sc-Zr系鋁合金中Sc元素的加入有助于提升合金系中微觀結(jié)構(gòu)的控制，顯著細(xì)化晶粒，在合金凝固過(guò)程中由典型的樹(shù)枝狀組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶組織[33]。同時(shí)，Sc元素作為極其優(yōu)異的增強(qiáng)元素，在SLM制備Al-Mg合金方面正被廣泛運(yùn)用，其主要作用可歸結(jié)為以下兩點(diǎn)[29,31,34-36]：①形成細(xì)小彌散分布的金屬間化合物Al3Sc相，Al3Sc相在合金凝固過(guò)程中作為形核質(zhì)點(diǎn)，顯著細(xì)化凝固組織；同時(shí)在時(shí)效過(guò)程中析出，作為第二相強(qiáng)化鋁合金基體，在強(qiáng)化過(guò)程中，每增加0.1%的Sc元素，可提升40～50 MPa的強(qiáng)度。②增材制造成形時(shí)效前后的晶粒尺寸和等軸/柱狀晶比例沒(méi)有明顯差異，這表明高密度的Al3Sc通過(guò)各種顆粒的晶界沉淀，使微觀結(jié)構(gòu)穩(wěn)定，防止晶粒長(zhǎng)大。在再結(jié)晶開(kāi)始之前，Al3Sc相顆粒在微觀組織細(xì)晶區(qū)晶界處的形核可確保微觀組織的穩(wěn)定性，避免加熱過(guò)程中晶粒的粗化，如圖3所示為典型的增材制造Al-Mg-Sc-Zr系高強(qiáng)鋁合金中Al3Sc沉淀相在微觀組織中的分布及形貌[37]。

(a)、(b)為熔池邊界處的明場(chǎng)圖像；(c) 為Al3Sc析出物的高分辨率圖像；(d)為(c)中Al3Sc析出物的相應(yīng)傅里葉變換圖像圖3 增材制造Al-Mg-Sc-Zr合金中Al3Sc沉淀相在微觀組織中的分布及形貌[37]Fig.3 Distribution and morphology of Al3Sc precipitated phase in the microstructure of Al-Mg-Sc-Zr alloy by additive manufactured[37]

Yang等[38]向Al-Mg-Zr中添加濃度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為1.08%的Sc，采用相同的SLM工藝參數(shù)制備了添加和不添加Sc元素的鋁合金。在無(wú)添加Sc元素的鋁合金中顯示出較大的柱狀晶粒，具有明顯的外延晶粒生長(zhǎng)和晶間裂紋，而添加Sc元素之后，增材制造合金表現(xiàn)出無(wú)裂紋，在熔池邊界處顯示出明顯細(xì)化的晶粒，具有超細(xì)亞微米尺寸的等軸晶粒。在增材制造Al-Mg-Sc-Zr合金體系中，Zr元素的添加與Sc元素耦合作用，可大大促進(jìn)Sc在合金中的強(qiáng)化作用，同時(shí)采用Sc和Zr復(fù)合添加可減少Sc元素的加入量，降低合金的成本。Fuller等[39]研究發(fā)現(xiàn)Al3(Scx，Zr1-x)中Sc的濃度隨Zr濃度的增加而降低，這直接表明Zr在Al3(Scx，Zr1-x)沉淀中取代了Sc，此外，在AM過(guò)程中，Zr減緩了Al3Sc沉淀的粗化并穩(wěn)定了沉淀形態(tài)，最終導(dǎo)致微觀結(jié)構(gòu)的進(jìn)一步細(xì)化。Croteau等[40]對(duì)比兩種三元合金Al-3.6Mg-1.18Zr和Al-3.66Mg-1.57Zr，發(fā)現(xiàn)當(dāng)Mg作為固溶體增強(qiáng)劑時(shí)，Zr產(chǎn)生兩種類(lèi)型的Al3Zr沉淀：亞微米級(jí)的Al3Zr顆粒在凝固過(guò)程中在熔體中形成，并作為晶粒細(xì)化劑，使細(xì)小的鋁晶粒形核，從而在激光熔化過(guò)程中防止熱撕裂以及提高抗拉強(qiáng)度；在隨后的時(shí)效過(guò)程中，固體合金中形成Al3Zr納米沉淀，其沉淀強(qiáng)化導(dǎo)致強(qiáng)度比制造值增加約40%，以及促進(jìn)晶粒的熱穩(wěn)定性(由于Zr在固體Al-Mg中的低擴(kuò)散率)。

雖然Sc元素在SLM制備Al-Mg合金中有非常優(yōu)良的作用，但由于其昂貴的價(jià)格并不適合大規(guī)模工業(yè)生產(chǎn)制造，并且Sc元素的添加量越高，最終制造零部件的制造成本就更加昂貴，增加Zr以替代Sc，Sc與Zr的復(fù)合強(qiáng)化是近些年研究人員的研究重點(diǎn)所在，并取得了一定研究進(jìn)展，但Zr的加入并不能完全取代Sc在Al-Mg合金中的重要性，因此在調(diào)整合金元素含量以完全取代Sc元素方面需要更加深入的研究。

1.2 合金改性的增材制造Al-Mg-Sc-Zr高強(qiáng)鋁合金

Mn元素是增材制造Al-Mg-Sc-Zr高強(qiáng)鋁合金常見(jiàn)的合金化元素之一，在選區(qū)激光熔化成形工藝中的由于冷卻速度比傳統(tǒng)工藝高，在增材制造合金中添加的Mn元素會(huì)有更高的過(guò)飽和度。并且通過(guò)Mn元素和線缺陷之間的相互作用，增加位錯(cuò)釘扎的作用，選區(qū)激光熔化合金可以得到更高程度的固溶強(qiáng)化。Mn元素在鋁基體中的較低擴(kuò)散率保證了其在固溶體中的穩(wěn)定性，并確保了后熱處理的簡(jiǎn)單性。與基體中周?chē)匿X原子相比，Mn原子的原子尺寸和剪切模量大不相同，在與晶格相互作用并阻止位錯(cuò)在晶格中自由移動(dòng)，從而提高材料變形時(shí)的屈服強(qiáng)度[41-43]。圖4所示為增材制造成形添加Mn元素的Al-Mg-Sc-Zr合金中的AlxMn析出相形貌。Mn元素的添加使合金中在晶界和亞晶界沉淀析出AlxMn顆粒，有效地降低了形核能，并且AlxMn顆粒均具有良好的熱穩(wěn)定性和抑制晶粒生長(zhǎng)的能力，這對(duì)后續(xù)熱處理過(guò)程中的再結(jié)晶及晶粒生長(zhǎng)有重要影響[44]。Jia等[45]研究了SLM成形Al-4.52Mn-1.32Mg-0.79Sc-0.74Zr合金的微觀組織與力學(xué)性能，通過(guò)添加Mn元素的含量增加固溶體強(qiáng)化效果，成形后的增材制造合金具有細(xì)小的等軸柱狀雙峰晶粒結(jié)構(gòu)，能夠有效地適應(yīng)快速凝固過(guò)程中產(chǎn)生的應(yīng)變，避免了熱裂紋。通過(guò)適當(dāng)時(shí)效處理后，屈服強(qiáng)度達(dá)到了現(xiàn)有鋁合金的最高值560 MPa。

(a)為沉積樣品的TEM明場(chǎng)圖像；(b)、(c)為(a)中的放大圖像；(d)、(f)為樣品分別在250、300、350 ℃時(shí)效后的TEM明場(chǎng)圖像；(g)為(d)中的放大圖像圖4 增材制造成形添加Mn元素的Al-Mg-Sc-Zr合金中的AlxMn析出相形貌[44]Fig.4 Morphology of AlxMn precipitates in Al-Mg-SC-Zr alloy with Mn added by additive manufacturing[44]

除了Mg、Mn、Sc、Zr外，一般Al-Mg-Sc-Zr鋁合金中還包含其他元素(如Cr、Ti、Zn、Si、Fe等)，這些微量元素的存在也分別增強(qiáng)了Al-Mg-Sc-Zr高強(qiáng)鋁合金的性能。Wang等[46]通過(guò)向Al-Mg合金中添加不同比重Sc、Zr、Ti元素，生成的二次沉淀相Al3(Scx，Zr1-x)，Al3(Scx，Ti1-x)和Al3(Scx、Zr1-x，Ti1-x-y)對(duì)晶粒細(xì)化有著明顯的作用，在Sc，Zr的基礎(chǔ)上增加Ti含量，晶粒細(xì)化效果更為明顯。Carroll等[47]發(fā)現(xiàn)即便是微量的Zn加入，也會(huì)形成穩(wěn)定的抗應(yīng)力腐蝕能力更強(qiáng)的三元Al-Mg-Zn第二相，可以提升鋁合金的耐腐蝕性能。Li等[48]設(shè)計(jì)對(duì)比了無(wú)Si含量的Al-xMg-0.2Sc-0.1Zr(x=1.5%、3%、6%)和1.3%含量的Al-8Mg-1.3Si-0.5Mn-0.5Sc-0.3Zr，通過(guò)實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)前者產(chǎn)生大量裂紋，隨Mg含量的增多裂紋逐漸嚴(yán)重，而在加入Si后，在晶胞或柱狀亞晶界中出現(xiàn)的枝晶間共晶Al-Mg2Si能有效抑制裂紋的產(chǎn)生。

以上研究表明，即便是微量的Ti、Zn、Si等元素的加入仍舊會(huì)對(duì)Al-Mg-Sc-Zr高強(qiáng)鋁合金的性能產(chǎn)生重要影響，但目前這些微量元素?fù)诫s對(duì)SLM制備高強(qiáng)鋁合金過(guò)程中的強(qiáng)化行為，界面結(jié)合情況方面的研究尚不夠深入，其進(jìn)展大多止步于鑄鍛鋁合金。

2 選區(qū)激光熔化Al-Mg-Sc系高強(qiáng)鋁合金微觀組織

在常規(guī)鑄造凝固過(guò)程中，大多數(shù)研究將晶粒細(xì)化歸因于Al3Sc/Al3Zr的異質(zhì)形核作用。在選區(qū)激光熔化成形過(guò)程中，在SLM成形態(tài)合金組織中的晶粒邊界上可以發(fā)現(xiàn)大量的Al3(Scx，Zr1-x)粒子，通常認(rèn)為這些Al3(Scx，Zr1-x)粒子是通過(guò)原子替代的方式形成的，其形貌如圖5所示[49]。這些位于晶界的Al3(Scx，Zr1-x)顆粒在凝固過(guò)程中不起成核作用，并且結(jié)構(gòu)將隨其化學(xué)成分而變化[39,49]。

圖5 選區(qū)激光熔化成形Al-Mg-Sc合金中位于晶界的Al3(Scx，Zr1-x)粒子[49]Fig.5 SLM of Al3(Scx, Zr1-x) particles at grain boundaries in Al-Mg-Sc alloy[49]

Kendig等[50]發(fā)現(xiàn)，Zr在Al3Sc中的最大固溶體約為Sc晶格位置的1/3;Harada等[51]認(rèn)為Zr可以取代Al3Sc(晶體結(jié)構(gòu)為L(zhǎng)12)粒子中多達(dá)1/2的Sc原子。改變合金中的整體Sc/Zr會(huì)導(dǎo)致Al3(Scx，Zr1-x)顆粒的Sc/Zr比相應(yīng)變化，晶體結(jié)構(gòu)也發(fā)生了變化。用Zr取代Al3Sc中的Sc可以誘導(dǎo)晶體結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變以及晶格參數(shù)的降低，一旦達(dá)到Al3(Scx，Zr1-x)中的最大濃度，額外的Zr將形成具有晶體結(jié)構(gòu)DO23的Al3(Scx，Zr1-x)顆粒[49]。

2.1 選區(qū)激光熔化Al-Mg-Sc系高強(qiáng)鋁合金成形態(tài)微觀組織

一般選區(qū)激光熔化成形的Al-Mg-Sc-Zr合金具有非均勻晶粒結(jié)構(gòu)，其微觀組織主要由熔合邊界處的細(xì)晶粒(FG)帶和熔池內(nèi)部區(qū)域的粗晶粒(CG)組成。初生Al3(Scx，Zr1-x)析出物在熔池界面富集，形成等軸晶帶，而初生Al3(Scx，Zr1-x)析出物在熔池內(nèi)部缺乏，形成扇形柱狀晶區(qū)，如圖2所示。熔合邊界處的FG帶中斷了柱狀晶粒通過(guò)層的外延生長(zhǎng)。SLM過(guò)程中的重復(fù)熔融固化使更多的CG區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)镕G區(qū)，構(gòu)造了一個(gè)復(fù)雜的網(wǎng)絡(luò)結(jié)構(gòu)，在塊狀沉淀中FG和CG區(qū)交替出現(xiàn)。

除了晶粒結(jié)構(gòu)的不均勻性外，第二相粒子在整個(gè)熔池中也表現(xiàn)出不均勻性，其在FG帶中富集，但在CG區(qū)中明顯缺失。FG區(qū)中的第二相粒子主要是富含Sc/Zr、Mn/Fe和Mg/Si的粒子。相比之下，在CG區(qū)中未發(fā)現(xiàn)富含Sc/Zr的顆粒，這些富含Sc/Zr的顆粒是凝固過(guò)程中形成的初生Al3(Scx，Zr1-x)[52]。初生Al3(Scx，Zr1-x)和時(shí)效Al3(Scx，Zr1-x)之間的不同結(jié)構(gòu)被認(rèn)為是由不同的形成順序造成的。圖6所示為選區(qū)激光熔化成形Al-Mg-Sc合金中典型的金屬間化合物的晶體結(jié)構(gòu)[49]。初生Al3(Scx，Zr1-x)的形成類(lèi)似于包晶反應(yīng)，相鄰晶胞(001)面的中心原子必須是Zr，以獲得最小能量和周期結(jié)構(gòu)。Sc替代Al3(Scx，Zr1-x)中的Zr原子，Sc傾向于替換位于(001)平面中心的Zr原子，如圖6(c)所示。在這里，Al3(Scx，Zr1-x)是由改變的晶格常數(shù)和空間群形成的，它更傾向于與Al3Zr(DO23)相一致，與L12結(jié)構(gòu)相比，Al3Zr(DO23)具有更少的空間對(duì)稱(chēng)性。這種空間對(duì)稱(chēng)性的差異使得當(dāng)原子發(fā)生取代時(shí)，初生Al3(Scx，Zr1-x)的空間群更有可能發(fā)生變化。Zhao等[49]根據(jù)生成焓、結(jié)合能和合金的Sc/Zr比得出的結(jié)果，Al12Sc3Zr應(yīng)該是SLM中初生Al3(Scx，Zr1-x)最可能的成分，這與Shi等[53]Sc/Zr的原子比接近3∶1的結(jié)果一致。由于初生Al3(Scx，Zr1-x)的不穩(wěn)定性，一個(gè)粒子中可能存在包含Al12Sc3Zr在內(nèi)的各種形式的Al3(Scx，Zr1-x)。

(a)為L(zhǎng)12的Al3Sc粒子；(b)為DO23的Al3Zr粒子；(c)為Sc取代后的Al3(Scx，Zr1-x)粒子；(d)為(001)平面的Al3(Scx，Zr1-x)粒子；(e)為(001)平面與鄰近的Al3(Scx，Zr1-x)粒子；(f)為計(jì)算結(jié)果得出的Al3(Scx，Zr1-x)中原子占位情況[49]圖6 選區(qū)激光熔化成形Al-Mg-Sc合金中典型的金屬間化合物的晶體結(jié)構(gòu)Fig.6 Crystal structures of typical intermetallic compounds in Al-Mg-Sc alloy formed by SLM

根據(jù)晶體學(xué)特征的不同，在不同階段生長(zhǎng)的Al3(Scx，Zr1-x)可以分為初生和二次(時(shí)效)，大部分初生Al3(Scx，Zr1-x)顆粒位于晶界，界面不連貫，形狀不規(guī)則。SLM過(guò)程中初生Al3(Scx，Zr1-x)粒子在邊界上大量存在，這些粒子與基體的界面不相關(guān)，不能作為凝固過(guò)程中的形核粒子，這些在凝固過(guò)程中形成的初生Al3(Scx，Zr1-x)在晶粒細(xì)化、裂紋消除和組織演變中起著重要作用。

2.2 選區(qū)激光熔化Al-Mg-Sc系高強(qiáng)鋁合金熱處理態(tài)微觀組織

選區(qū)激光熔化成形后的高強(qiáng)Al-Mg-Sc合金，受Sc/Zr在α-Al基體中的低平衡固溶度限制，SLM成形Al-Mg-Sc-Zr適當(dāng)?shù)暮鬅崽幚頌橹苯訒r(shí)效[28]。時(shí)效后，在晶粒內(nèi)部發(fā)現(xiàn)了大量具有相干界面的球形次生Al3(Scx，Zr1-x)顆粒，這與初生Al3(Scx，Zr1-x)表現(xiàn)出不同的特性。Al3(Scx，Zr1-x)顆粒的形核主要由SLM加工過(guò)程中的凝固順序和時(shí)效過(guò)程中的原子擴(kuò)散速率決定。由于Sc元素在Al基體中具有較快的擴(kuò)散速率，時(shí)效析出的次生Al3(Scx，Zr1-x)顆粒最初在初始階段形成Al3Sc顆粒。Zr隨后進(jìn)入分散體，并在初始Al3Sc顆粒周?chē)纬筛籞r殼[54]。Zr殼層的存在，使富Zr殼層成為阻礙Sc擴(kuò)散的屏障，進(jìn)而抑制Al3(Scx，Zr1-x)沉淀的粗化[55]。殼核結(jié)構(gòu)Al3(Scx，Zr1-x)析出相的平均半徑比Al3Sc小，再結(jié)晶溫度高[56]。

同樣，在選區(qū)激光熔化成形態(tài)合金的微觀組織中CG區(qū)和FG區(qū)的二次Al3(Scx，Zr1-x)析出物具有相似的粒度分布。圖7所示顯示了選區(qū)激光熔化成形態(tài)高強(qiáng)Al-Mg-Sc合金在330 ℃/4 h時(shí)效處理的TEM圖像。由于初生Al3(Scx，Zr1-x)的固溶沉淀過(guò)程中Sc/Zr的消耗，F(xiàn)G區(qū)中Sc/Zr的過(guò)飽和度低于CG區(qū)，這導(dǎo)致直接時(shí)效后FG區(qū)中的二次Al3(Scx，Zr1-x)析出物減少。隨著對(duì)選區(qū)激光熔化成形態(tài)Al-Mg-Sc合金時(shí)效處理時(shí)間的延長(zhǎng)，合金也經(jīng)歷了兩個(gè)階段的變化。Al3(Scx，Zr1-x)析出相在第一階段不斷析出，強(qiáng)化相數(shù)量不斷增加，表現(xiàn)為合金強(qiáng)度的提高和塑性的降低。在第二階段，完成了Al3(Scx，Zr1-x)相的析出，該相具有良好的穩(wěn)定性和較低的團(tuán)聚傾向，這種性質(zhì)導(dǎo)致了合金相對(duì)穩(wěn)定的力學(xué)性能，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)Al-Mg-Sc合金的力學(xué)性能仍保持在相近的水平[57]。由于高密度的晶內(nèi)Al3(Scx，Zr1-x)析出物和釘扎在晶界上的各種其他顆粒，即使在熱處理后，在加工狀態(tài)下觀察到的雙峰晶粒尺寸分布仍能保持[58]。Shen等[57]研究了選區(qū)激光熔化成形的Al-Mg-Sc合金500 ℃均質(zhì)熱處理和330 ℃時(shí)效處理后的微觀組織和力學(xué)性能。通過(guò)增加均質(zhì)處理時(shí)間，合金微觀結(jié)構(gòu)趨向于再結(jié)晶，熔池邊界逐漸消失，亞微米細(xì)晶不斷生長(zhǎng)形成微米等軸晶粒，硬度和拉伸強(qiáng)度不斷下降。而時(shí)效處理在1 h達(dá)到最佳，延長(zhǎng)時(shí)效處理力學(xué)性能下降不明顯。

圖7 選區(qū)激光熔化成形態(tài)高強(qiáng)Al-Mg-Sc合金在330 ℃/4 h時(shí)效處理的TEM圖像Fig.7 TEM images of the Al-Mg-Sc-Zr alloy after aging treatment at 330 ℃ for 4 h

增材制造鋁合金的熱處理技術(shù)是Al-Mg-Sc合金成型之后重要的強(qiáng)化技術(shù)以及當(dāng)前研究的熱點(diǎn)，采用合適的熱處理工藝會(huì)顯著增強(qiáng)SLM高強(qiáng)鋁合金的強(qiáng)度，但關(guān)于增材制造Al-Mg-Sc合金熱處理研究主要停留在熱處理工藝制度對(duì)其強(qiáng)度和延展性的改變方面，對(duì)其不同熱處理過(guò)程中微觀熔池變化、晶界遷移和第二相粒子強(qiáng)化行為上的研究還尚顯不足，需要加強(qiáng)在該方面的深入研究。

3 力學(xué)性能特征

選區(qū)激光熔化成形制備Al-Mg-Sc合金為過(guò)飽和固溶體，其中Mg、Sc、Zr和其他元素均勻溶解在鋁基體中。Sc作為時(shí)效硬化劑，形成的Al3Sc可以有效提升合金的強(qiáng)度，同時(shí)，Zr也具有類(lèi)似的作用。時(shí)效處理后，過(guò)飽和固溶體中析出大量彌散的第二相粒子，阻礙了位錯(cuò)的滑移，提高了合金的強(qiáng)度，隨著時(shí)效保持時(shí)間的增加，Al基體中晶粒略微長(zhǎng)大，內(nèi)應(yīng)力穩(wěn)定釋放，導(dǎo)致硬度部分降低。同時(shí)，第二相粒子引起了位錯(cuò)滑移阻力的增加，這增加了拉伸試驗(yàn)中塑性變形的難度，降低了試樣的塑性[59]。

在塑性變形過(guò)程中，應(yīng)變硬化率(屈服強(qiáng)度/極限拉伸強(qiáng)度)與兩種類(lèi)型的位錯(cuò)積累過(guò)程有關(guān)，總位錯(cuò)密度的增加會(huì)通過(guò)位錯(cuò)強(qiáng)化提高流動(dòng)應(yīng)力。同時(shí)，位錯(cuò)積累能力與晶粒結(jié)構(gòu)有關(guān)，如晶粒尺寸和晶粒不均勻性。通常，晶粒細(xì)化會(huì)導(dǎo)致晶界位錯(cuò)增加，并促進(jìn)幾何必須位錯(cuò)的產(chǎn)生。由于初生Al3(Scx，Zr1-x)形核位點(diǎn)的不同沉淀行為，在SLM成形態(tài)Al-Mg-Sc樣品中形成了由超細(xì)等軸晶和柱狀晶交替組成的非均勻晶粒結(jié)構(gòu)，形成了額外的變形強(qiáng)化，并提高了其應(yīng)變硬化能力，從而使選區(qū)激光熔化成形的Al-Mg-Sc合金的強(qiáng)度和塑性得到了良好的結(jié)合[60-61]。

如圖8所示顯示了增材制造成形的高強(qiáng)Al-Mg-Sc合金的綜合力學(xué)性能與傳統(tǒng)加工制備方法之間的區(qū)別，可以看出選區(qū)激光熔化成形方法制備的Al-Mg-Sc合金相比于傳統(tǒng)加工制備方法具有更高的強(qiáng)度和更好的延展性[37]。在塑性變形過(guò)程中，由于裂紋傾向于在晶界處萌生，易沿著滑移帶生長(zhǎng)，因此晶粒越小，裂紋路徑越曲折，裂紋擴(kuò)展阻力越高[62]。而在選區(qū)激光熔化成形的Al-Mg-Sc鋁合金中，較深的熔池和細(xì)小的扇形邊界會(huì)導(dǎo)致更為彎曲的裂紋路徑，導(dǎo)致頸縮后延伸率的增加。Jakkula等[63]研究了Al-Mg-Sc-Zr的應(yīng)變速率敏感性，發(fā)現(xiàn)合金中Mg和Sc通過(guò)抵消各自相反的應(yīng)變率敏感性，保持高應(yīng)變率下屈服應(yīng)力穩(wěn)定，輕質(zhì)高強(qiáng)Al-Mg-Sc合金綜合力學(xué)性能優(yōu)異，適用于航空航天等軍工領(lǐng)域的輕量化裝備制造。

圖8 選區(qū)激光熔化成形制備的高強(qiáng)Al-Mg-Sc合金與傳統(tǒng)方法制的Al-Mg-Sc合金(如鑄造、鍛造)以及SLM Scamlalloy鋁合金的拉伸性能比較[37]Fig.8 High strength Al-Mg-Sc alloy prepared by SLM and traditional Al-Mg-SC alloy (such as casting, wrought) and the comparison of tensile properties of SLM Scamlalloy aluminum alloys[37]

對(duì)于大多數(shù)領(lǐng)域的關(guān)鍵應(yīng)用，高斷裂韌性是安全設(shè)計(jì)要求的關(guān)鍵特性之一。然而，韌性通常隨著強(qiáng)度的提高而降低，在選區(qū)激光熔化成形的Al-Mg-Sc系合金中，斷裂韌性與裂紋尖端與超細(xì)非均勻微觀結(jié)構(gòu)之間的相互作用有關(guān)，如圖9所示顯示了裂紋在選區(qū)激光熔化制備的高強(qiáng)Al合金微觀組織中的擴(kuò)展與延伸機(jī)理。裂紋尖端和非均勻α-Al基體微觀結(jié)構(gòu)之間的相互作用使合金兩種類(lèi)型的外部韌化機(jī)制：裂紋偏轉(zhuǎn)和裂紋分支，如圖9(d)、圖9(e)所示。盡管柱狀區(qū)域存在脆性裂紋擴(kuò)展，但裂紋的擴(kuò)展可以有效地停留在細(xì)晶區(qū)域。這些外部增韌機(jī)制降低了裂紋擴(kuò)展的驅(qū)動(dòng)力，有效地抑制了裂紋擴(kuò)展，從而提高了斷裂韌性[64]。

(a)為SLM 處理的 Al-Mg-Sc-Zr 合金的內(nèi)在和外在增韌機(jī)制示意圖；(b)、(c)為拉伸軸垂直于成型方向試樣和拉伸軸平行于成型方向試樣宏觀特征；(d)、(e)為(b)、(c)中分離的斷裂表面和沿裂紋擴(kuò)展方向的橫截面上SEM、OM和EBSD特征圖9 選區(qū)激光熔化成形制備的高強(qiáng)Al-Mg-Sc合金斷裂過(guò)程中裂紋擴(kuò)展及增韌機(jī)制[64]Fig.9 Crack propagation and toughening mechanism during fracture of high-strength Al-Mg-Sc alloy prepared by SLM[64]

4 結(jié)論與展望

近年來(lái)，隨著增材制造的不斷發(fā)展，選區(qū)激光熔化成形制備鋁合金的發(fā)展迅猛，選區(qū)激光熔化方法是制備高強(qiáng)鋁合金較好的選擇，Al-Mg-Sc系鋁合金作為輕質(zhì)高強(qiáng)鋁合金的首選，目前仍面臨很多難題需要去克服。

(1)在選區(qū)激光熔化成形高強(qiáng)Al-Mg-Sc合金中，含有大量的Sc元素作為主強(qiáng)化元素，在凝固和熱處理過(guò)程中形成的初生和時(shí)效Al3Sc在晶粒細(xì)化、裂紋消除和組織演變中起著重要作用，近年來(lái)，Sc元素已廣泛應(yīng)用于其他鋁合金增材制造體系。但其作為一種貴重的稀土元素，大大增加了合金本身的原材料成本，如何找到合適的替代元素或方案，找到替代Sc元素的一種或多種元素同樣可以實(shí)現(xiàn)其在鋁合金中的強(qiáng)化效果，降低Al-Mg-Sc系鋁合金的生產(chǎn)成本以達(dá)到工業(yè)化大批量生產(chǎn)是研究人員所需要解決的問(wèn)題，推動(dòng)增材制造Al-Mg-Sc系高強(qiáng)鋁合金更為廣泛的應(yīng)用。

(2)在選區(qū)激光熔化成形Al-Mg-Sc合金微觀組織控制方面：如今選區(qū)激光熔化成形的Al-Mg-Sc系鋁合金微觀熔池為典型的雙模微觀結(jié)構(gòu)，這樣的結(jié)構(gòu)較傳統(tǒng)鋁合金中晶粒已顯著減小，但其特有的細(xì)等軸晶區(qū)相較于粗等軸晶區(qū)晶粒大小還是有明顯的區(qū)別，而熔池的成型過(guò)程也導(dǎo)致扇形區(qū)內(nèi)是細(xì)等軸晶區(qū)，扇形外圍為粗等軸晶區(qū)，沿等軸晶由內(nèi)而外生長(zhǎng)，這也導(dǎo)致了較為明顯的各向異性，成型合金沿著熔池生長(zhǎng)方向拉伸強(qiáng)度更高，同時(shí)，在選區(qū)激光熔化成形的高強(qiáng)鋁合金塑性變形過(guò)程中，柱狀晶區(qū)也是裂紋生長(zhǎng)的主要路徑。因此，控制選區(qū)激光熔化成形的高強(qiáng)鋁合金等軸化以達(dá)到各向同性，促進(jìn)等軸晶向柱狀晶轉(zhuǎn)變是研究人員需要解決的問(wèn)題。同時(shí)，在選區(qū)激光熔化制備的高強(qiáng)Al-Mg-Sc合金中，Si、Fe、Ti等微量元素的摻雜也會(huì)對(duì)高強(qiáng)鋁合金的性能產(chǎn)生較大的影響，不過(guò)在相關(guān)SLM成型鋁合金有關(guān)文獻(xiàn)中卻極少提及，研究大多止步于鑄鍛等傳統(tǒng)成型鋁合金，這一方面研究頗為淺顯，需要進(jìn)一步的深入研究探討。

(3)選區(qū)激光熔化成形制備的Al-Mg-Sc高強(qiáng)鋁合金的強(qiáng)度還不能達(dá)到傳統(tǒng)鋁合近的強(qiáng)度，限制了其應(yīng)用范圍。固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化是選區(qū)激光熔化成形高強(qiáng)Al-Mg-Sc合金的主要強(qiáng)化方式，但通過(guò)這兩種強(qiáng)化方式后所得到的Al-Mg-Sc系合金依舊很難以達(dá)到傳統(tǒng)鋁合金的強(qiáng)度，在實(shí)際應(yīng)用中，仍然無(wú)法取代傳統(tǒng)鋁合金的地位。目前在選區(qū)激光熔化成形Al-Mg-Sc合金的研究中，主要集中在拉伸強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、硬度和延展性等，但實(shí)際生產(chǎn)中鋁合金的應(yīng)用需求更為廣泛，例如抗沖擊、變形，耐腐蝕等，有待研究部人員進(jìn)一步的深入研究選區(qū)激光熔化成形的Al-Mg-Sc合金的其他特征性能。