超高速激光熔化掃描速度對Al-Mg-Sc 高強鋁合金性能的影響

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 理學院 新材料力學理論與應用湖北省重點實驗室，武漢 430070；2.中國航發北京航空材料研究院3D 打印研究與工程技術中心，北京 100095；3.中機新材料研究院鄭州有限公司 鄭州 450001；4.武漢理工大學 材料示范學院 材料復合新技術國家重點實驗室，武漢 430070）

自21 世紀以來，隨著高速列車、航空航天技術的快速發展，高強鋁合金構件逐漸向大型化、一體化及復雜化方向不斷發展。傳統的鋁合金制備方法存在加工周期長、成本高、易出現缺陷等問題。激光熔化沉積技術作為增材制造工藝的一種，具有制備周期短、成本低、成形質量高等優點，成為高強鋁合金構件制備的重要手段之一[1-5]。

高強鋁合金的制備是目前激光熔化沉積高強鋁合金的重點研究方向。Li 等[6]嘗試加入Si 元素并調節熱處理工藝參數來形成高強度和韌性的鋁合金。Prashanth 等[7]揭示了熱處理對Al-12Si 鋁合金微觀結構的影響。Wang 等[8]奠定了商業高強鋁合金粉末用于激光熔化沉積技術的實驗基礎。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性能獲得大幅提升，也抑制了成形過程中裂紋的萌生[10]。Hua 等[11]使用激光熔化沉積技術制備了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度和屈服強度分別為399.87 MPa 和220.96 MPa，最大伸長率為9.13%。Zhao 等[12]使用激光熔化沉積技術制備了 Al-Mg-Sc 合金，通過大幅度提高冷卻速率，降低單道的功率并增加單位長度送粉速率實現試樣搭接率和孔隙率的降低，進而提高合金硬度和拉伸強度。制備樣品的平均硬度為150HV，抗拉強度為407 MPa。

超高速激光熔化沉積是一種新型增材制造技術，與傳統激光熔化沉積方法相比具有更高的加工效率。傳統激光熔化沉積技術利用激光束在基體表面形成熔池，粉末進入熔池后受熱熔化。而在超高速激光熔化沉積過程中，粉末于熔池上方發生熔化，僅少量粉末在熔池中熔化[13]?，F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，鮮見用于Al-Mg-Sc 高強鋁合金的成形制備，其缺陷特征、顯微組織及力學性能等均有待研究。

目前，增材制造工藝參數調控性能的研究采用大量盲目試錯性方法[14]，造成原材料和時間的浪費，若使用模擬仿真方法在實驗前進行預測指導，可降低成本，也可得到理想最佳工藝參數。Wang 等[15]建立了增材制造過程中熱流體流動模型，包含熱交換、流體流動、金屬蒸發、馬蘭戈里效應和達西定律來模擬匙孔形成過程。Guo 等[16]采用多物理場有限體積法對激光粉末床熔融的匙孔形成機理進行了數值模擬。Wang 等[17]采用熱最優輸運無網格法建立超高速激光熔化沉積中不平衡熱流體流動方程，可以模擬產生的未熔合缺陷，對不同掃描速度形成的孔隙率影響進行了探究。Ren 等[18]采用在線檢測熱成像與光學成像檢測匙孔形成，結合機器學習算法離線預測激光粉末床熔融中匙孔的位置和尺寸，預測準確率高達100%。因此，可以通過數值模擬仿真揭示實驗過程中熔池變化及孔隙缺陷形成機理。

針對現有增材制造技術沉積效率低這一問題，本工作以超高速激光熔化沉積技術進行Al-Mg-Sc高強鋁合金增材制造成形研究，探究沉積態組織與力學性能特征，分析掃描速度對組織、缺陷及力學性能的影響規律，采用ESCAAS 數值模擬軟件的熱力強耦合拉格朗日無網格法對成形過程進行模擬，以真實粉末性能（尺寸大小、形狀等）作為輸入，對粉末顆粒和基體的溫度、物相和形狀演變的進行詳細描述。

1 實驗材料與方法

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，用無水乙醇和丙酮對基體表面進行清洗。以化學成分為Al-5Mg-0.5Sc-0.9Mn-0.35Zr-Si-0.6Ti-0.5Cu-0.25Cr（質量分數/%）的合金粉末為原材料進行樣品制備。原料粉末形態接近球形（圖1（a）），粉末球形度為0.78。將粉末篩分至15～110 μm，通過激光粒度儀對粉末粒度分布進行測試，結果為（圖1（b））：D10 為44.26 μm，D50 為74.39 μm，D90 為116.72 μm。沉積開始前，使用干燥箱將原材料粉末在70 ℃下烘干24 h。使用自主開發的LDF3000-40 型激光熔化沉積設備，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，制備過程在氬氣氣氛中進行。

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 力學性能與顯微組織分析

使用線切割技術切取試樣橫截面進行微觀組織觀察。在水磨拋光機上用不同規格的砂紙逐步打磨樣品，用Al2O3懸浮液對樣品進行拋光處理，直到表面無明顯劃痕。使用FEI Nanolab 掃描電子顯微鏡進行微觀組織、拉伸斷口及電子背散射衍射（electron back scatter diffraction，EBSD）分 析，EBSD 測試所用步長為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GB/T 228—1987，在Instron 3369 通用萬能試驗機上進行拉伸實驗，室溫下固定加載速率為1 mm/min。每個掃描速度制備樣品均切出三個試樣進行測試，取其平均值作為沉積態室溫拉伸性能。采用視頻引伸計記錄位移，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 熱力強耦合拉格朗日無網格數值模擬

為了研究增材制造過程中工藝參數的影響，模擬增材制造過程熔池熔凝行為及缺陷形成過程，采用熱力強耦合拉格朗日無網格數值模擬方法。本方法框架基本方程為能量守恒方程：

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

該方程中的Pe指的是自由體積變形項，滿足：

Pv指的是黏性耗散項，滿足：

求解上述方程中的材料常數如表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 結果與討論

2.1 實驗結果討論

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，樣品內部致密，無裂紋、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 表征結果。由圖4 可看出，在不同掃描速度下，均由細小的等軸晶構成，晶粒尺寸約10 μm。工藝參數變化對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 合金成形樣品進行EBSD 分析得到的ODF 圖，選取?2=0°、45°、90°織構截面進行分析?？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，樣品的織構指數和強度僅略大于1，表明材料表現出一定但不明顯的各向異性，而掃描速度為1 m/s 的樣品中并沒有明顯的峰值，說明其未有明顯的織構取向。

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 鋁合金樣品力學性能測試結果。由圖8 可見，掃描速度與抗拉強度成正比例關系，在0.1m/s 時樣品抗拉強度為250 MPa，斷后伸長率為13%；在1m/s 時抗拉強度為303 MPa，斷后伸長率為22.5%，力學性能最好。隨著掃描速度增加，抗拉強度提升了21.2%，斷后伸長率提升了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力-應變曲線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，斷口形貌均表現為較深同時比較細密的韌窩，沒有發現明顯的解理臺階以及撕裂棱。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

對力學性能最好樣品（掃描速度1 m/s）的顯微組織進行了進一步觀察，結果如圖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試結果。表2 為微米級顆粒的化學成分測試結果。根據成分測試結果可以看到，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 成形樣品中微米級顆?；瘜W成分（質量分數/%）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試結果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 模擬結果討論

沉積層厚度、孔隙率、殘余應力等宏觀性能都是由超高速激光熔化沉積過程中粉末的參數決定的。因此通過ESCAAS 軟件進行同軸送粉超高速激光熔化沉積仿真模擬。以真實粉末性能（尺寸大小、形狀、孔隙等）作為輸入。在40～120 μm 范圍內隨機生成粉末球體，其粒徑符合正態分布，與真實實驗的粉末粒徑概率密度函數一致，如圖12 所示。

圖12 輸入參數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，激光照射中粒子和基體的變形構型和溫度分布隨時間的變化?；跓崃婑詈侠窭嗜諢o網格數值模擬方法，得到了粉末顆粒和基體的溫度、物相和形狀演變的詳細描述。當這些粒子在進入激光范圍時，溫度迅速上升。由于空氣中的粒子不相互接觸呈離散狀，激光的能量都轉化為內能，使粒子迅速加熱超過熔化溫度。當一個材料點的局部溫度達到熔化溫度時，該材料點會轉變為流體相。粒子中的熱量通過對流傳遞到環境中，粒子被激光束輻射的時間越長，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，直到它們與熱粒子和基體接觸后熔化。同時，激光束連續穿透粉末區域向基體輸入能量。在基體表面形成了一個淺的熔池。當熔化的顆粒撞擊基體表面時，它們會擴散并入熔池，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 時預測的粉末顆粒和基體的變形形態和溫度分布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程的前幾毫秒。慣性效應、液體顆粒的變形以及液滴和熔池的融合是該區域的主要響應。因此，在這短暫的沖擊期內，靠近接觸區域的熔池表面溫度變化并不顯著。

不同時間點下熱影響區加結合層的厚度變化如圖14（a）、（b）所示，隨著時間的增加，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，孔隙率波動范圍在1.2%～1%。該模擬結果與圖3 不同掃描速度成型樣品中氣孔數量變化趨勢相吻合。隨著掃描速度增加，孔隙率降低，合金的力學性能改善。

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 結論

（1）超高速激光熔化沉積鋁合金顯微組織致密，組織呈現均勻的等軸細晶，樣品力學性能隨掃描速度變化，當掃描速度較高時由于孔隙率較低的原因導致力學性能更好，此時最大抗拉強度為303 MPa，斷裂伸長率為22.5%。

（2）采用熱力強耦合拉格朗日無網格方法預測增材制造粉末熔化相變過程及熔池熱動力學行為，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，其中流場分布方向為沿熱源中心徑向向外。

（3）數值模擬研究激光掃描速度對力學性能的影響，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，可以提高力學性能，結果與實驗結果相吻合。