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由于Al-Zn-Mg-Cu合金较大的凝固区间（约150 K），热膨胀系数高，开裂敏感性大，熔体流动性差，导热系数高等特性，激光粉末床熔化技术（LPBF）快速熔凝过程中易出现热裂纹；电弧增材制造（WAAM）中电弧的热输入较大，熔池的凝固速率较小，看上去能够解决Al-Zn-Mg-Cu合金LPBF过程易生裂纹的制造难题，遗憾的是，WAAM过程的高热输入同样会促进粗大晶粒、气孔以及元素偏析的形成，这将导致性能的各向异性和拉伸强度的降低。
基于此，大连理工大学机械工程学院马广义、吴东江教授与江苏大学鲁金忠、罗开玉教授合作，提出激光-电弧复合增材制造新方法，解决Al-Zn-Mg-Cu合金的增材制造难题，相关论文以题为“Superior strength of laser-arc hybrid additive manufactured Al-Zn-Mg-Cu alloy enabled by a tunable microstructure”，发表在增材制造顶级期刊《Additive Manufacturing》上。
论文链接：
https://doi.org/10.1016/j.addma.2023.103526
该技术采用定域可控的脉冲激光作为热源之一，与热输入较大的电弧复合共同熔化焊丝，通过激光与电弧的协同作用，制备出Al-Zn-Mg-Cu合金样件，研究了激光-电弧复合增材过程微观组织的形成机制，以及随后的固溶+时效热处理对组织和力学行为的影响。在平行于沉积方向的截面上观察到双峰异质组织，即电弧区柱状晶粒和激光区等轴晶粒交替分布。η-MgZn2相在电弧区晶界处形成复杂的连续网状，而在激光区为晶内离散、均匀分布的颗粒形态。通过TEM观察到60-100 nm的棒状 η 相，与Al基体为非共格界面，对力学性能的提升较少。经过热处理后，η相发生溶解，激光区和电弧区的元素和析出相分布趋于一致化，晶粒没有发生再结晶。高密度的η′相与Al基体为半共格界面，是Al-Zn-Mg-Cu合金中最主要的强化相，与基体晶格排列相同的 GP-Ⅱ 区周围晶格会畸变，形成共格应变场，也能够起到强化作用。热处理态的Al-Zn-Mg-Cu合金的抗拉强度达到602.3 ± 7.6 MPa，断后伸长率为8.90 ± 0.10 %，该合金的综合力学性能优于大多数LBPF制备和WAAM制备的Al-Zn-Mg-Cu、Al-Cu以及Al-Mg(Si)合金，能够与常规锻造的7075铝合金相媲美。
图1 （a）晶粒形态演变示意图；（b）柱状晶和等轴晶的IPF图。
图2沉积态Al-Zn-Mg-Cu合金的SEM和EDS：（a）显微组织，（b）AZ的放大视图，（c）LZ的放大视图，（d）第二相及其选区的元素分布。
图3 （a）热处理态Al-Zn-Mg-Cu合金的典型HRTEM。（b）（a）图中红框区域的对应SAED和析出相的元素分布。（c）GP-II区的HRTEM和SAED。（d）（c）图中标记区域的反FFT。（e）通过GPA方法计算的应变场。
图4 沉积态和热处理态Al-Zn-Mg-Cu合金的力学性能：（a）拉伸应力-应变曲线，（b）横向和纵向拉伸性能，（c）本工作中与LPBF和WAAM制造的其他Al-Zn-Mg-Cu、Al-Cu和Al-Si（Mg）合金的力学性能比较
与此同时，结合熔池凝固过程CFD模拟，探讨了激光-电弧复合过程中独特的微观组织的形成及演变机理。本研究采用的脉冲激光的峰值功率为2000 W，产生小孔效应，脉冲激光加入瞬间，熔池内部温度升高，在脉冲激光结束时刻达到最大值。当仅电弧作用于熔池时，熔池内部的平均温度梯度约为104 K/m，激光作用瞬间增大至105K/m，G/R值降低，晶粒向粗大柱状晶生长的趋势减弱，更容易转变为等轴晶。脉冲激光周期性的能量输入，加快了熔池对流，提高熔池凝固速率，促进了溶质元素的充分扩散。
图5 激光-电弧复合增材热历程：（a） t=0 ms 时2D切片和3D温度场，（b）t=0 ms时2D切片和3D温度场，（c）Section B的不同区域的热历程，（c）沿Z方向的固/液界面温度梯度与凝固速率变化。
另外，定量计算了Al-Zn-Mg-Cu合金的强化机制，主要包括晶界强化、固溶强化、沉淀强化。晶界强化对屈服强度的贡献约为4.5%，Zn、Mg和Cu三种元素的沉淀强化为16.5%，而η′相和GP-Ⅱ区引起的沉淀强化对屈服强度的贡献高达75.1%。此外，激光-电弧复合增材制造的Al-Zn-Mg-Cu合金样件的纵向力学性能均低于横向样件，呈现各向异性。与沉积态样件相比，经过热处理后UTS各向异性百分比降低了约65%。
*感谢论文作者团队对本文的大力支持。
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