激光選區(qū)熔化成形Al-Mg-Sc-Zr高強(qiáng)鋁合金研究進(jìn)展

作為增材制造技術(shù)中的一種，以激光為熱源的SLM技術(shù)具有高度的加工柔性和成形精度，相比于傳統(tǒng)制造工藝，無需模具，制造周期短。由于冷卻速率較快(最大可達(dá)10⁶~10⁸ ℃/s)^[3]，晶粒細(xì)化使力學(xué)性能提升，能夠?qū)崿F(xiàn)材料-結(jié)構(gòu)-性能的一體化設(shè)計(jì)和制造。SLM技術(shù)是基于“離散+堆積”原理，將三維模型切片分層，轉(zhuǎn)化為STL格式導(dǎo)入設(shè)備，以流動(dòng)性良好的球形金屬粉末為原材料，采用鋪粉刮刀將粉末均勻平鋪在成形基板表面，利用高能激光束作為熱源，不受零件三維空間形狀和尺寸的限制，根據(jù)輪廓信息規(guī)劃掃描路徑，如圖1所示，金屬粉末熔化后形成微小熔池并迅速凝固，通過逐道搭接、逐層疊加掃描方式制備復(fù)雜金屬結(jié)構(gòu)件，包括異形流道、多孔點(diǎn)陣、柵格薄壁等。影響SLM成形金屬材料加工質(zhì)量的參數(shù)分類如圖2所示，除了設(shè)備穩(wěn)定性、環(huán)境因素外，還要從金屬粉末特性和加工參數(shù)兩個(gè)方面考慮。

圖1  激光選區(qū)熔化裝備結(jié)構(gòu)及加工過程示意圖

Fig. 1  Schematic diagram of SLM equipment and process procedure

圖2  影響SLM成形質(zhì)量參數(shù)分類

Fig. 2  Parameters classification of affecting SLM forming quality

1.1　SLM成形鋁基合金缺陷形成機(jī)理分析

1.1.1　鋁合金材料特性的影響

金屬粉末的熔化是激光能量耦合進(jìn)入金屬原子內(nèi)部的宏觀表現(xiàn)，當(dāng)激光輻射至金屬材料表面后，在一個(gè)非常薄的層內(nèi)，激光入射能被表面吸收，其吸收率大部分取決于自由電子的傳導(dǎo)吸收。而對(duì)于鋁合金來說，實(shí)體鋁具有較高的自由電子密度，鏡面反射作用劇烈，其反射率高達(dá)91%，很難使激光耦合進(jìn)入材料中，導(dǎo)致吸收率極低^[4]。且鋁對(duì)氧的敏感性強(qiáng)，生成的氧化物薄膜熱力學(xué)穩(wěn)定，很難去除，一旦熔融不完全將降低熔滴與氧化膜之間的潤(rùn)濕性^[5]。另外，熔融鋁液可以吸收不同含量的氣體，如氧、氮、氫等，原則上在低溫下溶解度降低，會(huì)在連續(xù)冷卻過程中釋放，但受鋁合金較高熱導(dǎo)率和快速凝固過程的影響，若釋放的氣體在凝固前沒有逃離熔池，會(huì)殘留在熔融區(qū)內(nèi)形成孔洞，導(dǎo)致冶金缺陷的產(chǎn)生(見圖3)。

圖3  SLM成形鋁合金形成的孔洞及球化現(xiàn)象^[6]和孔洞周圍分布的氧化物顆粒^[7]

Fig. 3  Holes and balling phenomenon of aluminum alloy fabricated by SLM^[6] (a) and oxide particles distributed around hole^[7] (b)

1.1.2　外加條件的影響

在SLM成形鋁合金過程中，一旦粉末表面受潮，在高能激光束作用下，鋁會(huì)與水發(fā)生如下反應(yīng)：

2Al+3H2O=3H2+Al2O3

(1)

熔池在高溫下會(huì)吸收大量的氫，由于凝固結(jié)晶速度很快，冷卻過程中氫的溶解度突然下降，使氫處于過飽和狀態(tài)，促使熔池內(nèi)溶入的氫原子發(fā)生反應(yīng)：

2H=H2

(2)

反應(yīng)生成的分子氫不溶于金屬，而在液態(tài)金屬中形成氣泡，當(dāng)熔池向外的逸出速度小于熔池的凝固速度時(shí)，凝固層中形成氫氣孔。氫氣孔在SLM工藝熔化和凝固過程中的形成和運(yùn)動(dòng)過程如圖4所示，隨著激光束沿著掃描方向移動(dòng)，粉末吸收能量后熔化形成的熔池深度大于層厚，層間發(fā)生冶金結(jié)合。

圖4  激光與粉床接觸區(qū)域氫氣孔形成示意圖

Fig. 4  Schematic diagram of hydrogen pores formation in contact area between laser and powder bed

熔體通過熔化前端和粉末相互接觸而富氫，如果熔體的局部固溶度達(dá)到極限，氣孔開始形核。由于氣孔的生長(zhǎng)受擴(kuò)散控制，后續(xù)的氫由氣孔的氣液界面提供。氫在氣孔邊界層的擴(kuò)散過程和局部凝固速率限制了氫的供給速率，即一旦凝固前沿捕獲氫，氣孔生長(zhǎng)將停止。一般將粉末轉(zhuǎn)入設(shè)備前，需要對(duì)粉末進(jìn)行真空烘干處理。激光與粉末作用形成的熔池上表面與惰性氣體接觸，受Marangoni流的攪拌作用，少量氣體會(huì)溶解進(jìn)入熔池中^[8]，向熔體內(nèi)部發(fā)生擴(kuò)散，經(jīng)過熔融液體的浮力作用而上浮，氣泡的上浮速度可用斯托克斯公式表示：

v=29×(ρ1?ρ2)gr2η$$v=\frac{\mathrm{2}}{\mathrm{9}}\times \frac{\left({\rho }_{\mathrm{1}}-{\rho }_{\mathrm{2}}\right)g{r}^{\mathrm{2}}}{\eta }$$

(3)

式中：v為氣泡的上浮速度(cm/s)；ρ₁為液態(tài)金屬的密度(g/cm³)；ρ₂為氣體的密度(g/cm³)；g為重力加速度(980 cm/s²)；r為氣泡的半徑(cm)；η為液態(tài)金屬黏度(Pa·s)。由此可知，氣泡半徑越小，熔液黏度越大，氣泡上浮速度越慢。一旦熔池的結(jié)晶速度大于氣泡的上浮速度，這些氣泡也將作為氣孔殘留于凝固組織中，形成孔隙缺陷。

1.1.3　激光加工參數(shù)的影響

高能激光束熔化金屬粉末過程中，充足的線性激光能量輸入是保證熔池熔化量足夠、掃描軌跡連續(xù)、零件致密的關(guān)鍵，而線性激光能量大小受激光功率和掃描速度共同影響。線性激光能量密度E的公式一般表示為^[9-12]

E=Pvht$$E=\frac{P}{vht}$$

(4)

式中：P為激光功率；v為掃描速度；h為掃描間距；t為分層厚度。當(dāng)熔池熔化量不足時(shí)，即較低的激光功率和過高的掃描速度相結(jié)合，熔池存在時(shí)間短，熔體溫度低，熔池內(nèi)熔融金屬液流動(dòng)性緩慢，造成凝固收縮不及時(shí)，特別是對(duì)于非平衡凝固過程，容易出現(xiàn)冶金缺陷，形成因熔化不完全而導(dǎo)致的縮孔。

激光沿著掃描路徑照射粉末過程中，熔化的軌跡可視作為一條液相柱，保持液相柱穩(wěn)定性的條件為^[13]

πDλ$$\frac{\mathrm{\pi }D}{\lambda }$$ ＞1

(5)

式中：D為未受到平衡狀態(tài)下液相柱的直徑；λ為激光波長(zhǎng)。較低的激光功率結(jié)合過高的掃描速度將使液柱熔化量不足，D值迅速減小，無法滿足式(5)條件。由于液相柱不穩(wěn)定性加強(qiáng)，需要通過球化的方式降低表面能，液相柱沿著掃描方向出現(xiàn)斷裂、軌跡不連續(xù)和球化現(xiàn)象。在激光熔化成形下一層金屬粉末時(shí)，熔道不連續(xù)處將出現(xiàn)凹坑，逐層堆積后形成孔洞。

1.3　SLM成形鋁基合金改善力學(xué)性能研究

目前，AlSi12和AlSi10Mg合金的SLM成形工藝研究較為廣泛，但拉伸強(qiáng)度很難超過400 MPa^[22-23]。WANG等^[24]采用高能球磨法機(jī)械混合納米級(jí)TiC顆粒和鋁合金粉末，混合過程如圖5所示，在SLM工藝下獲得拉伸強(qiáng)度高達(dá)482 MPa。GU等^[25]研究了SLM成形TiC顆粒增強(qiáng)鋁基合金材料的熔池流動(dòng)行為，發(fā)現(xiàn)TiC顆粒的加入促進(jìn)激光吸收，減緩熱消散，但增加TiC含量致使微觀組織中形成粗化的環(huán)狀顆粒，因此，增強(qiáng)相的含量需要嚴(yán)格控制。對(duì)7xxx Al-Zn-Mg和2xxx Al-Cu合金的SLM成形研究中發(fā)現(xiàn)，較低的熱裂紋抗性導(dǎo)致力學(xué)性能降低^[10, 26]，很難滿足工業(yè)需求。朱海龍等^[27]和鄒田春等^[28]分別在對(duì)7xxx和2xxx鋁合金的研究中指出，高強(qiáng)鋁合金的SLM成形重點(diǎn)仍然是如何消除熱裂紋。為了抑制高強(qiáng)鋁合金中裂紋的產(chǎn)生，MARTIN等^[29]利用靜電組裝技術(shù)在7075鋁合金金屬顆粒表面沉積納米鋯顆粒，鋁基粉末表面彌散分布著納米增強(qiáng)相，利用鋯和鋁在激光作用下生成的Al₃Zr作為非均勻形核的核心，獲得等軸晶的同時(shí)抑制裂紋形成，其拉伸強(qiáng)度可達(dá)383~417 MPa，但該靜電組裝技術(shù)并沒有詳細(xì)介紹，對(duì)國內(nèi)仍處于技術(shù)封鎖狀態(tài)。涂誠等采用低能球磨法制備ZrH₂和鋁基合金的復(fù)合粉體，在SLM工藝下成形，結(jié)果表明在200 ℃以上Zr和鋁發(fā)生反應(yīng)，生成的Al₃Zr能夠細(xì)化晶粒，降低孔洞、裂紋等缺陷，力學(xué)性能顯著提高^[30]。然而，基于產(chǎn)業(yè)化生產(chǎn)和應(yīng)用為目的，上述方法耗時(shí)長(zhǎng)、制備流程復(fù)雜。因此，亟需開發(fā)一種新型高強(qiáng)鋁合金材料以滿足未來工程應(yīng)用，實(shí)現(xiàn)傳統(tǒng)材料的更新?lián)Q代。相關(guān)學(xué)者認(rèn)為，Al-Mg-Sc-Zr合金在飛機(jī)和船舶海工領(lǐng)域應(yīng)用前景廣闊^[31]，近幾年逐漸成為研究熱點(diǎn)。

圖5  機(jī)械球磨法混合鋁合金/納米TiC復(fù)合粉體示意圖^[24]

Fig. 5  Schematic diagram of Al alloy/nano-TiC composite powders mixed by mechanical milling^[24]

Al-Mg是一種熱處理不可強(qiáng)化合金，其強(qiáng)度主要來自于溶入Al中Mg原子的固溶強(qiáng)化和加工硬化^[32-33]，隨著Mg含量的增加，固溶強(qiáng)化效應(yīng)得到提高，促使合金強(qiáng)度增加。另有研究發(fā)現(xiàn)，向合金體系中加入痕量元素可以改善固溶強(qiáng)化效應(yīng)，如稀土元素鈧^[34-35]。對(duì)于鋁-鈧合金的研究起源于20世紀(jì)70年代，由于存在納米Al₃Sc析出相，表現(xiàn)出良好的力學(xué)性能^[36]。Al₃Sc的晶格參數(shù)為0.410 nm，非常接近Al的晶格參數(shù)0.405 nm，通過位錯(cuò)-顆粒交互作用可使合金得到強(qiáng)化。KENDIG等^[37]報(bào)道了Mg元素的添加可以增加Al的晶格參數(shù)，提升Al₃Sc與Al的共格關(guān)系，進(jìn)一步降低Al₃Sc顆粒粗化的驅(qū)動(dòng)力。NORMAN等^[38]指出，當(dāng)添加Sc的含量大于共晶成分(0.55%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))，凝固過程中形成的初生Al₃Sc金屬間相可以顯著地細(xì)化鋁基晶粒。Sc對(duì)合金的作用除了細(xì)化晶粒外，還能在高溫下預(yù)防再結(jié)晶，添加0.1%Sc即可使合金再結(jié)晶溫度超過400 ℃^[39]。但由于Sc的價(jià)格比較昂貴，有關(guān)學(xué)者嘗試?yán)肸r代替Sc，在Al₃Sc顆粒中，Zr幾乎取代了Sc晶格位置的1/3，并利用Zr在Al中的擴(kuò)散速率極慢的特性來穩(wěn)定析出相^[40]。RAGHAVAN^[41]指出，Mg-Zr和Sc-Zr體系沒有中間相，而鋁基合金中存在Al₃Zr和Al₃Sc。對(duì)于Al₃(Sc,Zr)析出相對(duì)于鋁合金力學(xué)性能影響的研究，需要綜合可考慮加工參數(shù)和熱處理工藝對(duì)組織演變的影響規(guī)律。

2014年，空客集團(tuán)創(chuàng)新研發(fā)專門用于SLM成形的Scalmalloy高強(qiáng)鋁合金^[42]，經(jīng)過熱處理后獲得相容性良好的塑性(約12%)和拉伸強(qiáng)度(約520 MPa)，實(shí)現(xiàn)機(jī)艙隔離結(jié)構(gòu)、仿生隔板等用于航空航天領(lǐng)域零件的制造。近年來，有關(guān)Al-Mg-Sc-Zr高強(qiáng)鋁合金的SLM成形研究廣泛開展。SCHMIDTKE等^[43]首次采用SLM工藝成形Al-Mg-Sc-Zr合金發(fā)現(xiàn)，析出相的強(qiáng)化效應(yīng)是由于Zr在富Sc核的析出物上形成了殼體結(jié)構(gòu)，經(jīng)過325 ℃時(shí)效處理、4 h保溫后獲得的合金拉伸強(qiáng)度高達(dá)530 MPa。SPIERINGS等^[44]在SLM成形Al-4.6Mg-0.66Sc-0.42Zr-0.49Mn的組織中發(fā)現(xiàn)了雙峰晶粒尺寸分布特征，熔池邊界存在Al₃(Sc,Zr)和Al-Mg-氧化物混合顆粒作為鋁基凝固的形核點(diǎn)，如圖6所示，使晶粒得到細(xì)化，而熔池中心較高的溫度使大多數(shù)顆粒溶解，促使粗大的柱狀晶生長(zhǎng)，最終獲得的靜態(tài)拉伸性能超過500 MPa，力學(xué)性能主要受晶粒細(xì)化和硬化效果的影響^[45]。蔡志勇等^[46]在針對(duì)Al-4.0Mg-0.7Sc-0.4Zr-0.5Mn的研究中發(fā)現(xiàn)，Al₃Mg₂、Al₆(Fe,Mn)、Al₃(Sc,Zr)析出相導(dǎo)致晶粒細(xì)化，促使合金屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率提高。另外，該課題組采用室溫冷軋和300 ℃、1 h退火工藝處理SLM成形的Al-Mg-Sc-Zr合金，微觀組織中粗晶粒尺寸降低，高密度的Al₃(Sc,Zr)顆粒阻止晶粒長(zhǎng)大，最終獲得的屈服強(qiáng)度高達(dá)573 MPa^[47]。

圖6  SLM成形Al-Mg-Sc-Zr-Mn合金細(xì)晶區(qū)域明場(chǎng)STEM分析^[44]

Fig. 6  Bright filed-STEM analysis in FG-region of SLM-processed Al-Mg-Sc-Zr-Mn alloy^[44]: (a) Overview showing several grains with intragranular particles; (b) [110] oriented grain with two neighbouring grains with intragranular and GB-near particles; (c) GB-near particles at higher magnification with FFT confirming MgAl₂O₄

LI等^[48]采用不同的SLM掃描策略和加工參數(shù)成形Al-6.2Mg-0.36Sc-0.09Zr合金，同樣發(fā)現(xiàn)了雙峰晶粒尺寸特征，較高的Mg含量使表面掃描軌跡界面處出現(xiàn)大量氧化物和微裂紋，Al₃(Sc,Zr)顆粒對(duì)晶界的釘扎作用阻礙晶界遷移，顯著細(xì)化了熔池邊界處的α(Al)晶粒，如圖7所示。LI等^[49]設(shè)計(jì)了多組分的Al-Mg(-Si)-Sc-Zr鋁合金，研究結(jié)果表明不含Si元素時(shí)易產(chǎn)生熱裂紋，且隨Mg含量增加，熱裂傾向隨之變大；當(dāng)添加1.3%Si到Al-6Mg-0.2Si-0.1Zr合金中，晶粒得到細(xì)化，抑制了熱裂紋形成。隨著Mg含量的繼續(xù)增加，改變Si含量對(duì)微觀組織演變和力學(xué)性能的影響機(jī)理有待討論。

圖7  SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的SEM像^[48]

Fig. 7  SEM images of SLM processed Al-Mg-Sc-Zr alloy^[48]: (a) Cross section perpendicular to building direction; (b) Al₃(Sc,Zr) particles morphology distributed near melt pool boundary

SHI等^[50]研究了不同SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金加工參數(shù)和溶質(zhì)固溶、電導(dǎo)率、硬度等之間的關(guān)系，在低能量密度下，降低的硬度和電導(dǎo)率主要受孔隙效應(yīng)影響，而高致密化程度下，主要是固溶的溶質(zhì)效應(yīng)占主導(dǎo)。南京航空航天大學(xué)顧冬冬教授課題組模擬了SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金在不同掃描速度下熔池的對(duì)流傳熱、析出相分布和力學(xué)性能變化，更低的掃描速度能夠消除微裂紋和孔洞，獲得更高的顯微硬度，且熔池底部存在直徑10~40 nm的球形Al₃(Sc,Zr)析出相^[51]。但該研究只對(duì)硬度和磨損速率進(jìn)行了測(cè)試，并未探討掃描速度對(duì)于其他力學(xué)性能的影響。

耿遙祥課題組^[52-53]研究了不同加工參數(shù)和時(shí)效處理工藝對(duì)高M(jìn)g含量的Al-Mg-Sc-Zr合金組織和力學(xué)性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)，高M(jìn)g含量有助于降低組織織構(gòu)，時(shí)效處理使顯微硬度和壓縮屈服強(qiáng)度均有提升。另外，該課題組設(shè)計(jì)了同時(shí)提高(Mg-Mn)和(Sc-Zr)含量的超高強(qiáng)度Al-Mn-Mg-Sc-Zr鋁合金，經(jīng)時(shí)效處理后，最大拉伸強(qiáng)度高達(dá)700 MPa以上^[54]。同樣地，莫納什大學(xué)吳鑫華院士課題組^[55]引入Mn和Sc作為鋁合金的強(qiáng)化元素，經(jīng)熱處理后，Mn原子引起的局部應(yīng)變場(chǎng)與晶格相互作用，阻止位錯(cuò)在晶格中自由移動(dòng)，使屈服強(qiáng)度提升至560 MPa、伸長(zhǎng)率為18%。該課題組還開展了Al-Mn-Mg-Sc-Zr鋁合金的工藝優(yōu)化研究，微觀組織中出現(xiàn)雙峰晶粒結(jié)構(gòu)特征(見圖8(a))，合金強(qiáng)度的提升與晶界處分布的Al₃(Sc, Zr)和富Mn(Fe)準(zhǔn)晶相有關(guān)^[56-57](見圖8(b)~(c))。由此可見，通過優(yōu)化元素配比并采用適合的熱處理工藝，在固溶強(qiáng)化、析出強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化等多種強(qiáng)化機(jī)制作用下，該合金可獲得的力學(xué)性能有望進(jìn)一步提升。

圖8  SLM成形Al-Mn-Sc合金晶粒取向和明場(chǎng)TEM像^[57]

Fig. 8  Grain orientation and BF-TEM images of SLM-processed Al-Mn-Sc alloys^[57]: (a) EBSD map of equaixed-columnar bimodal grain structures in vertical direction (inset picture representing different grains orientation based on different colors), (b) Columnar grain regions showing Al_xMn particles (inset picture highlighting columnar grain titled to 〈011〉 axis), (c) Equiaxed grain regions (inset picture showing some Al₃(Sc,Zr) particles)

林鑫教授團(tuán)隊(duì)^[58]對(duì)比分析了SLM和定向能量沉積(Directed energy deposition, DED)成形Sc/Zr改善的Al-Mg合金強(qiáng)韌化機(jī)制，受初生析出相不同析出行為的影響導(dǎo)致晶粒大小不一，SLM成形試樣中發(fā)現(xiàn)超細(xì)晶區(qū)(見圖9)，其屈服強(qiáng)度高于DED成形的試樣，但伸長(zhǎng)率相當(dāng)，結(jié)合應(yīng)力分配試驗(yàn)探討了強(qiáng)塑形協(xié)同機(jī)制，闡明了SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率協(xié)同提升的本質(zhì)原因。

圖9  超細(xì)晶區(qū)域的明場(chǎng)TEM像和Al晶粒中Al₃(Sc,Zr)顆粒的選區(qū)衍射圖 ^[58]

Fig. 9  TEM-BF images taken from ultrafine grains region (a) and selective area diffraction pattern of Al₃(Sc,Zr) particle within Al grain^[58] (b)

綜上所述，細(xì)晶強(qiáng)化與析出強(qiáng)化是SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金展現(xiàn)出優(yōu)異性能的主要原因，強(qiáng)化效應(yīng)遵循經(jīng)典的Hall-Petch關(guān)系，顯微組織主要由等軸晶區(qū)和柱狀晶區(qū)組成。目前，關(guān)于SLM成形Al-Mg-Sc-Zr力學(xué)性能的研究主要集中在拉伸性能、伸長(zhǎng)率、壓縮強(qiáng)度、顯微硬度等方面，為了拓展高強(qiáng)鋁合金的應(yīng)用領(lǐng)域，應(yīng)進(jìn)一步探究其疲勞性能，特別是海洋領(lǐng)域波浪載荷頻率很低(0.2 Hz以下)條件下，不同時(shí)效處理工藝引起的組織和析出相改變對(duì)低周疲勞性能的影響規(guī)律有待探討。

針對(duì)海洋船舶應(yīng)用領(lǐng)域，長(zhǎng)時(shí)間處于高鹽侵蝕的海洋環(huán)境條件下，需要考慮鋁合金的耐腐蝕性能。目前，對(duì)Al-Si合金耐腐蝕性能的研究較多，快速冷卻凝固條件下，SLM成形的Al-Si合金中形成典型的α(Al)基體和連續(xù)網(wǎng)格狀A(yù)l-Si共晶組織^[59]。施加恰當(dāng)?shù)暮鬅崽幚砉に囉兄卺尫艢堄鄳?yīng)力，但顯微組織的改變會(huì)影響力學(xué)性能和耐腐蝕性。LI等^[60]參照標(biāo)準(zhǔn)T6工序在不同的溫度下對(duì)SLM成形Al-Si合金進(jìn)行固溶+時(shí)效熱處理，組織中網(wǎng)狀的共晶Si從Al基體中析出，形成單獨(dú)的Si顆粒，如圖10所示。GU等^[61]對(duì)比分析了SLM成形和固溶處理Al-Si合金浸泡溶劑中7 d后的腐蝕性能變化，發(fā)現(xiàn)組織中Si顆粒發(fā)生了粗化，熱處理后的合金耐腐蝕性能降低。

圖10  Al-Si合金典型顯微組織^[60]

Fig. 10  Typical microstructure of Al-Si alloy^[60]: (a) Three distinctive regions processed by SLM; (b) Si particles precipitation after heat treatment at 500 ℃ for 2 h; (c) Si particles coarsening after heat treatment at 500 ℃ for 2 h and 180 ℃ for 12 h

目前，國內(nèi)外對(duì)于SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金耐腐蝕性能的研究較少，顧冬冬教授團(tuán)隊(duì)^[62]在3.5 %(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的NaCl熔液中研究基于不同打印平面成形Al-Mg-Sc-Zr合金的腐蝕行為，在較低的電流密度條件下，XY平面的耐腐蝕性高于XZ平面，主要與熔池邊界析出的Al₃(Sc,Zr)相、晶粒尺寸、織構(gòu)取向有關(guān)。另外，該團(tuán)隊(duì)對(duì)比分析了SLM成形試樣熱處理前后的耐腐蝕性能，在電化學(xué)腐蝕過程中，SLM成形試樣表面出現(xiàn)鈍化膜，熱處理試樣表面鈍化膜很容易脫落形成點(diǎn)蝕，且熱處理使Al₃(Sc,Zr)析出相粗化和聚集，不利于耐腐蝕性^[63]。需要指出的是，當(dāng)Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于3%時(shí)，Al-Mg合金在100 ℃以上進(jìn)行穩(wěn)定化退火時(shí)，β相(Al₃Mg₂)沿晶界析出，會(huì)增加應(yīng)力腐蝕裂紋的敏感性，導(dǎo)致耐晶間腐蝕能力弱^[33]，容易誘發(fā)零件結(jié)構(gòu)在服役過程中突然失效。在含氯化物的環(huán)境中，鋁合金易發(fā)生點(diǎn)蝕，特別是在鋁基和金屬間化合物的界面或缺陷處，在循環(huán)載荷和腐蝕條件下發(fā)展為疲勞裂紋形核位置^[64]。因此，后續(xù)要加強(qiáng)Al-Mg-Sc-Zr合金腐蝕疲勞性能的研究，這對(duì)于預(yù)測(cè)船舶海工零件的服役壽命具有極大的工程應(yīng)用價(jià)值。

現(xiàn)階段，大量關(guān)于高強(qiáng)鋁合金的報(bào)道主要集中在航空航天領(lǐng)域，如飛機(jī)的起落架等，對(duì)于傳統(tǒng)的船舶與海工行業(yè)，高強(qiáng)鋁合金的應(yīng)用處于起步和探索階段。江蘇科技大學(xué)海洋裝備研究院采用SLM工藝制備了不銹鋼LNG汽化器核心換熱部件，能夠完全滿足超高壓、超低溫的運(yùn)行條件，設(shè)計(jì)成本和制造周期大幅度降低，汽化量可達(dá)500 m³/h。由于天然氣在低溫下液化而成的，為了提高汽化效率，LNG汽化器需要散熱性能更好的材料?；赟c/Zr改善的Al-Mg高強(qiáng)鋁合金無低溫脆性，適用于低溫環(huán)境，且熱導(dǎo)率高，具有良好的耐海水腐蝕性能，密度是鋼材的1/3，輕量化效果明顯。另外，江蘇科技大學(xué)海洋裝備研究院于2019年引進(jìn)荷蘭Additive Industries Metalfab1 (AI)金屬打印機(jī)(見圖11(a))，該設(shè)備專門開發(fā)了Scalmalloy高強(qiáng)鋁合金的加工參數(shù)，成形質(zhì)量高(見圖11(b))。采用SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的LNG汽化器不僅有利于提高液化天然氣的汽化能力，還能提升船艦的時(shí)速以及燃油經(jīng)濟(jì)性，已成為船舶海工領(lǐng)域的發(fā)展趨勢(shì)。

圖11  工業(yè)級(jí)大尺寸3D打印機(jī)MetalFAB1和SLM成型的高強(qiáng)鋁合金試樣

Fig. 11  Industrial large-scale 3D machine MetalFAB1(a) and SLM-processed high strength aluminum alloy samples (b)

對(duì)于采用SLM工藝制備應(yīng)用船體的其他構(gòu)件，如舷內(nèi)外機(jī)的螺旋槳、推進(jìn)器等，要綜合考慮腐蝕環(huán)境和循環(huán)載荷的交互作用。對(duì)于高強(qiáng)鋁合金結(jié)構(gòu)，外部應(yīng)力會(huì)導(dǎo)致腐蝕電池平衡電位的偏移，使腐蝕電流密度增大，加速腐蝕介質(zhì)作用下的電化學(xué)腐蝕進(jìn)程，而鋁合金表面的電化學(xué)反應(yīng)反過來又會(huì)引起附加的位錯(cuò)流，對(duì)鋁合金產(chǎn)生增塑作用，使得結(jié)構(gòu)局部應(yīng)力應(yīng)變?cè)?/span>大^[65]。在腐蝕環(huán)境和循環(huán)載荷交互作用下，高強(qiáng)鋁的表面裂紋擴(kuò)展速率加快，易發(fā)生斷裂失效，影響使用壽命^[66]，造成災(zāi)難性事故。因此，深入開展侵蝕-微動(dòng)耦合作用下SLM成形高強(qiáng)鋁的腐蝕疲勞裂紋萌生和擴(kuò)展行為、服役壽命預(yù)測(cè)、損傷失效機(jī)制等研究是非常緊迫的，有助于推動(dòng)未來船舶海工領(lǐng)域SLM成形Al-Mg-Sc-Zr結(jié)構(gòu)件的產(chǎn)業(yè)化應(yīng)用進(jìn)程。