南航顶刊《MSEA》丨搅拌摩擦沉积增材制造铝合金的晶粒组织演变机制及各向异性力学性能研究

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https://doi.org/10.1016/j.msea.2024.147423

Al-Zn-Mg（-Cu）合金（7XXX 系列铝合金）作为一种超高强度变形铝合金在航空航天和交通装备领域具有重要应用。搅拌摩擦沉积(AFSD)固相增材制造技术有望实现大型 Al-Zn-Mg（-Cu）铝合金结构件的低成本、高效率、高性能制造。然而，组织结构的不均匀性易导致各向异性的力学性能，是AFSD技术制备高性能铝合金构件面临的关键问题。现有研究主要关注搅拌摩擦沉积固相增材过程中第二相演化对力学性能的影响机理，然而增材制造后晶粒结构演变机制对不同方向力学性能的响应关系尚未明晰。因此，需要进行更深入的组织结构演变机制及各向异性力学性能研究，以实现更广泛的工程化应用。

本论文采用搅拌摩擦沉积固相增材技术制造了Al-Zn-Mg-Cu大型薄壁筒形构件，系统性研究了多层沉积过程中晶粒结构演化与各向异性力学性能之间的关系，揭示了沉积态7075铝合金大型构件的微观组织和力学性能的构效关系。

图1 Al-Zn-Mg-Cu薄壁圆筒形构件制造工艺示意图

图2 薄壁筒形构件不同高度和方向上的拉伸性能

1、层间/层内动态再结晶机理的差异

构件内晶粒细化程度达到90%以上，但是层间界面处平均晶粒尺寸普遍小于层内晶粒尺寸。层内组织结构主要发生了亚晶界取向差逐渐增加的连续动态再结晶（CDRX），而层间界面处晶粒组织进一步细化，其原因是摩擦剪切效应进一步增强了几何动态再结晶（GDRX），进而导致构件高度方向上出现了明显的粗细晶交替现象。

图4 层间界面几何动态再结晶行为

2、多层沉积过程中的晶粒/亚晶粒生长行为

采用Humphreys等人提出的回复、再结晶和晶粒生长的统一模型，量化了不同高度晶粒生长的临界条件和晶粒的可生长能力。顶部、中部和底部样品中能够生长的晶粒/亚晶粒百分比分别为 30.1%、43.5% 和 19.5%，而各部位晶粒生长的临界条件，并未随第二相粒子分散程度的不同而显著改变。因此，晶粒/亚晶粒生长程度主要受多层热循环的影响，在循环热效应过程中，沉积材料中的晶粒/亚晶粒边界被激活，从而越过第二相颗粒的钉扎作用进行迁移，最终使晶粒尺寸分布偏离高斯分布规律。值得注意的是，中部区域大部分晶粒/亚晶粒生长尺寸是平均晶粒大小的 3-4 倍，这对直接获得均匀晶粒尺寸的大型构件是一个潜在挑战。

图5 第二相颗粒分散下，样品中晶粒/亚晶粒能够生长到的最小尺寸比（R/Rmean）以及不同高度样品中所有晶粒生长能力的分布情况

图6 不同高度样品的晶粒/亚晶粒生长行为示意图

3、多层沉积过程中的晶粒取向演化

不同高度样品的织构以再结晶织构Cube（{001<100>}）、Q（{013<231>}）、P（{011}<233>）、R（{124}<211>）和剪切织构Rotated Copper（{112}<011>）为主，热循环效应导致特定取向晶粒的生长速率( Cube , P , Q和Rotated Goss)在平均值以上。

图7 不同高度样品中织构平均晶粒尺寸与整体平均晶粒尺寸的偏差值

4、晶粒组织演变与各向异性力学性能的关系

①Z向加载下的较早断裂现象和延展性降低，主要归因于层内/层间粗细晶粒交替分布导致的应变局部化(图8)和界面处存在的临界损伤水平低。如图9所示，在裂纹附近（界面区）的几个晶粒范围内，KAM 值普遍较高，而在远离裂纹处则较低，表明在裂纹附近（界面区）发生了显著的塑性变形，位错运动能力增强，而在非界面区几乎没有变形。在远离裂纹区域的界面上也进行了 EBSD 分析，拉伸后界面附近的大晶粒比界面上的小晶粒具有更少的内部位错，表明塑性变形优先发生在界面上的小晶粒中。

除此之外，拉伸前界面区域的 KAM 图显示，界面区域预先存在局部应变，较小的拉伸载荷就可能超过临界载荷，如图10所示。

②热循环效应导致特定取向晶粒的生长速率( Cube , P , Q和Rotated Goss)在均值以上，大尺寸晶粒与基体的弹性模量不匹配导致X，Y方向的延展性存在差异。X，Y方向上的拉伸断口SEM图像（图11）表明：第二相颗粒与粗晶粒之间的界面更容易形成微裂纹，第二相颗粒和变形取向较硬的晶粒在拉伸过程中更难激活位错滑移系统，导致局部高应变区的形成，进而导致微裂纹的产生、生长和传播。图12表明主要织构晶粒的杨氏模量在 Y 方向上的变化极小（≥72.6 GPa），表明在 Y 方向上承受载荷时，各织构组分晶粒之间的变形更容易协调。相反，在 X 方向上，P、Q 和 RtG织构（三个主要织构晶粒）的杨氏模量均小于 72 GPa，表明这些晶粒在 X 方向的变形过程中更有可能与周围的晶粒发生不协调变形。因此，结合图 11和图 12，可以确定试样 X 方向的延展性降低是由于尺寸较大的 P 、Q和RtG 织构组分，在拉伸过程中与周围的晶粒发生不协调变形导致，引起相邻第二相颗粒与晶粒界面的应力集中，进而引发微裂纹使材料提前断裂。

③织构和残余应力影响X和Y方向的屈服强度，热循环作用导致的η/η’的溶解和第二相颗粒的粗化，降低了Z方向上屈服强度。一般来说，屈服应力随Schmid 因子的增大而减小，相比于X方向，Y 方向上Schmid因子在 0.4 和 0.5 之间的晶粒所占比例更大，表明在 Y 方向加载时，更多的变形晶粒处于软取向，如图 13(b)所示,更有利于晶粒滑移。因此，大多数晶粒更容易滑移和旋转，从而表现出较低的屈服强度。

图13 顶部样本中Schmid因子（SF）沿不同载荷方向的分布情况