Effect of yttrium content on microstructure and properties of 2319 aluminum alloy fabricated by wire arc additive manufacturing
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摘要: 以不同钇含量的2319铝合金丝材为原材料，采用基于冷金属过渡的电弧增材制造工艺(wire arc addictive manufacturing，WAAM)制备2319铝合金，研究了钇含量对WAAM 2139铝合金的显微组织及力学性能的影响. 结果表明，添加Y元素可明显细化直接沉积态WAAM 2319铝合金的晶粒，细晶强化及第二相强化作用显著，间接影响了时效过程析出的二次析出相θ′的数量，同时，未对直接沉积态WAAM 2319铝合金中气孔缺陷的大小、分布产生显著影响. 随着钇含量的增加，合金凝固过程含钇化合物在晶粒交汇处偏析程度增大，使得合金成分过冷度减小，导致WAAM 2319铝合金的晶粒尺寸呈现先减小后增大的趋势，抗拉强度和屈服强度呈现出先上升后下降趋势，断后伸长率逐渐下降. 当钇含量为0.15%时，WAAM 2319铝合金表现出最优的力学性能，即抗拉强度484 MPa、屈服强度348 MPa和断后伸长率10.5%.Abstract: The wire arc additive manufacturing technology (WAAM) based on cold metal transfer was used to prepare WAAM 2319 aluminum alloys by 2319 aluminum alloy wires with different yttrium (Y) content, and the effect of Y content on the microstructure and mechanical properties of WAAM 2139 alloy were investigated. The results show that the grain of as-deposited WAAM 2319 aluminum alloy is obviously refined after adding Y, which has the effects of fine grain strengthening and second phase strengthening, which affected the formation amount of the secondary precipitates θ' in the aging process indirectly. Meanwhile, the size and distribution of pore defects in WAAM 2319 aluminum alloy are not significantly affected with the addition of Y. With the increase of Y content, the degree of segregation of Y-containing compounds at the grain intersection during the solidification process of the alloy increases, which reduces the component undercooling, and resulting in the grain size of WAAM 2319 aluminum alloy decreases and then increases, the tensile strength and yield strength increase and then decrease, and the elongation decreases gradually. When the Y content reaches 0.15%, WAAM 2319 aluminum alloy reaches the optimal value of mechanical properties with tensile strength of 484 MPa, yield strength of 348 MPa and elongation of 10.5%.
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0. 序言
Ti6Al4V合金由于具有优良的强度、断裂韧性和较高的生物相容性等优点而被广泛应用于航空航天、能源、医疗等领域，但由于该合金热导率低、化学反应活性高和变形抗力大导致其成形性较差. 因此，用常规方法制造Ti6Al4V结构件需要较长的时间，而且具有复杂的结构的零件也很难通过传统技术制备[1-4]. 选区激光熔化是一种近净成形的制造技术，可以在没有夹具和刀具的情况下，通过局部或完全熔化的方法，将材料固化在一起，制备出高性能的零件，正深刻影响着传统的加工制造方法，与传统生产技术相比，选区激光熔化具有生产步骤少、柔性高、材料利用率高和近净形生产等优点[5-8].
多年来，人们对选区激光熔化成形Ti6Al4V的组织演变和力学性能进行了大量研究. Sun等人[9]指出随着激光功率的增加和扫描速度的降低，样品的致密化程度和先前结晶的β相的宽度增加，从而使样品具有优异的拉伸性能，根据选区激光熔化工艺参数间交互作用的影响，采用试验设计对相对密度、孔隙率、表面粗糙度和尺寸精度进行分析. 结果表明，相对密度、表面拓扑结构和尺寸精度之间存在显著的相关性，可以获得高质量的最终产品. Enneti等人[10]评价了包括舱口间距和扫描速度的选区激光熔化工艺参数对钨致密化的影响. Qian等人[11]采用开路电位、动电位极化和电化学阻抗谱等电化学测试手段，研究了激光扫描速度对选区激光熔化制备的Ti6Al4V试样腐蚀行为的影响. 电化学测试结果表明，随着激光扫描速度的增加，试样的耐蚀性降低，通过组织分析发现，在较高的激光扫描速度下，腐蚀性变差可能与零件的致密度降低有关. Toptan等人[12] 研究了选区激光熔化制备的Ti6Al4V合金在9 g/L NaCl溶液中的腐蚀和摩擦腐蚀行为，发现选区激光熔化的扫描策略影响了合金的电化学反应，由于β相的减少和α′相的形成，导致钝化膜的质量较低，然而在摩擦腐蚀测试中，不同的扫描策略之间并没有表现出显著差异. Yang等人[13]从织构角度探讨了构建取向对选区激光熔化制备Ti6Al4V试样拉伸性能的影响，认为垂直试样中晶粒的Schmid因子较高，因此也导致了垂直试样的伸长率较高.
目前，国内外的学者对选区激光熔化成形件在工艺参数、工艺策略、零件性能和耐蚀性研究等方面均已展开研究，并且取得了显著的成果，但针对设备长时间服役之后不同振镜精度情况下打印的零件的性能研究较少. 众所周知，增材制造设备工作较长时间之后，扫描振镜的精度会变差，通过研究不同精度下的零件性能变化，对振镜校准标准制定，保证打印件的批次稳定性具有重要意义. 文中采用单因素变量法，在其余条件均相同，3种不同振镜精度的条件下分别成形试样. 分析硬度、金相组织和力学性能等差异，建立了振镜精度与零件力学性能差异的关系，并通过机理分析与验证进一步揭示了不同振镜精度零件性能会产生差异的原因，同时也为振镜校准标准制定提供理论依据，对保证零件的成形质量具有重要意义.
1. 试验方法
文中采用由最大激光功率500 W的IPG YLR-500-SM光纤激光器、聚焦后光斑直径为50 μm的光路系统和全自动铺粉装置组成的选区激光熔化装备进行试验. 3次打印均在纯氩气保护下进行，氧含量保持在0.01%以内，打印参数为激光功率P 为175 W、扫描速度v为
1050 mm/s、扫描间距s为 60 μm、粉末层厚度h为 30 μm、旋转角度θ为67°，扫描策略如图1所示；粉末粒径为15 ~ 53 μm，平均粒径为32.14 μm，即D50. 颗粒累积分布为50%的粒径，也就是小于此粒径的颗粒体积含量占全部颗粒的50%，其中D10和D90含义参考D50. 粉末组成元素中的Al元素质量分数为6.27 %，V元素质量分数为 4.09 %，其他元素素质量分数为0.1 %，基材为Ti；粉末粒径分布如图2所示；拉伸件尺寸如图3所示；为保证试验精度所打印零件的摆放点均在同一位置.![]()
图 1 选区激光熔化扫描策略示意图Figure 1. Schematic diagram of scanning strategy for selective laser melting基板面打印区域振镜精度如图4所示，xy平面为基板成形范围，由xy平面坐标点对应的精度值形成的曲面为振镜精度校准面，图4(a)、图4(b)和图4(c)分别为振镜校准精度的曲面图，从图4(a)可以看出曲面对应的数值均在0.025 mm以内，即打印区域内所有的坐标点打印的精度在0.025 mm以内，同理从图4(b)可以看出区域内振镜精度在0.05 mm以内，从图4(c)可以看出区域内振镜精度在0.09 mm以内，校准精度越高对应的数值越小，反之则数值越大，3种情况的振镜精度呈下降趋势，下文将以试样a、试样b和试样c分别作为图4(a)、图4(b)和图4(c) 的3组不同振镜精度下所加工的3组试样的零件编号. 选区激光熔化结束后采用线切割制备试样，然后进行打磨、抛光制取金相样品；采用RigakuD/max 2550VB + 全自动X 射线衍射仪进行物相分析，管电压为40 kV、管电流为200 mA、辐射源为Cu靶、扫描速度为5 °/min；用线切割机将打印好的钛合金试样切成10 mm × 10 mm × 10 mm的块体，然后将块体嵌入热镶嵌树脂中进行研磨和抛光，利用Kroll试剂来显示微观结构， 使用卡尔蔡司扫描电镜分析金相及成形件断口微观形貌.
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图 4 振镜精度曲面图Figure 4. Galvanometer accuracy surface figure. (a) galvanometer accuracy of sample a; (b) galvanometer accuracy of sample b; (c) galvanometer accuracy of sample c2. 试验结果及分析
2.1 维氏硬度及致密度
试样硬度的变化如图5所示，可以看出随着振镜精度有限范围的变化，试样的硬度呈现下降趋势. 选区激光熔化是一种运用粉末状金属通过能量束作用形成具有胞状结晶、等轴结晶、弥散和原位增强的介观熔池，再由特定组织的介观熔池逐点连接形成具有规律结晶位向的微观熔道，然后通过熔道与熔道的平面搭接形成宏观的特定区域成形层，最后由层与层叠加形成具有特定性能、组织和形状零件的数字制造技术. 振镜精度决定了路径扫描的准确性，材料硬度侧面反映了材料熔化凝固之后的均匀性，准确的熔道扫描，然后搭接形成稳定的熔池，有助于形成硬度均布的零件，从图5可以看出3组试样硬度出现下降趋势，说明在不同的精度下选区激光熔化的冶金均匀性也出现了一定程度的不均匀性. 试样致密度的曲线图如图6所示，从图6可以看出致密度呈变小的趋势，结合文献[14-16]分析认为可能是由于振镜精度的变化在已形成的熔道区搭接的过程中，振镜受各种因素的影响出现有限范围的摆动，增大了扫描间距，造成了熔道在已规划路径上的失稳，导致在搭接的部位部分粉末未熔化或者熔化不充分，造成了致密度下降.
2.2 物相分析
3组样品的XRD物相图谱如图7所示，所有样品的衍射峰均表现为α/α'密排六方结构相，其中α'是α相的过饱和固溶体结构，当温度连续降低至Ms点，开始发生马氏体相变，Ms点为马氏体相变开始温度，初始形成的β相转变的过程中，晶体结构发生了变化，体心立方结构(body-centered cubic, BCC)转变为密排六方结构(hexagonal close-packed, HCP)，连续快速冷却转变成一种过饱和固溶体α′，即发生马氏体相变[14].
马氏体相变过程是原子集体发生小于1个原子间距的近程迁移，不发生原子扩散，α′相与β相之间遵循Burgers位相关系，即(0001)α′// (110)β与[1120]α′// [111]β. β相与α′相在发生马氏体转变的过程中由于熔池冷却速度极快，并不是所有的β相都可以发生马氏体转变，即在进行马氏体转变的同时也进行着β→α的转变，钛合金在从高温降低至882.5 ℃的过程中，α相与β相遵循Burgers关系，即(0001)α//(110)β与$\langle 11 \overline{2} 0\rangle_{a} $//[111] β [17-18].
2.3 组织分析
试样的微观组织形貌如图8所示，图8(a)、图8(b)和图8(c)分别为试样a、试样b和试样c的低倍显微组织形貌，图8(d)、图8(e)和图8(f)分别为试样a、试样b和试样c的高倍SEM形貌. 通过图8(a)、图8(b)和图8(c)的显微组织及高倍SEM形貌可发现3组试样的显微组织中均出现了细小针状的马氏体. 原因是选区激光熔化过程产生高速加热和冷却效应，合金在快速凝固过程中形成细小的组织，而后发生马氏体转变，得到细小的针状α′组织[17]；因此，可以从侧面说明，在不同的振镜精度下，形成的组织是相同的，这也是3组试样硬度与致密度虽然会降低但差别并不太大的原因. 但是由于振镜精度不同，熔道偏移相当于间接的改变了扫描间距，因此可能会对熔池温度场、蒸汽反冲压力等产生影响，进而造成结晶状态的改变，因此3组试样的组织形貌又不完全一致.
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图 8 试样微观组织形貌Figure 8. The microstructure morphology of the samples. (a) the low magnification microstructure morphology of the sample a; (b) the low magnification microstructure morphology of the sample b; (c) the low magnification microstructure morphology of the sample c; (d) the high-power SEM morphology of samples a; (e) the high-power SEM morphologies of samples b; (f) the high-power SEM morphology of samples c2.4 力学性能分析
3组零件的应力−应变曲线如图9所示，试样的抗拉强度Rm、屈服强度Rp0.2和断裂应变εf的柱状图如图10所示. 从图9与图10可以看出试样a的断裂应变10.15%高于试样b的断裂应变8.99%与试样c的断裂应变8.37%；试样a与试样b的屈服强度基本一致，都高于试样c；试样a、试样b和试样c的3组抗拉强度基本一致，即随着振镜的精度的降低，出现了屈服强度与断裂应变值下降的现象. 推测可能由于振镜精度下降，熔道产生了偏移，脱离了原始的规划路径，造成了扫描间距的改变，引起了熔池温度场、流场及反冲压力的改变，导致了气孔、飞溅或未熔粉末的产生，其中飞溅或未熔粉末镶嵌在熔道中起到了颗粒增强的作用，造成了3组试样的抗拉强度与屈服强度差距不大的现象，但是气孔、飞溅或未熔颗粒的存在降低了拉伸件的承载面积，引起了试样断后伸长率的下降，因此就出现了上述的测试结果.
试样a的SEM断口形貌如图11所示，从宏观形貌图11(a)可以看出断口由大尺寸韧窝与小尺寸韧窝两种断裂形貌组成，大尺寸韧窝的宏观形貌与高倍形貌分别如图11(b)、图11(c)所示，小尺寸韧窝的高倍形貌如图11(d)所示. 从图11(b)可以看出大尺寸韧窝的尺寸与形状也有不同，大尺寸韧窝的尺寸分布直径约在10 ~ 100 μm之间，其形状有的呈倒平顶圆锥形、有的呈现椭圆形、有的呈现三角复合倒圆锥形.通过大尺寸韧窝的高倍形貌图11(c)可以观测到滑移的迹线，并且迹线沿箭头所指方向滑移距离逐渐减小，并在虚线处断开，针对此类韧窝的产生，分析认为在试样拉伸过程中，最初发生小范围的滑移，随着力的增加滑移范围进一步扩大，由于不同部位结晶位向有所差异，因此滑移的过程中造成了同一韧窝处滑移的不同步就形成了图11(c)的韧窝形貌，并且伴随着滑移范围的扩大、组织的各向异性和受力的不均匀性，在沿拉伸方向也会呈现凹凸不平的形貌分布，同时也导致不同部位产生了不同形态的大尺寸与小尺寸韧窝，而且韧窝与韧窝也相互作用，最终形成了图11(a)的断口形貌.
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图 11 试样a拉伸断口SEM形貌Figure 11. Tensile fracture SEM morphology of specimen a. (a) macroscopic fracture morphology; (b) macroscopic morphology of large-sized dimples; (c) high-magnification morphology of large-sized dimples; (d) high-magnification morphology of small-sized dimples试样b的SEM断口形貌如图12所示，从宏观形貌图12(a)可以看出，断口形貌与试样a相似均由大尺寸韧窝与小尺寸韧窝两种断裂形貌组成，其中大尺寸韧窝的宏观形貌与高倍形貌分别如图12(b)和图12(c)所示，小尺寸韧窝的高倍形貌如图12(d)所示. 从图12(a)中可以发现大量的圆形及不规则的韧窝，侧面反映了不同振镜精度下，相同扫描策略、相同层厚和相同供粉量，也会呈现不一样的结晶方式，同时在图12(a)中发现了飞溅颗粒，在图12(b)中发现了未熔粉末，分析认为由于振镜精度发生变化，在打印过程中，可能会发生点的失稳进而在熔道搭接的过程造成熔化不一致的现象，由于同层及上、下层的部分熔化不一致间接的导致了飞溅的状态差异，部分飞溅未被气流带走落入熔池，随着熔池的凝固飞溅或未熔粉末便固化在了零件之中；并且图12(c)中展现出与图11(c)相同的滑移迹线，不同点在于图12(c)的韧窝中产生了小的韧窝，说明在形成的韧窝中，滑移受到了阻碍，进而朝向更易发生滑移的方向进行，也从侧面反映了由于振镜精度变化可能会造成打印过程中熔池的温度场发生变化，进而形成位向分布不同的组织，最终反映到零件的拉伸性能上.
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图 12 试样b拉伸断口SEM形貌Figure 12. Tensile fracture SEM morphology of specimen b. (a) macroscopic fracture morphology; (b) macroscopic morphology of large-sized dimples; (c) high-magnification morphology of large-sized dimples; (d) high-magnification morphology of small-sized dimples试样c的SEM断口形貌如图13所示，宏观形貌如图13(a)所示，大尺寸韧窝的宏观形貌与高倍形貌分别如图13(b)和图13(c)所示，小尺寸韧窝的高倍形貌如图13(d)所示. 从宏观形貌图13(a)可以看出试样c断口形貌与试样a和试样b类似，也由两种断裂形貌组成，分别为大尺寸韧窝与小尺寸韧窝结构，图13(a)中也发现了大的飞溅颗粒，随着倍数放大，可以看到图13(b)中也存在大量的韧窝，但是部分韧窝内部可以看到裂纹，与试样a和试样b相比，试样c中的飞溅较多，同时在韧窝底部出现裂纹，分析认为可能随着振镜精度变差，点的漂移现象变的更加严重，在由特定组织的介观熔池逐点连接形成具有规律结晶位向的微观熔道，然后通过熔道与熔道的平面搭接形成宏观的特定区域成形层，最后由层与层叠加形成具有特定性能、组织和形状零件这一过程中，出现了粉末未熔化或者由于熔化环境的变化导致更多飞溅的产生，最终造成了断后伸长率的进一步降低；在图13(c)中可以看到韧窝的迹线呈环状分布，随着拉伸的进行，迹线在拉伸方向的距离也逐渐变小，这种现象与试样a和试样b相似，不同之处在于试样c中出现了更多的阻碍迹线进一步扩展的小台阶如虚线所示，也从侧面反映选区激光熔化结晶位向的多样性.
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图 13 试样c拉伸断口SEM形貌Figure 13. Tensile fracture SEM morphology of specimen c. (a) macroscopic fracture morphology; (b) macroscopic morphology of large-sized dimples; (c) high-magnification morphology of large-sized dimples; (d) high-magnification morphology of small-sized dimples2.5 熔道偏移机理分析
熔道偏移机理分析示意图如图14所示，图14(a)为无漂移的振镜轨迹示意图，图14(b)为存在漂移的扫描路径轨迹示意图，其中虚线为漂移引起的路径畸变的向量线，随着振镜精度的变差，在进行路径扫描的时候，可能会发生某些点的偏移，当偏移量较小时，扫描路径仍然保持预定的轨迹，当偏移量较大时就会在某个点突然引起路径的偏移；如图14(c)所示，黑点为粉末、圆环为光斑、箭头线为扫描路径，圆环覆盖区域为路径偏移之前的光斑对粉末覆盖的情况示意图；图14(d)为偏移之后光斑对粉末的覆盖示意图，从图中可以看出路径出现了偏移，光斑所覆盖的粉末的范围就会发生变化，进而引起熔池状态的改变，最终引起性能的变化.
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图 14 熔道偏移机理分析示意图Figure 14. Molten track migration mechanism analysis diagram. (a) normal scanning trajectory; (b) the scanning trajectory after drift; (c) normal spot coverage powder; (d) the spot covering powder after drifting2.6 熔道偏移机理验证
3组振镜在感光片上的扫描轨迹及所加工的试样的金相表面形貌如图15所示，其中图15(a)、图15(b)和图15(c)分别为图4(a)、图4(b)和图4(c)对应的3组不同精度的振镜在感光片上的扫描轨迹，图15(d)、图15(e)和图15(f)分别为试样a、试样b和试样c的金相抛光表面形貌. 通过图15可以发现图15(a)与图15(b)在感光片上的扫描路径为直线，图15(c)的扫描轨迹出现了漂移，引起了直线的畸变，偏移情况与图14分析一致，通过Image-Pro软件测量分析发现偏移量为10 μm. 通过对图15(d)、图15(e)和图15(f)金相抛光的表面分析可以发现，随着振镜精度的下降，图15(e)与图15(f)中可以看到明显的气孔缺陷，其中图15(f)的气孔明显大于图15(e)的气孔，其他部位与图15(d)的表面形貌基本一致，因此可以说明，随着振镜精度的变差，在扫描过程中实际扫描路径可能与原始规划的路径有些偏差，并且这种偏差的程度与振镜的精度有关，同时产生的偏差会影响到选区激光熔化的进程中，即偏差导致激光光斑漂移，当激光照射到粉末上时，粉末对激光能量的吸收状态也发生变化，最终对熔道的形成产生负面影响，引起夹渣、气孔等缺陷的产生，降低成形件致密度与力学性能.
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图 15 感光片扫描轨迹及试样表面形貌Figure 15. Surface scanning trajectory of the photosensitive sheet and metallographic polishing morphology of the samples. (a) the scanning trajectory of galvanometer corresponding to fig.4 (a); (b) the scanning trajectory of galvanometer corresponding to fig.4 (b); (c) the scanning trajectory of galvanometer corresponding to fig.4 (c); (d) metallographic polishing surface morphology of sample a; (e) metallographic polishing surface morphology of sample b; (f) metallographic polishing surface morphology of sample c3. 结论
(1) 研究了不同振镜精度下钛合金成形件的物相组成，结果表明，不同的振镜精度下物相相同，说明其他条件一致的情况下，虽然振镜精度不同，但都可以使能量场覆盖到的部位产生基本一致的熔化与凝固效果.
(2) 研究了不同振镜精度下钛合金成形件的性能，结果表明，随着振镜精度数值变大，成形件致密度、维氏硬度、屈服强度与应变值呈下降趋势，说明了振镜精度变差可能改变了熔池的熔化状态，间接的产生了大的飞溅或者导致已规划路径区的粉末因没有得到相应能量覆盖产生未熔化现象，形成孔隙，降低了致密度，同时对硬度及力学性能产生了弱化的影响.
(3) 经过机理分析及验证发现，振镜精度在0.05 mm范围内，感光片上的扫描轨迹未发生偏移，振镜精度在0.09 mm范围内扫描轨迹出现了10 μm的偏移量，说明随着精度的变差，扫描过程中可能会引起路径的偏移，间接的影响扫描间距，对零件的性能产生不利的影响.
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图 2 不同钇含量WAAM 2319铝合金气孔缺陷
Figure 2. Porosity defects of WAAM 2319 aluminum alloy with different Y content. (a) Y00 alloy; (b) Y05 alloy; (c) Y10 alloy; (d) Y15 alloy; (e) Y20 alloy; (f) Y25 alloy
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图 3 不同钇含量WAAM 2319铝合金的直接沉积态显微组织
Figure 3. Microstructure of as-deposited WAAM 2319 aluminum alloy with different Y content. (a) Y00 alloy; (b) Y05 alloy; (c) Y10 alloy; (d) Y15 alloy; (e) Y20 alloy; (f) Y25 alloy
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图 4 不同钇含量WAAM 2319铝合金的晶粒尺寸分布情况
Figure 4. Grain size distribution of WAAM 2319 aluminum alloy with different Y content
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图 5 不同钇含量WAAM 2319铝合金直接沉积态SEM图
Figure 5. SEM of as-deposited WAAM 2319 aluminum alloy with different Y content. (a) Y00 alloy; (b) Y05 alloy; (c) Y10 alloy; (d) Y15 alloy; (e) Y20 alloy; (f) Y25 alloy
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图 6 含钇的WAAM 2319铝合金析出相EDS分析结果
Figure 6. EDS analysis results of precipitated phase of WAAM 2319 aluminum alloy containing Y. (a) intragranular Al2Cu phase; (b) Al2Cu phase at grain boundary; (c) Al6Cu6Y phase at grain boundary
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图 7 不同钇含量WAAM 2319铝合金T6态显微组织
Figure 7. Microstructure of WAAM 2319 aluminum alloy with different Y content after T6 heat treatment. (a) Y00 alloy; (b) Y05 alloy; (c) Y10 alloy; (d) Y15 alloy; (e) Y20 alloy; (f) Y25 alloy
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图 8 不同钇含量WAAM 2319铝合金的析出相形貌
Figure 8. Precipitated phase morphology of WAAM 2319 aluminum alloy with different Y content. (a) Y00 alloy; (b) Y05 alloy; (c) Y10 alloy; (d) Y15 alloy; (e) Y20 alloy; (f) Y25 alloy
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图 9 不同钇含量WAAM 2319铝合金的力学性能
Figure 9. Mechanical properties of WAAM 2319 aluminum alloy with different Y content
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图 10 不同钇含量WAAM 2319铝合金的断口形貌
Figure 10. Fracture morphology of WAAM 2319 aluminum alloy with different Y content. (a) Y00 alloy; (b) Y05 alloy; (c) Y10 alloy; (d) Y15 alloy; (e) Y20 alloy; (f) Y25 alloy
表 1 不同钇含量的2319铝合金丝材的化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of 2319 aluminum alloy wire with different Y content
材料 Si Fe Cu Mn Ti Zr V Y Al Y00 0.018 6 0.065 4 6.62 0.262 0.152 0.126 0.096 9 0.001 余量 Y05 0.018 4 0.064 5 6.74 0.281 0.132 0.130 0.087 4 0.047 余量 Y10 0.018 1 0.063 6 6.78 0.284 0.139 0.144 0.083 2 0.098 余量 Y15 0.019 3 0.064 1 6.72 0.284 0.124 0.120 0.080 9 0.149 余量 Y20 0.020 2 0.061 0 6.79 0.282 0.132 0.128 0.088 6 0.196 余量 Y25 0.024 5 0.063 0 6.58 0.268 0.113 0.113 0.069 7 0.243 余量 
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表 2 WAAM 成形过程工艺参数
Table 2 Process parameters of WAAM process
焊接电流I/A 电弧电压U/V 送丝速度vs/(m·min−1) 焊炬移动速度V/(mm·s−1) 保护气体流量Q/(L·min−1) 层间冷却时间t/s 98 11.2 6.5 8 25 60
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表 3 析出相的EDS分析结果
Table 3 EDS analysis results of precipitated phase
位置 元素 质量分数w(%) 原子分数a(%) 晶粒内Al2Cu相 Al 71.66 85.62 Cu 28.34 14.38 晶界处Al2Cu相 Al 71.85 85.74 Cu 28.15 14.26 晶界处Al6Cu6Y相 Al 57.84 77.37 Cu 34.00 19.32 Y 8.16 3.31
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期刊类型引用(1)
1. 李明川，马瑞，常帅，王奇舜，李俐群. LPBF制备镍基高温合金组织演化及各向异性机制. 焊接学报. 2025(01): 34-40+47 . 
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