7xxx系（Al–Zn–Mg–Cu）铝 合金属于超硬高强度变形铝合金，其抗拉强度能够达到500MPa，与钢铁相媲美，同时兼具低密度与易加工等优点，广泛应用于航空航天领域，常被用来制造航天器的承载部件[1–2]。随着航天部件向着复杂化、性能/功能一体化方向发展，传统的铸造或锻造方式存在工序繁杂、材料利用率低与加工周期长等缺点[3]，增材制造技术通过逐层熔化/沉积的方式快速制造构件，逐渐得到国内外研究人员的关注。然而7xxx系铝合金具有较高的热导率和较宽的凝固区间，在快速熔/凝过程中极易形成裂纹。Stopyra等[4]采用选区激光熔化（Selective laser melting，SLM）技 术研究7075铝合金增材过程的热裂纹现象，结果表明，常规的优化工艺参数无法消除热裂纹，这与Qi等 [5]的结论相同，因此使用SLM工艺成形7xxx系铝合金在推广应用方面受到了制约，需要研发更加适用于7xxx系铝合金的增材制造新工艺。电弧增材制造（Wire and arc additive manufacturing，WAAM）技术热输入较大，温度梯度较小（约为102～103K/s），能够减少裂纹的产生[6]。此外，该技术还具有沉积速率快、成本低等优势，适用于铝合金的成形[7]。
国内外学者针对WAAM铝合金已经开展了一些研究。黄丹等[8]以5A06铝合金为沉积材料，研究了成形件不同区域的微观组织，发现层间组织为细小的树枝晶和等轴晶，而顶部组织转变为等轴晶。张睿泽等[9]研究了WAAM成形Al–Mg–Si合金的组织与性能，经过热处理后，成形件的强度增加，但断后伸长率降低。Gu等[10]以Al–4.3Cu–1.5Mg为沉积材料，采用冷金属过渡技术制备薄壁件，试验表明，沉积态试样的组织形态为等轴晶，热处理后，晶粒形态未发生改变，屈服强度和抗拉强度分别提高116%和66%。Zhou等[11]研究扫描速度对WAAM成形Al–6.3Cu铝合金的影响，随着扫描速度增加，热输入减小，等轴晶尺寸减小，有利于提高显微硬度和抗拉强度。Fang等[12]针对Al–Si合金WAAM沉积态和热处理态试样进行组织与力学性能的研究，结果表明，热处理后试样中分布着大量的纳米Si颗粒，强度显著增加。
综上可以发现，目前电弧增材制造铝合金主要集中在Al–Si、Al–Mg、Al–Cu系铝合金，而采用WAAM制备7xxx系高强铝合金鲜有报道。本文采用WAAM技术制备出无裂纹缺陷的7075铝合金薄壁件，并进行固溶+人工时效热处理 （T6态），重点研究了成形件的微观组织演变，并进一步分析了热处理对力学性能的影响，为制备高强7075铝合金进行了初步的探索和研究。
1 试验及方法
试验采用7075铝合金焊丝，直径为1.2mm，主要成分如表1所示。基板选用15mm厚的7075铝合金板材。试验前使用SiC砂纸对基板进行打磨，去除表面的氧化皮与杂质，并用酒精进行清洗。WAAM成形设备包括钨极惰性气体保护焊机（TIG）、FANUC数控系统加工机床和自动送丝机。试验的工艺参数为：电弧电流120A，扫描速度250mm/min，送丝速度1500mm/min。选用99.9%的氩气作为保护气，气体流量为15L/min。对WAAM成形的7075铝合金试样进行热处理，包括固溶处理（470℃，3h）与人工时效处理（140℃，24h）。本文将WAAM成形件称为沉积态试样，而热处理后的试样称为T6态试样。
表1 7075铝合金名义成分和焊丝的化学成分（质量分数）
Table 1 Chemical composition of 7075 aluminum alloy (mass fraction) %
项目 Zn Mg Cu Mn Ti Fe Si Cr Al名义成分 5.1～6.1 2.1～2.9 1.2～2.0 ≤0.30 ≤0.20 ≤0.50 ≤0.50 0.18～0.28 余量焊丝成分 5.46 2.11 1.61 0.20 0.03 0.17 0.17 0.21 余量
采用线切割方法切取沉积态试样和T6态试样，并对表面进行磨削和抛光制备金相试样，见图1（a）。使用超景深显微镜（LEICA DMi8）拍摄7075铝合金试样的金相图像。使用场发射扫描电子显微镜（SEM，JEOL）进行微观组织、元素成分及拉伸断口的观察分析。使用X射线衍射仪（XRD，JEOL）对成形试样进行物相分析。选用100g载荷和10s保压时间，使用维氏显微硬度计测量沿沉积方向的显微硬度。沿扫描方向制备拉伸试样 （3个），尺寸如图1（b）所示，使用万能拉伸试验机，按照国家标准GB/T 228—2010进行拉伸试验。
图1 7075铝合金沉积态试样及拉伸试样尺寸
Fig.1 Deposited specimen of 7075 aluminum alloy and dimension of tensile specimen
2 结果与讨论
2.1 微观组织
图2所示为7075铝合金沉积态与T6态试样的金相组织与SEM显微组织。图2（a）表明电弧增材制造7075铝合金逐层沉积的特征，可以发现成形试样无裂纹缺陷。沉积态试样中晶粒被网状第二相包围，如图3（a）所示 。7075铝合金中合金元素众多，故其产生的第二相也比较复杂，其中最常见的相为MgZn2（η相） [13]。EDS能 谱（图3（b）和（c））表明，如P1点，第二相的主要成分为Al、Zn、Mg和Cu。由于Al–Zn–Mg–Cu合金中Zn原子很容易被Cu和Al原子取代，形成固溶体[14]，因此，结合XRD图谱 （图4）判断第二相为MgZn2相溶入Cu和Al元素后形成Mg（Zn，Cu，Al）2共晶组织，这与Deng等[15]在铸造Al–Zn–Mg–Cu合金中的结论一致。EDS能谱P2点（图3（a））表示还存在含有Fe元素的杂质相。此外，可以看出晶粒内部也分布着尺寸较小的颗粒状第二相，对P3点进行EDS检测分析（图3（d）），判断其也为Mg（Zn，Cu，Al）2共晶组织。
图2 7075铝合金成形试样金相组织图和微观组织SEM图
Fig.2 Metallograph and SEM images of microstructure of 7075 aluminum alloy specimen
图3 7075铝合金沉积态试样SEM及EDS能谱
Fig.3 SEM images and EDS energy spectrums of 7075 aluminum alloy as-deposited specimen
图4为7075铝合金沉积态与T6态试样的XRD图谱。可以看出，电弧增材制造7075铝合金沉积态试样以α–Al相为主。将XRD图谱放大，在38°～45°的范围内观察到微弱的MgZn2相的衍射峰，这是因为增材制造过程快速熔凝，第二相固溶到Al基体中，含量较低。经过T6态热处理后，Al强峰出现位置相同，未发现有新物相的生成。
图4 7075铝合金沉积态与T6态试样的XRD图谱
Fig.4 XRD pattern of 7075 aluminum alloy as-deposited and T6 specimen
图5为7075铝合金沉积态与T6态试样的元素分布。电弧增材制造过程中，液态熔池的凝固属于非平衡凝固[16]。其中，熔点较高的α–Al相最先凝固，使得凝固界面附近的Zn、Mg和Cu等溶质富集，产生元素偏析，并形成非平衡共晶组织。因此，7075铝合金沉积态试样的Zn、Mg和Cu主要聚集在晶界附近，而晶粒内部含量较少，如图5（a） 所示。此外，与Cu元素分布相比较，Zn和Mg元素分布较为均匀，这是因为Zn和Mg在铝合金中的扩散速率要远远大于Cu[17]。
如图2（d）和（e）所示，固溶+人工时效热处理过程中共晶组织发生溶解，扩散进入Al基体，由图6（a）可见，网状共晶组织变成了细小的颗粒状，尺寸和数量均明显减小。根据EDS结果（图6（b）），残留的第二相成分（P4点）接近共晶组织成分。此外，Al基体中仍残留着高熔点的富Fe相 （P5点）。对7075铝合金进行固溶处理，Zn、Mg和Cu等主要合金元素均匀地溶入Al基体，在随后的淬火过程中快速冷却，形成过饱和固溶体，这是7075铝合金析出强化的基础。由于共晶组织的溶解，Al基体中的Zn含量显著增加，达到质量分数5.25%，相比于沉积态增加了约30%。经过固溶+人工时效热处理后，试样内部的元素趋于均匀化，未出现明显的元素偏析现象，如图5（b）所示。
图5 7075铝合金沉积态与T6态试样的元素分布
Fig.5 Element distribution of 7075 aluminum alloy as-deposited and T6 specimen
图6 7075铝合金T6态试样SEM及EDS能谱
Fig.6 SEM images and EDS energy spectrums of 7075 aluminum alloy T6 specimen
2.2 显微硬度
图7为7075铝合金成形试样沿沉积方向的硬度值分布图。对比沉积态和T6态试样发现，硬度值呈现在平均值附近波动分布特征，没有明显的区域性差异。对硬度值进行统计，沉积态试样的平均显微硬度为（132.7 ± 4.3）HV0.1，而T6态试样的硬度达到 （174.5 ± 3.7）HV0.1，提高了约31.5%。
图7 7075铝合金试样的显微硬度分布
Fig.7 Microhardness distribution of 7075 aluminum alloy specimen
2.3 拉伸性能
拉伸试样的拉伸曲线如图8（a）所示，可知，沉积态试样的平均抗拉强度 （UTS）、屈服强度 （YS）和断后伸长率 （E）分别为 （279.4 ± 5.3） MPa、（233.2 ± 5.5） MPa和3.78 % ± 0.35%，强度高于铸造7075 – O态的力学性能（UTS为270MPa， YS为145MPa）。固溶+时效处理后，成形试样的强度和韧性均有所增加，UTS、YS和E的提升量分别为77%、60%和156%，达 到（493.9 ± 10.2）MPa、（373.3 ± 13.1）MPa和9.66 % ± 1.70%。如图8（b）所示，经过热处理后，试样的强度和韧性接近GB/T 3880.2—2012《一般工业用铝及铝合金板、带材 第2部分：力学性能》中对7075铝合金的性能要求 （UTS为505MPa，YS为435MPa，E为8%）。对于可热处理的7xxx系铝合金，沉淀强化是最主要的强化机制。Li等[18]发现增材制造沉积态试样内部的纳米析出相数量稀少，沉淀强化效果几乎可以忽略；而经过固溶+人工时效处理后，沉淀强化效果大大增强，因此强度与韧性都得到提高。
图8 7075铝合金试样的拉伸性能
Fig.8 Tensile properties of 7075 aluminum alloy specimen
2.4 拉伸断口
电弧增材制造7075铝合金拉伸试样的典型断口特征如图9所示。从图9（a）可以看出，沉积态试样中较多的气孔存在于沉积层与层的交界处，放大后的断口如图9 （b）所示，发现整个晶粒被拉断的现象，表现为沿晶断裂模式，结合其较差的断后伸长率，判断沉积态试样的断裂方式为脆性断裂。由图9（c）和（d）可以看出，T6态试样的拉伸断口表面存在显微气孔缺陷，尺寸在30～80μm之间，与沉积态试样相比，气孔数量有所增多。此外，T6态试样最典型的特征为断口表面均布韧窝。
图9 7075铝合金试样断口形貌
Fig.9 Fracture morphologies of 7075 aluminum alloy specimen
如图10所示，韧窝底部残留着纳米第二相颗粒，EDS结果表明其为MgZn2相。研究表明，拉伸过程中，第二相颗粒硬而脆，较软的Al基体首先发生变形，形成显微空洞，断裂后导致韧窝特征形貌，表现为穿晶断裂模式[19–20]。因此，T6态试样的断裂方式为韧性断裂，与热处理后断后伸长率显著增加的结论一致。
图10 韧窝SEM图与EDS能谱
Fig.10 SEM image and EDS results of dimple
3 结论
（1）电弧增材制造7075铝合金沉积态试样中晶粒被网状的Mg（Zn，Cu，Al）2共晶组织包围。经过固溶+人工时效热处理后，T6态试样中晶界的共晶组织溶解，扩散进入Al基体，网状特征变成了细小的颗粒状。
（2）沉积态试样的Zn、Mg和Cu主要聚集在晶界附近，而晶粒内部含量较少，存在元素偏析。T6态试样内部的元素趋于均匀化，未出现明显的元素偏析。
（3） 7075铝合金沉积态试样抗拉强度为 （279.4 ± 5.3）MPa，断后伸长率为3.78 % ± 0.35%，拉伸断口显示出整个晶粒被拉断的特征，断裂方式为脆性断裂；T6态热处理后，试样的抗拉强度和断后伸长率分别提升了约77%和156%，达到 （493.9 ± 10.2）MPa和9.66% ± 1.70%，断裂方式转变为韧性断裂。
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