Al-Mg-Sc粉末激光增材修复6061-T6铝合金组织及其性能研究.pdf

第 54 卷第 7 期2023 年 7 月中南大学学报(自然科学版)Journal of Central South University(Science and Technology)Vol.54 No.7Jul.2023Al-Mg-Sc粉末激光增材修复6061-T6铝合金组织及其性能研究袁晓星1,2，折洁3，任欣3，祝弘滨3，徐荣1,2，李瑞迪1,2(1.中南大学 粉末冶金国家重点实验室，湖南 长沙，410083；2.中南大学深圳研究院，广东 深圳，518057；3.中车工业研究院有限公司，北京，100073)摘要：采用激光增材修复技术对预制槽的6061-T6铝合金进行修复实验，利用光学显微镜、能谱分析仪和扫描电子显微镜等观察Al-Mg-Sc激光增材修复6061-T6铝合金不同区域的微观组织，利用室温拉伸机和显微硬度计对不同热处理前后试样的力学性能进行研究。研究结果表明：修复部位无裂纹、界面熔合不良等严重缺陷，存在少量的气孔，孔隙率为0.21%。修复区中晶粒均为等轴晶，且晶粒内存在较多的Al3(Sc，Zr)粒子，起到细化晶粒的作用。部分熔化区由于靠近基体，温度梯度较大，晶粒形态为垂直界面生长的外延柱状晶。热影响区中原本细小的强化相在修复过程中受到激光热循环作用后生长为粗大的(Mg2Si)平衡相，发生过时效“软化”现象，导致其强度和硬度急剧下降，维氏硬度最低为58。修复试样的抗拉强度为200 MPa，伸长率为8.0%，分别为基体的68.97%和49.38%；进行人工时效处理后二者变化不大。当修复试样经过固溶和人工时效处理后，其各项力学性能均有所提高，其中抗拉强度286 MPa，伸长率为11.8%，分别为基体的98.62%和72.84%。关键词：激光增材修复；6061-T6；热处理；显微组织；力学性能中图分类号：TG146.2 文献标志码：A文章编号：1672-7207（2023）07-2594-12Microstructure and mechanical properties of 6061-T6 alloys repaired by laser additive with Al-Mg-Sc powderYUAN Xiaoxing1,2,SHE Jie3,REN Xin3,ZHU Hongbin3,XU Rong1,2,LI Ruidi1,2(1.State Key Laboratory of Powder Metallurgy,Central South University,Changsha 410083,China;收稿日期：2022 08 23；修回日期：2022 10 29基金项目(Foundation item)：国家自然科学基金资助项目(U21B2073)；湖南省自然科学基金资助项目(2020JJ2046)；湖南省重点研 发 计 划 项 目(2021GK2009)；山 东 省 自 然 科 学 基 金 资 助 项 目(ZR2020ZD04)；深 圳 市 科 技 计 划 项 目(JCYJ20180508151903646)(Project(U21B2073)supported by the National Natural Science Foundation of China;Project(2020JJ2046)supported by the Natural Science Foundation of Hunan Province;Project(2021GK2009)supported by the Key Research and Development Program of Hunan Province;Project(ZR2020ZD04)supported by the Natural Science Foundation of Shandong Province;Project(JCYJ20180508151903646)supported by the Science and Technology Program of Shenzhen)通信作者：李瑞迪，博士，教授，博士生导师，从事增材制造研究；E-mail：DOI:10.11817/j.issn.1672-7207.2023.07.007引用格式：袁晓星,折洁,任欣,等.Al-Mg-Sc粉末激光增材修复6061-T6铝合金组织及其性能研究J.中南大学学报(自然科学版),2023,54(7):25942605.Citation:YUAN Xiaoxing,SHE Jie,REN Xin,et al.Microstructure and mechanical properties of 6061-T6 alloys repaired by laser additive with Al-Mg-Sc powderJ.Journal of Central South University(Science and Technology),2023,54(7):25942605.第 7 期袁晓星，等：Al-Mg-Sc粉末激光增材修复6061-T6铝合金组织及其性能研究2.Shenzhen Institute of Central South University,Shenzhen 518057,China;3.CRRC Industrial Research Institute,Beijing 100073,China)Abstract:The laser additive repair technology was used to conduct repair experiments on prefabricated slotted 6061-T6 aluminum alloy.The microstructure of different areas of Al-Mg-Sc laser additive repaired 6061-T6 aluminum alloy was observed by means of optical microscope,energy dispersive spectroscopy and scanning electron microscope.The mechanical properties of the specimens before and after different heat treatments were studied by using room temperature tensile machine and micro hardness tester.The results show that there are no serious defects such as cracks and poor interfacial fusion in the repaired zone(RZ),and a small amount of pore exists with a porosity of 0.21%.The grains in the RZ are all equiaxed,and there are more Al3(Sc,Zr)particles in the grains,which play the role of refining the grains.Partial melting zone(PMZ)has a large temperature gradient near the substrate,and the grain morphology is an epitaxial columnar crystal with vertical interface growth.The original fine strengthening phase in the heat-affected zone(HAZ)grows up into a coarse(Mg2Si)equilibrium phase after the laser thermal cycling during the repair process.The over-aging softening phenomenon occurs,resulting in a sharp decrease in strength and hardness,with a minimum Vickers hardness of 58.The tensile strength and elongation rate of the repaired specimens are 200 MPa and 8.0%,respectively,which are 68.97%and 49.38%of those of the matrix,and they have little change after artificial aging treatment.After solid solution and artificial aging treatment,all mechanical properties of the repaired specimens have been improved,including the tensile strength of 286 MPa and elongation rate of 11.8%,which are 98.62%and 72.84%of those of the matrix,respectively.Key words:laser additive repair;6061-T6;heat treatment;microstructure;mechanical properties6061铝合金是一种以Mg和Si为主要合金元素、以Mg2Si相为强化相的铝合金，属于可热处理强化的铝合金1。该合金在经过固溶人工时效(T6)处理后具有强度中等，耐蚀性高，无应力腐蚀破裂倾向，成形性、焊接性能和工艺性能良好等诸多优点，是结构轻量化的理想材料，因而被广泛应用于飞机、船舶、高速列车和汽车结构中23。在实际生产中，铝合金零件大多以焊接的方式连接，接头组织中缺陷多，质量把控难度较大，容易出现报废的情况47。在使用过程中，零部件受到外界冲击，刮蹭和腐蚀情况较多，往往会产生局部破损，从而导致整体零件失效，但直接更换整体零件将使生产制造成本增加且造成不必要的浪费，因此，可以采用合适的修复技术对受损处进行修补，恢复原有的外观和性能，使其满足服役要求。目前传统的铝合金修复技术有焊接、电镀、胶接、热喷涂和冷喷涂等812，但这些修复技术还存在一定的局限性。王磊等13采用摩擦搅拌修复2A12 铝合金，发现裂纹修复后界面硬度曲线呈“W”形，热影响区受到循环热输入作用，导致硬度急剧下降形成软化区；王群等14在7075铝合金基板上通过冷喷涂工艺沉积厚度约10 mm的7075沉积层，验证了冷喷涂技术在高强铝合金缺陷修复中的可行性，但由于冷喷涂工艺为物理固相结合，其结合强度较低。选区激光熔化技术和定向能量沉积技术是目前金属激光增材制造的2种主流方法，前者是以分层的方式构建零件，将3D模型切片成数个2D图层，激光沿设计的路径扫描形成3D零件1517；而激光增材修复是将定向能量沉积技术应用于复杂零件损伤的一种高性能修复技术，其具有良好的化学冶金结合，具有个性化修复和输入基体的能量较小等独特优势，成为金属修复与再制造领域的前沿技术，在汽车工业、航空航天等领域发挥着重要作用1822。钦兰云等23采用激光增材修复 ZL114A 铝合金并观察其截面微观组织，发现修复区和基体形成了良好熔合。王小艳等24对7050铝合金进行激光增材修复，发现当选择合适的工艺参数可以得到主修复区内无气孔、裂纹且界面熔合良好的修复试样。张可召等25通过激光增材修复了5A06铝合金，采用AlSi10Mg作为修复材料，发现修复后试样的强度均低于基2595第 54 卷中南大学学报(自然科学版)体材料的强度，且断裂位置位于修复区。由此可见，激光增材修复技术非常适合应用于铝合金修复中，但目前铝合金的修复大多集中于4系、5系和7系铝合金，而对于6系铝合金的修复研究甚少。其中6、7系铝合金同属于可热处理时效强化铝合金，热敏感性高，在受到较高热循环处理后容易出现强度下降的情况。相较于7系高强铝合金，6系铝合金的强度低且强化相单一，在激光修复过程中强度下降更明显，因此修复过程中如何获得熔合良好且性能满足使用要求的6系铝合金修复零件成为研究的重点。本文通过激光增材修复 6061-T6 铝合金，研究其修复区(repair zone，RZ)、热影响区(heat affected zone，HAZ)和基体区(substrate zone，SZ)的显微组织变化规律，分析不同热处理制度对激光增材修复6061-T6铝合金硬度变化、力学性能和断裂机理的影响，以期为6系铝合金的激光增材修复提供理论基础。1 试验材料和方法1.1试验材料本试验所用的修复材料为中车研究院提供的高强高塑Al-Mg-Sc球形粉末，粉末采用气雾化方法制备，粒径为 40120 m，具体形貌如图 1 所示。试验所用的基体材料为6061-T6铝合金板材，长宽高为150 mm100 mm15 mm。铝合金零件受到冲击和腐蚀所产生的缺陷多为不规则形状，通常需要对缺陷处进行加工以便于修复，因此，预先在6061-T6基板上加工一个深度为4 mm的梯形凹槽，如图2(b)所示。1.2试验方法本试验采用中科煜宸激光有限公司生产的LDM-8060激光修复系统，该设备主要由模型设计系统、激光成形系统、气载送粉系统和保护气氛系统组成。粉末在气流的作用下被送到基板上，同时激光熔化基板表层和粉末使其熔合，逐层 累积直至最终填满整个凹槽，修复过程示意图如图2(a)所示，修复工艺参数如表1所示。实验过程中采用多道多层蛇形往复扫描方式，扫描方向与凹槽长边方向平行，如图2(c)所示。实验前，为保证修复质量，防止出现界面熔合不良的情况，在设计扫描轨迹前将三维模型按照11.1比例放大。将粉末在120 真空干燥箱内烘干2 h后倒入送粉器中，并将基板固定在工作台上，然后关闭舱门并通入氩气，直至成形舱内氧气体积分数低于0.03%，启动激光器开始修复。最后，对修复样品分别进行2种不同制度的热处理，如表2所示。(a)总体形貌；(b)放大后的形貌图1Al-Mg-Sc的粉末形貌SEM图Fig.1SEM images of powder morphology of Al-Mg-Sc表1激光增材修复的工艺参数Table 1Process parameters for laser additive repair激光功率/W1 600扫描速度/(mmmin1)600扫描间距/mm1.2层厚/mm0.5粉末流量/(gmin1)8.5保护气氛Ar2596第 7 期袁晓星，等：Al-Mg-Sc粉末激光增材修复6061-T6铝合金组织及其性能研究1.3材料表征方法用线切割法在修复样品上沿垂直基板表面方向切取小块试样，使用砂纸打磨，氧化铝悬浊液抛光后采用柯勒试剂(HF,1.0 mL；HNO3,2.5 mL；HCl,1.5 mL；H2O,95 mL)腐蚀1520 s。利用Leica/MeF3A光学显微镜(optical microscope，OM)和配备了能谱分析仪(energy dispersive spectroscopy，EDS)的扫描电子显微镜(scanning electron microscope，SEM)观察RZ、HAZ和SZ的显微组织及物相。采用ASTEM 384-08显微硬度计沿修复样品横截面每隔0.2 mm测量硬度，载荷为1 N，时间为15 s。拉伸样品的取样方式如图2(c)所示，厚度为1.52.0 mm，具体尺寸如图 2(d)所示。使用 Instron 3369型万能力学试验机进行拉伸试验。2 结果分析与讨论2.1微观结构图3(a)所示为Al-Mg-Sc激光增材修复6061-T6铝合金的金相全景图。由于铝合金自身激光反射率较大，激光能量只有少部分可以被粉末和基体吸收，且基体导热率高，因此，当工艺参数不匹配时很容易出现熔合不良的现象，通过选择合适的修复工艺参数可以得到如图3(a)所示的界面结合良好且无裂纹的修复样品。但同时也发现在 RZ 中有气孔存在，通过Image-Pro Plus软件分析其孔 隙率大约为0.21%。气孔产生的主要原因如下：1)Al-Mg-Sc粉末中低熔点Mg元素含量较多，激光扫描过程中Mg被加热挥发形成孔洞；2)由于粉末经过真空干燥后仍残留一些水分，激光加热后Al和水蒸气发生反应产生H2，这些H2被金属液包裹逐渐向上移动，有部分气体在金属液凝固前来不及逸出便留在其中，从而形成气孔，且这些气孔大多分布于熔池边界26。表2热处理参数Table 2Heat treatment parameters编号P1P2P3热处理方式未处理时效固溶+时效热处理制度175 12 h530 1 h+175 12 h数据单位：mm。(a)激光增材修复过程；(b)梯形凹槽尺寸；(c)拉伸样品取样位置；(d)拉伸样品尺寸图2激光增材修复过程、梯形凹槽及拉伸样品示意图Fig.2Schematic diagram of laser additive repair process,trapezoidal notch and tensile sample2597第 54 卷中南大学学报(自然科学版)图3(b)和3(e)所示为不同分辨率下区域1(RZ)的金相组织图。从图3(b)和3(e)可以观察到明显的鱼鳞状熔池结构，晶粒形态均为细小的等轴晶，这是因为RZ中温度梯度较小且凝固速度大，第二相粒子和金属液体中的游离晶向在各个方向的生长速率趋于一致，近似于均匀形核。同时，熔池外部和下一层已经冷却凝固的部分直接接触，因此，其过冷度比熔池内部的大，形成更加细小的等轴晶。而在区域2中，激光能量大部分用来熔化粉末和基体，使2种材料熔化混合形成良好的冶金结合，少部分能量通过基体导热散发出去，因此，在 RZ 和 HAZ 中形成了部分熔化区(partial melted zone，PMZ)，如图3(c)所示。PMZ中混合的金属液流靠近基体，温度梯度较大，同时基体中-Al部分熔化在边界形成粗糙液/固界面，晶粒沿着垂直于熔合界面的方向生长，形成典型的定向凝固外延柱状晶组织，如图3(f)所示。图3(d)和3(g)所示的区域3(HAZ)中，基体受到激光热循环作用但并未熔化，粗大的第二相均匀分布在基体中。在扫描电子显微镜下可以看到，在RZ中晶粒粒径在5 m左右，均为细等轴晶，且在部分晶粒内部存在尺寸约为 1 m 的四边形白色颗粒，如 图4(a)和4(b)所示。通过EDS面扫能谱图发现，Sc和Zr元素在白色颗粒中富集，由此判断该白色颗粒为Al3(Sc,Zr)相。在合金凝固过程中，当熔体温度降至-Al 液相线温度以下时，这些初生的 Al3(Sc,Zr)相可以在凝固界面前沿作为-Al相的形核点，从而起到细化晶粒的作用2728。图 5 所示为激光增材修复样品 RZ、PMZ 和HAZ的SEM图和EDS图。从图5(a)中可以明显看(a)修复截面全景图；(b)区域1；(c)区域2；(d)区域3；(e)区域1放大图；(f)区域2放大图；(g)区域3放大图图3Al-Mg-Sc修复6061-T6的显微组织图Fig.3Microstructures of Al-Mg-Sc repaired 6061-T62598第 7 期袁晓星，等：Al-Mg-Sc粉末激光增材修复6061-T6铝合金组织及其性能研究到垂直于熔合界面外延生长的柱状晶组织，其中夹杂着白色的Al3(Sc,Zr)粒子；在顶部，温度梯度明显降低，出现了柱状晶向等轴晶的转变，而在底部靠近HAZ一侧，部分强化相因受到较高的热量输入而被重新固溶进基体中。根据图5(b)(g)所示主要元素的分布图，可以看到PMZ中晶内Al元素含量明显高于晶界Al元素含量，而Mg和Si元素在晶界处富集形成 Mg2Si。同时，在激光作用下，2种材料熔化混合重新结晶，导致其他微量元素如Sc、Zr和Fe均匀扩散在其中。图 6 所示为激光增材修复样品 HAZ 和 SZ 的 SEM图。HAZ中可以观察到粗大的棒状第二相，而其在SZ中并不明显；同时，2个区域中均存在白色的杂质相。6061铝合金经过固溶处理，在人(a)混合区域的SEM图；(b)Al元素分布；(c)Mg元素分布；(d)Si元素分布；(e)Sc元素分布；(f)Zr元素分布；(g)Fe元素分布图5修复样品RZ、PMZ和HAZ混合区域的元素分布Fig.5Elemental distribution of RZ,PMZ and HAZ mixed area of repaired sample(a)RZ的SEM图；(b)图(a)中晶粒的放大图；(c)Al元素分布；(d)Mg元素分布；(e)Sc元素分布；(f)Zr元素分布图4修复样品RZ的元素分布Fig.4Elemental distribution of RZ of repaired sample2599第 54 卷中南大学学报(自然科学版)工时效过程中Mg、Si原子首先在铝基体晶面处聚集，形成溶质原子富集区，即球状G.P区，随后继续长大变成针状或棒状相，此时合金的强度和硬度最高，且相的长度为20100 nm。而在修复过程中，较大的激光热输入导致强化相进一步脱溶生长成为粗大的(Mg2Si)平衡相，但因其尺寸较小，在扫描电镜下难以观察到2930。将HAZ中粗大的第二相放大进行观察，其中的棒状第二相长度为1020 m，结果如图7(a)所示。对其进行EDS面扫分析，可以观察到明显的Fe、Si元素富集，为热循环过程中长大的-AlFeSi析出相，其中灰色区域为部分相长大脱落导致的衬度差异。2.2力学性能和硬度图8所示为6061-T6激光增材修复热处理前后的应力应变曲线，具体结果如表3所示。6061-T6基体的抗拉强度达到290 MPa，伸长率为16.2%。样品 P1 的抗拉强度为 200 MPa，伸长率为 8.0%，分别为基体的68.97%和49.38%，强度和塑性大幅度下降，在HAZ处发生断裂，如图9(a)所示。这是由于在激光增材修复过程中，部分热量被基体吸收发生过时效“软化”现象，细小的针状强化相生长为粗大的柱状平衡相。经过175 人工时效处理12 h后，样品P2的抗拉强度为214 MPa，伸长率为7.1%，可以看出修复样品在“过时效”状态下再次进行时效处理时其强度和塑性变化不大，强化相已经变成了稳定的平衡相，不再继续长大，同时由于时效温度较低，RZ中Al-Mg-Sc组织性能变化不大，因此，断裂位置仍为HAZ，如(a)HAZ；(b)SZ图6修复样品HAZ和SZ的SEM图Fig.6SEM images of HAZ and SZ of repaired sample(a)HAZ的SEM图；(b)Al元素分布；(c)Mg元素分布；(d)Si元素分布；(e)Fe元素分布图7修复样品HAZ的元素分布Fig.7Elemental distribution of repaired sample HAZ2600第 7 期袁晓星，等：Al-Mg-Sc粉末激光增材修复6061-T6铝合金组织及其性能研究图9(b)所示。而6061-T6修复后进行重新固溶和人工时效处理时，样品P3的抗拉强度达到286 MPa，伸长率为 11.8%，达到基体的 98.62%和 72.84%。相比于直接人工时效处理，对修复样品进行重新固溶再时效处理，其强度和塑性可以得到较好的恢复，但因受到固溶处理的高温影响，RZ 中 Al-Mg-Sc组织性能有所下降，断裂位置从HAZ转移到RZ中，如图9(c)所示。此时粗大的(Mg2Si)平衡相发生了回溶，在时效过程中重新析出细小弥散的强化相，HAZ中的“软化”现象得到消除，修复样品强度达到基体强度，因此，修复样品经过时效处理和固溶时效处理后，应力应变曲线发生了明显的变化。对样品P1、P2和P3进行硬度测试，结果如图10所示(负号表示向修复区一侧)。观察样品P1的硬度曲线可知，6061-T6基体受到激光热循环的影响较大，修复样品硬度呈现“V”形曲线。HAZ的范围为8 mm左右，在距离熔合界面靠近HAZ一侧0.2 mm左右处的维氏硬度最低，为58；随着距离增大，熔合界面两侧维氏硬度均开始增加并稳定至100左右。这是由于随着距离增加，基体受到的激光热循环影响逐渐降低，HAZ中维氏硬度逐渐恢复至基体水平。样品P2的维氏硬度变化趋势与P1的相似，呈现出先降低再增加、后稳定的趋势。但不同的是，HAZ靠近熔合界面一侧2 mm范围内的维氏硬度有所增加，这是因为在修复过程中，激光热循环导致HAZ的产生。根据温度的下降趋势，HAZ可以分为固溶区和过时效区。固溶区是HAZ距离RZ较近的区域，热循环的温度相对较高，已经达到了基体的固溶温度，此时小部分Mg、Si原子会重新溶入基体中形成固溶体，在经过人工时效后再次析出，因此维氏硬度略有提升。过时效区是HAZ中远离RZ的区域，此时热循环作用使温度超过了合金的时效温度，但并未达到固溶温度，强化相聚集长大，导致此区域的强度和图86061-T6基体及热处理前后修复样品的应力应变曲线Fig.8Stressstrain curves of 6061-T6 substrate and repaired samples before and after heat treatment表36061-T6基体及热处理前后修复样品的力学性能Table 3Mechanical properties of 6061-T6 substrates and repaired samples before and after heat treatment修复材料基体P1P2P3抗拉强度/MPa290200214286伸长率/%16.28.07.111.8断裂位置HAZHAZRZ修复样品：(a)P1；(b)P2；(c)P3图9热处理前后修复样品的断裂位置Fig.9Fracture location of repaired samples before and after heat treatment图10热处理前后修复样品的硬度分布曲线Fig.10Hardness distribution curve of repaired samples before and after heat treatment2601第 54 卷中南大学学报(自然科学版)硬度明显降低，同时，基体在后续人工时效过程中硬度也稍有降低。样品P3在经过重新固溶时效处理后，HAZ的“软化”现象得到改善，硬度恢复至基体水平，但由于修复材料是不可热处理强化的Al-Mg-Sc粉末，且固溶温度过高，导致RZ中晶粒发生再结晶，从而使硬度下降31。2.3断口特征将 P1、P2 和 P3 拉伸测试后试样进行断口观察，结果如图11所示。样品P1和P2的断口形貌大致相似，均为包含韧性断裂和解理断裂的混合断裂，有明显的撕裂棱存在，且在韧窝附近存在较多的粗大第二相，这些相的存在容易形成应力集中，导致开裂，并促进裂纹的进一步扩展。样品P3由于断裂位置在RZ，呈现典型的韧性断裂，其中分布着大量细小的韧窝。同时，由于激光增材修复过程中有较多的气孔出现，这些缺陷会导致应力相对集中，因此，样品断口处出现很多气孔被撕裂后留下的大小不一且内壁光滑的圆坑。(a)P1；(b)P1放大图；(c)P2；(d)P2放大图；(e)P3；(f)P3放大图图11热处理前后修复样品的断口形貌Fig.11Fracture morphology of repaired samples before and after heat treatment2602第 7 期袁晓星，等：Al-Mg-Sc粉末激光增材修复6061-T6铝合金组织及其性能研究3 结论1)采用Al-Mg-Sc粉末对6061-T6铝合金进行激光增材修复，修复区(RZ)中晶粒均为等轴晶，且熔池边界晶粒更为细小，同时晶粒内存在较多的尺寸约 1 m 的 Al3(Sc,Zr)粒子。部分熔化区(PMZ)与基底界面处直接接触，过冷度最低，提供了很好的外延生长基底，晶粒形态为定向生长的柱状晶组织，Al元素集中分布在晶粒内，而Mg、Si元素在晶界处富集。2)激光增材修复6061-T6铝合金的抗拉强度为200 MPa，伸长率为8.0%，分别为基体的68.97%和49.38%。经过固溶和人工时效处理后，抗拉强度为 286 MPa，伸长率为 11.8%，分别为基体的98.62%和72.84%，均达到基体的使用标准。3)激光增材修复6061-T6铝合金的硬度分布呈现“V”形曲线，热影响区(HAZ)由于受到激光热循环的作用而形成固溶区和过时效区，发生过时效“软化”现象，范围在8 mm左右。经过固溶和时效处理后，HAZ的维氏硬度恢复至基体水平，但RZ的维氏硬度下降至75左右。4)对于未经处理和时效处理后的激光增材修复6061-T6铝合金样品，断裂位置均在HAZ，为包含韧性断裂和解理断裂的混合断裂方式。固溶后再进行时效处理，断裂位置转移至RZ，为韧性断裂，且断口中存在气孔被撕裂后留下的圆坑。参考文献：1DEHABADI V M,GHORBANPOUR 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