激光選區熔化用AlSi10Mg粉末顯微組織與性能

唐鵬鈞， 何曉磊， 楊 斌， 邵 翠， 王興元，黃 粒， 李沛勇

(1.中國航發北京航空材料研究院，北京 100095； 2.北京市先進鋁合金材料及應用工程技術中心，北京 100095)

激光選區熔化(selective laser melting，SLM)是目前比較成熟、已實現商業化應用的金屬增材制造技術之一。該技術由于能夠實現復雜結構件的快速制備，具備小批量制造速度快，材料利用率高，適應性好等優點，在航空航天、生物醫療等領域展現出了良好的發展前景[1-2]。該技術熔化掃描速率快，通常可達到500～2000 mm/s，單層粉末厚度約為20～100 μm，掃描熔化深度(間距)約為170 μm。粉末熔化后的冷卻速率通常達到105～106K/s。鋁合金由于具有較低的密度、良好的耐蝕性能和抗疲勞性能、良好的比強度和比剛度，成為航空航天領域不可或缺的結構材料[3]。因此，采用激光選區熔化技術實現鋁合金零部件的制備和修復，成為當前增材制造領域的研究方向之一。

由于鋁合金的反射率和熱導率高，故在采用激光選區熔化技術制備鋁合金零部件時要求使用更高的激光功率以實現鋁合金粉末的熔化。現階段國內外針對鋁合金激光選區熔化工藝探索和優化、試樣組織性能研究和評價的報道較多，而對激光選區熔化用粉末的研究報道較少。如Buchbinder等[4]研究了不同激光功率(500～1000 W)條件下鋁合金試塊的組織形貌、致密度、顯微硬度和拉伸性能。結果表明，在相同掃描速率和掃描間距等工藝條件下，激光功率較高時，材料的致密度更高、孔隙率更小，有利于獲得致密的組織和良好的力學性能。Kempen等[5]對激光選區熔化AlSi10Mg材料的晶粒取向和尺寸進行了研究。Brandl等[6]著重研究了激光選區熔化AlSi10Mg試塊的顯微組織、高周疲勞和斷裂行為。華中科技大學[7]采用國產設備研究了AlSi10Mg粉末的激光選區熔化成形工藝(包括激光功率、掃描速率、掃描間距等)對組織特征和致密度的影響規律。然而，粉末質量(包括化學成分、粒徑分布、表面形貌和內部組織等)對激光選區熔化最終制品的組織和性能有明顯影響。現階段，國內所用鋁合金粉末均依賴進口，采購途徑不穩定、單次采購量受限，嚴重影響激光選區熔化成形技術在國內航空航天等領域的推廣和應用。國產粉末在激光選區熔化設備上的適應性及其最終制件的組織和性能尚不可知。本工作采用國內粉末研制條件，針對激光選區熔化對鋁合金粉末的性能質量要求，研究國產AlSi10Mg粉末的組織和性能。

1 實驗材料與方法

實驗所用AlSi10Mg粉末的名義成分為Al-10Si-0.35Mg(質量分數/%，下同)，采用超音速氣體霧化制備的粉末化學成分如表1所示。為保證粉末具有較高的純凈度和低的氧含量，在該粉末的制備過程中，采用高純鋁錠和鋁基中間合金錠等原材料，并在惰性氣體保護條件下，利用惰性氣體為霧化介質，實現粉末的霧化。

霧化粉末分級后，利用EOS M280設備實現粉末激光選區熔化成形。利用MasterSizer 2000型激光粒度分析儀測定粉末粒徑分布，利用Leica M4000型光學顯微鏡和FEI nano450型場發射掃描電子顯微鏡觀察粉末和激光選區熔化試塊的顯微組織，利用D8 ADVANCE型X射線衍射儀研究組成相，測試參數為：Cu-Kα衍射，λ=0.154 nm，加速電壓40 kV，2θ角范圍為20°～90°，掃描速率為4(°)/min，并采用Jade 6.0軟件對XRD圖譜進行物相分析和處理。利用萬能試驗機按照GB/T 228.1—2010測試激光選區熔化試樣室溫拉伸性能。

表1 AlSi10Mg粉末化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical composition of AlSi10Mg powder (mass fraction/%)

2 結果與分析

2.1 粉末粒徑分布

圖1為分級后AlSi10Mg粉末的粒徑分布曲線。結果顯示，分級后粉末粒徑分布較為集中，大多分布在15～53 μm。其中，粒徑小于15 μm的粉末體積百分數在5%以下，粒徑大于53 μm的粉末體積百分數低于10%。分級后粉末粒徑分布特征值d10，d50和d90分別為16.808 μm，29.973 μm和51.693 μm。說明通過氣流分級可以有效去除原始粉末中的細小和粗大的粉末顆粒，該粒徑分布能夠滿足激光選區熔化工藝及設備的要求。

圖1 分級后AlSi10Mg粉末粒徑分布Fig.1 Size distribution of AlSi10Mg powder after classification

2.2 粉末形貌及組織

2.2.1 粉末表面形貌

圖2為分級后AlSi10Mg粉末在掃描電子顯微鏡下觀察的形貌。結果顯示，粉末大多呈球形或類球形，個別粉末顆粒呈不規則形狀，如圖2(a)中箭頭所示。這些不規則的粉末顆粒表現為濺覆粉末形貌，該粉末是由于氣霧化時未完全凝固的液滴在飛行過程中與已凝固的粉末發生碰撞，液滴包覆在粉末表面而形成[8]。由于濺覆粉通常為不規則形狀，易成為細小粉末顆粒的吸附點，故會對粉末粒徑控制和流動性產生不利影響。此外，粉末表面極少觀察到衛星球存在。說明氣流分級能夠去除原始粉末中大多數的衛星球，可保證粉末粒徑得到有效控制，也有助于改善粉末流動性。采用背散射電子對粉末進行觀察，如圖2(b)所示。結果顯示，粉末在背散射像中的襯度均勻，無顯著差別，說明粉末中各合金元素分布均勻且未見其他雜質元素。

圖3為粉末表面形貌。觀察發現，粉末表面存在多種不同形貌的組織，主要分為橢圓形胞狀組織(A)、枝晶狀組織(B)、白色顆粒組織(C)和散射線狀組織(D)。由于粉末采用超音速氣體霧化制備，粉末中存在的這些組織尺寸均十分細小。其中，橢圓形胞狀組織的尺寸通常為0.5～1.0 μm；枝晶狀組織尺寸小于2.0 μm；白色顆粒組織最小，大約為0.2 μm；散射線狀組織的尺寸也小于2.0 μm。另外，散射線狀組織也呈白色，且以白色顆粒組織為中心向四周散射。分析認為，橢圓形胞狀組織和枝晶狀組織為α(Al)基體，散射線狀組織和白色顆粒組織為(α+Si)共晶組織。

2.2.2 粉末內部顯微組織

圖4為AlSi10Mg粉末內部顯微組織金相照片。結果顯示，大多數粉末的截面呈圓形，少數呈現棒狀或不規則形狀，這與掃描電子顯微鏡觀察的結果相同。粉末內部存在白色α(Al)基體和彌散分布的黑色顆粒狀(α+Si)共晶，這種細小均勻的組織得益于快速凝固的工藝。此外，觀察還發現大多數粉末截面為實心粉末顆粒，少數粉末內部呈現黑色空洞，表現為典型的空心粉形貌。空心粉內部存在空洞，導致粉末內部會存在氣體殘留。盡管在后續粉末處理和使用過程中均在惰性氣體保護的條件下進行，但氣體始終無法去除。在激光熔化粉末的瞬間，熔池冷卻和凝固速率快，殘留的氣體難以快速地從熔池內部逃逸出來，殘留于固體組織內部，從而導致激光選區熔化組織存在空洞、致密度降低，最終對制件的力學性能亦會產生不利影響。分析認為，空心粉與超音速氣體霧化過程相關。在霧化過程中，惰性氣體作為霧化介質產生剪切力破碎金屬液流，先后經歷液膜化、條帶化、一次霧化、二次霧化、碰撞和粗化等過程。其中一次霧化和二次霧化時，惰性氣體持續與金屬液滴發生作用，部分氣體殘留于液滴內部，至液滴球化凝固成粉末也未能逸出，從而形成空心粉。另外，碰撞過程可能引起氣體殘留在濺覆粉的原始粉末與濺覆層之間，也會形成空心粉[8]。由于氣霧化過程中，氣流、金屬液、霧化液滴之間的作用情況復雜，對粉末空心粉的控制還需要開展針對性的研究工作。

圖3 AlSi10Mg粉末表面顯微組織Fig.3 Surface microstructure of AlSi10Mg powder

圖4 AlSi10Mg粉末內部顯微組織(OM) Fig.4 Internal microstructure of AlSi10Mg powder (OM)

2.3 組成相演變

圖5為AlSi10Mg粉末和激光選區熔化試塊的XRD圖譜。通過分析發現，AlSi10Mg粉末中主要存在α(Al)、Si相和Al3.16Mg1.84三種。而激光選區熔化試塊中則僅存在α(Al)和Si相，且試塊中Si相衍射峰很小，表明Si相含量比粉末中的更少，如圖5(a)所示。這是由于激光選區熔化過程冷卻速率比超音速氣體霧化更快，導致Si更多地固溶于Al基體中，未能以初晶硅和共晶硅的形式析出。圖5(b)為粉末和激光選區熔化試塊Al(111)衍射峰的峰位。觀察發現，激光選區熔化試塊中Al(111)衍射峰相對粉末中Al(111)衍射峰向2θ角增大的方向偏移。根據Bragg方程2dsinθ=λ可知，當衍射峰向2θ角增大的方向偏移時，sinθ值增大，說明Al(111)反射面的晶面間距減小。分析認為，導致晶面間距減小的原因主要是置換固溶體的形成。研究結果表明[9]，Si元素固溶于α(Al)基體中時，會引起α(Al)的晶格常數減小；Mg元素固溶于α(Al)基體中時，則會引起α(Al)的晶格常數增大。由于該合金中Mg元素含量僅為0.35%，相比之下Si元素含量則為10%。因此，Si元素固溶于α(Al)引起的晶格常數減小效果抵消掉了由Mg元素固溶于α(Al)引起的晶格常數增大效果，最終效果使得固溶于α(Al)固溶體的晶格常數減小。

圖5 AlSi10Mg粉末和激光選區熔化試塊XRD圖譜 (a)20°～90°；(b)Al(111)衍射峰Fig.5 X-ray diffraction patterns of AlSi10Mg powder and SLM block (a)20°-90°；(b)diffraction peak of Al(111)

圖6為Al-Si-Mg合金相圖。根據該系合金液相面投影圖(如圖6(a)所示)和凝固后各相的分布圖(如圖6(b)所示)可以看出，Al-Si-Mg系鋁合金為固態有限溶解三元共晶合金。該系合金中存在α(Al)，Si，Mg2Si和β(Al8Mg5)四種組成相，形成兩個三元共晶反應：

L→α(Al)+Mg2Si+Si

(1)

L→α(Al)+Mg2Si+β(Al8Mg5)

(2)

上述兩個三元共晶點的反應溫度分別為555 ℃和449 ℃。同時，從圖6(a)可以看出，該系合金亦為Al-Mg2Si偽二元共晶合金，如圖中虛線所示。故包含2個三元共晶反應的Al-Si-Mg三元相圖可分為包含三元共晶反應(1)的Al-Si-Mg2Si三元相圖和包含三元共晶反應(2)的Al-Mg-Mg2Si三元相圖[10]。

圖中紅色星號處標識了本文研究對象AlSi10Mg合金成分在相圖中的位置。在平衡凝固過程中，AlSi10Mg合金發生以下反應：

L→α(Al)

(3)

L→α(Al)+Si

(4)

α(Al)→Si

(5)

α(Al)→Mg2Si

(6)

圖6 Al-Si-Mg合金相圖 (a)液相面投影圖；(b)凝固后各相分布圖[10]Fig.6 Phase diagram of Al-Si-Mg alloy (a)projection of liquidus phases; (b)distribution of phases after solidification[10]

由于Mg含量約為0.35%，低于Mg在α(Al)基體中的極限固溶度(0.5%～0.6%)。故在平衡凝固時，該合金中僅能形成少量Mg2Si相。在超音速氣體霧化時，冷卻速率通常為104～105K/s，導致合金中難以形成穩定Mg2Si，多余的Mg元素則是以亞穩相Al3.16Mg1.84的形式出現。然而，激光選區熔化時，高能激光束將粉末快速熔化，所產生的熱量又通過高熱導率的基材快速傳導、釋放。該過程的冷卻速度達到106K/s[4,11]，使Mg，Si合金元素幾乎全部固溶于α(Al)基體中，且抑制了亞穩相Al3.16Mg1.84的形成和Si相的析出。因此，在激光選區熔化試塊的XRD圖譜中僅觀察到了α(Al)和少量Si相。

2.4 試塊組織觀察

圖7為激光選區熔化試塊的顯微組織金相照片。由圖7可清楚地觀察到激光選區熔化的特征組織：疊層分布的熔池結構，其熔池間距約為250 μm，如圖7(a)所示。計算結果表明，該組織的致密度達到99.5%，說明具有良好的致密度。但在該組織中仍可觀察到少量孔洞，如圖7(a)中箭頭所示。該孔洞截面尺寸約20 μm，為類球形，位于熔池底部附近。研究表明，此類孔洞通常是由于空心粉內部殘留的氣體在粉末熔化時未能逸出熔體而形成的[5]。

圖7 SLM試塊顯微組織(OM) (a)低倍；(b)高倍Fig.7 Microstructures of SLM blocks (OM) (a)low magnification;(b)high magnification

從圖7(b)發現，在熔池邊界附近的組織比熔池內部相對粗大。研究表明[5,12]，由于在凝固過程中，熔池邊界附近的冷卻時間比熔池中心線附近的冷卻時間長，導致邊界附近的組織相對內部組織粗大。因此，邊界附近的組織中存在少量α(Al)+Si共晶組織；而在熔池內部則由于冷卻速率更快，α(Al)基體中幾乎觀察不到類似于粉末內部共晶硅的其他第二相組織，說明該組織中大多數合金元素均固溶于α(Al)基體中，表現為α(Al)固溶體組織形貌，且該組織特征與試塊XRD圖譜的分析結果相符。

2.5 試樣性能

表2為激光選區熔化試塊橫向的室溫拉伸性能。結果顯示，利用研究的AlSi10Mg粉末制備的激光選區熔化試塊的橫向室溫拉伸性能達到了較高水平，其抗拉強度比文獻報道的高出20～40 MPa，且伸長率也高出2.2%。另外，與壓鑄A360合金相比，本研究SLM試塊的抗拉強度、屈服強度和伸長率分別提升了38%，75%和90%。

表2 激光選區熔化試塊橫向室溫拉伸性能

2.6 斷口觀察

圖8為激光選區熔化試樣室溫拉伸試樣斷口形貌。觀察發現，該斷口上可以發現熔池界面形貌，如圖8(a)中箭頭所示。由于熔池界面附近的組織比熔池內部組織粗大，故熔池界面成為該組織的薄弱區域，導致裂紋出現沿熔池界面擴展的現象[5,15]。裂紋沿熔池界面擴展時，組織幾乎很少發生變形，導致材料塑性下降，表現為脆性斷裂特征。圖8(b)可以觀察到材料受正向拉應力時產生的極細小的韌窩形貌，表現為典型韌性斷裂組織特征。從該組織特征可以看出，激光選區熔化試塊的晶粒極其細小，故根據Hall-Patch原理可知，材料的強度因晶粒細化得以顯著提升。

圖8 SLM試樣拉伸斷口形貌 (a)低倍；(b)高倍Fig.8 The SEM fractographs of SLM samples (a)low magnification;(b)high magnification

3 結論

(1)采用超音速氣體霧化制備的AlSi10Mg粉末經分級后粒徑分布能夠滿足激光選區熔化工藝的要求；所制備的粉末呈球形或類球形，表面無衛星球；粉末主要由α(Al)基體和(α+Si)共晶組織組成。

(2)經激光選區熔化制備的試塊熔池形貌清晰可見，組織均勻、致密，其致密度達到99.5%；該組織中僅存在α(Al)和極少量Si相，幾乎所有合金元素均固溶于α(Al)基體中。

(3)經室溫拉伸性能測試，激光選區熔化試樣的抗拉強度達到了442MPa。

[1] 張學軍，唐思熠，肇恒躍，等. 3D打印技術研究現狀和關鍵技術[J]. 材料工程，2016，44(2):122-128.

(ZHANG X J, TANG S Y, ZHAO H Y,etal. Research status and key technologies of 3D Printing[J]. Journal of Materials Engineering, 2016, 44(2):122-128.

[2] 李瑞迪，魏青松，劉錦輝，等. 選擇性激光熔化成形關鍵基礎問題的研究進展[J]. 航空制造技術，2012(5):26-31.

(LI R D, WEI Q S, LIU J H,etal. Research progress of key basic issue in selective laser melting of metallic powder[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2012(5):26-31.)

[3] 中國航空材料手冊：第3卷 鋁合金 鎂合金[M]. 北京：中國標準出版社，2001:5.

(China aeronautical materials handbook：Volume 3, aluminum alloys and magnesium alloys[M]. Beijing: China Standard Press, 2012:5.)

[4] BUCHBINDER D, SCHLEIFENBAUUM H, HEIDRICH S,etal. High power selective laser melting (HP SLM) of aluminum parts [J]. Physics Procedia, 2011, 12:271-278.

[5] KEMPEN K, THIJS L, HUMBEECK J V,etal. Processing AlSi10Mg by selective laser melting: parameter optimization and material characterization [J]. Materials Science and Technology, 2015, 31(8): 917-923.

[6] BRANDL E, HECKENBERGER U, HOLZINGER V,etal. Additive manufactured AlSi10Mg samples using selective laser melting (SLM): Microstructure, high cycle fatigue, and fracture behavior [J]. Materials and Design, 2012, 34:159-169.

[7] 袁學兵，魏青松，文世峰，等. 選擇性激光熔化AlSi10Mg合金粉末研究[J]. 熱加工工藝，2014，43(4):91-94.

(YUAN X B, WEI Q S, WEN S F,etal. Research on selective laser melting AlSi10Mg alloy powder [J]. Hot Working Technology, 2014, 43(4):91-94.)

[8] ASM handbook：volume 7 powder metal technologies and applications[M]. Russell, OH: ASM International, 1998: 30-34.

[9] ZHOU J, DUSZCZYK J, KOREVAAR B M. Mechanical response and structural development during the hot extrusion of a rapidly solidified Al-20Si-7.5Ni-3Cu-1Mg alloy powder[J]. Journal of Materials Science. 1992, 27:3856-3868.

[10] 張寶昌. 有色金屬及其熱處理[M]. 西安: 西北工業大學出版社，1993:35-37.

(ZHANG B C. Nonferrous metals and heat treatment [M]. Xi′an: Northwestern Polytechnical University Press, 1993:35-37.)

[11] LI W, LI S, LIU J,etal. Effect of treatment on AlSi10Mg alloy fabricated by selective laser melting: Microstructure evolution, mechanical properties and fracture mechanism [J]. Materials Science and Engineering: A, 2016, 663:116-125.

[12] THIJS L, KEMPEN K, KRUTH J P,etal. Fine-structured aluminium products with controllable texture by selective laser melting of pre-alloyed AlSi10Mg powder[J]. Acta Materialia, 2012, 61(5):1809-1819.

[13] WU J, WANG X Q, WANG W,etal. Microstructure and strength of selectively laser melted AlSi10Mg[J]. Acta Materialia, 2016, 117:311-320.

[14] KAUFMAN J G, ROOY E L. Aluminum alloy castings: properties, processes, and applications[M]. Russel, OH: ASM International, 2004.

[15] BARTKOWIAK K, ULLRICH S, FRICK T,etal. New developments of laser processing aluminium alloys via additive manufacturing technique [J]. Physics Procedia, 2011, 12(1):393-401.