退火態激光選區熔化成形AlSi10Mg合金組織與力學性能

梁恩泉，代 宇，白 靜，周亞雄，彭東劍，王清正，康 楠*，林 鑫*

(1 中國商用飛機有限責任公司 上海飛機設計研究院，上海 201210；2 西北工業大學 凝固技術國家重點實驗室，西安 710072；3 西安航天發動機有限公司，西安 710000)

鋁合金具有低密度、高比強度、高比剛度、良好的耐磨性和腐蝕性等一系列優良特點，是輕合金的代表性材料[1]。近年來，隨著現代工業以及航空航天、高速列車等領域的快速發展，對材料輕量化的要求越來越高，而鋁合金作為輕合金的重要組成部分，被大量應用于高端裝備制造中。目前鋁合金構件的主要成形方式包括鑄造、鍛造以及擠壓等傳統的加工工藝，無法滿足復雜形狀高性能鋁合金快速近凈成形的需求[2]。激光選區熔化技術(selective laser melting, SLM)作為激光增材制造技術的典型代表，以粉末床技術為主要技術特征，通過CAD建模并進行分層處理，在此基礎上利用計算機控制高能量激光束沿特定路徑掃描，熔化合金粉末，通過層層疊加來制造金屬構件[3-4]。SLM技術在加工過程中熔池尺寸小，加熱冷卻速率高，成形件顯微組織細小均勻，綜合性能良好，成為在航空航天、生物醫藥、汽車等領域備受矚目的前沿制造和修復技術[5]。

然而，鋁合金的激光反射率高(約為91%)，熱導率較高，粉末密度小，流動性較差，導致其在SLM過程中工藝窗口窄，缺陷不易控制[6-8]。相比于其他類型鋁合金，AlSi10Mg屬于亞共晶鑄造鋁合金，凝固區間寬，流動性良好[9]。此外，該合金中含有的Si元素可以提高對激光的吸收率，使其成形相對容易。目前，關于SLM成形AlSi10Mg合金的研究，主要集中在沉積態顯微組織特征、熱處理態組織特征及力學性能方面。Rosenthal等[10]采用SLM技術制備AlSi10Mg合金構件，并觀察到熔合區主要分為三部分：粗晶區、細晶區和熱影響區(HAZ)。Thijs等[8]研究了SLM成形AlSi10Mg合金過程中掃描方式對試樣顯微組織的影響，發現當掃描方向一定時，試樣織構指數較大，采用頻繁變換的掃描方式時，織構指數降低。Yan等[11]發現沉積態AlSi10Mg顯微組織由Al基體、網狀共晶Si及基體中彌散分布的二次Si顆粒組成。且隨著后續退火溫度的升高，網狀的共晶硅發生斷裂、粗化及球化，彌散的二次Si粒子逐漸減少直至消失。Li等[12]研究了不同固溶時效熱處理對SLM成形AlSi10Mg合金微觀組織的影響。隨固溶溫度從450 ℃提高到550 ℃，Si顆粒尺寸由15 μm增加到22 μm，密度由7.5個/μm2減小到1個/μm2。Yu等[13]研究發現固溶處理會降低SLM成形AlSi10Mg合金的強度，提高塑性，而經過T6熱處理之后，合金在強度降低不明顯的同時，塑性得到了提升。Aboulkhair等[14]也發現，經過傳統T6熱處理后，SLM成形的AlSi10Mg合金并未像鑄件一樣硬化，其納米硬度、顯微硬度、屈服強度等均有所降低。Fiocchi等[15]根據差示掃描量熱法(DSC)分析和觀察顯微組織，提出經過SLM成形的試樣需要的熱處理溫度應低于傳統鑄態AlSi10Mg的熱處理溫度。

可以發現，目前針對SLM成形AlSi10Mg合金的熱處理研究，主要沿用傳統鑄態熱處理制度，以T6熱處理和退火為主，并且熱處理之后，合金的強度存在不同程度的降低。此外，沉積態AlSi10Mg合金的顯微組織在初生相與共晶組織的尺寸、形貌方面均不同于鑄態組織，因此，在熱處理過程中其顯微組織演變也與傳統鑄件存在明顯差異，這勢必會對力學性能產生重要影響。而退火熱處理可以減小組織各向異性，消除加工時的殘余應力，改善材料塑性并提高穩定性。基于此，本文將在SLM成形AlSi10Mg沉積態顯微組織的基礎上，重點研究不同退火熱處理制度下，共晶相的演變規律及其對力學性能的影響規律，為制定針對SLM成形AlSi10Mg合金的熱處理制度提供理論基礎。

1 實驗材料與方法

1.1 試樣制備

表1所示為本實驗所采用的AlSi10Mg粉末化學成分，采用電感耦合等離子體原子發射光譜法(ICP-AES)測得，Si和Mg含量分別為9.34%(質量分數，下同)和0.34%。該粉末通過氣霧化方法制備，其形貌見圖1。粉末球形度較好，但存在一定的團聚，粒徑分布在15～53 μm之間。

圖1 AlSi10Mg合金粉末形貌

表1 AlSi10Mg粉末化學成分(質量分數/%)

為減少粉末吸潮對實驗的影響，實驗前，粉末經過烘干處理，烘干溫度為120 ℃，保溫時間5 h。實驗采用鑄態AlSi10Mg基材，尺寸為250 mm×250 mm×20 mm，基材表面經過噴砂處理，使用前用丙酮除去表面油污和灰塵。成形設備為Renishaw AM250，成形工藝參數：激光功率180 W，掃描速度800 mm/s，掃描線間距130 μm，每層鋪粉厚度25 μm，層間轉角67°。成形試樣在箱式電阻爐中進行熱處理，待溫度達到設定溫度時，放入樣品，保溫一定時間后，取出樣品，在空氣中冷卻，具體熱處理制度如表2所示。

表2 熱處理制度

1.2 組織觀察與性能測試

將金相試樣切割為合適的大小，打磨拋光后，采用Keller試劑進行腐蝕，腐蝕時間30 s，利用Olympus-GX71光學顯微鏡和Tescan MIAR3 XMU場發射掃描電子顯微鏡進行微觀組織觀察，并利用掃描電子顯微鏡所配備的能譜儀進行成分分析。采用Image pro plus 6.0軟件，統計顯微組織圖片中共晶Si顆粒的尺寸和數量。試樣經線切割、機加工等程序，按照GB/T 15248—1994制成標準棒狀室溫拉伸試樣。采用Instron 3382電子萬能材料試驗機進行拉伸測試，加載速率為1 mm/min。

2 結果與分析

2.1 AlSi10Mg合金沉積態試樣顯微組織

圖2所示為SLM成形AlSi10Mg合金試樣沿沉積方向縱截面的顯微組織圖。從圖2(a)中可以看出沉積態組織中明顯的熔池形貌，在熔池底部一定寬度區域顏色較深；由圖2(b)可以觀察到較為發達的枝晶形貌，枝晶平行于沉積方向生長；進一步放大，得到圖2(c)，(d)，可以清晰地看到長條狀的α-Al和在Al基體周圍呈網狀分布的Al-Si共晶相，未觀察到發達的二次枝晶臂。在熔池邊界處，由于熱循環歷史不同，呈現出三種不同形貌的區域：細晶區、熱影響區和粗晶區。細晶區與粗晶區內顯微組織形貌類似，α-Al基體被呈長條網狀的Al-Si共晶分隔。在細晶區內，長條狀α-Al的寬度約為1 μm，長度在3～5 μm左右；而在粗晶區內，長條狀α-Al的尺寸明顯增大，寬度大致為2～3 μm，長度約為5～8 μm。此外，在細晶區內與粗晶區之間存在較小的熱影響區，在熱影響區內部，連續的Al-Si共晶組織破碎，呈現不連續的短纖維狀。

Fig.2(b)-(d) corresponding to zone 1-3 in fig.2(a) respectively

圖3和圖4所示為SLM成形AlSi10Mg試樣宏微觀元素分布。圖3表明此區域內Al，Si和Mg元素總體分布均勻，無宏觀偏析。這是因為SLM是對同一成分粉末進行逐層逐點熔化成形，因此凝固后得到的各區域成分保持一致。然而，在成形過程中激光光斑直徑小，高能量激光束快速加熱粉末，導致熔池尺寸較小，使得在此熔凝過程中，凝固速率可達106～107K/s，屬于快速凝固[5,16]。在非平衡凝固過程中，溶質元素在固液界面前沿進行再分配，使枝晶間和枝晶干出現一定程度的微觀偏析，如圖4所示，Si元素富集在枝晶間。

圖3 SLM成形AlSi10Mg合金宏觀元素分布 (a)選區宏觀組織；(b)Al；(c)Si；(d)Mg

圖4 SLM成形AlSi10Mg微觀元素分布 (a)微觀組織；(b)Al；(c)Si；(d)Mg

2.2 AlSi10Mg合金退火態試樣顯微組織

圖5所示為不同退火溫度下SLM成形AlSi10Mg合金顯微組織形貌及Si顆粒尺寸。在經過不同溫度的熱處理后，試樣顯微組織發生了明顯的變化。經過200 ℃退火(圖5(a-1)，(a-2))，微觀組織大體上維持原貌，共晶呈條狀分布，小部分開始發生熔斷，同時基體內出現大量納米Si顆粒。這是由于SLM加工過程中極高的冷速使大量Si固溶在α-Al基體中形成過飽和固溶體。在200 ℃下，固溶在α-Al中的Si不斷析出，形成10～30 nm的Si顆粒，而連續分布在枝晶間的纖維狀Si開始發生球化，球化后的尺寸約為100 nm，導致Si顆粒尺寸呈雙峰分布，Si顆粒平均尺寸為47 nm。當退火溫度升高為300 ℃時，析出的Si與共晶球化的Si均呈細小的顆粒狀，如圖5(b-1)，(b-2)所示。從圖5(b-3)可知，尺寸在0.15 μm以下的Si顆粒比例從96%減少至48%，尺寸在0.15～0.5 μm內的Si顆粒比例增加到52%，平均尺寸增加為0.182 μm。進一步提高退火溫度到400 ℃，顯微組織形貌如圖5(c-1)，(c-2)所示，部分Si顆粒發生明顯粗化，形狀不規則；其余Si顆粒長大速率較慢，粗化為規則的粒狀形貌，不規則顆粒的尺寸明顯大于粒狀顆粒。尺寸小于0.15 μm的Si顆粒比例進一步下降為不到35%，而Si顆粒平均尺寸較300 ℃時提高了25%，為0.245 μm。當退火溫度高達500 ℃時，如圖5(d-1)，(d-2)所示，Si顆粒迅速長大，大尺寸顆粒明顯增多，且部分粗化的Si長大為形狀規則的多面體，表面出現生長臺階，Si顆粒尺寸達到1.296 μm，相比200 ℃熱處理時長大了26倍，表明隨熱處理溫度提升，共晶Si顆粒不斷粗化，同時尺寸較小的Si消失。

圖5 SLM成形AlSi10Mg合金在不同退火溫度下的低倍(1)、高倍(2)顯微組織圖及Si顆粒尺寸分布(3)

2.3 不同退火時間對顯微組織的影響

為進一步探究Si相在熱處理過程中的演化規律，針對300 ℃下SLM成形的AlSi10Mg合金分別進行5，15，30，60 min和120 min的退火處理，其顯微組織如圖6所示。經過5 min保溫，共晶組織仍然具有條形網狀結構，基體中固溶的過飽和Si開始析出，共晶Si開始發生球化。由于沉積態中Si相的形貌呈細密的珊瑚狀，尺寸細小，Al-Si的界面能γAlSi較大，在300 ℃下保溫時極不穩定，為降低界面能而發生球化和粒狀化，顯微組織如圖6(a-2)，Si有兩種尺度范圍，一是從基體中析出的納米級Si顆粒，二是共晶組織中球化得到的Si顆粒。從圖6(a-3)可得，約90%的Si顆粒尺寸在0.1 μm以下，平均尺寸為55 nm。延長退火時間到15 min，長條狀的共晶組織在節點或凹槽處開始發生溶解、斷裂，轉變為尺寸較小的共晶Si，網狀結構開始被破壞。同時，在溫度和不規則曲率的共同作用下，尺寸較小的共晶Si為降低表面能，其形狀逐漸趨于球形，即發生球化[17]。尺寸在0.1 μm以下的Si約占80%，而尺寸在0.1～0.2 μm的Si顆粒比例上升為10%，平均尺寸為71 μm。進一步延長退火時間，條狀共晶Si逐漸熔斷并完成球化，組織趨于均勻分布，同時球化的Si顆粒開始發生緩慢長大。由圖6(d-1)可得，當退火時間達到60 min時，網狀結構消失，Si相分布更加均勻。伴隨著Si原子不斷擴散均勻化，基體中納米Si顆粒所占比例稍有下降，尺度小于0.1 μm的Si顆粒比例約為70%，說明在300 ℃×60 min的退火制度下，整體Si顆粒尺寸較小，平均尺寸為0.13 μm。當保溫時間達到120 min時，Si相形貌較60 min發生較大改變。主要在于兩個方面，一是Si的粗化明顯，Si顆粒間距變大，可視范圍內的Si顆粒數量減少；二是納米尺度的Si消失。從圖6(e-3)可知，Si顆粒尺寸分布明顯右移，表明Si顆粒顯著長大，統計結果表明，在300 ℃×120 min的退火制度下，Si顆粒平均尺寸達到0.18 μm。

圖6 SLM成形AlSi10Mg合金在不同退火時間下的低倍(1)、高倍(2)微觀組織圖及Si顆粒尺寸分布(3)(T=300 ℃)

在500 ℃下保溫不同時間的SLM成形AlSi10Mg合金組織形貌如圖7所示。在500 ℃保溫5 min，共晶組織在界面能作用下開始發生熔斷和球化，球化速率較300 ℃下明顯增大，Si顆粒平均尺寸為0.107 μm；在經過15 min保溫后，小部分共晶Si開始發生明顯粗化，納米Si顆粒消失，尺寸低于0.15 μm的顆粒比例由80%迅速降低為15%左右，平均尺寸增加到0.396 μm；經過30 min退火后，共晶Si相仍保持較小的長寬比，圓整度較好，形狀規則，呈現為粗化的粒狀或小塊狀，此時，尺寸小于0.15 μm的顆粒幾乎消失，開始出現少量大尺寸(>2.5 μm)的顆粒；進一步增加保溫時間，Si顆粒形貌發生明顯改變，形狀不規則，不再呈現顆粒狀。從圖7(d-1)，(d-2)觀察到，半數的Si顆粒形貌呈現明顯的多面體形塊狀；繼續延長保溫時間，Si相形貌不再發生改變，但尺寸繼續增加，過分粗化，在120 min保溫后，共晶Si相平均尺寸增加到1.296 μm。

圖7 SLM成形AlSi10Mg合金在不同退火時間下的低倍(1)、高倍(2)微觀組織圖及Si顆粒尺寸分布(3)(T=500 ℃)

總的來說，在退火過程中共晶組織的形貌演化可以用圖8來說明。首先，沉積態組織中共晶組織是呈長條網狀分布在α-Al基體之間。此時的α-Al基體是溶解了大量Si的過飽和固溶體。隨著退火過程的進行(時間延長、溫度提高)，分布在枝晶間的長條共晶組織在凹槽處或是分枝處發生碎斷，條形網狀組織發生一定程度的破壞，圓整度逐漸提高，同時α-Al基體中過飽和Si以納米尺度的顆粒析出。隨著退火過程的進一步進行，原本的沉積態共晶組織形貌完全被破壞，逐漸趨向于均勻分布，共晶Si呈現細小的顆粒狀或球狀。在熱力學作用下，尺寸小于平均尺寸的Si顆粒逐漸溶解消失，而相對較大尺寸的顆粒則不斷長大，出現“大顆粒吞并小顆粒”的現象，使得視野范圍內的共晶Si數量不斷減少，密集程度大大降低，同時平均尺寸也不斷增大。由于Si的小平面生長機制，長大后的Si顆粒呈現出多面體形狀，一般情況下形狀不規則。在較高的退火溫度下，還會發生Si顆粒的異常長大現象，即某些Si顆粒尺寸遠遠大于其他顆粒。

圖8 退火過程中共晶組織形貌演化示意圖

2.4 退火熱處理對室溫力學性能的影響

SLM成形AlSi10Mg合金沉積態試樣及熱處理態試樣的室溫拉伸性能如表3所示。沉積態試樣的屈服強度、抗拉強度及伸長率分別為264.5，398.5 MPa，4.3%。在經過300 ℃×60 min退火處理后，試樣的抗拉強度和屈服強度分別為287.0 MPa和176.5 MPa，較沉積態相比分別降低了28%和33%，在經過500 ℃×60 min退火處理后，抗拉強度和屈服強度較沉積態降低了33%和45%，為268 MPa和146.5 MPa。但是試樣的伸長率大幅度提升，在退火溫度為300 ℃時，伸長率達到10.3%，較沉積態提高了140%，在500 ℃下，達到了17.2%，較沉積態提升了300%。

表3 激光選區熔化成形AlSi10M合金在不同退火溫度下的力學性能

熱處理后強度發生降低的原因主要有兩方面因素:一是固溶強化作用減弱，二是第二相強化作用減弱。在熱處理過程中，固溶在α-Al基體中的過飽和Si不斷析出，使固溶強化作用不斷減弱，直至消失。其次，隨著退火溫度的提升，在Ostwald熟化過程中，Si相長大速率不斷提高，同時不斷吸收Al基體中的二次Si粒子，因此小尺寸Si顆粒數量不斷減少，整體密度下降，導致Si相的沉淀強化作用不斷減弱。最后，從共晶Si的形貌來看，經過退火熱處理后，網狀的共晶Si溶解、斷裂，減弱了對位錯滑移的阻礙作用，這也會導致強度發生下降[18]。

熱處理后，塑性發生大幅度提高，可以歸因于以下兩點：一是由于在沉積態試樣中，共晶組織呈三維網狀分布在α-Al枝晶間，對基體產生一定割裂作用；二是共晶組織與初生相之間結合較弱，因此在拉伸時會從結合較弱的地方發生斷裂。在經過熱處理后，共晶Si相發生碎斷和球化，對基體的割裂作用減小，且隨退火溫度提高，Si相球化程度高，共晶網格被更大程度破壞，塑性隨之提高。同時，退火溫度升高導致α-Al基體中的析出相數量不斷減少，也提高了Al基體的塑性變形能力。以上兩點原因共同作用導致試樣的伸長率得到大幅度提升。

3 結論

(1)SLM成形AlSi10Mg合金沉積態試樣顯微組織由沿沉積方向的柱狀α-Al枝晶和枝晶間呈網狀分布的Al-Si共晶組成。沉積層組織分為細晶區、粗晶區及熱影響區，共晶Si呈現細小密集的珊瑚狀。

(2)隨退火溫度由200 ℃增加到500 ℃，條狀共晶組織發生熔斷、破碎，共晶Si發生球化、粗化，析出的納米Si和共晶Si密度不斷減小。共晶Si顆粒平均尺寸從0.07 μm增加到1.296 μm。

(3)SLM成形AlSi10Mg合金抗拉強度398.5 MPa，屈服強度為264.5 MPa，伸長率4.3%。經過300 ℃×60 min和500 ℃×60 min處理后，試樣抗拉強度為287.0 MPa和268.0 MPa，下降28%和33%，伸長率大幅提升，分別為10.3%和17.2%。