唐鵬鈞， 何曉磊， 楊 斌， 邵 翠， 王興元，黃 粒， 李沛勇

(1.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095； 2.北京市先進(jìn)鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)中心，北京 100095)

激光選區(qū)熔化(selective laser melting，SLM)是目前比較成熟、已實(shí)現(xiàn)商業(yè)化應(yīng)用的金屬增材制造技術(shù)之一。該技術(shù)由于能夠?qū)崿F(xiàn)復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的快速制備，具備小批量制造速度快，材料利用率高，適應(yīng)性好等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、生物醫(yī)療等領(lǐng)域展現(xiàn)出了良好的發(fā)展前景[1-2]。該技術(shù)熔化掃描速率快，通?？蛇_(dá)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(dá)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(qiáng)度和比剛度，成為航空航天領(lǐng)域不可或缺的結(jié)構(gòu)材料[3]。因此，采用激光選區(qū)熔化技術(shù)實(shí)現(xiàn)鋁合金零部件的制備和修復(fù)，成為當(dāng)前增材制造領(lǐng)域的研究方向之一。

由于鋁合金的反射率和熱導(dǎo)率高，故在采用激光選區(qū)熔化技術(shù)制備鋁合金零部件時(shí)要求使用更高的激光功率以實(shí)現(xiàn)鋁合金粉末的熔化?，F(xiàn)階段國(guó)內(nèi)外針對(duì)鋁合金激光選區(qū)熔化工藝探索和優(yōu)化、試樣組織性能研究和評(píng)價(jià)的報(bào)道較多，而對(duì)激光選區(qū)熔化用粉末的研究報(bào)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(jié)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(shí)，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(xué)性能。Kempen等[5]對(duì)激光選區(qū)熔化AlSi10Mg材料的晶粒取向和尺寸進(jìn)行了研究。Brandl等[6]著重研究了激光選區(qū)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(xué)[7]采用國(guó)產(chǎn)設(shè)備研究了AlSi10Mg粉末的激光選區(qū)熔化成形工藝(包括激光功率、掃描速率、掃描間距等)對(duì)組織特征和致密度的影響規(guī)律。然而，粉末質(zhì)量(包括化學(xué)成分、粒徑分布、表面形貌和內(nèi)部組織等)對(duì)激光選區(qū)熔化最終制品的組織和性能有明顯影響?，F(xiàn)階段，國(guó)內(nèi)所用鋁合金粉末均依賴進(jìn)口，采購(gòu)?fù)緩讲环€(wěn)定、單次采購(gòu)量受限，嚴(yán)重影響激光選區(qū)熔化成形技術(shù)在國(guó)內(nèi)航空航天等領(lǐng)域的推廣和應(yīng)用。國(guó)產(chǎn)粉末在激光選區(qū)熔化設(shè)備上的適應(yīng)性及其最終制件的組織和性能尚不可知。本工作采用國(guó)內(nèi)粉末研制條件，針對(duì)激光選區(qū)熔化對(duì)鋁合金粉末的性能質(zhì)量要求，研究國(guó)產(chǎn)AlSi10Mg粉末的組織和性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)所用AlSi10Mg粉末的名義成分為Al-10Si-0.35Mg(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同)，采用超音速氣體霧化制備的粉末化學(xué)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(guò)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(hù)條件下，利用惰性氣體為霧化介質(zhì)，實(shí)現(xiàn)粉末的霧化。

霧化粉末分級(jí)后，利用EOS M280設(shè)備實(shí)現(xiàn)粉末激光選區(qū)熔化成形。利用MasterSizer 2000型激光粒度分析儀測(cè)定粉末粒徑分布，利用Leica M4000型光學(xué)顯微鏡和FEI nano450型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察粉末和激光選區(qū)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(cè)試參數(shù)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(duì)XRD圖譜進(jìn)行物相分析和處理。利用萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)按照GB/T 228.1—2010測(cè)試激光選區(qū)熔化試樣室溫拉伸性能。

表1 AlSi10Mg粉末化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of AlSi10Mg powder (mass fraction/%)

2 結(jié)果與分析

2.1 粉末粒徑分布

圖1為分級(jí)后AlSi10Mg粉末的粒徑分布曲線。結(jié)果顯示，分級(jí)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?jǐn)?shù)在5%以下，粒徑大于53 μm的粉末體積百分?jǐn)?shù)低于10%。分級(jí)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(shuō)明通過(guò)氣流分級(jí)可以有效去除原始粉末中的細(xì)小和粗大的粉末顆粒，該粒徑分布能夠滿足激光選區(qū)熔化工藝及設(shè)備的要求。

圖1 分級(jí)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(jí)后AlSi10Mg粉末在掃描電子顯微鏡下觀察的形貌。結(jié)果顯示，粉末大多呈球形或類球形，個(gè)別粉末顆粒呈不規(guī)則形狀，如圖2(a)中箭頭所示。這些不規(guī)則的粉末顆粒表現(xiàn)為濺覆粉末形貌，該粉末是由于氣霧化時(shí)未完全凝固的液滴在飛行過(guò)程中與已凝固的粉末發(fā)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(guī)則形狀，易成為細(xì)小粉末顆粒的吸附點(diǎn)，故會(huì)對(duì)粉末粒徑控制和流動(dòng)性產(chǎn)生不利影響。此外，粉末表面極少觀察到衛(wèi)星球存在。說(shuō)明氣流分級(jí)能夠去除原始粉末中大多數(shù)的衛(wèi)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(dòng)性。采用背散射電子對(duì)粉末進(jìn)行觀察，如圖2(b)所示。結(jié)果顯示，粉末在背散射像中的襯度均勻，無(wú)顯著差別，說(shuō)明粉末中各合金元素分布均勻且未見(jiàn)其他雜質(zhì)元素。

圖3為粉末表面形貌。觀察發(fā)現(xiàn)，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(xì)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(rèn)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(nèi)部顯微組織

圖4為AlSi10Mg粉末內(nèi)部顯微組織金相照片。結(jié)果顯示，大多數(shù)粉末的截面呈圓形，少數(shù)呈現(xiàn)棒狀或不規(guī)則形狀，這與掃描電子顯微鏡觀察的結(jié)果相同。粉末內(nèi)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(xì)小均勻的組織得益于快速凝固的工藝。此外，觀察還發(fā)現(xiàn)大多數(shù)粉末截面為實(shí)心粉末顆粒，少數(shù)粉末內(nèi)部呈現(xiàn)黑色空洞，表現(xiàn)為典型的空心粉形貌。空心粉內(nèi)部存在空洞，導(dǎo)致粉末內(nèi)部會(huì)存在氣體殘留。盡管在后續(xù)粉末處理和使用過(guò)程中均在惰性氣體保護(hù)的條件下進(jìn)行，但氣體始終無(wú)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(nèi)部逃逸出來(lái)，殘留于固體組織內(nèi)部，從而導(dǎo)致激光選區(qū)熔化組織存在空洞、致密度降低，最終對(duì)制件的力學(xué)性能亦會(huì)產(chǎn)生不利影響。分析認(rèn)為，空心粉與超音速氣體霧化過(guò)程相關(guān)。在霧化過(guò)程中，惰性氣體作為霧化介質(zhì)產(chǎn)生剪切力破碎金屬液流，先后經(jīng)歷液膜化、條帶化、一次霧化、二次霧化、碰撞和粗化等過(guò)程。其中一次霧化和二次霧化時(shí)，惰性氣體持續(xù)與金屬液滴發(fā)生作用，部分氣體殘留于液滴內(nèi)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(guò)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(huì)形成空心粉[8]。由于氣霧化過(guò)程中，氣流、金屬液、霧化液滴之間的作用情況復(fù)雜，對(duì)粉末空心粉的控制還需要開展針對(duì)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(nèi)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(qū)熔化試塊的XRD圖譜。通過(guò)分析發(fā)現(xiàn)，AlSi10Mg粉末中主要存在α(Al)、Si相和Al3.16Mg1.84三種。而激光選區(qū)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(qū)熔化過(guò)程冷卻速率比超音速氣體霧化更快，導(dǎo)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(qū)熔化試塊Al(111)衍射峰的峰位。觀察發(fā)現(xiàn)，激光選區(qū)熔化試塊中Al(111)衍射峰相對(duì)粉末中Al(111)衍射峰向2θ角增大的方向偏移。根據(jù)Bragg方程2dsinθ=λ可知，當(dāng)衍射峰向2θ角增大的方向偏移時(shí)，sinθ值增大，說(shuō)明Al(111)反射面的晶面間距減小。分析認(rèn)為，導(dǎo)致晶面間距減小的原因主要是置換固溶體的形成。研究結(jié)果表明[9]，Si元素固溶于α(Al)基體中時(shí)，會(huì)引起α(Al)的晶格常數(shù)減?。籑g元素固溶于α(Al)基體中時(shí)，則會(huì)引起α(Al)的晶格常數(shù)增大。由于該合金中Mg元素含量?jī)H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(shù)減小效果抵消掉了由Mg元素固溶于α(Al)引起的晶格常數(shù)增大效果，最終效果使得固溶于α(Al)固溶體的晶格常數(shù)減小。

圖5 AlSi10Mg粉末和激光選區(qū)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(jù)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(tài)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(gè)三元共晶反應(yīng)：

L→α(Al)+Mg2Si+Si

(1)

L→α(Al)+Mg2Si+β(Al8Mg5)

(2)

上述兩個(gè)三元共晶點(diǎn)的反應(yīng)溫度分別為555 ℃和449 ℃。同時(shí)，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(gè)三元共晶反應(yīng)的Al-Si-Mg三元相圖可分為包含三元共晶反應(yīng)(1)的Al-Si-Mg2Si三元相圖和包含三元共晶反應(yīng)(2)的Al-Mg-Mg2Si三元相圖[10]。

圖中紅色星號(hào)處標(biāo)識(shí)了本文研究對(duì)象AlSi10Mg合金成分在相圖中的位置。在平衡凝固過(guò)程中，AlSi10Mg合金發(fā)生以下反應(yīng)：

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(shí)，該合金中僅能形成少量Mg2Si相。在超音速氣體霧化時(shí)，冷卻速率通常為104～105K/s，導(dǎo)致合金中難以形成穩(wěn)定Mg2Si，多余的Mg元素則是以亞穩(wěn)相Al3.16Mg1.84的形式出現(xiàn)。然而，激光選區(qū)熔化時(shí)，高能激光束將粉末快速熔化，所產(chǎn)生的熱量又通過(guò)高熱導(dǎo)率的基材快速傳導(dǎo)、釋放。該過(guò)程的冷卻速度達(dá)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(wěn)相Al3.16Mg1.84的形成和Si相的析出。因此，在激光選區(qū)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(qū)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(qū)熔化的特征組織：疊層分布的熔池結(jié)構(gòu)，其熔池間距約為250 μm，如圖7(a)所示。計(jì)算結(jié)果表明，該組織的致密度達(dá)到99.5%，說(shuō)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(nèi)部殘留的氣體在粉末熔化時(shí)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(fā)現(xiàn)，在熔池邊界附近的組織比熔池內(nèi)部相對(duì)粗大。研究表明[5,12]，由于在凝固過(guò)程中，熔池邊界附近的冷卻時(shí)間比熔池中心線附近的冷卻時(shí)間長(zhǎng)，導(dǎo)致邊界附近的組織相對(duì)內(nèi)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(nèi)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(nèi)部共晶硅的其他第二相組織，說(shuō)明該組織中大多數(shù)合金元素均固溶于α(Al)基體中，表現(xiàn)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(jié)果相符。

2.5 試樣性能

表2為激光選區(qū)熔化試塊橫向的室溫拉伸性能。結(jié)果顯示，利用研究的AlSi10Mg粉末制備的激光選區(qū)熔化試塊的橫向室溫拉伸性能達(dá)到了較高水平，其抗拉強(qiáng)度比文獻(xiàn)報(bào)道的高出20～40 MPa，且伸長(zhǎng)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(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別提升了38%，75%和90%。

表2 激光選區(qū)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(qū)熔化試樣室溫拉伸試樣斷口形貌。觀察發(fā)現(xiàn)，該斷口上可以發(fā)現(xiàn)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(nèi)部組織粗大，故熔池界面成為該組織的薄弱區(qū)域，導(dǎo)致裂紋出現(xiàn)沿熔池界面擴(kuò)展的現(xiàn)象[5,15]。裂紋沿熔池界面擴(kuò)展時(shí)，組織幾乎很少發(fā)生變形，導(dǎo)致材料塑性下降，表現(xiàn)為脆性斷裂特征。圖8(b)可以觀察到材料受正向拉應(yīng)力時(shí)產(chǎn)生的極細(xì)小的韌窩形貌，表現(xiàn)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(qū)熔化試塊的晶粒極其細(xì)小，故根據(jù)Hall-Patch原理可知，材料的強(qiáng)度因晶粒細(xì)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(jié)論

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

(2)經(jīng)激光選區(qū)熔化制備的試塊熔池形貌清晰可見(jiàn)，組織均勻、致密，其致密度達(dá)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(jīng)室溫拉伸性能測(cè)試，激光選區(qū)熔化試樣的抗拉強(qiáng)度達(dá)到了442MPa。

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