鞠成偉，胡振光，張修海，韋景泉，張宇杰，李偉洲

(1.廣西壯族自治區(qū)特種設備檢驗研究院，南寧 530200；2.廣西國瑞稀鈧新材料科技有限公司，崇左 532100；3.廣西有色金屬及特色材料加工重點實驗室，南寧 530004)

0 引 言

鋁合金密度小(2.63～2.85 g·cm-3)、強度高，因表面易氧化形成致密氧化鋁薄膜而具有良好的耐腐蝕性能，廣泛應用于航空航天、電子設備、汽車等領域[1-3]。AlSi10Mg合金是一種典型的鑄造鋁合金，屬于Al-Si系合金，具有較低的熱膨脹系數(shù)及較好的耐磨性。隨著各行業(yè)技術的發(fā)展，傳統(tǒng)的成形工藝難以在短周期內完成鋁合金精密復雜結構件的制備。激光選區(qū)熔化(SLM)技術是目前比較成熟的金屬3D打印技術之一，其成形速度快、自由度高、成形件力學性能良好；鋁合金SLM成形件強度高于鑄件，但會存在明顯的各向異性[4-7]。

通常會在SLM成形鋁合金中加入成核劑或稀土元素來減小鋁合金的各向異性并改善鋁合金的力學性能[8-11]。鈧元素或鋯元素的添加對SLM成形鋁合金的顯微組織和性能有顯著影響。鈧元素和鋯元素的物理、化學性質相近，同時添加在鋁合金中，鋯元素能取代Al3Sc相中的部分鈧原子，形成Al3(Sc,Zr)相，其既有類似Al3Sc相的性質，能顯著提升鋁合金的力學性能以及熱穩(wěn)定性，又能降低合金的成本[12-14]。李凱等[15]研究發(fā)現(xiàn)，添加微量的鈧、鋯元素能夠促使鋁合金在鑄造過程中發(fā)生非均質形核，細化其組織，在時效中析出高密度的納米級Al3(ScxZr1-x)相，抑制合金在熱擠壓過程中的再結晶行為。LI等[16]系統(tǒng)地研究了SLM成形Al-6.2Mg-0.36Sc-0.09Zr合金的致密性、組織和性能，發(fā)現(xiàn)隨著激光能量密度的增加合金變得致密，密度最大合金的顯微硬度遠高于鑄造合金。夏峰等[17]在A356鋁合金中添加微量鋯元素后，合金中形成了含鋯元素的塊狀化合物相，且鋯元素主要分布于晶界處，添加鋯元素有利于提高鋁合金的屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率和硬度。

目前，關于復合添加鈧、鋯元素對SLM成形鋁合金組織與性能影響方面的研究較多，但單獨添加鋯元素對SLM成形鋁合金組織與性能影響方面的研究較少。為此，作者采用激光選區(qū)熔化技術成形添加不同質量分數(shù)鋯元素的AlSi10Mg合金，隨后對其進行固溶時效處理，研究了熱處理前后微量鋯元素對SLM成形AlSi10Mg合金顯微組織及力學性能的影響。

1 試樣制備與試驗方法

試驗原料包括純度不小于99%的鋁粉(粒徑100 μm)、硅粉(粒徑100 μm)和鎂粉(粒徑100 μm)。按質量比為89…10.5…0.4稱取原料粉末，并分別添加質量分數(shù)0，0.1%，0.2%，0.3%，0.4%，0.5%的鋯元素，將粉末放入球磨機進行球磨，采用直徑分別為6，10，20 mm的不銹鋼研磨球，球料質量比為9.8…1，球磨轉速為500 r·min-1，球磨時間為6 h。球磨后的混合粉末放入真空干燥箱中進行干燥處理5 h,干燥溫度為75 ℃。最終得到的混合粉末由球狀和部分不規(guī)則形狀的顆粒組成，粒徑分布在100～140 μm。

采用配備有ZKSX-2004型高功率全固態(tài)光纖激光器的NRD-SLM-Ⅱ型選擇性激光熔化設備成形添加不同質量分數(shù)鋯元素的AlSil0Mg合金試樣，試樣尺寸為φ2 mm×30 mm，激光波長為1 064 nm，光斑直徑為2 mm。通過前期的工藝優(yōu)化，最終選取如下工藝參數(shù)：激光功率為400 W，掃描速度為9 mm·s-1，掃描間距為0.1 mm，鋪粉厚度為0.15 mm，成形過程中通氬氣作為保護氣體。

采用X′Pert PRO型X射線衍射儀(XRD) 對SLM成形試樣進行物相分析，管電壓為40 kV，管電流為40 mA，掃描范圍為20°～90°，掃描速率為6 (°)·min-1。

將SLM成形試樣放入馬弗爐中進行固溶和時效處理，固溶溫度為550 ℃，固溶時間為1 h，升溫速率為10 ℃·min-1，出爐后水冷，時效溫度為180 ℃，時效時間分別為8 h和12 h，隨爐冷卻。采用線切割法沿徑向在熱處理前后的試樣上截取尺寸為φ2 mm×3 mm的金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用95 mL去離子水、2.5 mL HNO3、1.5 mL HCl和1 mL HF組成的凱勒試劑腐蝕45 s后，采用SG-51型光學顯微鏡(OM)觀察熱處理前后試樣的顯微組織。采用配有能譜儀(EDS)的HitachiS-3400N型掃描電鏡(SEM)和SU8020型場發(fā)射掃描電鏡觀察不同熱處理前后試樣的微觀形貌。采用HVS-1000型數(shù)顯顯微硬度計進行顯微硬度測試，加載載荷為1.96 N，加載時間為15 s，每個試樣上測10個點，去除最大值和最小值后取其平均值，誤差棒采用試樣總體的標準偏差。采用線切割法截取尺寸為φ3 mm×6 mm的壓縮試樣，采用CTM2000型電子萬能試驗機在室溫下進行壓縮試驗，下壓速度為0.05 mm·min-1。

2 試驗結果與討論

2.1 物相組成

由圖1可知，SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金試樣均主要由α-Al相和共晶硅相組成。由于試驗合金中鎂元素和鋯元素含量較少，XRD并未檢測到明顯的Mg2Si相和含鋯相的衍射峰。

圖1 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金的XRD譜

2.2 熱處理前的顯微組織

由圖2可以看出，SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金的組織均主要由α-Al相和共晶硅相組成。未添加鋯元素時合金中存在粗大的初生α-Al枝晶；當鋯添加量(質量分數(shù)，下同)為0.1%時，α-Al二次枝晶的臂長減小，同時在α-Al枝晶間生成的共晶硅相增加，分布較均勻；當鋯添加量為0.2%時，α-Al晶粒開始轉變?yōu)橹鶢罹?；當鋯添加量增加?.3%時，共晶硅相數(shù)量最多，且呈顆粒狀，合金組織得到明顯細化，α-Al柱狀晶晶粒變得細??；當鋯添加量超過0.3%時，合金組織反而變大，這是由于合金中形成較多的彌散Al3Zr相，這些相作為α-Al相結晶的形核核心，促進了α-Al相的形核，且α-Al晶粒呈花瓣狀。

圖2 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金的顯微組織

在α-Al形核長大過程中，產(chǎn)生成分過冷的條件[18]為

(1)

式中：GL為固液界面前沿液相的溫度梯度；v為固/液界面生長速率；k為溶質的平衡分配系數(shù)；m為液相線斜率；C0為液相中溶質的平均濃度；DL為溶質在液相中的擴散系數(shù)。

式(1)中的mG0(k-1)通常稱為生長限制性因子GRF，用以描述溶質元素的偏析能力，表征生長過程中溶質元素對固/液界面前沿生長的限制作用。鋯元素的生長限制性因子值為3.5[19]。當合金中的α-Al形核后，溶質元素鋯元素在α-Al生長界面前沿形成成分過冷區(qū)域[20]，阻止已生成的α-Al晶粒長大，形成更多細小的α-Al晶粒。

由圖3可以看出，不同鋯添加量AlSi10Mg合金中均存在白色的ZrAlSi相[20-22]。當鋯添加量為0.1%時，合金中形成的ZrAlSi相為細小的棒狀，長約5 μm；當鋯添加量為0.2%時，合金中的ZrAlSi相為短棒狀和Y狀，長約10 μm；隨著鋯添加量增加到0.3%，短棒狀的ZrAlSi相的數(shù)量增加，尺寸變化不大，且分布較均勻；當鋯添加量超過0.3%后，ZrAlSi相尺寸增大，甚至達到40 μm，ZrAlSi相呈長棒狀和H狀。

圖3 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金的SEM形貌

2.3 熱處理后的顯微組織

由圖4可知，550 ℃固溶1 h+180 ℃時效8 h處理后，與熱處理前的顯微組織相比，合金組織得到進一步細化，Y狀和H狀的ZrAlSi相消失，被細化分離為棒狀。隨著鋯元素添加量的增加，ZrAlSi相由短棒狀轉化為長棒狀。由圖5可知，當鋯添加量為0.3%時，合金中的ZrAlSi相被分解成細小的針狀，但進一步提高鋯元素添加量后，細化效果變差，ZrAlSi相內出現(xiàn)塊狀組織。

圖4 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金經(jīng)550 ℃固溶1 h+180 ℃時效8 h處理后的SEM形貌

圖5 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金經(jīng)550 ℃固溶1 h+180 ℃時效8 h處理后ZrAlSi相的高倍SEM形貌

由圖6可以看出，550 ℃固溶1 h+180 ℃時效12 h處理后，隨著鋯元素添加量的增加，合金組織中ZrAlSi相的數(shù)量增多且尺寸增大，α-Al相和共晶硅相細化效果先好后差。當鋯添加量為0.3%時，共晶硅相細化效果最佳，由原來的塊狀和片狀轉變?yōu)轭w粒狀，且分布更為均勻。結合圖4可知，與時效處理8 h相比，時效處理12 h后，合金組織得到進一步細化，共晶硅相分布更加均勻，ZrAlSi相的尺寸略有減小，細化效果更佳。由圖7可知，當鋯添加量大于0.3%時，合金中ZrAlSi相細化效果變差且內部出現(xiàn)塊狀組織。

圖6 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金經(jīng)550 ℃固溶1 h+180 ℃時效12 h處理后的SEM形貌

圖7 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金經(jīng)550 ℃固溶1 h+180 ℃時效12 h處理后ZrAlSi相的高倍SEM形貌

2.4 熱處理前后的力學性能

由圖8可知，隨著鋯添加量增加，未熱處理AlSi10Mg合金的顯微硬度、屈服強度和抗壓強度均先增大后減小，且均在鋯添加量為0.3%時達到峰值，分別為89.4 HV,196 MPa,406 MPa。在Al-Zr二元合金中，鋯原子能取代鋁基體中的部分原子，形成置換固溶體。激光選區(qū)熔化過程的凝固速率極快，固溶在鋁基體中的鋯質量分數(shù)能達到0.5%，甚至2%左右[13]，從而起到固溶強化作用。另一方面，在合金中形成的含鋯相能有效地阻礙位錯移動，從而起到強化作用。當鋯添加量為0.3%時，合金中形成的ZrAlSi相數(shù)量最多，且為較細小的短棒狀，強化作用最佳，并且α-Al柱狀晶晶粒明顯細化，因此合金的力學性能最好。與熱處理前相比，熱處理后合金的顯微硬度、屈服強度和抗壓強度均增大，顯微硬度的增大幅度較大，并且時效時間越長，顯微硬度越大。隨著時效處理時間的延長，合金的屈服強度大致呈增大的變化趨勢。在時效處理8 h后，鋯添加量小于0.2%的AlSi10Mg合金的屈服強度波動較大，而當延長到12 h后，屈服強度較為穩(wěn)定，這可能是時效處理時間較長時，合金中共晶硅相分布更加均勻導致的。在固溶時效處理時，分布在合金晶界處的ZrAlSi相發(fā)生細化，使得ZrAlSi相數(shù)量增多。這些相分布在晶界處，能有效地阻礙位錯的運動，抑制晶粒長大，起到細化晶粒的作用，從而提高了合金的力學性能。且隨著時效處理時間的延長，ZrAlSi相尺寸進一步減小，細化效果更佳，更有利于提升合金的力學性能。

圖8 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金熱處理前后的力學性能

3 結 論

(1) SLM成形不同鋯添加量(00.5%)AlSi10Mg合金的顯微組織主要由α-Al相和共晶硅相組成；隨著鋯添加量的增加，α-Al二次枝晶臂長縮短，共晶硅相從片狀變?yōu)轭w粒狀，且數(shù)量增加，當鋯添加量為0.3%時細化效果最佳；隨著鋯添加量繼續(xù)增加，合金組織反而粗大，α-Al相由細小的柱狀向花瓣狀轉變；添加鋯元素后，合金中形成ZrAlSi相，隨著鋯添加量由0.1%增加至0.5%，ZrAlSi相尺寸由10 mm增大至40 mm；熱處理后，SLM成形不同鋯添加量的AlSi10Mg合金組織得到進一步細化，ZrAlSi相尺寸減小，數(shù)量增多，當鋯添加量大于0.3%時，ZrAlSi相細化效果變差，內部出現(xiàn)塊狀組織；當時效處理時間從8 h增加到12 h，合金組織更為細小、均勻，ZrAlSi相尺寸略有減小，細化效果更佳。

(2) 隨著鋯添加量的增加，未熱處理合金的顯微硬度、屈服強度和抗壓強度均呈先增高后降低的變化趨勢，在鋯添加量為0.3%時均達到峰值，分別為89.4 HV，196 MPa和406 MPa；固溶時效處理后，合金的硬度和強度提高，且隨鋯添加量變化的變化趨勢不變，均在鋯添加量為0.3%時達到最大值，時效處理12 h后合金的強度、硬度與時效處理8 h相比得到了進一步提高。