孫 靖，吳 俊，朱忠良，楊 帥，李富中，閆大鵬，趙維剛，王聯(lián)鳳

(1.上海航天設(shè)備制造總廠，上海 200245；2.上海復(fù)雜金屬構(gòu)件增材制造工程技術(shù)研究中心，上海 200245)

0 引 言

鋁合金因具有比強度高、耐腐蝕性好、可加工性強等諸多優(yōu)勢而廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域。選區(qū)激光熔化(selective laser melting，SLM)技術(shù)作為應(yīng)用最廣泛的粉末床增材制造方法之一，采用激光作為能量源選擇性地逐層熔化粉末，具有成形精度高、成形件致密性和力學(xué)性能好等優(yōu)點[1-2]。SLM可實現(xiàn)眾多傳統(tǒng)方法較難成形的復(fù)雜結(jié)構(gòu)件如空腔、點陣、超細散熱翅片等的成形[3]。AlSi10Mg合金是增材制造領(lǐng)域應(yīng)用較成熟的鋁合金材料，但是，該鋁合金成形件的強度較低，難以滿足苛刻工程環(huán)境的服役需求。

SiC顆粒作為鋁基復(fù)合材料的理想增強相之一，可極大提高鋁合金材料的綜合性能[4-7]。學(xué)者對于SiC增強鋁基復(fù)合材料的鑄造、燒結(jié)以及粉末冶金等傳統(tǒng)成形方法進行了大量的研究[8-9]。這兩年隨著增材制造技術(shù)的迅速發(fā)展，針對SiC顆粒增強鋁基復(fù)合材料的選區(qū)激光熔化成形已有較多的研究。ZHANG等[10]優(yōu)化了SLM成形15%SiC/鋁基復(fù)合材料的參數(shù)區(qū)間，得到最優(yōu)激光功率為300～400 W，隨著激光功率的提高，復(fù)合材料的致密性能明顯提升，當(dāng)激光功率為400 W時，得到復(fù)合材料的抗彎強度為276 MPa，摩擦因數(shù)由0.52變化為0.41。WANG等[11]采用選區(qū)激光熔化方法成形了SiC/AlSi10Mg復(fù)合材料，最終得到組織不均勻的SiC/Al4SiC4增強AlSi10Mg復(fù)合材料，未反應(yīng)完全的SiC顆粒主要分布在晶界處，起到釘扎強化作用。GU等[12]進行了選區(qū)激光熔化成形SiC/鋁基復(fù)合材料的研究，發(fā)現(xiàn)其組織中形成了大量的亞微米級Al4SiC4顆粒增強相，所得復(fù)合材料的顯微硬度可達到214 HV。以上研究表明，在SLM成形SiC/AlSi10Mg復(fù)合材料過程中，SiC會發(fā)生原位反應(yīng)合成Al4SiC4,這有助于提高復(fù)合材料的性能。

目前，關(guān)于SiC(Al4SiC4)顆粒增強鋁基復(fù)合材料選區(qū)激光熔化成形的研究大多聚焦于成形工藝參數(shù)優(yōu)化、顯微組織表征及力學(xué)性能優(yōu)化上，有關(guān)SiC向Al4SiC4演變的過程及激光能量密度對該過程影響的研究較少。作者在之前的試驗中發(fā)現(xiàn)，SiC含量對不同激光能量密度成形復(fù)合材料的顯微組織幾乎無影響。因此，作者將SiC質(zhì)量分數(shù)定為10%，研究了不同激光能量密度對SLM成形Al4SiC4/AlSi10Mg復(fù)合材料顯微組織演變規(guī)律的影響，探索SiC(Al4SiC4)增強AlSi10Mg復(fù)合材料的組織調(diào)控技術(shù)。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料包括氣霧化工藝生產(chǎn)的AlSi10Mg鋁合金粉體，由英國Renishaw公司提供，平均粒徑約為53 μm，化學(xué)成分見表1；SiC粉，由中航邁特提供，平均粒徑約為3.5 μm。由圖1可見：SiC粉體顆粒多呈不規(guī)則塊狀，具有明顯的尖角，顆粒表面光滑，表面有少量細小的粉末；AlSi10Mg粉體顆粒呈現(xiàn)典型的蠕蟲狀，粒徑分布較均勻。

表1 AlSi10Mg粉體的化學(xué)成分

圖1 SiC和AlSi10Mg粉體的微觀形貌

將原料粉體采用Pulverisette 6型行星式球磨機進行混合，AlSi10Mg粉與SiC粉的質(zhì)量比為90…10，采用直徑10 mm的316L不銹鋼磨球，球料質(zhì)量比為10…1。為了防止粉體團聚，在球磨過程中添加質(zhì)量分數(shù)2%硬質(zhì)酸作為控制劑。為了防止粉體發(fā)生氧化，球磨過程全程通入純度為99.99%的氬氣進行保護，并采用間歇式球磨方法嚴格控制粉體溫度，采取每工作20 min冷卻10 min的方式。球磨轉(zhuǎn)速為300 r·min-1，球磨時間為4 h?；炝贤瓿珊?，采用Nova NanoSEM 5型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察粉體形貌，用附帶的能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分分析。

使用Renishaw AM250型金屬熔化增材制造設(shè)備通過選區(qū)激光熔化技術(shù)成形復(fù)合材料，設(shè)備配備400 W光纖激光器，成形件的尺寸為250 mm×250 mm×250 mm，單層掃描間距為0.175 mm，粉層厚度設(shè)定為0.025 mm，激光功率、掃描速度和激光能量密度見表2。激光能量密度J的計算公式為

表2 SLM成形Al4SiC4/AlSi10Mg復(fù)合材料的工藝參數(shù)

(1)

式中：P為激光功率,W；h為掃描間距,mm;v為掃描速度，mm·s-1;t為鋪粉厚度,mm。

參考文獻[13]采用棋盤式掃描方式，相鄰棋盤格間的掃描跡線旋轉(zhuǎn)90°，相鄰一層間逆時針旋轉(zhuǎn)67°。成形過程中基板的預(yù)熱溫度為80 ℃，試驗全程通入高純氬氣進行保護，保證設(shè)備內(nèi)氧體積分數(shù)在0.08%以下。在成形試樣上截取出尺寸為15 mm×15 mm×10 mm的試樣待用。

對試樣進行打磨、拋光，采用Keller試劑(組成為2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1 mL HF+95 mL H2O)進行腐蝕，腐蝕時間為30 s。采用Nova NanoSEM 50型掃描電子顯微鏡與附帶的能譜儀，使用二次電子(SE)模式對成形試樣進行顯微組織觀察與微區(qū)成分分析。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 混合粉和成形試樣的微觀形貌與微區(qū)成分

由圖2可見，經(jīng)球磨混合后的粉體呈現(xiàn)為球狀與蠕蟲狀，SiC顆?；揪鶆虻胤植荚贏lSi10Mg顆粒表面?；旌戏垠w的粒徑分布與AlSi10Mg粉的粒徑分布相似，在20～60 μm范圍內(nèi)。在球磨時粉體之間的對撞，以及粉體與鋼球之間的碰撞、沖擊和摩擦作用下，鋁合金粉體顆粒表層部分發(fā)生一定程度的變形，顆粒球形度更高，但仍以蠕蟲狀形態(tài)居多。

圖2 SiC+AlSi10Mg混合粉體的微觀形貌、元素面掃描區(qū)域和結(jié)果

由圖3可見，當(dāng)激光能量密度為80.0 J·mm-3時，SLM成形復(fù)合材料的組織中存在2種不同形貌的增強相，分別為片狀增強相和針狀增強相。片狀增強相為具有鋒利棱角的不規(guī)則片狀，呈現(xiàn)團簇狀分布形態(tài)。根據(jù)EDS面掃描結(jié)果，推測片狀增強相為SiC，針狀增強相為Al4SiC4。

圖3 激光能量密度80.0 J·mm-3時SLM成形復(fù)合材料SEM形貌、元素面掃描區(qū)域和結(jié)果

2.2 混合粉體與成形試樣的物相組成

由圖4可見:球磨后混合粉體中主要物相包括鋁、硅、SiC和Mg2Si,與原材料物相保持一致，無新相生成；在不同的激光能量密度下，SLM成形復(fù)合材料中除了有鋁、硅、SiC和Mg2Si相外，還出現(xiàn)了Al4SiC4相，且隨著激光能量密度的增加，Al4SiC4的衍射峰強度增加，說明Al4SiC4含量增加。

圖4 SiC+AlSi10Mg混合粉體和不同激光能量密度下SLM成形復(fù)合材料的XRD譜

由圖5可見：當(dāng)激光能量密度為91.5 J·mm-3時，試樣的顯微組織中存在大量的針狀增強相，僅有少部分的片狀SiC增強相。針狀增強相以團簇狀形式分布，且彼此呈現(xiàn)基本平行的排列；片狀增強相為不規(guī)則形貌，尺寸約為2.5 μm。進一步觀察發(fā)現(xiàn)，針狀增強相的長度約為3 μm，直徑約為300 nm。此外，針狀增強相在長度方向呈連續(xù)生長結(jié)構(gòu)或斷續(xù)生長結(jié)構(gòu)。針狀增強相中含有鋁、硅和碳元素，質(zhì)量分數(shù)分別為34.90%,14.5%,34.99%，結(jié)合Al-Si-C三元平衡相圖[14]及物相組成結(jié)果，確定針狀增強相為Al4SiC4化合物。這與ANANDKUMAR等[15]的研究結(jié)果相符合。由上述結(jié)果可知，隨著激光能量密度的提升，SLM成形復(fù)合材料中的增強相逐漸由片狀SiC演變?yōu)槠瑺頢iC+針狀A(yù)l4SiC4，最終全部演變?yōu)閳F簇狀分布的針狀A(yù)l4SiC4。Al4SiC4為一種極具前景的高溫結(jié)構(gòu)材料，具有低密度、高熔點、高抗折彎強度以及高硬度等特點[16]，還具有極高的抗氧化性能，是一種極具潛力的復(fù)合材料增強相。

圖5 在激光能量密度91.5 J·mm-3下成形復(fù)合材料中SiC和針狀增強相的形貌和分布以及針狀增強相的EDS譜

2.3 Al4SiC4相的形成機理

由圖6可以看出，SLM成形復(fù)合材料過程中，隨著熔池溫度升高，Al4SiC4相開始在SiC周圍形核，并不斷生長，同時SiC逐步球形化直至完全被消耗，此時大量的Al4SiC4相呈現(xiàn)堆疊的分布狀態(tài)。在SLM初期，原料粉體吸收激光能量形成液體，SiC顆?；揪鶆蚍植荚阡X合金熔體中且保持原始形態(tài)。隨著熱量累積，SiC顆粒表面與鋁發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成針狀A(yù)l4SiC4相,反應(yīng)易在SiC顆粒尖端開始并向兩端延伸生長，散落的細小SiC顆粒更易形成離散分布的顆粒狀A(yù)l4SiC4。隨著時間的延長，熱量進一步積累，反應(yīng)進一步進行，更多的Al4SiC4晶粒產(chǎn)生，且原有晶粒也發(fā)生明顯長大。最后，大部分區(qū)域內(nèi)的SiC顆粒被消耗殆盡。Al4SiC4顆粒圍繞SiC顆粒生成，因此具有明顯的團簇分布趨勢，且遵循堆疊生長模式。

圖6 SLM成形Al4SiC4/AlSi10Mg復(fù)合材料過程中Al4SiC4相的形成過程

SiC與鋁之間隨著溫度的不同發(fā)生的反應(yīng)也有所不同[17]，產(chǎn)物也不同。溫度處于667 ℃時SiC與鋁反應(yīng)形成Al4C3[18-20]，當(dāng)溫度高于1 396 ℃時反應(yīng)形成Al4SiC4。

SLM成形時溫度較高，且激光能量呈高斯分布并有毛細現(xiàn)象，使得熔體具有較大的溫度梯度，從而產(chǎn)生劇烈的Marangoni對流[21-22]，這將加劇鋁合金熔體對SiC顆粒的沖刷，促進熔體與顆粒之間的界面反應(yīng)而形成Al4SiC4。此外，隨著激光能量密度的增加，鋁與SiC之間的界面反應(yīng)加劇。

由圖7可見：當(dāng)激光能量密度較低時，熔池內(nèi)Marangoni對流較平緩，整個熔池內(nèi)呈現(xiàn)順時針的平穩(wěn)流動，熔池頂部沿平行于激光前進方向流動，由于激光能量密度較低，形成的復(fù)合材料顯微組織中主要增強相為SiC，且具有在邊界分布聚集的趨勢。當(dāng)激光能量密度增加到80.0 J·mm-3時，熔池產(chǎn)生明顯畸變，Marangoni對流更加激烈，且雜亂無序，溶質(zhì)的交換由穩(wěn)定流動轉(zhuǎn)變?yōu)樾^(qū)域的急速交換，主要集中在熔池池尾區(qū)域。激光能量密度的增加，加之劇烈的Marangoni對流加速了SiC顆粒與鋁合金熔體之間的反應(yīng)，組織中出現(xiàn)Al4SiC4相。此外，強烈的Marangoni對流增強了毛細效應(yīng)[23]，鋁合金熔體的滲入促進SiC顆粒表面微裂紋的擴展直至顆粒破碎，進一步促進了Al4SiC4的生成反應(yīng)。隨著激光能量密度進一步提升，達到91.5 J·mm-3時，熔池內(nèi)對流進一步加劇，SiC顆粒與鋁合金熔體的反應(yīng)進一步加劇，組織中生成大量的Al4SiC4相，幾乎沒有SiC顆粒殘留。在較大的能量密度下，熔池產(chǎn)生較大的收縮變形及熔體蒸發(fā)現(xiàn)象，對試樣的精度和表面質(zhì)量會產(chǎn)生較大的影響[24]。

圖7 不同激光能量密度下熔池內(nèi)部Marangoni對流示意及復(fù)合材料顯微組織

綜上，SLM成形Al4SiC4/AlSi10Mg復(fù)合材料的增強相種類及分布與激光能量密度密切相關(guān)，針狀A(yù)l4SiC4增強相的形核與生長隨著激光能量密度的增大而增加。通過簡單地調(diào)控激光能量密度，可分別形成SiC/AlSi10Mg、SiC+Al4SiC4/AlSi10Mg以及Al4SiC4/AlSi10Mg復(fù)合材料。

3 結(jié) 論

(1)以SiC和AlSi10Mg混合粉為原料采用SLM成形復(fù)合材料時會原位生成Al4SiC4增強相，該相呈針狀形貌，圍繞原SiC呈團簇狀分布。

(2)在激光能量密度為76.2，80.0，91.5 J·mm-3時，得到增強相分別為SiC、SiC+Al4SiC4和Al4SiC4/AlSi10Mg的復(fù)合材料。

(3)隨著激光能量密度的提升，熔池內(nèi)Marangoni對流作用增強，加劇了鋁熔體與SiC顆粒的反應(yīng)，促進了Al4SiC4相的生成?？赏ㄟ^調(diào)控激光能量密度，采用SLM成形具有不同種類增強相的SiC(Al4SiC4)/AlSi10Mg復(fù)合材料。