張繼祥，劉嘉源，李 歡，何廣川

(重慶交通大學(xué) 機(jī)電與車輛工程學(xué)院，重慶 400041)

0 引 言

鋁合金具備密度低，比強(qiáng)度大和可回收性強(qiáng)等優(yōu)異性能，在工業(yè)制造上已經(jīng)成為了一種不可或缺的金屬材料。AlSi10Mg作為一種鑄造鋁合金，具有強(qiáng)度高，機(jī)械性能好等優(yōu)點(diǎn)廣泛應(yīng)用于汽車發(fā)動(dòng)機(jī)缸蓋、活塞與輪轂生產(chǎn)制造中。

選擇性激光熔化(SLM)是一種新型金屬件成型技術(shù)，能夠加工出形狀復(fù)雜、結(jié)構(gòu)精細(xì)的金屬零件[1]，具有原料利用率高、工藝周期短的優(yōu)點(diǎn)，同時(shí)SLM成型的合金通過原位形成非晶態(tài)、納米晶或超細(xì)晶結(jié)構(gòu)使得其強(qiáng)度可以達(dá)到甚至高于傳統(tǒng)方法制造的合金[2-3]，在汽車鋁合金零件成型中具有很好的應(yīng)用前景。

SLM技術(shù)首先通過軟件對(duì)待打印的工件三維圖進(jìn)行分層，然后對(duì)每個(gè)二維層進(jìn)行網(wǎng)格劃分，依次構(gòu)造出工件層堆砌順序，設(shè)置出二維層的打印途徑。在生產(chǎn)過程中，通過SLM打印機(jī)首先按照層順序在襯底上沉積一層金屬粉，將金屬粉末壓實(shí)后再利用高功率激光根據(jù)設(shè)置的二維打印途徑融化金屬粉末，由下至上依次進(jìn)行，通過不同層數(shù)的重疊從而打印出成型件[4-6]。

近年來，SLM成型AlSi10Mg的組織與性能被學(xué)者廣泛研究。E. BRANDL等[7]在基于50 μm層厚條件下研究了SLM成型AlSi10Mg成型件的微觀組織及疲勞性能，發(fā)現(xiàn)熱處理過程對(duì)疲勞抗力和組織的影響最為顯著；K.KEMPEN等[8]在30 μm層厚的基礎(chǔ)上研究SLM成型AlSi10Mg打印參數(shù)的優(yōu)化，獲得了幾乎完全致密的零件，抗拉強(qiáng)度達(dá)到(396±8) MPa,對(duì)成型件時(shí)效處理后可以使得硬度值增加至(152±5) HV；袁廣辰[9]在30 μm層厚的基礎(chǔ)上對(duì)SLM成型AlSi10Mg工藝參數(shù)和性能做了詳細(xì)研究，在一定成型參數(shù)下，成型件抗拉強(qiáng)度達(dá)到460～483 MPa，硬度達(dá)到173～186 HV，同時(shí)發(fā)現(xiàn)在熱處理中抗拉強(qiáng)度與顯微硬度均有下降趨勢(shì)；張文奇等[10]在20～40 μm層厚范圍內(nèi)制備出致密度高達(dá)99.9%的AlSi10Mg成型件，成型件拉伸強(qiáng)度達(dá)到遠(yuǎn)高于壓鑄件的500 MPa; 侯偉等[11]在層厚30 μm基礎(chǔ)上利用SLM成型AlSi10Mg，研究了該合金顯微組織及室溫拉伸性，得出SLM成型AlSi10Mg具有細(xì)小晶粒并存在各向異性的拉伸性能，其組織與性能均優(yōu)于傳統(tǒng)鑄件；閆泰起等[12]研究了退火溫度對(duì)激SLM成形AlSi10Mg微觀組織和拉伸性能影響規(guī)律，認(rèn)為退火后合金的網(wǎng)狀共晶Si會(huì)發(fā)生斷裂、粗化，同時(shí)其延伸率大幅提高，實(shí)現(xiàn)強(qiáng)度/塑性的良好匹配；程志瑤等[13]利用SLM成型AlSi10Mg合金，研究了其熱處理前后的組織和性能變化，經(jīng)退火處理后，共晶體溶入α-Al基體，成型件抗拉強(qiáng)度降至221 MPa，塑性隨退火程度增加而增加，伸長(zhǎng)率升至23.5%。

在SLM成型過程中，成型厚度通?？刂圃?0～100 μm，層厚較大時(shí)需要更高的線能量；中等層厚時(shí)，較低線能量即可使粉末充分熔化以形成致密層，上層的熔化會(huì)使下層部分重熔達(dá)到填補(bǔ)孔洞等缺陷的作用。AlSi10Mg合金粉末SLM成型研究，主要集中在中等層厚(30～50 μm)成型，對(duì)于大于50 μm大層厚成型涉及較少，這與SLM成型設(shè)備尺寸限制有關(guān)，還與大層厚成型難度大有關(guān)。為此筆者在加大激光功率基礎(chǔ)上，結(jié)合工藝優(yōu)化，成型大層厚AlSi10Mg成型件。

筆者以SLM大層厚(60 μm)成型AlSi10Mg鋁合金件為研究對(duì)象，利用正交實(shí)驗(yàn)法優(yōu)化成型參數(shù)，并進(jìn)行不同溫度退火熱處理。通過掃描電鏡(SEM)觀察AlSi10Mg粉末成型件和退火件的微觀組織，分析不同晶粒區(qū)間的分布情況，并通過X射線衍射(XRD)對(duì)工件成型和熱處理后物相進(jìn)行分析，采用拉伸實(shí)驗(yàn)，對(duì)成型件及退火件進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)采用中航邁特粉冶科技公司的AlSi10Mg合金粉末，成分含量見表1。圖1為AlSi10Mg合金粉末掃描電鏡圖像，可以看出粉末由不同比例的粗顆粒和細(xì)顆?；旌隙桑w粒粒度范圍為15～53 μm，平均粒徑為32.6 μm，基本呈球形，大顆粒表面依附著極少的衛(wèi)星顆粒，不同粒徑的顆?；旌系靡蕴嵘勰┑牧鲃?dòng)性[14]。

圖1 AlSi10Mg合金粉末掃描電鏡圖Fig. 1 Scanning electron microscope of AlSi10Mg alloy powder

表1 AlSi10Mg合金粉末化學(xué)成分Table 1 Chemical constituents of AlSi10Mg alloy powder wt.%

1.2 實(shí)驗(yàn)方法與表征

實(shí)驗(yàn)在安世亞太DLM280型金屬SLM設(shè)備上進(jìn)行，該設(shè)備最大成型尺寸為：280 mm×280 mm×300 mm，基板為AlSi10Mg合金材料。成型AlSi10Mg流程為打印前先通過三維繪圖軟件NX12.0建立三維模型圖，隨后利用Materialise Magics Print軟件對(duì)三維模型圖進(jìn)行60 μm切片處理，獲得每層平面輪廓模型，并生成打印軌跡，實(shí)驗(yàn)過程中設(shè)定層厚60 μm，每層打印完成后基板下降60 μm，成型件由下至上堆積而成，最后利用以上設(shè)備根據(jù)設(shè)定參數(shù)制備出成型件。其中，相鄰兩層的激光掃描方向呈67°如圖3(b)，成型倉(cāng)通入氬氣，壓力保持25 mbar，成型前基板預(yù)熱至200 ℃。

采用正交實(shí)驗(yàn)L25(53)方法，以激光功率P、掃描速度v、掃描間距w為變量，表2、表3為因素水平表和正交實(shí)驗(yàn)表。圖3(a)為SLM成型過程中成型方向(ND)與顯微組織觀測(cè)面(side cross-section)，圖3(b)、圖3(c)為SLM成型過程掃描策略和拉伸件。

表2 因素水平Table 2 Table of factor levels

圖3 AlSi10Mg成型件與拉伸件示意Fig. 3 Schematic diagram of AlSi10Mg formed and stretched parts

表3 正交實(shí)驗(yàn)Table 3 Orthogonal experimental table

將成型件以及拉伸件均分別加熱到200、300、400、500 ℃保溫2 h進(jìn)行退火處理，冷卻后加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸件。AlSi10Mg成型件與退火后的成型件經(jīng)打磨、拋光后用keller試劑(95 mL H2O + 2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1 mL HF)浸泡腐蝕15 s，電吹風(fēng)吹干制備出金相成型件。對(duì)同種成型件采用阿基米德排水法測(cè)試成型件的致密度，測(cè)試3次取平均值。

將拉伸件與退火后的拉伸件裝于WDW-100型萬能拉伸機(jī)上，室溫條件下進(jìn)行拉伸直至斷裂，拉伸速度為2 mm/s，計(jì)算抗拉強(qiáng)度，伸長(zhǎng)率和斷口收縮率數(shù)據(jù)。線切割之前對(duì)拉伸斷口進(jìn)行打蠟為防止線切割機(jī)工作中高溫對(duì)AlSi10Mg成型件造成氧化，拉伸斷口通過線切割機(jī)切割成規(guī)格為2 mm×2 mm×2 mm的小塊AlSi10Mg合金成型件。過OLYMPUS-BX53M型金相顯微鏡(OM)觀察成型件與退火件縱截面金相，JSM-7800F型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(FSEM)觀察粉末及成型件拉伸斷口組織，在X’Pert型X射線衍射儀(XRD)上進(jìn)行物相分析。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 工藝參數(shù)對(duì)致密度的影響

通過成型件致密度正交試驗(yàn)后成型件致密度值如表4，可見24號(hào)成型件(P=310 W，v=1 450 mm/s，w=95 μm)致密度K達(dá)到99.92%。但正交實(shí)驗(yàn)中最優(yōu)打印參數(shù)僅為實(shí)際參考值，實(shí)際加工中成型參數(shù)受到成型設(shè)備及環(huán)境多方面影響，以至于不易達(dá)到最優(yōu)值，該設(shè)備中成型參數(shù)合理范圍：P=200～250 W；v=1 000～1 300 mm/s；w=95～135 μm。綜合考慮后選取合理成型參數(shù)(P=250 W，v=1 150 mm/s，w=135 μm)。為了探究不同成型參數(shù)對(duì)AlSi10Mg致密度的影響規(guī)律，現(xiàn)對(duì)3個(gè)成型參數(shù)中分別選取任意一個(gè)參數(shù)作為變量，另2個(gè)參數(shù)始終保持恒定，同時(shí)保證變量在正交實(shí)驗(yàn)表中進(jìn)行選擇。

表4 AlSi10Mg成型件致密度Table 4 Density of AlSi10Mg formed parts

AlSi10Mg致密度隨著SLM打印參數(shù)變化曲線如圖4。

圖4 SLM打印參數(shù)對(duì)AlSi10Mg致密度的影響Fig. 4 Influence of SLM printing parameters on AlSi10Mg density

由圖4(a)(v=1 150 mm/s,w=135 μm)可知：成型件致密度K與激光功率P近似一次線性函數(shù)變化；P達(dá)到280 W，K已達(dá)到99%以上。當(dāng)P為190 W時(shí)，熔池中存在大量工藝缺陷，大量粉末未熔化；當(dāng)功率達(dá)到310 W時(shí)，熔池致密，粉末完全被融化成液相，幾乎沒有看到任何孔洞缺陷。

根據(jù)SLM過程中熔融液相黏度μ和溫度T的關(guān)系：

(1)

式中：m為原子質(zhì)量；γ為合金液體的表面張力；σ為 Stefan-Boltzmann常量[15]。

當(dāng)激光功率較低時(shí)，熔池溫度較低，由式(1)可知此時(shí)熔池液相含量較低黏度較大，部分未熔粉末間沒有被液相填補(bǔ)從而形成孔隙；激光功率加大，熔池處于較高溫度，熔池中合金液相黏度和表面張力降低，補(bǔ)充空洞和縮孔的能力增，導(dǎo)致成型件的孔隙率的降低。

由圖4(b)(P=250 W、w=135 μm)可知：致密度K隨掃描速度v的增加而減少，當(dāng)v=1600 mm/s時(shí)，K達(dá)到最低點(diǎn)，只有94.8%。圖中微觀組織中空洞多少與致密度K變化一致。K隨v的增加而減少是由于線能量E會(huì)隨著v的增加而減少，從而不能供給粉末完全融化的能量，使得部分熔化合金粉末液相不足以填補(bǔ)粉末間空隙而留下了較多的孔隙，導(dǎo)致成型件K降低。

由圖4(c)(P=250 W、v=1150 mm/s)可知：密度K先隨著掃描間距w增加快速增大到最大值，然后又隨著w的增大而減小，但K的變化范圍為94.7%～97.5%，波動(dòng)不是很大。當(dāng)掃描間距w較大(>75 μm)時(shí)，一定熔池寬度不能使相鄰兩條掃描線熔池間有足夠的搭接率，從而導(dǎo)致缺陷在搭接區(qū)產(chǎn)生，并且隨著w越大缺陷越明顯；過低的掃描間距(如w=55 μm)時(shí)，雖然兩條相鄰掃描線熔池間有足夠的搭接率，但單位面積的輸入能量(能量密度)的過大，熔化的液相易產(chǎn)生飛濺，快速冷卻后容易形成球化現(xiàn)象，同時(shí)在搭接處也會(huì)由于重熔影響而形成粗大的針狀初生Si組織[9]，使得致密度K降低。

2.2 SLM成型AlSi10Mg成型件微觀組織

AlSi10Mg成型件和經(jīng)過不同溫度退火后的成型件沿成型方向觀測(cè)面的金相如圖5。

圖5 SLM成型AlSi10Mg成型件在不同退火溫度下觀測(cè)面金相Fig. 5 The metallographic diagram of AlSi10Mg samples formed by SLMat different annealing temperatures

從圖5(a)中可觀察到成型熔池為“U”型紋路，在整個(gè)區(qū)域呈魚鱗狀不均勻分布，成型件熔池寬約為178 μm，深約為88 μm，由于未熔粉體間夾雜的氣體在粉體熔化時(shí)來不及析出，熔池中存在個(gè)別球形孔洞，熔池內(nèi)部附近的組織相對(duì)于熔池邊界更加細(xì)小致密(圖6)。熔池內(nèi)部組織致密是由于選區(qū)激光熔化過程中，熔池中心冷卻速度相對(duì)于熔池邊界更快，處于熔池內(nèi)部的晶粒沒有足夠的時(shí)間長(zhǎng)大所致，這與文獻(xiàn)[16]～文獻(xiàn)[18]結(jié)論保持一致。

圖6 AlSi10Mg成型件沿成型方向截面SEM圖Fig. 6 Section SEM figure along forming direction of AlSi10Mgformed parts

圖5(b)～圖5(e)為退火溫度(200、300、400、500 ℃)下顯微組織觀測(cè)面金相圖，可以發(fā)現(xiàn)隨著退火溫度的升高，熔池魚鱗狀輪廓逐漸模糊最后基本消失不見，這是因?yàn)榻?jīng)過退火處理后，成型件中的熔池邊界網(wǎng)狀共晶Si組織逐漸開始斷裂，變得不再連續(xù)，呈現(xiàn)出鏈狀分布，熔池邊界和內(nèi)部的組織區(qū)別越來越小，合金內(nèi)部的組織越來越偏向均勻性[11]。值得注意的是，經(jīng)過不同溫度退火的成型件相對(duì)于成型件而言，殘余氣孔的數(shù)量密度和面積分?jǐn)?shù)都在增加，這與粉末中殘留的水分與Al生成氫氣有關(guān)，熔池中易形成富氫環(huán)境，處于亞穩(wěn)態(tài)下的殘余氣孔通過在富氫條件下變大[19]。

2.3 物相分析

圖7為AlSi10Mg原始粉末，成型件和經(jīng)過不同溫度退火的成型件的X射線衍射圖譜。

圖7 AlSi10Mg原始粉末與成型件和不同溫度退火后的成型件XRD譜Fig. 7 XRD spectra of AlSi10Mg original powder and formed partsand formed parts annealed at different temperatures

由圖7(a)可知：XRD圖譜主要為Al、Si相衍射峰，并未出現(xiàn)Mg2Si相衍射峰，這是因?yàn)镸g元素在AlSi10Mg原始粉末和成型件中所占比例極少(0.52%)。

由圖7(b)可知：成型件衍射峰相比于AlSi10Mg原始粉末向右偏移，根據(jù)布拉格公式2dsinθ=λ(d為晶面間距，θ為入射角，λ為波長(zhǎng))可知，當(dāng)入射角θ增加時(shí)，實(shí)驗(yàn)中靶材CuKβ未變，對(duì)應(yīng)波長(zhǎng)(λ)未變，晶面間距(d)在減少。說明在α-Al基體中發(fā)生了晶格畸變，分析其原因是SLM成型的AlSi10Mg成型件中主要為Si相和α-Al基體，Si在α-Al基體中多以置換固溶體形式存在[20]，且Si原子半徑小于Al(RSi=0.1172 nm、RAl=0.1431 nm)，SLM成型的AlSi10Mg成型件過程中由于Si占據(jù)了α-Al基體中Al原子原本所在位置，形成置換固溶體，從而使得α-Al基體中晶格常數(shù)減小，衍射峰右移。

由圖7(c)可知：

1)低于500 ℃退火的成型件相比于成型件衍射峰有輕微向左偏移現(xiàn)象。原因可能是退火過程中保溫時(shí)間為2 h，保溫時(shí)間相對(duì)較少，導(dǎo)致原本在Al固溶體中的Si析出量極少，大部分Si原子依然占據(jù)屬于Al原子的位置，從而在較低退火溫度下衍射峰偏移量變化不大。結(jié)合布拉格公式計(jì)算得出Al晶面間距(d)的增加，說明了退火過程中置換固溶體Si相從α-Al基體中析出，晶格畸變減少，AlSi10Mg成型件中Si占據(jù)Al原子的位置重新由Al原子占據(jù)，隨著退火溫度升高，Al固溶體的晶格常數(shù)越來越大，衍射峰相對(duì)成型件向左偏移量也越大。

2)但當(dāng)退火溫度達(dá)到500 ℃時(shí)，衍射峰向右偏移明顯。其原因可能是在較高溫度(500 ℃)下退火時(shí)，尺寸較大的共晶Si晶粒會(huì)吸收共晶網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)破裂而析出的小顆粒共晶Si，共晶Si組織會(huì)發(fā)生粗化和球化，并且隨著退火溫度的升高粗化和球化現(xiàn)象會(huì)更嚴(yán)重[10,21]，Si在經(jīng)過退火的成型件中所占比例增多，最后部分片狀的Si留在組織中，總體的晶粒尺寸小于之前成型件中的晶粒尺寸，所以500 ℃退火時(shí)衍射峰向右偏移。

2.4 力學(xué)性能與拉伸斷口形貌

2.4.1 力學(xué)性能

不同退火溫度后AlSi10Mg成型件應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖8?？估瓘?qiáng)度、延伸率和斷口收縮率具體值如表5。

圖8 不同退火溫度下AlSi10Mg成型件的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig. 8 True stress-strain curves of AlSi10Mg formed parts at differentannealing temperatures

表5 不同退火溫度下成型件的抗拉強(qiáng)度與延伸率Table 5 Tensile strength and elongation of formed parts at differentannealing temperatures

隨著成型件退火溫度的升高，其抗拉強(qiáng)度逐漸降低，塑性(延伸率)逐漸增加；當(dāng)退火溫度達(dá)到500 ℃時(shí)，強(qiáng)度只有原始(355 MPa)的28%，但塑性相對(duì)于原始(1.51%)提高了7.8倍。分析其彈塑性變化原因?yàn)椋孩貯lSi10Mg成型件通過高功率激光源掃描AlSi10Mg粉末快速熔化凝固而得到，熔池內(nèi)的晶粒在短時(shí)間內(nèi)不能長(zhǎng)大，成型件晶粒極細(xì)且組織致密缺陷較少，但退火導(dǎo)致網(wǎng)絡(luò)狀共晶Si組織的溶解、斷裂，Si晶粒有足夠的時(shí)間長(zhǎng)大；伴隨Si晶粒的長(zhǎng)大，Si晶界減少，對(duì)塑性變形抗力減弱，塑性增強(qiáng)；同時(shí)共晶網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的破裂對(duì)位錯(cuò)滑移有阻礙作用，內(nèi)應(yīng)力逐漸減弱[13]，退火溫度越高，成型件對(duì)阻礙位錯(cuò)的能力越弱，材料的抗拉強(qiáng)度越低；②在退火過程中，過飽和固溶體α-Al處于不穩(wěn)定狀態(tài)，Mg和Si元素從過飽和固溶體中析出，導(dǎo)致固溶強(qiáng)化作用減弱基體發(fā)生軟化，使得伸長(zhǎng)率提高，抗拉強(qiáng)度下降；③退火過程中熔池內(nèi)部的氣孔數(shù)量增多，面積變大，在外力作用下更易產(chǎn)生裂紋從而使成型件發(fā)生斷裂，因此抗拉強(qiáng)度降低。

SLM成型AlSi10Mg的抗拉強(qiáng)度(355 MPa)高于鑄造AlSi10Mg的強(qiáng)度 (300 MPa)，但伸長(zhǎng)率(1.51%)低于鑄造鋁合金(3.50%)。一定溫度下的退火處理可以使SLM成型的AlSi10Mg成型件力學(xué)性能達(dá)到實(shí)際使用的標(biāo)準(zhǔn)，從表5中可以看出當(dāng)退火溫度上升為300 ℃時(shí)，AlSi10Mg退火成型件抗拉強(qiáng)度下降到272 MPa，略低于鑄造AlSi10Mg，但其伸長(zhǎng)率(6.08%)顯著高于標(biāo)準(zhǔn)鑄件，表明此時(shí)的退火件不僅具有鑄件強(qiáng)度，同時(shí)還有良好的塑性，可以更好地適用于實(shí)際應(yīng)用中。

2.4.2 拉伸斷口形貌

拉伸斷口形貌可以直觀反映出材料斷裂機(jī)理，原始拉伸件與不同退火溫度下拉伸件斷口SEM圖如圖8。圖中有少量明亮的地方均為殘余少量的蠟，未對(duì)斷口組織分析造成影響。

從圖9(a)可以看出原始拉伸件斷口有少量河流狀的解理臺(tái)階和明顯的撕裂棱，屬于典型的脆性斷裂。

圖9 不同退火溫度下AlSi10Mg拉伸件斷口SEMFig. 9 SEM images of fracture of tensile pieces AlSi10Mg at differentannealing temperatures

拉伸件斷口形貌的存在大量階梯與河流狀，隨著退火溫度的增加，斷口形貌中的階梯狀減少見圖9(b)～圖9(e)，這是由于AlSi10Mg成形態(tài)中Al-Si共晶組織對(duì)裂紋擴(kuò)展有阻礙作用，裂紋沿著共晶界面移動(dòng)，所以斷口存在不同階梯狀。當(dāng)退火溫度達(dá)到200 ℃以上保溫2 h時(shí)有韌窩產(chǎn)生，500 ℃時(shí)保溫2 h通過觀察AlSi10Mg斷面可看到斷口表面變得較為平整，同時(shí)伴有許多密集韌窩的產(chǎn)生如圖9(e)，韌窩平均寬度為4.5 μm，說明在較高溫度退火下共晶組織已經(jīng)斷裂，裂紋延伸不需要沿晶界而呈現(xiàn)階梯狀擴(kuò)展，同時(shí)表明在此溫度下的退火件已具有良好塑性。經(jīng)過退火處理后的AlSi10Mg成型件相比于成型件塑性增強(qiáng)，是由于拉伸變形優(yōu)先在α-Al基體中產(chǎn)生，隨著退火溫度升高,包圍α-Al基體Al-Si共晶網(wǎng)絡(luò)逐漸斷裂,共晶組織中的Si相因強(qiáng)度減弱而導(dǎo)致塑性變形增強(qiáng)[11]。這與2.4.1節(jié)中塑性隨著退火溫度的升高而增強(qiáng)結(jié)果一致。

結(jié)合2.4節(jié)與文獻(xiàn)[8]～文獻(xiàn)[10]對(duì)比可知，SLM成型較大層厚(60 μm)AlSi10Mg合金成型件與中小層厚(20～40 μm)成型件的微觀組織與斷裂機(jī)理基本一致，但其抗拉強(qiáng)度和塑性略低于中小層厚成型件，不同層厚成型件致密度均可達(dá)到99%以上，內(nèi)部組織缺陷少，大層厚(60 μm)成型AlSi10Mg合金成型件經(jīng)過適當(dāng)溫度的退火處理后力學(xué)性能也優(yōu)于鑄件。大層厚相比中小層厚成型主要在保證較優(yōu)致密度和力學(xué)性能的條件下，通過較短時(shí)間利用SLM成型合金成型件，從而最大提高打印效率。

3 結(jié) 論

筆者采用選區(qū)激光熔化成型技術(shù)基于60 μm大層厚制備AlSi10Mg成型件，詳細(xì)研究了不同退火溫度對(duì)AlSi10Mg成型件微觀組織，物相組成和拉伸性能的影響規(guī)律及機(jī)理，得到以下結(jié)論：

1)在大層厚(60 μm)的AlSi10Mg粉末下根據(jù)正交實(shí)驗(yàn)確定最優(yōu)打印參數(shù)為激光功率310 W；掃描速度1 450 mm/s;掃描間距95 μm，該參數(shù)下SLM制備的AlSi10Mg成型件致密度可達(dá)到99.92%。

2)AlSi10Mg成型件金相觀測(cè)面有極少氣孔和匙孔。隨著退火溫度的增加，熔池邊界逐漸變得模糊，表明Si相逐漸從α-Al基體中析出，共晶網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)逐漸斷裂，熔池邊界共晶組織逐漸均勻化。

3)在對(duì)AlSi10Mg合金粉末，成型件以及退火件的物相分析中，3者所具有相同的物相組織。經(jīng)過SLM成型與退火熱處理后，成型件中Si原子分別發(fā)生的取代與析出行為使Al原子發(fā)生晶格畸變，導(dǎo)致XRD衍射峰發(fā)生了不同程度的偏移。

4)隨著退火溫度的升高，AlSi10Mg拉伸件的拉伸斷口逐漸出現(xiàn)韌窩，抗拉強(qiáng)度降低，塑性增強(qiáng)；500 ℃時(shí)抗拉強(qiáng)度降至102 MPa，僅為原始拉伸件的28%，斷口面變得平坦且有大量韌窩，伸長(zhǎng)率和斷口收縮率隨退火溫度升高逐漸增加。