鄒田春，陳敏英，梅思遠(yuǎn)，祝 賀，楊旭東

(1 中國民航大學(xué) 安全科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300300;2 中國民航大學(xué) 中歐航空工程師學(xué)院，天津 300300)

目前，增材制造在航空航天、生物醫(yī)學(xué)和汽車等領(lǐng)域發(fā)展迅速，是國家自然科學(xué)基金委員會認(rèn)定的20世紀(jì)制造業(yè)重大創(chuàng)新技術(shù)之一，已成為我國制造強國戰(zhàn)略行動綱領(lǐng)中的關(guān)鍵技術(shù)[1-5]。激光選區(qū)熔化(selective laser melting，SLM)是增材制造技術(shù)中制備復(fù)雜形狀、高性能金屬零件最有前景的技術(shù)之一。SLM技術(shù)通過對零件三維模型(CAD)分層并設(shè)計單層激光掃描路徑，采用激光直接熔化金屬粉末、逐層累加的方法獲得近乎全致密的三維實體零件[6]。SLM技術(shù)具有成形精度高、表面質(zhì)量好等特點，能夠減少生產(chǎn)工序，降低制造成本，適用于鋁合金、鈦合金、高強度鋼以及高溫合金等輕量化復(fù)雜結(jié)構(gòu)零部件的制造[7-9]。

鋁合金具有比強度高、耐腐蝕性好等優(yōu)點，能夠滿足現(xiàn)代技術(shù)工程發(fā)展的需求[10]。但因鋁合金粉末激光反射率較高，流動性較差，導(dǎo)致其成形難度較高。隨著各行業(yè)對零部件的輕量化、結(jié)構(gòu)功能一體化等要求的提高，SLM成形顆粒增強鋁基復(fù)合材料(aluminum metal matrix composites，AMMCs)因具有低密度、高強度和低膨脹系數(shù)等特點逐步成為研究熱點。但微米級顆粒對材料性能提高有限，例如，葉想平等[11]研究發(fā)現(xiàn)隨著顆粒尺寸增加，顆粒在基體中分布的平均間距增大，導(dǎo)致其屈服強度降低。而由于納米級結(jié)構(gòu)在耐磨性和力學(xué)性能方面具有微尺度增強的優(yōu)勢，SLM成形納米顆粒增強的鋁基復(fù)合材料(aluminum matrix nanocomposites，AMNCs)具有更加廣闊的應(yīng)用前景[12]。目前，在鋁基納米復(fù)合材料中多采用TiC，TiB2，TiN和WC等納米顆粒作為增強材料，以提高鋁合金力學(xué)性能。例如，Gu等[13-14]對納米TiC/AlSi10Mg復(fù)合材料進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)在成形過程中，激光能量密度超過240 J/mm3時試樣微觀組織中會形成粗化的環(huán)結(jié)構(gòu)，低于該閾值時環(huán)結(jié)構(gòu)逐漸消失，且相比于AlSi10Mg，試樣的力學(xué)性能有所提高。Xiao團隊[15]發(fā)現(xiàn)在AlSi10Mg中加入納米TiB2后，試樣微觀組織中的晶粒形貌由細(xì)長型變?yōu)榈容S型，晶粒尺寸明顯降低，試樣的各向異性減弱，且拉伸性能提高。Gao等[16]研究了不同含量的納米TiN對SLM AlSi10Mg試樣性能的影響，發(fā)現(xiàn)含量為4%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)時試樣的硬度和拉伸性能最高。葉寒等[17]成形了致密度達(dá)99%以上的0.1%納米WC/AlSi10Mg試樣，晶粒尺寸明顯減小，其硬度和抗拉強度均有增加。

由于SiC顆粒具有強度高、硬度大、激光吸收率高、與鋁基體潤濕性良好和成本低等特點，被廣泛用作復(fù)合材料的增強相，但目前對納米SiC顆粒增強鋁基復(fù)合材料研究相對較少，因此本工作利用SLM技術(shù)，采用不同工藝參數(shù)成形納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料試樣，對其成形工藝、微觀組織、硬度及拉伸性能進(jìn)行研究。

1 實驗材料與方法

本實驗使用的AlSi7Mg合金粉末為購置于德國SLM Solutions公司的氣霧化球形粉末，粒度分布為20～63 μm，平均粒徑31.3 μm，SEM圖如圖1(a)所示。

圖1 粉末形貌SEM圖 (a)AlSi7Mg合金粉末；(b)納米SiC/AlSi7Mg混合粉末Fig.1 SEM images of powder morphology (a)AlSi7Mg alloy powder;(b)nano-SiC/AlSi7mg mixed powder

納米SiC粉末是上海茂果納米科技有限公司的多角形不規(guī)則形貌粉末，平均粒徑為60 nm。其中，AlSi7Mg粉末的化學(xué)成分如表1所示?；旌戏勰┣?，將AlSi7Mg粉末和納米SiC粉末放入干燥箱，干燥溫度和時間分別為80 ℃和12 h。采用型號為T2F的3D搖擺混合機制備2% nano-SiC/AlSi7Mg混合粉末，轉(zhuǎn)速和時間分別設(shè)為50 r/min和1.5 h。混合后的粉末放入干燥箱繼續(xù)干燥12 h后用于后續(xù)SLM成形，其形貌如圖1(b)所示，混合后粉末仍保持一定球形度，納米SiC顆粒附著于鋁合金粉末的表面，由于加入的納米SiC顆粒較少，混合后粉末平均粒徑變化較小，為30.6 μm。

表1 AlSi7Mg合金粉末化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of AlSi7Mg alloy powder (mass fraction/%)

本實驗中使用SLM 280設(shè)備，該設(shè)備配備了光斑直徑為80 μm的光纖激光器(最高功率400 W)。制備試樣時，充入氬氣作為惰性保護(hù)氣體，使成形腔內(nèi)氧氣含量小于0.02%，基板預(yù)熱至200 ℃。SLM成形的工藝參數(shù)如表2所示：激光功率350 W、鋪粉層厚30 μm、掃描速度800～1600 mm/s、掃描間距0.08～0.16 mm。采用單向掃描、逐層旋轉(zhuǎn)67°的掃描策略，SLM成形方向為XY(水平)方向。成形結(jié)束后，采用線切割機從基板上切割試樣。本實驗成形10 mm×10 mm×10 mm的塊狀試樣作為金相試樣。采用優(yōu)化后的工藝參數(shù)制備棒狀試樣，并機械加工為拉伸試樣。

表2 SLM成形參數(shù)Table 2 SLM processing parameters

采用阿基米德排水法測試SLM成形納米SiC/AlSi7Mg試樣的相對密度。對試樣進(jìn)行打磨、拋光后，使用Keller試劑(95 mL H2O，2.5 mL HNO3，1.5 mL HCl，1.0 mL HF)對觀察腐蝕試樣20 s，利用Scope A1金相顯微鏡(OM)觀察腐蝕后試樣的熔池形貌。采用D8 Advance型X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析，采用JSM-7800F Prime型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行試樣微觀組織形貌觀察和EDS能譜分析，采用Tescan Mira 3電鏡進(jìn)行電子背散射衍射分析。采用MMT-X7型顯微硬度機和Instron 5982拉伸機對試樣分別進(jìn)行顯微硬度和室溫拉伸實驗，并通過SEM觀察拉伸斷口形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 工藝參數(shù)對相對密度的影響

圖2(a)為不同掃描速度和掃描間距下SLM成形試樣相對密度隨工藝參數(shù)變化的曲線。在掃描間距為0.10～0.16 mm時，試樣相對密度隨掃描速度增加均呈先增加后減小的趨勢。當(dāng)掃描速度低于1200 mm/s時，由于激光與粉末之間相互作用時間較長，粉末吸收的激光能量較多，隨著激光作用時間增加，熔池表面能量降低，而熔池中心能量相對較高，產(chǎn)生的高溫和能量梯度會明顯增強Marangoni對流現(xiàn)象，導(dǎo)致液相飛濺，在已凝固表面形成球化顆粒。當(dāng)下一層粉末熔化凝固后無法彌補該缺陷時，會形成層與層之間的孔隙。多層累積后，孔隙數(shù)量和尺寸逐漸增大，進(jìn)而降低試樣相對密度[18]。當(dāng)掃描速度為1200 mm/s時，作用時間適當(dāng)減少，Marangoni對流現(xiàn)象減弱，減少了納米SiC的團聚現(xiàn)象，試樣相對密度提高。當(dāng)掃描速度高于1200 mm/s時，激光與粉末作用時間過短，粉末吸收的激光能量不足，難以完全熔化，導(dǎo)致熔池流動性較差，易形成顆粒團聚等缺陷[19]。

圖2(b)為掃描速度為1200 mm/s時，SLM成形試樣相對密度隨不同掃描間距變化的曲線及OM圖像。當(dāng)掃描間距小于0.12 mm時，激光掃描軌跡之間過度重疊導(dǎo)致重熔區(qū)域面積增大，且由于熱積累效應(yīng)導(dǎo)致重熔區(qū)的組織粗大，凝固后表面質(zhì)量較差，降低試樣相對密度。當(dāng)掃描間距為0.12 mm時，可有效提供充分的液相和作用時間填充孔隙，且凝固后熔池表面平整，有利于后續(xù)成形，進(jìn)而提高試樣的相對密度[18]。當(dāng)掃描間距大于0.12 mm時，相鄰熔池之間的搭接不足，導(dǎo)致粉末無法完全熔化，熔體無法有效填充搭接區(qū)域，導(dǎo)致試樣中存在孔隙和未熔化粉末等缺陷，降低試樣相對密度。

圖2 不同工藝參數(shù)下納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料試樣的相對密度 (a)掃描速度；(b)掃描間距Fig.2 Relative densities of nano-SiC/AlSi7Mg samples at different process parameters (a)scan speed;(b)hatch space

綜上所述，在激光功率為350 W、層厚為30 μm、掃描間距為0.12 mm、掃描速度為1200 mm/s時，試樣致密度最高可達(dá)99.75%，取該工藝參數(shù)成形的試樣進(jìn)行后續(xù)力學(xué)性能研究。

2.2 微觀組織

圖3為混合粉末和SLM成形試樣(功率350 W、掃描速度1200 mm/s、掃描間距0.12 mm、層厚30 μm)的XRD圖譜。由圖3(a)可知，混合粉末內(nèi)初始相主要為Al和少量Si，加入納米SiC后，可檢測到SiC相，未發(fā)現(xiàn)其他新相，說明SiC顆粒僅分散在粉末中，未與AlSi7Mg發(fā)生反應(yīng)。相比混合粉末，由于SLM過程中溫度梯度較高，AMNCs中晶?？棙?gòu)明顯由(111)向(200)面轉(zhuǎn)移，說明α-Al優(yōu)先沿〈100〉晶向生長[20]。成形試樣中的SiC含量明顯降低，這是因為在激光能量作用下，熔池溫度超過940 K時，SiC分解與Al基體發(fā)生反應(yīng)生成Al4C3相，但因為SiC添加量較少，導(dǎo)致Al4C3含量過少，無法用XRD檢測到[21]。由圖3(b)發(fā)現(xiàn)，在2θ為40.121°和47.433°處分別出現(xiàn)了晶面為(220)和(311)的Mg2Si新峰，這是由于在快速冷卻和凝固過程中，部分Si原子從Al基體和固溶體析出到Mg晶格中，形成了少量的Mg2Si相[22]。同時，由于SLM冷卻速率過快，導(dǎo)致另外一部分Si原子沒有足夠時間從Al基體中析出，凝固后作為固溶原子存在于Al基體中，增加了Al基體中Si的固溶度，且SLM試樣的峰值向高角度有一定偏移。因此，復(fù)合材料試樣存在一定的固溶強化。

圖3 納米SiC/AlSi7Mg混合粉末及納米SiC/AlSi7Mg試樣XRD圖譜(a)和放大圖(b)，(c)Fig.3 XRD patterns of nano-SiC/AlSi7Mg powders and nano-SiC/AlSi7Mg samples(a) and enlarged patterns(b),(c)

此外，由圖3(c)可知，Al峰值向更高的角度偏移，由Bragg定律：

2dsinθ=nλ(n=1,2,3…)

(1)

式中：d為晶面間距；θ為衍射角度；λ為X射線波長。

可知θ增大，表明晶面間距d越小，晶面上原子排列越稀疏，這是由于納米SiC顆粒的引入產(chǎn)生了晶格畸變，阻礙位錯滑移變形，有助于材料強度和硬度的提高[23]。

圖4為SLM成形納米SiC/AlSi7Mg試樣橫截面和縱截面的OM圖，由圖4(a)橫截面上可觀察到柱狀熔池，相鄰熔池存在搭接區(qū)域，且熔池之間存在一定夾角，這是由于本實驗采用了單向掃描、逐層旋轉(zhuǎn)67°的掃描策略。由圖4(b)發(fā)現(xiàn)縱截面呈魚鱗狀分布，這是因為SLM過程具有重熔現(xiàn)象，上層粉末在熔化時導(dǎo)致下層熔池的上部分發(fā)生再次熔化[23]。由圖4(c)，(d)可觀察到試樣微觀組織中出現(xiàn)短小的條狀相和不規(guī)則孔隙等缺陷，在孔隙中存在未熔融的SiC顆粒，且發(fā)現(xiàn)條狀相主要分布在缺陷周圍，這可能是因為條狀相為SiC與鋁基體發(fā)生反應(yīng)生成的增強相[24]。

圖4 SLM成形納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料試樣OM圖(a)橫截面；(b)縱截面；(c)，(d)增強相及缺陷Fig.4 OM images of nano-SiC/AlSi7Mg samples fabricated by SLM(a)cross section;(b)longitudinal section;(c),(d)reinforcement phase and defects

圖5和圖6分別為SLM成形納米SiC/AlSi7Mg試樣的SEM圖和EDS面掃圖，由圖5觀察到微觀組織可分為三個區(qū)域：細(xì)晶區(qū)(fine zone)、粗晶區(qū)(coarse zone)和熱影響區(qū)(heat-affected zone, HAZ)，與SLM成形AlSi7Mg試樣相似[25]。這是由于成形過程中激光能量呈高斯分布，使溫度梯度從熔池邊界到熔池中心逐漸降低，凝固速率逐漸提高，因此在熔池邊界較為粗糙的平面晶粒，為粗晶區(qū)，熔池中心則形成較為細(xì)小的等軸晶粒，為細(xì)晶區(qū)。由于在相鄰熔池的搭接區(qū)存在重熔現(xiàn)象，重熔導(dǎo)致部分Si顆粒析出，網(wǎng)狀Si結(jié)構(gòu)斷裂，在細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)之間形成熱影響區(qū)[26]。由圖6的面掃描結(jié)果發(fā)現(xiàn)，Al和Si元素的網(wǎng)狀分布說明微觀結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)為網(wǎng)狀的Si相嵌入α-Al基體，且中間團聚物中存在SiC顆粒。

圖5 SLM成形納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料試樣SEM圖Fig.5 SEM image of SLMed nano-SiC/AlSi7Mg samples

圖6 SLM成形納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料試樣EDS結(jié)果Fig.6 EDS result of SLMed nano-SiC/AlSi7Mg samples

采用EBSD對SLM成形AlSi7Mg和納米SiC/AlSi7Mg的XOY截面的晶粒組織進(jìn)行分析，如圖7(a-1),(b-1)所示，AlSi7Mg組織呈柱狀晶和等軸晶混合分布，以柱狀晶為主，而納米SiC/AlSi7Mg的晶粒主要以等軸晶為主，且晶粒尺寸明顯細(xì)化。由圖7(a-2),(b-2)可知，AlSi7Mg的最小晶粒尺寸為2.01 μm，晶粒尺寸占比為52.19%，而納米SiC/AlSi7Mg中晶粒尺寸小于2 μm占比約81.30%。AlSi7Mg和納米SiC/AlSi7Mg的平均粒徑分別為4.77 μm和1.56 μm，復(fù)合材料的平均晶粒尺寸降低了67.30%，這是因為熔池中的納米SiC作為非均相形核中心，提高基體的形核速率，且產(chǎn)生的釘扎效應(yīng)可抑制凝固過程中的晶粒生長，導(dǎo)致基體的晶粒細(xì)化[27]。

圖7 SLM成形AlSi7Mg(a)和nano-SiC/AlSi7Mg(b)的IPF取向圖(1)和晶粒尺寸分布圖(2)Fig.7 IPF orientation maps (1) and grain size distribution diagram (2) of SLMed AlSi7Mg (a) and nano-SiC/AlSi7Mg(b)

2.3 力學(xué)性能

圖8為不同工藝參數(shù)下納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料試樣的顯微硬度，發(fā)現(xiàn)隨著掃描速度和掃描間距的增加，橫截面與縱截面的顯微硬度均呈先增加后減少的趨勢，且橫截面硬度略大于縱截面硬度。這與相對密度規(guī)律一致，說明硬度與試樣相對密度有直接關(guān)系，試樣中缺陷的增加會明顯降低試樣的硬度。當(dāng)掃描速度為1200 mm/s、掃描間距為0.12 mm時，橫截面硬度最大達(dá)到(137.3±8.8)HV，縱截面硬度達(dá)到(135.2±7.5)HV，比未添加納米SiC的AlSi7Mg合金(110.5HV)提高了24.2%[26]。這是由于納米SiC顆粒的引入和微觀組織形成的網(wǎng)狀共晶結(jié)構(gòu)，抑制了壓痕實驗中的局部變形。

圖8 不同工藝參數(shù)下納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料試樣的硬度 (a)掃描速度；(b)掃描間距Fig.8 Hardness of nano-SiC/AlSi7Mg samples at different process parameters (a)scan speed;(b)hatch space

表3為SLM成形納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料、A356合金[28]的室溫拉伸性能。圖9為納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可知其抗拉強度達(dá)到448.3 MPa，屈服強度達(dá)到334.7 MPa，伸長率為3.9%，彈性模量為72 GPa。與沉積態(tài)鋁合金相比，復(fù)合材料的抗拉強度有所提高，屈服強度明顯增加，但伸長率大幅度下降。由于加入納米SiC顆粒后會產(chǎn)生細(xì)晶強化和固溶強化，從而增大材料的強度。細(xì)晶強化主要是通過阻礙晶界位錯來提高材料屈服強度，由Hall-Petch公式[29]：

σy=σ0+ky×d-1/2

(2)

式中：σy為屈服強度；σ0為發(fā)生位錯所需的摩擦應(yīng)力；ky是H-P斜率(材料常數(shù))；d為晶粒尺寸。

表3 SLM成形納米SiC/AlSi7Mg的拉伸性能Table 3 Tensile properties of SLMed nano-SiC/AlSi7Mg composites

圖9 SLM成形納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.9 Tensile stress-strain curve of the SLMed nano-SiC/AlSi7Mg composites

可知，在一定晶粒尺寸范圍內(nèi)，晶粒尺寸越小，屈服強度越大。加入的納米SiC顆粒導(dǎo)致基體晶粒細(xì)化，細(xì)小的晶粒具有更大的晶界面積阻礙位錯運動，從而提高材料的屈服強度[27]。由2.2節(jié)XRD分析中Mg2Si相的生成和晶格間距變化可知試樣中存在固溶強化，可提高試樣強度。但由于SiC具有高硬度、高脆性等特點，在一定程度上提高了材料的強度，但降低了試樣的伸長率。同時，通過對斷口的觀察可發(fā)現(xiàn)試樣內(nèi)部的缺陷也是導(dǎo)致其伸長率下降的主要原因之一。

圖10為SLM成形納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料試樣的斷口形貌圖。從圖10(a)可發(fā)現(xiàn)斷口不均勻，存在不同尺寸的氣孔、空腔和孔隙等缺陷，在斷面上存在尺寸較小的未熔化粉末團聚物(約2～10 μm)，且觀察到明顯的解理面，表明納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料呈脆性斷裂，與室溫拉伸性能相吻合。對孔隙處進(jìn)行放大，由圖10(b)可發(fā)現(xiàn)孔隙周圍存在尺寸較小的氣孔和未熔化粉末，孔隙內(nèi)部存在尺寸相對較大的夾雜物。由圖10(c)發(fā)現(xiàn)了部分韌窩聚集，顯示出較高的局部韌性。如圖10(d)所示，在斷口中發(fā)現(xiàn)分布均勻、尺寸小于500 nm的SiC團聚物，說明有部分納米SiC未與基體發(fā)生反應(yīng)。因此，試樣中較大尺寸的未熔化粉末、空腔等缺陷是導(dǎo)致試樣破壞的主要原因。

圖10 SLM成形納米SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料斷口形貌(a)斷口特征：(b)缺陷放大圖；(c)韌窩；(d)粉末團聚物Fig.10 Fracture surface images of SLMed nano-SiC/AlSi7Mg composites(a)fracture features;(b)enlarged image of defects;(c)dimples;(d)powder aggravates

3 結(jié)論

(1)采用SLM技術(shù)制備了納米SiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%的SiC/AlSi7Mg復(fù)合材料試樣，隨著掃描速度和掃描間距的增加，試樣的相對密度均先增加后減少。在工藝參數(shù)為激光功率350 W、掃描速度1200 mm/s，掃描間距0.12 mm，鋪粉層厚30 μm時，相對密度最高達(dá)到99.75%。

(2)SLM成形納米SiC/AlSi7Mg試樣的微觀組織與SLM成形AlSi7Mg相似，均為Si相呈網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)均勻嵌入α-Al基體，發(fā)現(xiàn)在Al基體中存在納米SiC團聚顆粒，且與Si混合分布在網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)中。由于部分Si原子從Al基體和固溶體中析出到Mg晶格中，成形試樣中存在少量的Mg2Si相。

(3)由于納米SiC顆粒的引入使得復(fù)合材料試樣的硬度提高，加入納米SiC后產(chǎn)生了細(xì)晶強化和固溶強化，提高了試樣的抗拉強度和屈服強度。復(fù)合材料的硬度達(dá)到137.3HV，抗拉強度達(dá)到448.3 MPa，屈服強度達(dá)到334.7 MPa，伸長率下降到3.9%，斷裂模式主要為脆性斷裂。