退火態激光選區熔化成形AlSi10Mg合金組織與性能

　　摘要：AlSi10Mg 合金具有高比強度、高耐磨性等優良特點。由于其成分接近共晶點，成形性能良好，被廣泛應用于激光選區熔化技術。然而其熱處理制度仍然沿用傳統鑄態合金的熱處理規范，影響了其性能的充分發揮。本文采用激光選區熔化技術制備了 AlSi10Mg 合金并研究了沉積態和后續熱處理過程中組織演化規律及其對室溫力學性能的影響機制。研究發現：沉積態組織由沿沉積方向生長的 α-Al 柱狀枝晶及枝晶間網狀 Al-Si 共晶組成，具有強烈的<100>方向織構，沉積層由三部分組成，分別是細晶區、粗晶區及熱影響區，抗拉強度 389.5MPa，延伸率 4%。退火過程中，共晶 Si 破碎、球化，基體中過飽和 Si 不斷析出長大。當退火溫度從 200℃ 提高到 500℃時，Si 顆粒發生 Ostwald 熟化，平均尺寸增長了 23 倍。經過 300℃和 500℃退火處理后，試樣抗拉強度分別為 287.0MPa 和 268.0MPa，但延伸率升高為 10.3%和 17.2%。

　　梁恩泉; 代宇; 白靜; 周亞雄; 彭東劍; 王清正; 康楠; 林鑫， 材料工程 發表時間：2021-08-05

　　關鍵詞：激光選區熔化;增材制造;AlSi10Mg 合金;熱處理;組織演化

　　鋁合金具有低密度、高比強度、比剛度、良好的耐磨性和腐蝕性等一系列優良特點，是輕合金的代表性材料[1]。近年來，隨著現代工業以及航空航天、高速列車等領域的快速發展，對材料輕量化的要求越來越高，而鋁合金作為輕合金的重要組成部分，被大量應用于高端裝備制造中。目前鋁合金構件的主要成形方式包括鑄造、鍛造以及擠壓等傳統的加工工藝，無法滿足復雜形狀高性能鋁合金快速近凈成形的需求[2]。激光選區熔化技術 (Selective laser melting, SLM)作為激光增材制造技術的典型代表，以粉末床技術為主要技術特征，通過 CAD 建模并進行分層處理，在此基礎上利用計算機控制高能量激光束沿特定路徑掃描，熔化合金粉末，通過層層疊加來制造金屬構件[3, 4]。SLM 技術在加工過程中熔池尺寸小，加熱冷卻速率高，成形件顯微組織細小均勻，綜合性能良好，成為在航空航天、生物醫藥、汽車等領域備受矚目的前沿制造和修復技術[5]。

　　然而，鋁合金的激光反射率高(約為 91%)，熱導率較高，粉末密度小，流動性較差，導致其在 SLM 過程中工藝窗口窄，缺陷不易控制[6-8]。相比于其他類型鋁合金，AlSi10Mg 屬于亞共晶鑄造鋁合金，凝固區間寬，流動性良好[9]。此外，該合金中含有的 Si 元素可以提高對激光的吸收率，使其成形相對容易。目前，關于 SLM 成形 AlSi10Mg 合金的研究，主要集中在沉積態顯微組織特征、熱處理態組織特征及力學性能方面。Rosenthal 等人[10]采用 SLM 技術制備 AlSi10Mg 合金構件，并觀察到熔合區主要分為三部分：粗晶區、細晶區和熱影響區。 Thijs 等人[8]研究了 SLM 成形 AlSi10Mg 合金過程中掃描方式對試樣顯微組織的影響，發現當掃描方向一定時，試樣織構指數較大，采用頻繁變換的掃描方式時，織構指數降低。Yan 等人[11]發現沉積態 AlSi10Mg 顯微組織由 Al 基體、網狀共晶 Si 及基體中彌散分布的二次 Si 顆粒組成。且隨著后續退火溫度的升高，網狀的共晶硅發生斷裂、粗化及球化，彌散的二次 Si 粒子逐漸減少直至消失。Li 等人[12]研究了不同固溶時效熱處理對 SLM 成形 AlSi10Mg 合金微觀組織的影響。隨固溶溫度從 450℃提高到 550℃，Si 顆粒尺寸由 15μm 增加到 22μm，密度由 7.5 個/μm2 減小到 1 個/μm2。Yu 等人[13]研究發現固溶處理會降低 SLM 成形 AlSi10Mg 合金的強度提高塑性，而經過 T6 熱處理之后，合金在強度降低不明顯的同時，塑性得到了提升。Nesma 等人[14]也發現，經過傳統 T6 熱處理，SLM 成形的 AlSi10Mg 合金并未像鑄件一樣硬化，其納米硬度、顯微硬度、屈服強度等均有所降低。Fiocchi[15]根據差示掃描量熱法(DSC)分析和顯微組織觀察，提出經過 SLM 成形的試樣需要的熱處理溫度應低于傳統鑄態 AlSi10Mg 的熱處理溫度。

　　可以發現，目前針對 SLM 成形 AlSi10Mg 合金的熱處理研究，主要沿用傳統鑄態熱處理制度，以 T6 熱處理和退火為主，并且熱處理之后，合金的強度存在不同程度的降低。此外，沉積態 AlSi10Mg 合金的顯微組織在初生相與共晶組織的尺寸、形貌方面均不同于鑄態組織，因此，在熱處理過程中其顯微組織演變也與傳統鑄件存在明顯差異，這勢必會對力學性能產生重要影響。而退火熱處理可以減小組織各向異性，消除加工時的殘余應力，改善材料塑性并提高穩定性。基于此，本文將在 SLM 成形 AlSi10Mg 沉積態顯微組織的基礎上，重點研究不同退火熱處理制度下，共晶相的演變規律及其對力學性能的影響規律，為制定針對 SLM 成形 AlSi10Mg 合金的熱處理制度提供理論基礎。

　　1 實驗材料與方法

　　1.1 試樣制備

　　表 1 所示為本實驗所采用的 AlSi10Mg 粉末成分，采用電感耦合等離子體原子發射光譜法(ICP-AES)測得， Si 和 Mg 含量分別為 9.34wt.%和 0.34wt.%。該粉末通過氣霧化方法制備，其形貌見圖 1。粉末球形度較好，但存在一定的團聚，粒徑分布在 15-53μm 之間。

　　為減少粉末吸潮對實驗的影響，實驗前，粉末經過烘干處理，烘干溫度為 120℃，保溫時間 5h。實驗采用鑄態 AlSi10Mg 基材，尺寸為 250mm×250mm×20mm，基材表面經過噴砂處理，使用前用丙酮除去表面油污和灰塵。成形設備為 Renishaw AM250，成形工藝參數：激光功率 180W，掃描速度 800mm/s，掃描線間距 130μm，每層鋪粉厚度 25μm，層間轉角 67°。成形試樣在箱式電阻爐中進行熱處理，待溫度達到設定溫度時，放入樣品，保溫一定時間后，取出樣品，在空氣中冷卻，具體熱處理制度如表 2 所示。

　　1.2 組織觀察與性能測試

　　將金相試樣切割為合適的大小，打磨拋光后，采用 Keller 試劑進行腐蝕，腐蝕時間 30s，利用 Olympus-GX71 光學顯微鏡和 Tescan MIAR3 XMU 場發射掃描電子顯微鏡進行微觀組織觀察，并利用掃描電子顯微鏡所配備的能譜儀進行成分分析。采用 Image pro plus 6.0 軟件，統計顯微組織圖片中共晶 Si 顆粒的尺寸和數量。試樣經線切割、機加工等程序，按照 GB/T15248-94 制成標準棒狀室溫拉伸試樣。采用 Instron 3382 電子萬能材料試驗機進行拉伸測試，加載速率為 1mm/min。

　　2 結果與分析

　　2.1 AlSi10Mg 合金沉積態試樣顯微組織

　　圖 2 所示為 SLM 成形 AlSi10Mg 合金試樣沿沉積方向縱截面的顯微組織圖。從圖 2(a)中可以看出沉積態組織中明顯的熔池形貌，在熔池底部一定寬度區域顏色較深;由圖 2(b)可以觀察到較為發達的枝晶形貌，枝晶平行于沉積方向生長;進一步放大，得到圖 2(c)和(d)，可以清晰地看到長條狀的 α-Al 和在 Al 基體周圍呈網狀分布的 Al-Si 共晶相，未觀察到發達的二次枝晶臂。在熔池邊界處，由于熱循環歷史不同，呈現出三種不同形貌的區域：細晶區、熱影響區和粗晶區。細晶區與粗晶區內顯微組織形貌類似，α-Al 基體被呈長條網狀的 Al-Si 共晶分隔。在細晶區內，長條狀 α-Al 的寬度約為 1μm，長度在 3-5μm 左右;而在粗晶區內，長條狀 α-Al 的尺寸明顯增大，寬度大致為 2-3μm，長度約為 5-8μm。此外，在細晶區內與粗晶區之間存在較小的熱影響區，在熱影響區內部，連續的 Al-Si 共晶組織破碎，呈現不連續的短纖維狀。

　　圖 3 及 4 所示為 SLM 成形 AlSi10Mg 試樣宏微觀元素分布。圖 3 表明此區域內 Al、Si 和 Mg 元素總體分布均勻，無宏觀偏析。這是因為 SLM 是對同一成分粉末進行逐層逐點熔化成形，因此凝固后得到的各區域成分保持一致。然而，在成形過程中激光光斑直徑小，高能量激光束快速加熱粉末，導致熔池尺寸較小，使得在此熔凝過程中，凝固速率可達 106 ~107K/s，屬于快速凝固[16, 17]。在非平衡凝固過程中，溶質元素在固液界面前沿進行再分配，使枝晶間和枝晶干出現一定程度的微觀偏析，如圖 4 所示，Si 元素富集在枝晶間。

　　2.2 AlSi10Mg 合金沉積態試樣顯微組織

　　圖 5 所示為不同退火溫度下 SLM 成形 AlSi10Mg 合金顯微組織形貌及 Si 顆粒尺寸。在經過不同溫度的熱處理后，試樣顯微組織發生了明顯的變化。經過 200℃退火(圖 5(a1)、(a2))，微觀組織大體上維持原貌，共晶呈條狀分布，小部分開始發生熔斷，同時基體內出現大量納米 Si 顆粒。這是由于 SLM 加工過程中極高的冷速使大量 Si 固溶在 α-Al 基體中形成過飽和固溶體。在 200℃下，固溶在 α-Al 中的 Si 不斷析出，形成 10-30nm 的 Si 顆粒，而連續分布在枝晶間的纖維狀 Si 開始發生球化，球化后的尺寸約為 100nm，導致 Si 顆粒尺寸呈雙峰分布，Si 顆粒平均尺寸為 47nm。當退火溫度升高為 300℃時，析出的 Si 與共晶球化的 Si 均呈細小的顆粒狀，如圖 5(b1)、(b2)。從圖 5(b3)可知，尺寸在 0.15μm 以下的顆粒比例從 96%減少至 48%，尺寸在 0.15-0.5μm 內的 Si 顆粒比例增加到 52%，平均尺寸增加為 0.182μm。進一步提高退火溫度到 400℃，顯微組織形貌如圖 5 (c1)(c2)，部分 Si 顆粒發生明顯粗化，形狀不規則;其余 Si 顆粒長大速率較慢，粗化為規則的粒狀形貌，不規則顆粒的尺寸明顯大于粒狀顆粒。尺寸小于 0.15μm 的 Si 顆粒比例進一步下降為不到 35%，而 Si 顆粒平均尺寸較 300℃時提高了 25%，為 0.245μm。當退火溫度高達 500℃時，如圖 5(d1)(d2)，Si 顆粒迅速長大，大尺寸顆粒明顯增多，且部分粗化的 Si 長大為形狀規則的多面體，表面出現生長臺階，Si 顆粒尺寸達到 1.296μm，相比 200℃熱處理時長大了 26 倍，表明隨熱處理溫度提升，共晶 Si 顆粒不斷粗化，同時尺寸較小的 Si 消失。

　　2.3 不同退火時間對顯微組織的影響

　　為進一步探究 Si 相在熱處理過程中的演化規律，針對 300℃下 SLM 成形的 AlSi10Mg 合金分別進行 5、15、 30、60 和 120min 的退火處理，其顯微組織如圖 6 所示。經過 5min 保溫，共晶組織仍然具有條形網狀結構，基體中固溶的過飽和 Si 開始析出，共晶 Si 開始發生球化。由于沉積態中 Si 相的形貌呈細密的珊瑚狀，尺寸細小， Al-Si 的界面能 γAlSi 較大，在 300℃下保溫時極不穩定，為降低界面能而發生球化和粒狀化，顯微組織如圖 6(a2)， Si 有兩種尺度范圍，一是從基體中析出的納米級 Si 顆粒，二是共晶組織中球化得到的 Si 顆粒。從圖 6(a3)可得，約 90%的 Si 顆粒尺寸在 0.1μm 以下，平均尺寸為 55nm。延長退火時間到 15min，長條狀的共晶組織在節點或凹槽處開始發生溶解、斷裂，轉變為尺寸較小的共晶 Si，網狀結構開始被破壞。同時，在溫度和不規則曲率的共同作用下，尺寸較小的共晶 Si 為降低表面能，其形狀逐漸趨于球形，即發生球化[18]。尺寸在 0.1μm 以下的 Si 約占 80%，而尺寸在 0.1-0.2μm 的 Si 顆粒比例上升為 10%，平均尺寸為 71μm。進一步延長退火時間，條狀共晶 Si 逐漸熔斷并完成球化，組織趨于均勻分布，同時球化的 Si 顆粒開始發生緩慢長大。由圖 6(d1)可得，當退火時間達到 60min 時，網狀結構消失，Si 相分布更加均勻。伴隨著 Si 原子不斷擴散均勻化，基體中納米 Si 顆粒所占比例稍有下降，尺度小于 0.1μm 的 Si 顆粒比例約為 70%，說明在 300℃×60min 的退火制度下，整體 Si 顆粒尺寸較小，平均尺寸為 0.13μm。當保溫時間達到 120min 時，Si 相形貌較 60min 發生較大改變。主要在于兩個方面，一是 Si 的粗化明顯，Si 顆粒間距變大，可視范圍內的 Si 顆粒數量減少;二是納米尺度的 Si 消失。從圖 6(e3)可知，Si 顆粒尺寸分布明顯右移，表明 Si 顆粒顯著長大，統計結果表明，在 300℃×120min 的退火制度下，Si 顆粒平均尺寸達到 0.18μm。

　　在 500℃下保溫不同時間的 SLM 成形 AlSi10Mg 合金組織形貌如圖 7 所示。在 500℃保溫 5min，共晶組織在界面能作用下開始發生熔斷和球化，球化速率較 300℃下明顯增大，Si 顆粒平均尺寸為 0.107μm;在經過 15min 保溫后，小部分共晶 Si 開始發生明顯粗化，納米 Si 顆粒消失，尺寸低于 0.15μm 的顆粒比例由 80%迅速降低為 15%左右，平均尺寸增加到 0.396μm;經過 30min 退火后，共晶 Si 相仍保持較小的長寬比，圓整度較好，形狀規則，呈現為粗化的粒狀或小塊狀，此時，尺寸小于 0.15μm 的顆粒幾乎消失，開始出現少量大尺寸(﹥2.5μm)的顆粒;進一步增加保溫時間，Si 顆粒形貌發生明顯改變，形狀不規則，不再呈現顆粒狀。從圖 7(d1)、(d2)觀察到，半數的 Si 顆粒形貌呈現明顯的多面體形塊狀;繼續延長保溫時間，Si 相形貌不再發生改變，但尺寸繼續增加，過分粗化，在 120min 保溫后，共晶 Si 相平均尺寸增加到 1.296μm。

　　總的來說，在退火過程中共晶組織的形貌演化可以用圖 8 來說明。首先，沉積態組織中共晶組織是呈長條網狀分布在 α-Al 基體之間。此時的 α-Al 基體是溶解了大量 Si 的過飽和固溶體。隨著退火過程的進行(時間延長、溫度提高)，分布在枝晶間的長條共晶組織在凹槽處或是分枝處發生碎斷，條形網狀組織發生一定程度的破壞，圓整度逐漸提高，同時 α-Al 基體中過飽和 Si 以納米尺度的顆粒析出。隨著退火過程的進一步進行，原本的沉積態共晶組織形貌完全被破壞，共晶組織形貌完全被破壞，逐漸趨向于均勻分布，共晶 Si 呈現細小的顆粒狀或球狀。在熱力學作用下，尺寸小于平均尺寸的 Si 顆粒逐漸溶解，消失，而相對較大尺寸的顆粒則不斷長大，出現“大顆粒吞并小顆粒”的現象，使得視野范圍內的共晶 Si 數量不斷減少，密集程度大大降低，同時平均尺寸也不斷增大。由于 Si 的小平面生長機制，長大后的 Si 顆粒呈現出多面體形狀，一般情況下形狀不規則。在較高的退火溫度下，還會發生 Si 顆粒的異常長大的現象，即某些 Si 顆粒尺寸遠遠大于其他顆粒。

　　2.4 退火熱處理對室溫力學性能的影響

　　SLM 成形 AlSi10Mg 合金沉積態試樣及熱處理態試樣的室溫拉伸性能如表 3 所示。沉積態試樣的屈服強度、抗拉強度及延伸率分別為：264.5MPa、398.5MPa 及 4.3%。在經過 300℃×60min 退火處理后，試樣的抗拉強度和屈服強度分別為 287.0MPa 和 176.5MPa，較沉積態相比分別降低了 28%和 33%，在經過 500℃×60min 退火處理后，抗拉強度和屈服強度較沉積態降低了 33%和 45%，為 268MPa 和 146.5MPa。但是試樣的延伸率大幅度提升，在退火溫度為 300℃時，延伸率達到 10.3%，較沉積態提高了 140%，在 500℃下，達到了 17.2%，較沉積態提升了 300%。

　　熱處理后強度發生降低的原因主要有兩方面因素。一是固溶強化作用減弱，二是第二相強化作用減弱。在熱處理過程中，固溶在 α-Al 基體中的過飽和 Si 不斷析出，使固溶強化作用不斷減弱，直至消失。其次，隨著退火溫度的提升，在 Ostwald 熟化過程中，Si 相長大速率不斷提高，同時不斷吸收 Al 基體中的二次 Si 粒子，因此小尺寸 Si 顆粒數量不斷減少，整體密度下降，導致 Si 相的沉淀強化作用不斷減弱。最后，從共晶 Si 的形貌來看，經過退火熱處理后，網狀的共晶 Si 溶解，斷裂，減弱了對位錯滑移的阻礙作用，這也會導致強度發生下降[19]。

　　熱處理后，塑性發生大幅度提高，可以歸因于以下兩點，一是由于在沉積態試樣中，共晶組織呈三維網狀分布在 α-Al 枝晶間，對基體產生一定割裂作用，且共晶組織與初生相之間結合較弱，因此在拉伸時會從結合較弱的地方發生斷裂。在經過熱處理后，共晶 Si 相發生碎斷和球化，對基體的割裂作用減小，且隨退火溫度提高， Si 相球化程度高，共晶網格被更大程度破壞，塑性隨之提高。同時，退火溫度升高導致 α-Al 基體中的析出相數量不斷減少，也提高了 Al 基體的塑性變形能力。以上兩點原因共同作用導致試樣的延伸率得到大幅度提升。

　　3 結論

　　(1)SLM 成形 AlSi10Mg 合金沉積態試樣顯微組織由沿沉積方向的柱狀 α-Al 枝晶和枝晶間呈網狀分布的 Al-Si 共晶組成。沉積層組織分為細晶區、粗晶區及熱影響區，共晶 Si 呈現細小密集的珊瑚狀。

　　(2)隨退火溫度由 200℃增加到 500℃，條狀共晶組織發生熔斷、破碎，共晶 Si 發生球化、粗化，析出的納米 Si 和共晶 Si 密度不斷減小。共晶 Si 顆粒平均尺寸從 0.07μm 增加到 1.296μm。

　　(3)SLM 成形 AlSi10Mg 合金抗拉強度 398.5MPa，屈服強度為 264.5MPa，延伸率 4.3%。經過 300℃×60min 和 500℃×60min 處理后，試樣抗拉強度為 287.0MPa 和 268.0MPa，下降 28%和 33%，延伸率大幅提升，分別為 10.3%和 17.2%。