退火态激光选区熔化成形AlSi10Mg合金组织与性能

　　摘要：AlSi10Mg 合金具有高比强度、高耐磨性等优良特点。由于其成分接近共晶点，成形性能良好，被广泛应用于激光选区熔化技术。然而其热处理制度仍然沿用传统铸态合金的热处理规范，影响了其性能的充分发挥。本文采用激光选区熔化技术制备了 AlSi10Mg 合金并研究了沉积态和后续热处理过程中组织演化规律及其对室温力学性能的影响机制。研究发现：沉积态组织由沿沉积方向生长的 α-Al 柱状枝晶及枝晶间网状 Al-Si 共晶组成，具有强烈的<100>方向织构，沉积层由三部分组成，分别是细晶区、粗晶区及热影响区，抗拉强度 389.5MPa，延伸率 4%。退火过程中，共晶 Si 破碎、球化，基体中过饱和 Si 不断析出长大。当退火温度从 200℃ 提高到 500℃时，Si 颗粒发生 Ostwald 熟化，平均尺寸增长了 23 倍。经过 300℃和 500℃退火处理后，试样抗拉强度分别为 287.0MPa 和 268.0MPa，但延伸率升高为 10.3%和 17.2%。

　　梁恩泉; 代宇; 白静; 周亚雄; 彭东剑; 王清正; 康楠; 林鑫， 材料工程 发表时间：2021-08-05

　　关键词：激光选区熔化;增材制造;AlSi10Mg 合金;热处理;组织演化

　　铝合金具有低密度、高比强度、比刚度、良好的耐磨性和腐蚀性等一系列优良特点，是轻合金的代表性材料[1]。近年来，随着现代工业以及航空航天、高速列车等领域的快速发展，对材料轻量化的要求越来越高，而铝合金作为轻合金的重要组成部分，被大量应用于高端装备制造中。目前铝合金构件的主要成形方式包括铸造、锻造以及挤压等传统的加工工艺，无法满足复杂形状高性能铝合金快速近净成形的需求[2]。激光选区熔化技术 (Selective laser melting, SLM)作为激光增材制造技术的典型代表，以粉末床技术为主要技术特征，通过 CAD 建模并进行分层处理，在此基础上利用计算机控制高能量激光束沿特定路径扫描，熔化合金粉末，通过层层叠加来制造金属构件[3, 4]。SLM 技术在加工过程中熔池尺寸小，加热冷却速率高，成形件显微组织细小均匀，综合性能良好，成为在航空航天、生物医药、汽车等领域备受瞩目的前沿制造和修复技术[5]。

　　然而，铝合金的激光反射率高(约为 91%)，热导率较高，粉末密度小，流动性较差，导致其在 SLM 过程中工艺窗口窄，缺陷不易控制[6-8]。相比于其他类型铝合金，AlSi10Mg 属于亚共晶铸造铝合金，凝固区间宽，流动性良好[9]。此外，该合金中含有的 Si 元素可以提高对激光的吸收率，使其成形相对容易。目前，关于 SLM 成形 AlSi10Mg 合金的研究，主要集中在沉积态显微组织特征、热处理态组织特征及力学性能方面。Rosenthal 等人[10]采用 SLM 技术制备 AlSi10Mg 合金构件，并观察到熔合区主要分为三部分：粗晶区、细晶区和热影响区。 Thijs 等人[8]研究了 SLM 成形 AlSi10Mg 合金过程中扫描方式对试样显微组织的影响，发现当扫描方向一定时，试样织构指数较大，采用频繁变换的扫描方式时，织构指数降低。Yan 等人[11]发现沉积态 AlSi10Mg 显微组织由 Al 基体、网状共晶 Si 及基体中弥散分布的二次 Si 颗粒组成。且随着后续退火温度的升高，网状的共晶硅发生断裂、粗化及球化，弥散的二次 Si 粒子逐渐减少直至消失。Li 等人[12]研究了不同固溶时效热处理对 SLM 成形 AlSi10Mg 合金微观组织的影响。随固溶温度从 450℃提高到 550℃，Si 颗粒尺寸由 15μm 增加到 22μm，密度由 7.5 个/μm2 减小到 1 个/μm2。Yu 等人[13]研究发现固溶处理会降低 SLM 成形 AlSi10Mg 合金的强度提高塑性，而经过 T6 热处理之后，合金在强度降低不明显的同时，塑性得到了提升。Nesma 等人[14]也发现，经过传统 T6 热处理，SLM 成形的 AlSi10Mg 合金并未像铸件一样硬化，其纳米硬度、显微硬度、屈服强度等均有所降低。Fiocchi[15]根据差示扫描量热法(DSC)分析和显微组织观察，提出经过 SLM 成形的试样需要的热处理温度应低于传统铸态 AlSi10Mg 的热处理温度。

　　可以发现，目前针对 SLM 成形 AlSi10Mg 合金的热处理研究，主要沿用传统铸态热处理制度，以 T6 热处理和退火为主，并且热处理之后，合金的强度存在不同程度的降低。此外，沉积态 AlSi10Mg 合金的显微组织在初生相与共晶组织的尺寸、形貌方面均不同于铸态组织，因此，在热处理过程中其显微组织演变也与传统铸件存在明显差异，这势必会对力学性能产生重要影响。而退火热处理可以减小组织各向异性，消除加工时的残余应力，改善材料塑性并提高稳定性。基于此，本文将在 SLM 成形 AlSi10Mg 沉积态显微组织的基础上，重点研究不同退火热处理制度下，共晶相的演变规律及其对力学性能的影响规律，为制定针对 SLM 成形 AlSi10Mg 合金的热处理制度提供理论基础。

　　1 实验材料与方法

　　1.1 试样制备

　　表 1 所示为本实验所采用的 AlSi10Mg 粉末成分，采用电感耦合等离子体原子发射光谱法(ICP-AES)测得， Si 和 Mg 含量分别为 9.34wt.%和 0.34wt.%。该粉末通过气雾化方法制备，其形貌见图 1。粉末球形度较好，但存在一定的团聚，粒径分布在 15-53μm 之间。

　　为减少粉末吸潮对实验的影响，实验前，粉末经过烘干处理，烘干温度为 120℃，保温时间 5h。实验采用铸态 AlSi10Mg 基材，尺寸为 250mm×250mm×20mm，基材表面经过喷砂处理，使用前用丙酮除去表面油污和灰尘。成形设备为 Renishaw AM250，成形工艺参数：激光功率 180W，扫描速度 800mm/s，扫描线间距 130μm，每层铺粉厚度 25μm，层间转角 67°。成形试样在箱式电阻炉中进行热处理，待温度达到设定温度时，放入样品，保温一定时间后，取出样品，在空气中冷却，具体热处理制度如表 2 所示。

　　1.2 组织观察与性能测试

　　将金相试样切割为合适的大小，打磨抛光后，采用 Keller 试剂进行腐蚀，腐蚀时间 30s，利用 Olympus-GX71 光学显微镜和 Tescan MIAR3 XMU 场发射扫描电子显微镜进行微观组织观察，并利用扫描电子显微镜所配备的能谱仪进行成分分析。采用 Image pro plus 6.0 软件，统计显微组织图片中共晶 Si 颗粒的尺寸和数量。试样经线切割、机加工等程序，按照 GB/T15248-94 制成标准棒状室温拉伸试样。采用 Instron 3382 电子万能材料试验机进行拉伸测试，加载速率为 1mm/min。

　　2 结果与分析

　　2.1 AlSi10Mg 合金沉积态试样显微组织

　　图 2 所示为 SLM 成形 AlSi10Mg 合金试样沿沉积方向纵截面的显微组织图。从图 2(a)中可以看出沉积态组织中明显的熔池形貌，在熔池底部一定宽度区域颜色较深;由图 2(b)可以观察到较为发达的枝晶形貌，枝晶平行于沉积方向生长;进一步放大，得到图 2(c)和(d)，可以清晰地看到长条状的 α-Al 和在 Al 基体周围呈网状分布的 Al-Si 共晶相，未观察到发达的二次枝晶臂。在熔池边界处，由于热循环历史不同，呈现出三种不同形貌的区域：细晶区、热影响区和粗晶区。细晶区与粗晶区内显微组织形貌类似，α-Al 基体被呈长条网状的 Al-Si 共晶分隔。在细晶区内，长条状 α-Al 的宽度约为 1μm，长度在 3-5μm 左右;而在粗晶区内，长条状 α-Al 的尺寸明显增大，宽度大致为 2-3μm，长度约为 5-8μm。此外，在细晶区内与粗晶区之间存在较小的热影响区，在热影响区内部，连续的 Al-Si 共晶组织破碎，呈现不连续的短纤维状。

　　图 3 及 4 所示为 SLM 成形 AlSi10Mg 试样宏微观元素分布。图 3 表明此区域内 Al、Si 和 Mg 元素总体分布均匀，无宏观偏析。这是因为 SLM 是对同一成分粉末进行逐层逐点熔化成形，因此凝固后得到的各区域成分保持一致。然而，在成形过程中激光光斑直径小，高能量激光束快速加热粉末，导致熔池尺寸较小，使得在此熔凝过程中，凝固速率可达 106 ~107K/s，属于快速凝固[16, 17]。在非平衡凝固过程中，溶质元素在固液界面前沿进行再分配，使枝晶间和枝晶干出现一定程度的微观偏析，如图 4 所示，Si 元素富集在枝晶间。

　　2.2 AlSi10Mg 合金沉积态试样显微组织

　　图 5 所示为不同退火温度下 SLM 成形 AlSi10Mg 合金显微组织形貌及 Si 颗粒尺寸。在经过不同温度的热处理后，试样显微组织发生了明显的变化。经过 200℃退火(图 5(a1)、(a2))，微观组织大体上维持原貌，共晶呈条状分布，小部分开始发生熔断，同时基体内出现大量纳米 Si 颗粒。这是由于 SLM 加工过程中极高的冷速使大量 Si 固溶在 α-Al 基体中形成过饱和固溶体。在 200℃下，固溶在 α-Al 中的 Si 不断析出，形成 10-30nm 的 Si 颗粒，而连续分布在枝晶间的纤维状 Si 开始发生球化，球化后的尺寸约为 100nm，导致 Si 颗粒尺寸呈双峰分布，Si 颗粒平均尺寸为 47nm。当退火温度升高为 300℃时，析出的 Si 与共晶球化的 Si 均呈细小的颗粒状，如图 5(b1)、(b2)。从图 5(b3)可知，尺寸在 0.15μm 以下的颗粒比例从 96%减少至 48%，尺寸在 0.15-0.5μm 内的 Si 颗粒比例增加到 52%，平均尺寸增加为 0.182μm。进一步提高退火温度到 400℃，显微组织形貌如图 5 (c1)(c2)，部分 Si 颗粒发生明显粗化，形状不规则;其余 Si 颗粒长大速率较慢，粗化为规则的粒状形貌，不规则颗粒的尺寸明显大于粒状颗粒。尺寸小于 0.15μm 的 Si 颗粒比例进一步下降为不到 35%，而 Si 颗粒平均尺寸较 300℃时提高了 25%，为 0.245μm。当退火温度高达 500℃时，如图 5(d1)(d2)，Si 颗粒迅速长大，大尺寸颗粒明显增多，且部分粗化的 Si 长大为形状规则的多面体，表面出现生长台阶，Si 颗粒尺寸达到 1.296μm，相比 200℃热处理时长大了 26 倍，表明随热处理温度提升，共晶 Si 颗粒不断粗化，同时尺寸较小的 Si 消失。

　　2.3 不同退火时间对显微组织的影响

　　为进一步探究 Si 相在热处理过程中的演化规律，针对 300℃下 SLM 成形的 AlSi10Mg 合金分别进行 5、15、 30、60 和 120min 的退火处理，其显微组织如图 6 所示。经过 5min 保温，共晶组织仍然具有条形网状结构，基体中固溶的过饱和 Si 开始析出，共晶 Si 开始发生球化。由于沉积态中 Si 相的形貌呈细密的珊瑚状，尺寸细小， Al-Si 的界面能 γAlSi 较大，在 300℃下保温时极不稳定，为降低界面能而发生球化和粒状化，显微组织如图 6(a2)， Si 有两种尺度范围，一是从基体中析出的纳米级 Si 颗粒，二是共晶组织中球化得到的 Si 颗粒。从图 6(a3)可得，约 90%的 Si 颗粒尺寸在 0.1μm 以下，平均尺寸为 55nm。延长退火时间到 15min，长条状的共晶组织在节点或凹槽处开始发生溶解、断裂，转变为尺寸较小的共晶 Si，网状结构开始被破坏。同时，在温度和不规则曲率的共同作用下，尺寸较小的共晶 Si 为降低表面能，其形状逐渐趋于球形，即发生球化[18]。尺寸在 0.1μm 以下的 Si 约占 80%，而尺寸在 0.1-0.2μm 的 Si 颗粒比例上升为 10%，平均尺寸为 71μm。进一步延长退火时间，条状共晶 Si 逐渐熔断并完成球化，组织趋于均匀分布，同时球化的 Si 颗粒开始发生缓慢长大。由图 6(d1)可得，当退火时间达到 60min 时，网状结构消失，Si 相分布更加均匀。伴随着 Si 原子不断扩散均匀化，基体中纳米 Si 颗粒所占比例稍有下降，尺度小于 0.1μm 的 Si 颗粒比例约为 70%，说明在 300℃×60min 的退火制度下，整体 Si 颗粒尺寸较小，平均尺寸为 0.13μm。当保温时间达到 120min 时，Si 相形貌较 60min 发生较大改变。主要在于两个方面，一是 Si 的粗化明显，Si 颗粒间距变大，可视范围内的 Si 颗粒数量减少;二是纳米尺度的 Si 消失。从图 6(e3)可知，Si 颗粒尺寸分布明显右移，表明 Si 颗粒显著长大，统计结果表明，在 300℃×120min 的退火制度下，Si 颗粒平均尺寸达到 0.18μm。

　　在 500℃下保温不同时间的 SLM 成形 AlSi10Mg 合金组织形貌如图 7 所示。在 500℃保温 5min，共晶组织在界面能作用下开始发生熔断和球化，球化速率较 300℃下明显增大，Si 颗粒平均尺寸为 0.107μm;在经过 15min 保温后，小部分共晶 Si 开始发生明显粗化，纳米 Si 颗粒消失，尺寸低于 0.15μm 的颗粒比例由 80%迅速降低为 15%左右，平均尺寸增加到 0.396μm;经过 30min 退火后，共晶 Si 相仍保持较小的长宽比，圆整度较好，形状规则，呈现为粗化的粒状或小块状，此时，尺寸小于 0.15μm 的颗粒几乎消失，开始出现少量大尺寸(﹥2.5μm)的颗粒;进一步增加保温时间，Si 颗粒形貌发生明显改变，形状不规则，不再呈现颗粒状。从图 7(d1)、(d2)观察到，半数的 Si 颗粒形貌呈现明显的多面体形块状;继续延长保温时间，Si 相形貌不再发生改变，但尺寸继续增加，过分粗化，在 120min 保温后，共晶 Si 相平均尺寸增加到 1.296μm。

　　总的来说，在退火过程中共晶组织的形貌演化可以用图 8 来说明。首先，沉积态组织中共晶组织是呈长条网状分布在 α-Al 基体之间。此时的 α-Al 基体是溶解了大量 Si 的过饱和固溶体。随着退火过程的进行(时间延长、温度提高)，分布在枝晶间的长条共晶组织在凹槽处或是分枝处发生碎断，条形网状组织发生一定程度的破坏，圆整度逐渐提高，同时 α-Al 基体中过饱和 Si 以纳米尺度的颗粒析出。随着退火过程的进一步进行，原本的沉积态共晶组织形貌完全被破坏，共晶组织形貌完全被破坏，逐渐趋向于均匀分布，共晶 Si 呈现细小的颗粒状或球状。在热力学作用下，尺寸小于平均尺寸的 Si 颗粒逐渐溶解，消失，而相对较大尺寸的颗粒则不断长大，出现“大颗粒吞并小颗粒”的现象，使得视野范围内的共晶 Si 数量不断减少，密集程度大大降低，同时平均尺寸也不断增大。由于 Si 的小平面生长机制，长大后的 Si 颗粒呈现出多面体形状，一般情况下形状不规则。在较高的退火温度下，还会发生 Si 颗粒的异常长大的现象，即某些 Si 颗粒尺寸远远大于其他颗粒。

　　2.4 退火热处理对室温力学性能的影响

　　SLM 成形 AlSi10Mg 合金沉积态试样及热处理态试样的室温拉伸性能如表 3 所示。沉积态试样的屈服强度、抗拉强度及延伸率分别为：264.5MPa、398.5MPa 及 4.3%。在经过 300℃×60min 退火处理后，试样的抗拉强度和屈服强度分别为 287.0MPa 和 176.5MPa，较沉积态相比分别降低了 28%和 33%，在经过 500℃×60min 退火处理后，抗拉强度和屈服强度较沉积态降低了 33%和 45%，为 268MPa 和 146.5MPa。但是试样的延伸率大幅度提升，在退火温度为 300℃时，延伸率达到 10.3%，较沉积态提高了 140%，在 500℃下，达到了 17.2%，较沉积态提升了 300%。

　　热处理后强度发生降低的原因主要有两方面因素。一是固溶强化作用减弱，二是第二相强化作用减弱。在热处理过程中，固溶在 α-Al 基体中的过饱和 Si 不断析出，使固溶强化作用不断减弱，直至消失。其次，随着退火温度的提升，在 Ostwald 熟化过程中，Si 相长大速率不断提高，同时不断吸收 Al 基体中的二次 Si 粒子，因此小尺寸 Si 颗粒数量不断减少，整体密度下降，导致 Si 相的沉淀强化作用不断减弱。最后，从共晶 Si 的形貌来看，经过退火热处理后，网状的共晶 Si 溶解，断裂，减弱了对位错滑移的阻碍作用，这也会导致强度发生下降[19]。

　　热处理后，塑性发生大幅度提高，可以归因于以下两点，一是由于在沉积态试样中，共晶组织呈三维网状分布在 α-Al 枝晶间，对基体产生一定割裂作用，且共晶组织与初生相之间结合较弱，因此在拉伸时会从结合较弱的地方发生断裂。在经过热处理后，共晶 Si 相发生碎断和球化，对基体的割裂作用减小，且随退火温度提高， Si 相球化程度高，共晶网格被更大程度破坏，塑性随之提高。同时，退火温度升高导致 α-Al 基体中的析出相数量不断减少，也提高了 Al 基体的塑性变形能力。以上两点原因共同作用导致试样的延伸率得到大幅度提升。

　　3 结论

　　(1)SLM 成形 AlSi10Mg 合金沉积态试样显微组织由沿沉积方向的柱状 α-Al 枝晶和枝晶间呈网状分布的 Al-Si 共晶组成。沉积层组织分为细晶区、粗晶区及热影响区，共晶 Si 呈现细小密集的珊瑚状。

　　(2)随退火温度由 200℃增加到 500℃，条状共晶组织发生熔断、破碎，共晶 Si 发生球化、粗化，析出的纳米 Si 和共晶 Si 密度不断减小。共晶 Si 颗粒平均尺寸从 0.07μm 增加到 1.296μm。

　　(3)SLM 成形 AlSi10Mg 合金抗拉强度 398.5MPa，屈服强度为 264.5MPa，延伸率 4.3%。经过 300℃×60min 和 500℃×60min 处理后，试样抗拉强度为 287.0MPa 和 268.0MPa，下降 28%和 33%，延伸率大幅提升，分别为 10.3%和 17.2%。