王悅1,2, 王繼杰1, 張昊2, 趙泓博2, 倪丁瑞,2, 肖伯律2, 馬宗義2

激光選區熔化(selective laser melting，SLM)是一種快速增材制造技術，主要原理是將三維模型進行分層、離散化處理，并逐層進行打印，最終獲得復雜的結構件[1,2]。由于航空航天等領域對高精度、輕量化、形狀復雜零部件需求迫切，國內外對鋁合金SLM制備技術進行了大量研究，尤其是針對傳統工藝難以實現的特殊零件，如復雜管道、薄壁件、精密模具等[1,3,4]。目前用于SLM制備的鋁合金主要有6061[5]、AlSi12[6]、AlSi10Mg[7,8]、Al-Cu系[9]、Al-Zn系[10]及含稀土類的鋁合金等。其中AlSi10Mg具有良好的可焊性、成型性及耐熱性，其等溫凝固特點可在打印時降低樣品開裂傾向，在SLM加工中應用較廣。

SLM加工的AlSi10Mg雖然可獲得高于傳統砂型鑄造及高壓鑄造的強度[11]，但是也因為塑性較低[12]、氣孔率較高[13]等缺點限制了其應用范圍，進一步優化打印參數并進行后續熱處理有望成為提高SLM制備鋁合金綜合性能的簡單有效途徑。由于樣品在SLM成型過程中要經歷復雜的熱循環，所以控制熱輸入(激光線能量)對樣品質量至關重要[11,14]。影響激光線能量的主要參數有激光功率、掃描速率、層厚及掃描間距，其中激光功率和掃描速率可調范圍較寬、二者的匹配對樣品性能影響較大，是參數優化的重點。在一定范圍內增加激光功率、降低掃描速率都會使線能量增加、缺陷減少，從而獲得更加均勻的組織。然而目前國內外研究多是在幾個參數配合中選擇表面質量較好的參數直接進行打印[11]，缺乏在大參數范圍內研究各參數匹配對致密度的影響，并未形成針對AlSi10Mg直觀的工藝參數范圍。此外，研究發現沉積態樣品經過參數優化后雖然強度提高較大，但是延伸率大都低于10%[7,8,11]，而目前提高塑性的方法主要集中在去應力退火及T6 (固溶+時效)熱處理工藝上。

Zhuo等[12]發現300℃去應力退火后SLM制備樣品殘余應力得以基本消除，延伸率稍有提高，但是強度急劇降低。針對T6工藝的相關研究[5,10]也發現T6處理適用于常規制備的可硬化鋁合金，而在處理SLM加工的AlSi10Mg樣品時，會出現Si顆粒和晶粒的嚴重粗化，進而降低合金的強度[15,16]。可見，雖然現有熱處理工藝可以改善沉積態樣品的塑性，但大都以大幅犧牲強度為代價。較高的熱處理溫度破壞了SLM加工AlSi10Mg樣品獨特的網狀Si組織，晶粒也會發生明顯粗化[5,10,12,15,16]。若想解決上述問題，需嚴格限制后續熱處理的溫度和時間，建立有針對性的熱處理工藝，盡可能保留SLM高冷卻速率所產生的細晶組織[17]。而針對SLM制備樣品近固溶態的組織特點，對其直接進行時效處理，有望在晶粒不發生明顯長大的前提下促使增強相析出，提高組織均勻性，最終提升SLM制備樣品的綜合性能[18]。但是目前相關研究極為有限，而且采用的時效溫度仍然較高[11,15]，不利于保留SLM制備樣品的細晶組織。

本工作采用SLM技術，通過優化激光功率與掃描速率獲得了高致密度、高強度的AlSi10Mg樣品。為了進一步提高其綜合性能，設計了低溫短時間時效熱處理工藝，并與去應力退火及T6熱處理進行對比，研究不同熱處理工藝對SLM制備樣品在平行于基板方向的組織和力學性能的影響。分析了網狀Si及其他析出相的演化規律，探討了性能提高機制，為SLM制備AlSi10Mg樣品的組織與性能優化提供參考。

1 實驗方法

實驗用AlSi10Mg粉末的化學成分(質量分數，%)為：Si 9~11，Mg 0.25~0.45，Fe 0.25，Al余量。圖1a為AlSi10Mg粉末形貌，粉末呈不規則形狀，內部有少量氣孔(圖1b中箭頭所示)，通過氣孔所占面積比得出氣孔率約為0.3%。粉末休止角(最大堆積高度與半徑的比值)約為30°，流動性較好(小于40°)，松裝密度約為1.37 g/cm3。經BT-9300ST粉末顆粒度測試儀測量，其平均顆粒粒徑為43 μm。實驗使用AM400 SLM打印設備，所配備的基板最大加工尺寸為250 mm × 250 mm × 300 mm。通過正交實驗，在激光功率P = 250~350 W、掃描速率v = 1.0~3.3 m/s范圍的24個參數下打印成尺寸為5 mm × 5 mm × 5 mm的樣塊，采用優化后的工藝參數打印出10 mm × 10 mm × 70 mm的長方體樣品進行后續分析測試。為了系統地研究熱處理過程中組織及性能的演變機理，設計了5種熱處理工藝：固溶處理、T6處理、去應力退火、去應力退火+時效和直接時效，具體熱處理制度如表1所示。

圖1

圖1   用于激光選區熔化(SLM)的AlSi10Mg粉末形貌

(a) surface morphology (b) cross section of a particle under high magnification

Fig.1   SEM images of AlSi10Mg powders for selective laser melting (SLM)

表1   SLM制備AlSi10Mg熱處理工藝

Table 1  Heat treatments for SLM AlSi10Mg alloy

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不同參數沉積態樣品經砂紙打磨后采用Archimedes排水法測量其致密度，每組樣品測量3次，取平均值作為測量結果。沉積態樣品經超聲波清洗后在Stemi 508體視顯微鏡下觀察其上表面宏觀形貌。將優化參數后的SLM制備樣品及熱處理后樣品進行砂紙打磨和機械拋光，并用Keller試劑進行腐蝕獲得金相樣品。采用Axiovert 200 MAT光學顯微鏡(OM)和配備能譜(EDS)探頭的Supra 55場發射掃描電鏡(SEM)觀察樣品平行于基板方向的宏觀和微觀組織形貌。采用Gatan 695離子減薄儀對凹坑后的樣品進行減薄，采用Tecnai F20透射電鏡(TEM)對析出相進行進一步觀察。選用配備Cu靶的MAXima XRD-7000 X射線衍射儀(XRD)在10°/min的連續掃描條件下對打印前后樣品進行物相分析。

單軸拉伸實驗在Instron 8801型試驗機上進行。由于SLM制備樣品力學性能上的各向異性是由組織不均勻所引起的，而熱處理可以在一定程度上改善組織不均勻性，從而緩解各向異性[7]，因此本工作中拉伸試樣的取樣方向重點關注平行于基板方向(即XY坐標平面，X為刮刀方向)。拉伸試樣尺寸如圖2所示，平行段為5 mm，采用3 mm標距機械引伸計測量試樣拉伸變形過程的實際應變，拉伸應變速率為1 × 10-3 s-1，每組測試3個平行樣品，拉伸后在SEM下觀察斷口形貌。采用FM-700型Vickers硬度測試儀測試樣品表面硬度，載荷50 g，保壓時間10 s，硬度數據取3點平均值。

圖2

圖2   拉伸試樣尺寸及取樣方向(垂直于堆垛方向)

Fig.2   Samples for tensile tests (along the horizontal direction) (unit: mm)

2 實驗結果與討論

2.1 不同打印參數SLM制備樣品宏觀形貌及致密度

圖3為不同掃描速率和線能量(功率與掃描速率比值，E = P / v)對SLM制備樣品宏觀表面形貌和致密度的影響，可見在同一激光功率(275 W)下，不同掃描速率對樣品宏觀形貌有明顯影響。如圖3a~c所示，在較高掃描速率下(3.0 m/s)熔池搭接處出現空隙，這是由于掃描速率過快時熔池來不及搭接，使得表面凹凸不平，并伴隨大量球化產生。在掃描速率為1.6 m/s時雖然有少量球化現象，但表面形貌較為光滑平整，無粉末塌陷形成的凹坑。而在較低掃描速率(1.4 m/s)下，雖然表面較為平坦，但過高的線能量導致大量球化顆粒形成。這些金屬顆粒殘留在打印件上，會對下一層粉末的堆垛產生不利影響，進而降低成品致密度。

圖3

圖3   不同掃描速率及線能量對SLM制備樣品宏觀形貌及致密度的影響

Fig.3   Effect of scanning speed and linear energy on macroscopic morphology (laser power P = 275 W) (a-c) and density (d) of SLM samples

由不同打印參數所匯總的三維密度圖(圖3d)可以看出，隨著激光功率的升高，線能量逐漸增加，樣品密度隨之提升，這是因為線能量升高后，合金流動性更好，較大的熔池相互搭接，減少孔洞及熱裂紋的產生。但受掃描速率的影響，在所生成的三維曲面圖上方出現了翻折楞，這表明若掃描速率超出范圍，即使線能量升高，致密度仍會降低。打印工藝與熔池凝固存在如下作用關系：首先，激光功率過大，熔池會發生嚴重的反沖效應，這會造成明顯的飛濺，使得熔池不能良好愈合而造成缺陷。與此同時，過高的熔池溫度還可能造成元素蒸發燒損[11]，降低樣品性能。而激光功率過低可能會造成熔融不透，上下層熔池搭接不全，進而降低結合強度。當掃描速率過大時，冷卻速率增大，使得合金凝固時間減少，熔池中心已經融化合金未能及時潤濕周圍全部的金屬粉，導致熔池與熔池之間不能完美銜接；而掃描速率過低會造成局部熔深過大，形成匙孔缺陷。另外，由于熔池中心(1200℃)與熱影響區(600℃)溫度梯度較大，會造成臨近熱影響區(HAZ)的熔池邊緣快速凝固[17,19]，流動性受限。如果參數匹配不當就會在這些位置形成未愈合的孔洞和裂紋，從而使致密度降低。綜上實驗結果，激光功率275 W、掃描速率1.6 m/s為最佳打印參數，此參數下樣品密度為(2.67 ± 0.01) g/cm3，致密度達99.63% ± 0.37%。下面工作即針對此參數SLM制備樣品的組織及性能展開。

2.2 優化參數后SLM制備樣品的顯微組織

圖4為優化參數后SLM制備樣品的微觀組織。圖4a和b分別為SLM制備樣品平行于基板方向和垂直于基板(即堆垛方向)組織的OM像。圖4a中可以明顯地觀察到熔池凝固后的層層堆垛形貌，無明顯的球化現象，說明打印過程比較穩定，沒有產生過多飛濺。另外，本工作在打印時通過層間掃描方向旋轉67°來降低織構[1]，同時提高層間連接強度。從圖4b中可以觀察到樣品的熔池呈鱗片型，從熔池的深度及寬度上可以看出所選打印參數較適中，打印過程無過燒及塌陷現象。參數優化使原始粉末中的少量氣孔得以排出，進而提高打印件致密性。

圖4

圖4   優化參數后SLM制備樣品顯微組織的OM像及SEM像

Fig.4   OM images of horizontal (a) and vertical (b) sections of the optimized SLM sample and SEM images corresponding to the two directions (c, d) (HAZ—hot affected zone)

圖4c和d分別為2個方向組織的SEM像。在熔池邊緣處可觀察到有3個獨特的微觀組織區域，分別是細胞區、熱影響區及兩者之間的粗胞區，這一結果與Thijs等[1]在SLM制備Al-Si合金研究中所觀察到的結果類似。圖5a所示XRD結果表明：Si相和Mg2Si相在Al基體中析出，是SLM制備樣品中的主要第二相。圖5b EDS結果表明：細胞區中白色襯度部分Si含量比中間包裹的灰色區域高，由此推斷白色襯度區域為近共晶成分的網狀Si骨架，而中間包裹的灰色區域為α-Al。凝固過程中α-Al優先形核，在SLM的高冷速條件下使Si元素大量固溶在α-Al (圖5b)中形成近過飽和固溶體[19]，而Si熔點較低[20]，過飽和Si擴散在α-Al外側，鄰近的網狀Si在長大過程中彼此相遇，包裹住α-Al固溶體由此形成細胞區，Si成為鑲嵌在α-Al固溶體中的網狀骨架。熱影響區的形成是由于激光熔化材料形成熔池，對周圍已凝固組織再次加熱，使α-Al中的Si元素持續擴散，網狀Si不斷溶解和斷裂。Si元素聚集后甚至出現了球狀Si顆粒，最終形成熱影響區。而粗胞區由于溫度較高、冷卻速率較低，共晶Si骨架發生了粗化。

圖5

圖5   AlSi10Mg SLM制備樣品的XRD譜和EDS結果

Fig.5   XRD spectra (a) and EDS results (b) of AlSi10Mg SLM sample

2.3 優化參數后SLM制備樣品力學性能

拉伸結果表明，SLM制備樣品水平方向抗拉強度(sb)約為(478 ± 10) MPa，延伸率約為8% ± 1.3%，平均硬度約(122 ± 3) HV。通過統計近5年SLM制備AlSi10Mg研究中的拉伸性能結果[7,8,11,12,19,21~25]，繪制出力學性能對比圖(圖6)，其中星號代表本研究結果。可以看出，本實驗所制備的樣品具有較大的性能優勢。從圖5a所示XRD譜可以看出，與粉末態相比，SLM制備樣品Al峰位對應2θ角(38.54°)，與純Al峰位2θ角(38.47°)相差較大，這表明SLM制備樣品晶格畸變程度更大，推斷出SLM AlSi10Mg樣品比未經處理的粉末固溶度要高；此外，Si元素在α-Al中與Mg元素結合可生成少量Mg2Si強化相。

圖6

圖6   近5年報道的SLM制備AlSi10Mg性能對比

Fig.6   Mechanical properties of SLM AlSi10Mg samples reported in last five years

因此，SLM制備AlSi10Mg性能提高的原因主要有以下幾方面：(1) 粉末材料本身缺陷較少，打印參數匹配較佳，沉積態樣品致密度較高；(2) 由于SLM較高的冷卻速率，晶粒來不及長大而形成細晶組織[26]，提高了強度和硬度；(3) 高冷速下Si元素來不及擴散，在α-Al中形成過飽和固溶體，進一步提高強度；(4) 通過采用網格劃分法計算SEM圖中的Si網格面積所占比例，計算結果約為33%，而網狀Si骨架為SLM制備AlSi10Mg合金的主要強化相，加之Mg2Si的生成(圖5a)，使SLM制備樣品性能與其他工藝相比更具優勢。綜上，由于細晶強化、固溶強化及沉淀強化3者共同作用，以及優化參數后致密度的提升，使得SLM制備的AlSi10Mg具有優異的強度[11]。

2.4 熱處理工藝對SLM制備樣品微觀組織的影響

為了進一步提高延伸率，對樣品進行了后續熱處理，圖7所示為不同熱處理后樣品的宏觀及微觀組織。可見，經不同熱處理后，各樣品的微觀組織差異較大。較低溫度的時效處理(130℃、4 h)對熔池影響較小，完整地保留了SLM打印過程中形成的熔池形貌(圖7a)。經過長時間的去應力退火(236℃、10 h)后，熔池邊界開始粗化，如圖7b所示。經過更高溫度的固溶處理(540℃、1 h)后，樣品完全失去了SLM獨特的微觀組織形貌，單個小熔池消失，取而代之的是α-Al基體上析出塊狀Si顆粒的形貌(圖7c)。

圖7

圖7   SLM制備樣品分別經時效、去應力退火 + 時效、T6熱處理后的顯微組織

Fig.7   OM (a-c) and SEM (d-f) images of microstructures of aged (a, d), annealed + aged (b, e), and T6-treated (c, f) SLM samples (Inset in Fig.7f shows the long needle-like AlFeSi-β phase)

進一步放大觀察微觀組織形貌發現，經過較短時間、較低溫度的時效處理后，α-Al基體上依然保留了完整的網狀Si骨架，但有少量網狀Si邊界已經出現了球化現象(圖7d)，胞狀結構內部析出了沉淀相。經過236℃、10 h去應力退火后，網狀Si全部球化。Gibbs-Thompson效應[27]可以解釋網狀共晶Si發生部分溶解、斷裂和逐漸球化的過程。計算公式為：

式中，$?(?)$為溶液中溶質濃度，$?(\mathrm{\infty })$為溶液中溶質的飽和濃度；${?}_{\mathrm{m}}$為摩爾體積；R為摩爾氣體常數；T為熱力學溫度；$??$為自由能的增量，$??$ = 2σ / r，其中r為質點半徑，σ為質點邊界上的曲面張力，當半徑為r的網狀共晶Si因表面張力產生內壓，網狀Si半徑r越小即曲率越大時，自由能越大，擴散越容易[28]。所以，在網狀共晶Si的邊緣凹槽處或棱角處很容易發生擴散溶解，外表面逐漸變得光滑，并不斷聚集長大，形成了圖7e虛線區所示的球化組織。

經更高溫度固溶處理后，樣品析出了長針狀AlFeSi-β相(如圖7f角圖)[19]及塊狀Si相。此外，在高溫T6熱處理樣品中出現了較多的孔洞缺陷，如圖7f中虛線輪廓所示。其形成原因主要是高溫熱處理過程中氣孔聚集在AlFeSi-β相周圍，在余開斌等[28]的研究中也發現了類似現象。

2.5 熱處理工藝對SLM制備樣品力學性能的影響

圖8為不同熱處理樣品應力-應變曲線。與SLM制備樣品相比，經熱處理后各樣品的塑性均有一定程度提高，而強度相差較大。經130℃、4 h的時效處理后sb接近480 MPa，與SLM制備樣品的sb (圖8虛線所示)相接近，延伸率達到約11.9%。經過顯微硬度測試，其平均硬度為(133 ± 3) HV，與基體相比提升10%左右(圖9)。經236℃、10 h去應力退火后，sb接近368 MPa，與SLM制備樣品相比降低23%，但延伸率達到近17%。經過去應力退火處理消除殘余應力后再進行時效處理，與未時效樣品相比強度未增加，延伸率卻降低為13%。而經過540℃、1 h固溶處理后，延伸率超過22%，但強度降至約246 MPa，雖然再經過時效處理后強度有所回升，但塑性嚴重降低。可見經過130℃、4 h時效熱處理的樣品綜合性能最好，與組織觀察吻合較好。

圖8

圖8   SLM制備樣品經不同熱處理工藝后的拉伸曲線

Fig.8   Engineering stress-strain curves of SLM samples after different heat treatments

圖9

圖9   SLM制備樣品經時效熱處理前后的平均顯微硬度對比

Fig.9   Average microhardnesses of SLM and aged samples

從圖10所示的斷口形貌可推測不同熱處理后性能差異較大的原因。從時效處理后的斷口形貌(圖10a和e)可以看出，斷口較為平整，由直徑為1 μm左右的韌窩和撕裂棱組成。宏觀斷口中可觀察到少量氣孔，經過拉伸后這些孔隙在斷口附近長大，形成微孔聚集型斷裂。微孔內韌窩較淺，所以與其他熱處理工藝相比塑性提高不夠顯著。經過較長時間的去應力退火再進行時效發現，隨著網狀Si的斷裂和球化，宏觀斷口雖然平整(圖10b)，但是與時效相比韌窩明顯較大(圖10f)。所以，長時間去應力退火后晶粒長大使強度降低，但同時也提高了塑性。

圖10

圖10   SLM制備樣品分別經時效、去應力退火+時效、固溶、T6處理后拉伸斷口形貌

(a-d) macroscopic fractures (e-h) enlarged fracture morphologies

Fig.10   Tensile fracture morphologies of aged (a, e), annealed+aged (b, f), solution-treated (c, g), and T6-treated (d, h) SLM samples (Dotted line zones show defects within the solution-treated and T6-treated samples, inset in Fig.10h is pore defect, which has negative effect on tensile properties)

如圖10g和h虛線所示，固溶熱處理與T6熱處理斷口有大量氣孔聚集，且在T6熱處理后氣孔聚集現象更加明顯。在圖10h左上方微觀放大圖中可以清晰地看到氣孔形狀為桿與球的結合型，與微觀組織上觀察到的氣孔形貌一致(圖7f)。氣孔尖端會在較大的拉力作用下優先開裂，使得T6熱處理樣品的強度降低。高溫固溶處理使得晶粒繼續長大，球狀Si在α-Al基體上聚集成較大的塊狀Si相(圖7f)，強度較低，斷口韌窩大且深，塑性較高。T6處理后樣品析出少量的Mg2Si，形成沉淀強化，強度略微升高。

2.6 時效處理SLM制備樣品的綜合力學性能改善機理

在SLM制備AlSi10Mg的溫度場模擬中，Li等[29]發現在打印時熔池最高溫度可超過1700℃，遠高于AlSi10Mg熔化溫度(600℃)，冷卻速率達103~105℃/s[17]，形成過飽和固溶體。文獻[17,24]中也報道了相似結論。與其他熱處理工藝相比，時效熱處理突出的性能優勢也與該過程密切相關。

時效處理對SLM制備樣品的綜合力學性能改善主要歸因于以下2方面：首先是析出相強化。從圖11a所示的TEM像中可以觀察到網狀Si附近聚集了大量的位錯，說明網狀Si能夠有效地阻礙位錯運動，是提高SLM AlSi10Mg性能的主要析出相。此外，樣品經時效熱處理后還會析出如圖11b箭頭所示的短桿狀及球狀Si析出相。從Al-Si界面處的TEM及高分辨像(圖11c和d)中可以看出，桿狀Si析出相與基體α-Al具有半共格晶體學關系，起到彌散強化作用，使拉伸強度增加。除析出相Si外，細小針狀的Mg2Si析出相(圖11b)也可以阻礙位錯運動[30]，增加了彌散強化效果。其次，時效處理較低的溫度和較短的處理時間，使SLM制備樣品晶粒不發生明顯長大，并保留近乎連續的網狀Si結構。雖然網狀Si尖端溶解后出現少量球化現象，降低了強化效果，但是沉淀強化在一定程度上彌補了這部分強度損失，部分位錯也因此可以穿過球化的網狀Si顆粒[7,17]，改善塑性。

圖11

圖11   SLM樣品時效前及經時效熱處理后析出相的TEM像

Fig.11   TEM images of as-printed sample (a), precipitates of aged sample (b), Si precipitates with different shapes of aged sample (c), and interface of rod Si precipitates of aged sample (d) (Inset in Fig.11b shows Mg2Si precipitates)

綜上，130℃、4 h時效熱處理對SLM制備樣品的綜合力學性能改善效果最好。經時效處理后，SLM制備樣品的強度沒有降低，硬度提高10%，延伸率達到約11.9%。其綜合力學性能改善的主要機制為沉淀強化(Si及Mg2Si析出)、Hall-Petch效應(由于網狀共晶Si抑制晶粒生長)和固溶強化(低溫短時間的熱處理)。

3 結論

(1) 掃描速率對SLM制備AlSi10Mg樣品致密度影響較大，整體呈現掃描速率越慢、線能量越大、合金致密度越高的趨勢。在激光功率275 W、掃描速率1.6 m/s的參數匹配下，可獲得致密度為99.63%的樣品，其水平方向抗拉強度為(478 ± 10) MPa，延伸率為8% ± 1.3%，平均硬度為(122 ± 3) HV。

(2) 經540℃、1 h固溶處理后網狀Si消失，導致強度降低至約246 MPa，延伸率超過22%。經236℃、10 h去應力退火處理后，網狀Si尖端溶解后球化，延伸率達到17%，抗拉強度降為368 MPa。

(3) 較低溫度下(130℃)時效熱處理是改善綜合力學性能的有效方法，130℃、4 h時效樣品強度與沉積態樣品相比無明顯變化，延伸率達到約11.9%，硬度提升約10%。其綜合力學性能改善機理主要包括彌散強化(Si及Mg2Si析出)、細晶強化(網狀共晶Si抑制晶粒生長)和固溶強化(低溫短時間熱處理Si擴散較慢)。

來源--金屬學報