王悦1,2,王继杰1,张昊2,赵泓博2,倪丁瑞,2,肖伯律2,马宗义2

激光选区熔化(selective laser melting，SLM)是一种快速增材制造技术，主要原理是将三维模型进行分层、离散化处理，并逐层进行打印，最终获得复杂的结构件[1,2]。由于航空航天等领域对高精度、轻量化、形状复杂零部件需求迫切，国内外对铝合金SLM制备技术进行了大量研究，尤其是针对传统工艺难以实现的特殊零件，如复杂管道、薄壁件、精密模具等[1,3,4]。目前用于SLM制备的铝合金主要有6061[5]、AlSi12[6]、AlSi10Mg[7,8]、Al-Cu系[9]、Al-Zn系[10]及含稀土类的铝合金等。其中AlSi10Mg具有良好的可焊性、成型性及耐热性，其等温凝固特点可在打印时降低样品开裂倾向，在SLM加工中应用较广。

SLM加工的AlSi10Mg虽然可获得高于传统砂型铸造及高压铸造的强度[11]，但是也因为塑性较低[12]、气孔率较高[13]等缺点限制了其应用范围，进一步优化打印参数并进行后续热处理有望成为提高SLM制备铝合金综合性能的简单有效途径。由于样品在SLM成型过程中要经历复杂的热循环，所以控制热输入(激光线能量)对样品质量至关重要[11,14]。影响激光线能量的主要参数有激光功率、扫描速率、层厚及扫描间距，其中激光功率和扫描速率可调范围较宽、二者的匹配对样品性能影响较大，是参数优化的重点。在一定范围内增加激光功率、降低扫描速率都会使线能量增加、缺陷减少，从而获得更加均匀的组织。然而目前国内外研究多是在几个参数配合中选择表面质量较好的参数直接进行打印[11]，缺乏在大参数范围内研究各参数匹配对致密度的影响，并未形成针对AlSi10Mg直观的工艺参数范围。此外，研究发现沉积态样品经过参数优化后虽然强度提高较大，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应力退火及T6 (固溶+时效)热处理工艺上。

Zhuo等[12]发现300℃去应力退火后SLM制备样品残余应力得以基本消除，延伸率稍有提高，但是强度急剧降低。针对T6工艺的相关研究[5,10]也发现T6处理适用于常规制备的可硬化铝合金，而在处理SLM加工的AlSi10Mg样品时，会出现Si颗粒和晶粒的严重粗化，进而降低合金的强度[15,16]。可见，虽然现有热处理工艺可以改善沉积态样品的塑性，但大都以大幅牺牲强度为代价。较高的热处理温度破坏了SLM加工AlSi10Mg样品独特的网状Si组织，晶粒也会发生明显粗化[5,10,12,15,16]。若想解决上述问题，需严格限制后续热处理的温度和时间，建立有针对性的热处理工艺，尽可能保留SLM高冷却速率所产生的细晶组织[17]。而针对SLM制备样品近固溶态的组织特点，对其直接进行时效处理，有望在晶粒不发生明显长大的前提下促使增强相析出，提高组织均匀性，最终提升SLM制备样品的综合性能[18]。但是目前相关研究极为有限，而且采用的时效温度仍然较高[11,15]，不利于保留SLM制备样品的细晶组织。

本工作采用SLM技术，通过优化激光功率与扫描速率获得了高致密度、高强度的AlSi10Mg样品。为了进一步提高其综合性能，设计了低温短时间时效热处理工艺，并与去应力退火及T6热处理进行对比，研究不同热处理工艺对SLM制备样品在平行于基板方向的组织和力学性能的影响。分析了网状Si及其他析出相的演化规律，探讨了性能提高机制，为SLM制备AlSi10Mg样品的组织与性能优化提供参考。

1实验方法

实验用AlSi10Mg粉末的化学成分(质量分数，%)为：Si 9~11，Mg 0.25~0.45，Fe 0.25，Al余量。图1a为AlSi10Mg粉末形貌，粉末呈不规则形状，内部有少量气孔(图1b中箭头所示)，通过气孔所占面积比得出气孔率约为0.3%。粉末休止角(最大堆积高度与半径的比值)约为30°，流动性较好(小于40°)，松装密度约为1.37 g/cm3。经BT-9300ST粉末颗粒度测试仪测量，其平均颗粒粒径为43 μm。实验使用AM400 SLM打印设备，所配备的基板最大加工尺寸为250 mm × 250 mm × 300 mm。通过正交实验，在激光功率P =250~350 W、扫描速率v= 1.0~3.3 m/s范围的24个参数下打印成尺寸为5 mm × 5 mm × 5 mm的样块，采用优化后的工艺参数打印出10 mm × 10 mm × 70 mm的长方体样品进行后续分析测试。为了系统地研究热处理过程中组织及性能的演变机理，设计了5种热处理工艺：固溶处理、T6处理、去应力退火、去应力退火+时效和直接时效，具体热处理制度如表1所示。

图1

图1用于激光选区熔化(SLM)的AlSi10Mg粉末形貌

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

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

表1SLM制备AlSi10Mg热处理工艺

Table 1Heat treatments for SLM AlSi10Mg alloy

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不同参数沉积态样品经砂纸打磨后采用Archimedes排水法测量其致密度，每组样品测量3次，取平均值作为测量结果。沉积态样品经超声波清洗后在Stemi 508体视显微镜下观察其上表面宏观形貌。将优化参数后的SLM制备样品及热处理后样品进行砂纸打磨和机械抛光，并用Keller试剂进行腐蚀获得金相样品。采用Axiovert 200 MAT光学显微镜(OM)和配备能谱(EDS)探头的Supra 55场发射扫描电镜(SEM)观察样品平行于基板方向的宏观和微观组织形貌。采用Gatan 695离子减薄仪对凹坑后的样品进行减薄，采用Tecnai F20透射电镜(TEM)对析出相进行进一步观察。选用配备Cu靶的MAXima XRD-7000 X射线衍射仪(XRD)在10°/min的连续扫描条件下对打印前后样品进行物相分析。

单轴拉伸实验在Instron 8801型试验机上进行。由于SLM制备样品力学性能上的各向异性是由组织不均匀所引起的，而热处理可以在一定程度上改善组织不均匀性，从而缓解各向异性[7]，因此本工作中拉伸试样的取样方向重点关注平行于基板方向(即XY坐标平面，X为刮刀方向)。拉伸试样尺寸如图2所示，平行段为5 mm，采用3 mm标距机械引伸计测量试样拉伸变形过程的实际应变，拉伸应变速率为1 × 10-3s-1，每组测试3个平行样品，拉伸后在SEM下观察断口形貌。采用FM-700型Vickers硬度测试仪测试样品表面硬度，载荷50 g，保压时间10 s，硬度数据取3点平均值。

图2

图2拉伸试样尺寸及取样方向(垂直于堆垛方向)

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

2实验结果与讨论

2.1不同打印参数SLM制备样品宏观形貌及致密度

图3为不同扫描速率和线能量(功率与扫描速率比值，E = P/v)对SLM制备样品宏观表面形貌和致密度的影响，可见在同一激光功率(275 W)下，不同扫描速率对样品宏观形貌有明显影响。如图3a~c所示，在较高扫描速率下(3.0 m/s)熔池搭接处出现空隙，这是由于扫描速率过快时熔池来不及搭接，使得表面凹凸不平，并伴随大量球化产生。在扫描速率为1.6 m/s时虽然有少量球化现象，但表面形貌较为光滑平整，无粉末塌陷形成的凹坑。而在较低扫描速率(1.4 m/s)下，虽然表面较为平坦，但过高的线能量导致大量球化颗粒形成。这些金属颗粒残留在打印件上，会对下一层粉末的堆垛产生不利影响，进而降低成品致密度。

图3

图3不同扫描速率及线能量对SLM制备样品宏观形貌及致密度的影响

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

由不同打印参数所汇总的三维密度图(图3d)可以看出，随着激光功率的升高，线能量逐渐增加，样品密度随之提升，这是因为线能量升高后，合金流动性更好，较大的熔池相互搭接，减少孔洞及热裂纹的产生。但受扫描速率的影响，在所生成的三维曲面图上方出现了翻折楞，这表明若扫描速率超出范围，即使线能量升高，致密度仍会降低。打印工艺与熔池凝固存在如下作用关系：首先，激光功率过大，熔池会发生严重的反冲效应，这会造成明显的飞溅，使得熔池不能良好愈合而造成缺陷。与此同时，过高的熔池温度还可能造成元素蒸发烧损[11]，降低样品性能。而激光功率过低可能会造成熔融不透，上下层熔池搭接不全，进而降低结合强度。当扫描速率过大时，冷却速率增大，使得合金凝固时间减少，熔池中心已经融化合金未能及时润湿周围全部的金属粉，导致熔池与熔池之间不能完美衔接；而扫描速率过低会造成局部熔深过大，形成匙孔缺陷。另外，由于熔池中心(1200℃)与热影响区(600℃)温度梯度较大，会造成临近热影响区(HAZ)的熔池边缘快速凝固[17,19]，流动性受限。如果参数匹配不当就会在这些位置形成未愈合的孔洞和裂纹，从而使致密度降低。综上实验结果，激光功率275 W、扫描速率1.6 m/s为最佳打印参数，此参数下样品密度为(2.67 ± 0.01) g/cm3，致密度达99.63% ± 0.37%。下面工作即针对此参数SLM制备样品的组织及性能展开。

2.2优化参数后SLM制备样品的显微组织

图4为优化参数后SLM制备样品的微观组织。图4a和b分别为SLM制备样品平行于基板方向和垂直于基板(即堆垛方向)组织的OM像。图4a中可以明显地观察到熔池凝固后的层层堆垛形貌，无明显的球化现象，说明打印过程比较稳定，没有产生过多飞溅。另外，本工作在打印时通过层间扫描方向旋转67°来降低织构[1]，同时提高层间连接强度。从图4b中可以观察到样品的熔池呈鳞片型，从熔池的深度及宽度上可以看出所选打印参数较适中，打印过程无过烧及塌陷现象。参数优化使原始粉末中的少量气孔得以排出，进而提高打印件致密性。

图4

图4优化参数后SLM制备样品显微组织的OM像及SEM像

Fig.4OM 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)

图4c和d分别为2个方向组织的SEM像。在熔池边缘处可观察到有3个独特的微观组织区域，分别是细胞区、热影响区及两者之间的粗胞区，这一结果与Thijs等[1]在SLM制备Al-Si合金研究中所观察到的结果类似。图5a所示XRD结果表明：Si相和Mg2Si相在Al基体中析出，是SLM制备样品中的主要第二相。图5b EDS结果表明：细胞区中白色衬度部分Si含量比中间包裹的灰色区域高，由此推断白色衬度区域为近共晶成分的网状Si骨架，而中间包裹的灰色区域为α-Al。凝固过程中α-Al优先形核，在SLM的高冷速条件下使Si元素大量固溶在α-Al (图5b)中形成近过饱和固溶体[19]，而Si熔点较低[20]，过饱和Si扩散在α-Al外侧，邻近的网状Si在长大过程中彼此相遇，包裹住α-Al固溶体由此形成细胞区，Si成为镶嵌在α-Al固溶体中的网状骨架。热影响区的形成是由于激光熔化材料形成熔池，对周围已凝固组织再次加热，使α-Al中的Si元素持续扩散，网状Si不断溶解和断裂。Si元素聚集后甚至出现了球状Si颗粒，最终形成热影响区。而粗胞区由于温度较高、冷却速率较低，共晶Si骨架发生了粗化。

图5

图5AlSi10Mg SLM制备样品的XRD谱和EDS结果

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

2.3优化参数后SLM制备样品力学性能

拉伸结果表明，SLM制备样品水平方向抗拉强度(sb)约为(478 ± 10) MPa，延伸率约为8% ± 1.3%，平均硬度约(122 ± 3) HV。通过统计近5年SLM制备AlSi10Mg研究中的拉伸性能结果[7,8,11,12,19,21~25]，绘制出力学性能对比图(图6)，其中星号代表本研究结果。可以看出，本实验所制备的样品具有较大的性能优势。从图5a所示XRD谱可以看出，与粉末态相比，SLM制备样品Al峰位对应2θ角(38.54°)，与纯Al峰位2θ角(38.47°)相差较大，这表明SLM制备样品晶格畸变程度更大，推断出SLM AlSi10Mg样品比未经处理的粉末固溶度要高；此外，Si元素在α-Al中与Mg元素结合可生成少量Mg2Si强化相。

图6

图6近5年报道的SLM制备AlSi10Mg性能对比

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

因此，SLM制备AlSi10Mg性能提高的原因主要有以下几方面：(1) 粉末材料本身缺陷较少，打印参数匹配较佳，沉积态样品致密度较高；(2) 由于SLM较高的冷却速率，晶粒来不及长大而形成细晶组织[26]，提高了强度和硬度；(3) 高冷速下Si元素来不及扩散，在α-Al中形成过饱和固溶体，进一步提高强度；(4) 通过采用网格划分法计算SEM图中的Si网格面积所占比例，计算结果约为33%，而网状Si骨架为SLM制备AlSi10Mg合金的主要强化相，加之Mg2Si的生成(图5a)，使SLM制备样品性能与其他工艺相比更具优势。综上，由于细晶强化、固溶强化及沉淀强化3者共同作用，以及优化参数后致密度的提升，使得SLM制备的AlSi10Mg具有优异的强度[11]。

2.4热处理工艺对SLM制备样品微观组织的影响

为了进一步提高延伸率，对样品进行了后续热处理，图7所示为不同热处理后样品的宏观及微观组织。可见，经不同热处理后，各样品的微观组织差异较大。较低温度的时效处理(130℃、4 h)对熔池影响较小，完整地保留了SLM打印过程中形成的熔池形貌(图7a)。经过长时间的去应力退火(236℃、10 h)后，熔池边界开始粗化，如图7b所示。经过更高温度的固溶处理(540℃、1 h)后，样品完全失去了SLM独特的微观组织形貌，单个小熔池消失，取而代之的是α-Al基体上析出块状Si颗粒的形貌(图7c)。

图7

图7SLM制备样品分别经时效、去应力退火 + 时效、T6热处理后的显微组织

Fig.7OM (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-βphase)

进一步放大观察微观组织形貌发现，经过较短时间、较低温度的时效处理后，α-Al基体上依然保留了完整的网状Si骨架，但有少量网状Si边界已经出现了球化现象(图7d)，胞状结构内部析出了沉淀相。经过236℃、10 h去应力退火后，网状Si全部球化。Gibbs-Thompson效应[27]可以解释网状共晶Si发生部分溶解、断裂和逐渐球化的过程。计算公式为：

$\mathrm{l}\mathrm{n}\frac{?(?)}{?(\mathrm{\infty })}=\frac{??{?}_{\mathrm{m}}}{??}$(1)

式中，$?(?)$为溶液中溶质浓度，$?(\mathrm{\infty })$为溶液中溶质的饱和浓度；${?}_{\mathrm{m}}$为摩尔体积；R为摩尔气体常数；T为热力学温度；$??$为自由能的增量，$??$= 2σ/r，其中r为质点半径，σ为质点边界上的曲面张力，当半径为r的网状共晶Si因表面张力产生内压，网状Si半径r越小即曲率越大时，自由能越大，扩散越容易[28]。所以，在网状共晶Si的边缘凹槽处或棱角处很容易发生扩散溶解，外表面逐渐变得光滑，并不断聚集长大，形成了图7e虚线区所示的球化组织。

经更高温度固溶处理后，样品析出了长针状AlFeSi-β相(如图7f角图)[19]及块状Si相。此外，在高温T6热处理样品中出现了较多的孔洞缺陷，如图7f中虚线轮廓所示。其形成原因主要是高温热处理过程中气孔聚集在AlFeSi-β相周围，在余开斌等[28]的研究中也发现了类似现象。

2.5热处理工艺对SLM制备样品力学性能的影响

图8为不同热处理样品应力-应变曲线。与SLM制备样品相比，经热处理后各样品的塑性均有一定程度提高，而强度相差较大。经130℃、4 h的时效处理后sb接近480 MPa，与SLM制备样品的sb(图8虚线所示)相接近，延伸率达到约11.9%。经过显微硬度测试，其平均硬度为(133 ± 3) HV，与基体相比提升10%左右(图9)。经236℃、10 h去应力退火后，sb接近368 MPa，与SLM制备样品相比降低23%，但延伸率达到近17%。经过去应力退火处理消除残余应力后再进行时效处理，与未时效样品相比强度未增加，延伸率却降低为13%。而经过540℃、1 h固溶处理后，延伸率超过22%，但强度降至约246 MPa，虽然再经过时效处理后强度有所回升，但塑性严重降低。可见经过130℃、4 h时效热处理的样品综合性能最好，与组织观察吻合较好。

图8

图8SLM制备样品经不同热处理工艺后的拉伸曲线

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

图9

图9SLM制备样品经时效热处理前后的平均显微硬度对比

Fig.9Average microhardnesses of SLM and aged samples

从图10所示的断口形貌可推测不同热处理后性能差异较大的原因。从时效处理后的断口形貌(图10a和e)可以看出，断口较为平整，由直径为1 μm左右的韧窝和撕裂棱组成。宏观断口中可观察到少量气孔，经过拉伸后这些孔隙在断口附近长大，形成微孔聚集型断裂。微孔内韧窝较浅，所以与其他热处理工艺相比塑性提高不够显著。经过较长时间的去应力退火再进行时效发现，随着网状Si的断裂和球化，宏观断口虽然平整(图10b)，但是与时效相比韧窝明显较大(图10f)。所以，长时间去应力退火后晶粒长大使强度降低，但同时也提高了塑性。

图10

图10SLM制备样品分别经时效、去应力退火+时效、固溶、T6处理后拉伸断口形貌

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

Fig.10Tensile 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)

如图10g和h虚线所示，固溶热处理与T6热处理断口有大量气孔聚集，且在T6热处理后气孔聚集现象更加明显。在图10h左上方微观放大图中可以清晰地看到气孔形状为杆与球的结合型，与微观组织上观察到的气孔形貌一致(图7f)。气孔尖端会在较大的拉力作用下优先开裂，使得T6热处理样品的强度降低。高温固溶处理使得晶粒继续长大，球状Si在α-Al基体上聚集成较大的块状Si相(图7f)，强度较低，断口韧窝大且深，塑性较高。T6处理后样品析出少量的Mg2Si，形成沉淀强化，强度略微升高。

2.6时效处理SLM制备样品的综合力学性能改善机理

在SLM制备AlSi10Mg的温度场模拟中，Li等[29]发现在打印时熔池最高温度可超过1700℃，远高于AlSi10Mg熔化温度(600℃)，冷却速率达103~105℃/s[17]，形成过饱和固溶体。文献[17,24]中也报道了相似结论。与其他热处理工艺相比，时效热处理突出的性能优势也与该过程密切相关。

时效处理对SLM制备样品的综合力学性能改善主要归因于以下2方面：首先是析出相强化。从图11a所示的TEM像中可以观察到网状Si附近聚集了大量的位错，说明网状Si能够有效地阻碍位错运动，是提高SLM AlSi10Mg性能的主要析出相。此外，样品经时效热处理后还会析出如图11b箭头所示的短杆状及球状Si析出相。从Al-Si界面处的TEM及高分辨像(图11c和d)中可以看出，杆状Si析出相与基体α-Al具有半共格晶体学关系，起到弥散强化作用，使拉伸强度增加。除析出相Si外，细小针状的Mg2Si析出相(图11b)也可以阻碍位错运动[30]，增加了弥散强化效果。其次，时效处理较低的温度和较短的处理时间，使SLM制备样品晶粒不发生明显长大，并保留近乎连续的网状Si结构。虽然网状Si尖端溶解后出现少量球化现象，降低了强化效果，但是沉淀强化在一定程度上弥补了这部分强度损失，部分位错也因此可以穿过球化的网状Si颗粒[7,17]，改善塑性。

图11

图11SLM样品时效前及经时效热处理后析出相的TEM像

Fig.11TEM 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)

综上，130℃、4 h时效热处理对SLM制备样品的综合力学性能改善效果最好。经时效处理后，SLM制备样品的强度没有降低，硬度提高10%，延伸率达到约11.9%。其综合力学性能改善的主要机制为沉淀强化(Si及Mg2Si析出)、Hall-Petch效应(由于网状共晶Si抑制晶粒生长)和固溶强化(低温短时间的热处理)。

3结论

(1) 扫描速率对SLM制备AlSi10Mg样品致密度影响较大，整体呈现扫描速率越慢、线能量越大、合金致密度越高的趋势。在激光功率275 W、扫描速率1.6 m/s的参数匹配下，可获得致密度为99.63%的样品，其水平方向抗拉强度为(478 ± 10) MPa，延伸率为8% ± 1.3%，平均硬度为(122 ± 3) HV。

(2) 经540℃、1 h固溶处理后网状Si消失，导致强度降低至约246 MPa，延伸率超过22%。经236℃、10 h去应力退火处理后，网状Si尖端溶解后球化，延伸率达到17%，抗拉强度降为368 MPa。

(3) 较低温度下(130℃)时效热处理是改善综合力学性能的有效方法，130℃、4 h时效样品强度与沉积态样品相比无明显变化，延伸率达到约11.9%，硬度提升约10%。其综合力学性能改善机理主要包括弥散强化(Si及Mg2Si析出)、细晶强化(网状共晶Si抑制晶粒生长)和固溶强化(低温短时间热处理Si扩散较慢)。

来源--金属学报