选区激光熔融Al-30Si合金的微观组织和性能

光学测量和遥感技术的发展，对激光雷达、光谱仪、扫描仪等空间光学系统中的光机结构件提出了更高的要求 在特殊工作环境条件下服役的光机结构件，对其综合性能的要求较高 同时，还要尽可能地减轻自重和缩短制造时间 Al-Si合金的比重小、刚度高和热膨胀系数(Coefficient of thermal expansion，CTE)低，广泛应用在航空航天和汽车制造等领域[1~4] 提高Al-Si合金中Si的含量，能在提高其比刚度的同时降低CTE[5] 因此，使用Al-Si合金有望提高光机结构件的结构稳定性和热稳定性[6] Si含量高于12.6%的Al-Si合金为过共晶合金 用传统铸造制备的过共晶Al-Si合金，在基体中生成的大块状初晶Si严重地将其割裂而使其性能降低，极大地限制了过共晶Al-Si合金的应用[7,8]

为了在保证热物理性能的前提下抑制制备过程中Si颗粒引起的开裂，需将初晶Si颗粒细化[9] 细化初晶Si的有效方式，是控制其形核和生长 在Al-Si合金中加入碱金属元素或稀土元素[10,11]，可显著细化初晶Si组织 但是，添加碱金属会降低熔体的流动性使孔隙率的提高[12]，而这将降低合金的性能 同时，添加稀土元素还会提高生产成本 快速凝固也能细化初晶Si，喷射沉积技术[13]已经用于制备高Si过共晶Al合金 但是，喷射沉积的操作过程较为复杂，特别是不能精确制备复杂构件，后续机械加工还会提高成本

选区激光熔融(Selective laser melting，SLM)是20世纪90年代出现的一种快速成形加工技术[14]，用激光熔化金属粉末后层层堆叠一体化可成形复杂结构件 SLM能完整地支持拓扑优化，灵活地制备晶格点阵等轻质结构[15~17]并降低零部件的重量 但是，Al合金的物理性质如激光反射率高、导热快、缺陷形成倾向大和易氧化等[18]，使SLM的加工难度提高 因此，可选用的合金体系受到了极大的限制 目前，最常用SLM制备的是AlSi10Mg和Al-12Si等近共晶Al-Si合金[6] 用SLM制备Al-Si合金，较高的冷却速度(103~105 K/s)[19]可提高形核速率从而抑制初晶Si生长 Li等[20]用SLM制备Al-12Si合金，利用其快冷特性制备出超细共晶组织，其抗拉强度达到380 MPa，拉伸性能比用传统方式制备的Al-12Si合金更好

SLM虽然可抑制初晶Si的长大，但是产生的较大残余应力使材料的开裂倾向极为严重 鉴于此，本文用SLM成形Al-30Si过共晶合金，研究去应力退火后Al-30Si合金样品的显微组织，力学性能和热物理性能，希望能将用SLM制备的Al-30Si合金材料用于光机结构件的集成设计和制造

1 实验方法

用Renishaw AM 400 SLM设备制备样品，激光光源为光纤激光器，波长为1070 nm，激光束的直径为70 μm，最大激光功率为400 W 在打印过程中为防止样品氧化和降低熔池飞溅对后续加工的影响，在舱室中通入循环氩气，维持氧含量低于500 × 10-6 所用的原材料为用气雾化法制备的Al-30Si合金粉末，保温温度为850℃，雾化气压为2~3 MPa 图1a给出了粉末的微观形貌，熔体黏度较高使粉末呈椭球状并伴有少量的卫星粉，D50为85.7 μm 图1b给出了粉末的截面形貌，可见尺寸约为6 μm的Si颗粒均匀地分布在Al基体中

图1



图1Al-30Si粉末和截面的微观组织

Fig.1Powder morphology of Al-30Si (a), cross-sectional morphology of the powder (b)

根据参考文献[21]的结果，将SLM参数进一步优化(表1) 采用条带扫描加工策略，铺粉厚度为30 μm，每层加工完成后激光角度旋转67°，保证扫描轨迹不会与下一层的扫描轨迹重叠 激光功率为250~300 W，扫描速度为1.5~1.8 m/s 其中参数为275 W和1.5 m/s的样品致密度最高

Table 1

表1

表1SLM参数和Al-30Si样品的密度

Table 1Parameters and density of Al-30Si samples

Laser power / W	Scanning velocity / m·s-1	Density / g·cm-3
250	1.5	2.514
275	1.5	2.528
300	1.8	2.516

在SLM成形过程中高加热和快冷产生的高温度梯度和热波动，在成形的样品内产生热应力和残余应力[22]，可能使样品变形 因此，必须将打印后的样品进行300℃/6 h去应力退火以消除在SLM成形过程中产生的残余应力 本文以下的实验均针对退火态样品

将研磨抛光后的样品用Keller试剂(1%HF + 1.5%HCl + 2.5%HNO3 + 95%H2O)腐蚀，然后用Zeiss Axiovert 200 MAT金相光学显微(OM)和Zeiss Sigma 500场发射扫描电子显微镜(SEM)观察样品的显微组织 使用MAXima XRD-7000 X射线衍射仪(XRD)对样品进行物相分析，连续扫描条件为10(°)/min 使用INSTRON-8801拉伸试验机进行样品的拉伸测试，样品平行段的尺寸为5 mm × 2 mm × 1.5 mm，取样方向为垂直于堆垛方向 使用FV-700维氏硬度计测量样品的硬度，保压时间为15 s，载荷为5 kg，对样品取10个压痕结果的平均值 使用精密低温热膨胀仪在-100℃~200℃氩气气氛中测量样品的热膨胀系数，从室温(27℃)开始每50℃取一次测量值 在相同温度下使用低温导热测试仪DXF-200测量样品的热导率

2 实验结果和讨论2.1 物相和显微组织

图2给出了Al-30Si粉末态、打印态和退火后合金样品的XRD谱 从图2a可见，SLM成形合金样品的谱中只有Al峰和Si峰 在图2b中打印态谱中的(111)Al衍射峰位(2θ)与合金粉末相比向更高角度偏移，这表明其晶面间距减小 由于Si在Al中属于置换型固溶，且Si的原子半径比Al的更小(Al和Si为同一周期)，因此Si在Al中固溶会降低纯Al的晶面间距 根据Bragg衍射定律，较大的θ值表示较小的晶面间距，表明在SLM成形后合金粉末中的Si在Al中的固溶度提高 退火后(111)Al衍射峰位2θ向低角度偏移，说明Si从过饱和的Al基体中析出 这表明，Al基体中Si的浓度高低的排序为打印态>退火态>粉末态

图2



图2Al-30Si粉末、打印态和退火后样品的XRD谱

Fig.2XRD patterns of Al-30Si powder, as-built and annealed samples (a) and diffraction peaks at range of 37.5° to 39.5° (b)

图3给出了SLM成形Al-30Si合金样品的熔池形貌 图3a给出了xoy面即激光扫描面，可见熔池的宽度约为100 μm 图3b给出了xoz面即垂直于基板面，由于在成形过程中激光扫描轨迹每层旋转67°，呈现出相互交叉分布的不规则“鱼鳞”状组织形貌，保证了层与层之间的结合强度 熔池的最大深度约为70 μm，大于铺粉的30 μm厚度，表明在SLM成形过程中先前的沉积层发生了重熔 熔池的几何形状，是表征SLM工艺质量的重要指标 熔池由两部分组成：一部分是在激光第一次照射金属粉末时熔化沉积在基板表面上方的新沉积部分，另一部分是在下一层熔化沉积时激光对先前沉积层产生的重熔部分 在SLM成形过程中激光使金属粉末熔化再以较高的冷却速度凝固，粉末的熔化有锁孔模式和热传导模式[23] 激光能量较高时，熔化模式为锁孔模式，高能量的激光使金属粉末汽化形成等离子体的蒸汽腔，增加了激光能量的吸收，使能量穿透更深而形成窄而深的熔池 熔化的液体在毛细作用和Marangoni流的作用下在熔池中产生匙孔状缺陷 当输入激光能量不足以使金属粉末汽化时，熔化方式为热传导模式，在此模式下形成高质量的稳定熔池 此时，熔池呈现出较为平坦和浅的轮廓，如图3b所示 退火后Si颗粒大小、形貌和分布较为均匀，没有明显的熔池边界，如图3c所示

图3



图3SLM成形Al-30Si合金熔池的形貌

Fig.3Microstructure of SLM Al-30Si samples (a) xoy section of as-built sample, (b) xoz section of as-built sample, (c) xoz section of annealed sample

Si含量高于12.6%时，Si以初晶Si和共晶Si的形式析出 图4给出了SLM成形Al-30Si合金样品退火后的显微组织 从图4a可见，样品主要由块状初晶Si，Al-Si共晶以及α-Al组成 与铸态加工的Al-30Si的微观结构不同，铸态加工的初晶Si其尺寸为0.3~0.7 mm[24]，而在SLM成形过程中高冷却速度、强热梯度(~106 K/m)[22]以及不同热循环的影响使合金样品的初晶Si尺寸更小，仅为5 μm左右 在SLM成形过程中激光快速加热使金属粉末熔化，熔融金属达到液相平衡后激光热源移走，熔池以103~105 K/s的速度冷却使新的沉积层与基板(前一层)融合 在凝固过程中熔点较高的Si相先以粒子的形式形核并长大形成初晶Si，随着凝固的继续液相中的α-Al在初晶Si周围形核和生长而阻止了初晶Si的生长 α-Al相的析出使熔池中液相局部Si的浓度较高而成为近饱和固溶体，Si向共晶浓度梯度小的α-Al外侧扩散而沿凝固的α-Al边界形核，形成过饱和的网状和棒状的共晶Si 不同区域的热循环使共晶Si不断溶解和断裂，形成如图4b所示的共晶Si组织 长时间的高温退火后Si从Al基体中析出，共晶Si溶解聚集和网状Si组织消失，如图4c和4d所示

图4



图4SLM成形Al-30Si合金的打印态和退火后的显微组织

Fig.4SEM microstructure of the Al-30Si sample fabricated by SLM (a, b) as-built， (c, d) annealed

2.2 力学性能

比刚度是航空航天结构材料力学性能的重要指标，比刚度越高表明材料抵抗变形能力越强且质量更轻 表2列出了常用光机结构件的比刚度 可以看出，退火后的Al-30Si合金样品的弹性模量为89 GPa，比刚度达到35.18 m2/s2，高含量的初晶Si作为增强颗粒提高了材料的比刚度 高比刚度的材料在装配、调试和发射入轨过程中承受一定的冲击载荷，在微重力作用下保持尺寸的稳定

Table 2

表2

表2常用光机结构件材料的比刚度

Table 2Specific stiffness of commonly used materials for optical instruments

Materials	Density / g·cm-3	Elastic modulus / GPa	Specific stiffness / m2·s-2
Al[25]	2.70	68.00	25.19
TC4[25]	4.40	114.00	25.91
Mg-Al alloy[25]	1.80	40.00	22.22
AlSi10Mg[26]	2.62	71.00	27.10
Al-30Si in this study	2.53	89.00	35.18

图5给出了Al-30Si合金的拉伸性能 可以看出，SLM成形的Al-30Si合金的最大抗拉强度高于传统铸造[24]的Al-30Si合金，其退火后的抗拉强度为254 ± 3 MPa，比打印态的低 图6a给出了SLM成形Al-30Si合金样品的宏观拉伸断口形貌 从图6b可见，断裂面是规则的裂解平面，韧窝尺寸较小，塑性较低，与拉伸试样的低延伸率符合 打印态的Al-30Si合金较高的抗拉强度，可归因于晶粒的细化效应 根据Hall-Petch公式[27]，晶粒细化诱导的强化可提高材料的力学性能 此外，Al/Si相界面阻碍位错运动[28]，使拉伸性能进一步提高 Si颗粒的大小和形貌，对Al-Si合金的力学性能有重要的影响 在Al-Si合金的传统铸造中，Si相的生长速度比凝固过程中的Al相更快，因此Si在Al基体中倾向于形成尺寸较大的板状初晶Si、棒状和针状共晶Si[24] 在拉伸载荷的作用下，Si相的这种形貌导致在塑性变形的早期阶段发生局部剪切 这种局部剪切引发裂纹的生成并促进其扩展，从而使其较快地断裂 SLM成形的Al-30Si合金样品中细化的Si颗粒能缓解局部剪切，从而抑制裂纹的萌生和扩展 从图6a可见未熔合的孔隙缺陷，在局部开裂断口的照片(图6c)中还可见未熔化的粉末颗粒 在拉伸过程中，应力在孔隙附近集中并使其成为裂纹源 图6d给出了沿拉伸方向横截面的微观结构，可见裂纹扩展路径较为随机，二次裂纹贯穿到断裂面附近未熔合的缺陷处 因此，未熔合的孔隙缺陷可能是拉伸试样失效的原因 退火对SLM成形试样的拉伸性能有一定的影响 退火后拉伸强度的降低，是由于微观结构的粗化 微观结构的粗化使晶界面积减小，更容易发生位错运动[29] 此外，Si颗粒的增强效果使过共晶Al-Si合金具有较高的硬度 SLM样品中弥散分布的细小Si相的增强效果更显著，其硬度为176.89 ± 8.5 HV

图5



图5Al-30Si合金的拉伸性能

Fig.5Tensile property of Al-30Si alloy

图6



图6退火样品拉伸断口的形貌

Fig.6Tensile fracture morphologies of annealed samples (a) macroscopic morphology, (b) enlarged fracture morphology， (c) incomplete fusion defect, (d) cross-sectional microstructure along tensile direction

2.3 热物理性能

热物理性能是制造光机结构件的重要性能 图7给出了Al-30Si合金样品在温度为-100℃~200℃其CTE随温度的变化 CTE用平均线性膨胀系数表示，可表示为

α=ΔLL0?ΔT

其中α为平均线膨胀系数，L0为试样的原始长度，ΔL为温度变化ΔT时试样的长度变化 在SLM成形的Al-30Si合金样品由孤立的Si颗粒和连续的Al基体组成，可看成是Si增强的Al基复合材料，其CTE主要取决于Al基体的CTE和增强体通过基体-增强体界面对基体的制约程度 在常温下，纯Si的CTE仅为Al的1/8[30] Si的CTE远低于Al，因此Si颗粒抑制Al原子的非简谐振动 在Al-Si合金中Al基体与Si相之间不发生界面反应，从图4d中的显微组织可见，Al基体和Si相之间结合良好，可产生较高的界面结合强度 SLM细化的硬质Si相均匀分布在基体中增大了基体-增强体接触面积，提高了对Al基体的制约程度，能阻碍基体的膨胀，使合金的CTE较低 在-100~200℃测试CTE为13.8 × 10-6/℃~16.3 × 10-6/℃，比用SLM制备的AlSi10Mg合金降低了约23%[31] 用SLM成形的Al-30Si合金优异的热稳定性能降低其因空间温度变化导致的热变形，是光学系统的测量精度提高

图7



图7SLM成形Al-30Si合金退火后的热膨胀系数

Fig.7Coefficient of thermal expansion of annealed Al-30Si alloy

热导率(Thermal conductivity，TC)越高的材料其散热能力越强，能迅速适应空间温度的变化 图8给出了SLM成形Al-30Si合金样品的TC，温度为-100~200℃其平均TC为70.52 W·m-1·K-1 纯金属材料的热量传递主要依靠自由电子，而合金材料的热量传递有电子导热和声子导热两种方式 SLM成形的Al-30Si合金样品其基体为金属Al，第二相为非金属Si，A分布在基体中的初晶Si和共晶Si使Al基体不连续，阻碍了自由电子的运动 同时，Si相破坏了原有晶格结构，提高了电子和声子的散射几率，晶格畸变也妨碍自由电子的运动，不利于热量的传递 此外，在SLM成形过程中会随机产生孔隙缺陷也使合金的TC降低

图8



图8SLM成形Al-30Si合金退火后的热导率

Fig.8Thermal conductivity of annealed Al-30Si alloy

3 结论

(1) 将成形工艺参数优化，可制备出密度较高的Al-30Si合金 SLM的高冷却速率能细化初晶Si，其初晶Si尺寸约为5 μm 在300℃退火6 h后，共晶Si相逐渐溶解扩散并降低了Si的固溶度

(2) 退火后的SLM成形Al-30Si合金具有较好的力学性能和热物理性能，其比刚度为35.18 m2/s2，拉伸强度达到254 ± 3 MPa，硬度为176.89 ± 8.5HV，其在-100~200℃的CTE从13.8 × 10-6/℃增加到16.3 × 10-6/℃，平均TC为70.52 W·m-1·K-1

参考文献

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