選區(qū)激光熔化成形AlSi10Mg合金組織研究

譚 樂， 李 亮， 王偉雪， 李 婧， 吳利蕓

(中北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 山西 太原 030051)

0 引 言

AlSi10Mg合金具有密度小、 比強(qiáng)度高、 耐腐蝕性能好等優(yōu)點(diǎn)， 是航空航天器件的主要材料[1]. 目前， AlSi10Mg合金主要成形方法為鑄造， 鑄件中含有針狀Si顆粒以及富Mg析出相， 降低了鑄件的力學(xué)性能. 采用傳統(tǒng)鑄造方法難以制備結(jié)構(gòu)復(fù)雜的零件， 且成本高， 周期長[2]. 隨著航空航天的快速發(fā)展， 傳統(tǒng)鑄造方法難以制備結(jié)構(gòu)復(fù)雜的航空航天零件[3].

選區(qū)激光熔化技術(shù)(Selective Laser Melting， SLM)是利用離散-堆積的原理， 根據(jù)制件的三維CAD切片模型， 將金屬粉末逐層沉積疊加構(gòu)造成三維物體， 可快速低成本成形結(jié)構(gòu)復(fù)雜的零件， 實(shí)現(xiàn)復(fù)雜零件的個性化定制及小批量生產(chǎn)[4]. 與傳統(tǒng)制造方法相比， 該技術(shù)無需制作模具， 省略了模具設(shè)計(jì)和制造的時間， 縮短了新產(chǎn)品開發(fā)周期， 節(jié)約了開發(fā)成本[5]. 選區(qū)激光熔化成形過程中， 當(dāng)激光輻射到粉床時， 在激光能量作用下， 金屬粉末逐漸熔化， 形成熔池. 由于激光照射在粉末的時間極短， 激光能量與粉末床之間形成瞬態(tài)相互作用， 在熔池內(nèi)形成了較大的溫度梯度(可達(dá)105℃/m) 和極快的冷卻速度(可達(dá)106～108℃/s)， 利于形成細(xì)晶以及增強(qiáng)相彌散分布， 從而提高制件的力學(xué)性能[6]. 但SLM成形過程伴隨著復(fù)雜的物理化學(xué)冶金過程， 容易形成球化、 孔隙、 裂紋等缺陷， 嚴(yán)重影響了SLM技術(shù)的推廣與應(yīng)用[7-9].

因此， 本文以AlSi10Mg合金粉末為材料， 研究了SLM成形AlSi10Mg合金制件不同截面的微觀組織， 并分析了制件中孔隙的種類及形成機(jī)理.

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)粉末選用氣霧化法制備的AlSi10Mg合金粉末， 粉末顆粒近似呈球形， 顆粒尺寸在15～65 μm之間， 如圖 1 所示. AlSi10Mg合金化學(xué)元素中以Al元素為主， 含量為89.35 wt.%； 其余元素以Si元素含量最高， 為9.8 wt.%； 另外還有少量的Cu， Mn， Mg， Zn， Fe等元素， 含量分別為0.05 wt.%， 0.1 wt.%， 0.35 wt.%， 0.1 wt.%， 0.25 wt.%.

圖 1 AlSi10Mg合金粉末SEM形貌Fig.1 The SEM morphology of AlSi10Mg alloy powder

成形設(shè)備選用雷尼紹AM400選區(qū)激光熔化成形機(jī)， 激光器為光纖激光器， 功率為400 W， 聚焦光斑直徑為70 μm， 激光掃描速度為1 200 mm/s. 采用棋盤式掃描策略， 棋盤內(nèi)每個方塊尺寸為5 mm×5 mm， 相鄰方塊內(nèi)掃描方向相互垂直， 相鄰層間掃描方向旋轉(zhuǎn)67°， 如圖 2 所示. 成形件的尺寸為5 mm×5 mm×12 mm.

圖 2 SLM成形過程掃描策略Fig.2 The scan strategy of the SLM process

為觀察試樣不同截面內(nèi)的組織形貌， 將試樣的橫截面和縱截面用2 000#砂紙打磨后， 在拋光機(jī)上進(jìn)行拋光. 拋光完成后用酒精對拋光面進(jìn)行反復(fù)清洗吹干， 選用Keller’s試劑(HF-1 mL, HCL-1.5 mL, HNO3-2.5 mL和去離子水H2O-90 mL)腐蝕15 s， 隨后用酒精反復(fù)沖洗， 吹干. 采用金相顯微鏡和掃描電鏡對其內(nèi)部組織進(jìn)行分析.

2 結(jié)果與討論

2.1 橫截面微觀組織

圖 3 所示為AlSi10Mg試樣橫截面的微觀組織. 從圖3(a)可以看出橫截面熔道為不規(guī)則長條狀， 相鄰成形層熔道間存在67°的轉(zhuǎn)角. 從圖3(b)可以看出， 在熔池區(qū)邊界形成了粗晶區(qū)， 主要為粗大的胞狀晶. 形成原因主要是由于激光掃描線對已凝固合金進(jìn)行重熔， 使已凝固的合金發(fā)生再結(jié)晶， 晶粒再次進(jìn)行形核長大， 形成粗晶區(qū). 在熔池區(qū)中心形成了細(xì)晶區(qū)， 主要為細(xì)小彌散分布的胞狀晶. 形成原因主要是因?yàn)槿鄢貐^(qū)中心的溫度梯度最小， 溶質(zhì)分布比較均勻， 在界面前沿形成極大的過冷度， 產(chǎn)生大量的晶核， 同時快速凝固又會抑制晶粒的長大， 進(jìn)而形成細(xì)晶區(qū)[10-11]. 粗晶區(qū)另一側(cè)為熱影響區(qū)， 主要為粗大的顆粒. 圖 4 為熱影響區(qū)A位置能譜(EDS)分析， 可以看出A位置主要成分為Al、 Si和Mg元素， Si元素的含量高達(dá)15.1 wt.%， 結(jié)合XRD分析(如圖 5 所示)可以判斷該顆粒為粗大的共晶Si. 形成原因主要是由于已凝固區(qū)域靠近粗晶區(qū)的位置受激光掃描線熱傳遞的影響， 共晶Si的混亂度增大形成自形晶[12].

圖 3 AlSi10Mg試樣橫截面內(nèi)的微觀組織Fig.3 The microstructure of cross section of AlSi10Mg samples

圖 4 熱影響區(qū)SEM形貌和EDS分析Fig.4 The SEM morphology and EDS analysis of heat affected zone

圖 5 AlSi10Mg合金XRD分析 Fig.5 The XRD analysis of AlSi10Mg alloy

2.2 縱截面微觀組織

圖 6 所示為AlSi10Mg試樣縱截面的微觀形貌. 從圖6(a)可以看出， 由于激光束能量呈高斯分布且受液固界面潤濕特性的影響， 縱截面的熔池區(qū)呈現(xiàn)與橫截面完全不同的魚鱗狀形貌， 平均熔寬為230 μm， 平均熔深為65 μm. 由于在成形過程中存在粉末飛濺， 造成熔池的形狀大小不一， 層厚不同， 層間的分界線不明顯[11]. 相鄰熔道間存在34%～42%的搭接區(qū)， 形成良好的冶金結(jié)合. 從圖6(b)可以看出， 熔池區(qū)邊界粗晶區(qū)內(nèi)主要為尺寸較大的胞狀枝晶， 晶界處Si顆粒尺寸較大. 形成原因主要為熔池邊界溫度梯度較大， 易形成不穩(wěn)定的固液界面， 同時熔池邊界與已凝固合金基底接觸， 熱量以傳導(dǎo)方式傳遞， 下端固相邊界表面容易形成非均勻形核. 在凝固過程中， Si元素首先從液相中析出并固化成固相， 由于凝固速度快， Si元素在Al基體中的溶解度增加， 導(dǎo)致液相中的Si含量減少， 形成成分過冷， 固液界面以胞狀枝晶生長. 而熔池邊界冷卻速度較小， 形成的晶粒尺寸較大[12-13]. 在熔池區(qū)內(nèi)形成細(xì)晶區(qū)， 主要為呈外延性長大的細(xì)長柱狀晶， 在熔池區(qū)中心部分區(qū)域?yàn)榈容S晶. 形成原因?yàn)樵谶h(yuǎn)離熔池邊界的過程中， 溫度梯度逐漸減小， 晶粒生長速度逐漸增大， 兩者比值逐漸減小， 因此晶粒生長逐漸從胞狀晶過渡為柱狀晶、 等軸晶生長[14]. 熔池區(qū)內(nèi)晶粒沿偏離固液界面法向線一定角度的方向生長， 其原因是晶粒生長方向不僅受溫度梯度方向的影響， 同時也受晶體優(yōu)先生長方向的影響(優(yōu)先生長方向?yàn)椤?00〉).

圖 6 AlSi10Mg試樣縱截面內(nèi)的微觀組織Fig.6 The microstructure of longitudinal section of AlSi10Mg samples

同時， 由于在熔池內(nèi)溫度分布不均勻(圖 7 虛線所示)， 在熔池表面形成表面張力， 促使熔體流動， 形成Marangoni對流(圖 7 實(shí)線箭頭所示)， 影響晶粒的生長方向[15]. 圖6(c)所示為1， 2， 3三條熔道搭接區(qū)的微觀形貌. 從圖可以看出， 搭接區(qū)內(nèi)胞狀枝晶取向各異， 邊界處胞狀枝晶存在尖角搭接. 這是因?yàn)樵谙噜徣鄣来罱訁^(qū)內(nèi)， 后續(xù)熔化的熔池凝固時以已凝固的合金為異質(zhì)形核的基底， 進(jìn)行外延性長大. 枝晶的生長方向主要由熔池內(nèi)的傳熱機(jī)制決定， 不同熔池內(nèi)的熱傳遞方向不同， 故搭接區(qū)內(nèi)胞狀枝晶取向各異.

圖 7 熔池內(nèi)溫度及熔流分布Fig.7 The temperature and fluid flow distribution of melt pool

2.3 孔隙形成機(jī)理分析

如圖 3、 圖 6 所示為AlSi10Mg不同截面的微觀組織形貌， 在熔池區(qū)分布著圓形或不規(guī)則形狀的微孔， 降低了成型件的致密化程度. SLM成形過程中， 當(dāng)激光輻射到粉末床時， 粉末溫度逐漸升高至熔點(diǎn)以上熔化. 在激光輻射區(qū)同時存在固相、 液相和氣相， 熔池形狀取決于熔化液相和固氣介質(zhì)之間的界面張力， 熔池中液相與固相及氣相的接觸情況如圖 8 所示. Young方程為[16]

(1)

式中：θ為接觸角， 其大小反映了液相對固相表面的潤濕程度；σSV,σLV,σSL分別為固-氣、 液-氣和固-液間的界面張力. 當(dāng)熔化道粘度較高， 潤濕角度較大時， 在毛細(xì)管力作用下， 熔體分裂成大量的金屬球， 以降低自身表面能， 導(dǎo)致成形掃描面粗糙， 且存在大量的金屬球， 球間存在大量的氣孔. 在進(jìn)行多層掃描時， 該區(qū)域沒有足夠的粉末形成熔池而形成球體， 球與球之間的孔隙形成連通的孔隙結(jié)構(gòu)[6,16].

粉末床中顆粒間存在孔隙， 孔隙間殘留著惰性氣體(成形過程中， 成形倉中充滿氬氣)， 在粉末熔化形成熔體過程中， 由于熔體凝固是瞬態(tài)過程， 部分氣體尚未逃逸就被凝固在試樣中， 形成孔隙. 如圖 3， 圖 6 中的圓形孔隙， 由氣孔引起的孔隙為球形， 此時其表面能最小[6].

圖 8 液相與固相、 氣相的接觸情況Fig.8 The contact of the liquid phase with the solid phase and the gas phase

3 結(jié) 論

AlSi10Mg合金橫截面激光熔道呈長條狀， 熔池區(qū)內(nèi)為細(xì)小彌散分布的胞狀晶， 熔池區(qū)邊緣主要為尺寸較大的胞狀晶. AlSi10Mg合金縱截面呈魚鱗狀， 熔池區(qū)內(nèi)主要為柱狀晶， 熔池區(qū)邊界主要為胞狀枝晶. 熔道搭接區(qū)主要為取向不一致的粗大胞狀枝晶. 產(chǎn)生上述現(xiàn)象主要是由于熔池區(qū)內(nèi)溫度梯度小， 溶質(zhì)分布均勻， 且過冷度較大， 利于形成取向相同且細(xì)小的晶粒. 在熔池區(qū)邊界， 后續(xù)熔化的熔池對已凝固的合金進(jìn)行重熔， 使已凝固區(qū)合金再結(jié)晶并長大， 形成尺寸較大的晶粒. 熔道搭接區(qū)不同熔池內(nèi)熱傳遞方向不同， 且晶粒具有外延生長的特性， 形成取向各異的胞狀枝晶. 在熔池區(qū)存在圓形或不規(guī)則形狀的孔隙. 其產(chǎn)生原因?yàn)樵诔尚芜^程中粉末中存在的氣體凝固在熔體中或粉末球化形成孔隙.

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