激光選區(qū)熔化成形TiB2與SiC顆?；祀s增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的顯微組織與力學(xué)性能

沈君劍，劉允中，歐陽盛，洪旭潮，劉小輝

激光選區(qū)熔化成形TiB2與SiC顆?；祀s增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的顯微組織與力學(xué)性能

沈君劍，劉允中，歐陽盛，洪旭潮，劉小輝

(華南理工大學(xué) 國家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510640)

在AlSi10Mg合金霧化粉末中添加2%納米TiB2顆粒和1%亞微米SiC顆粒(均為質(zhì)量分?jǐn)?shù))，通過低能球磨制備(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末，并采用激光選區(qū)熔化(SLM)技術(shù)制備(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料。采用X射線衍射(XRD)、背散射電子衍射(EBSD)、掃描電鏡(SEM)等手段對(duì)比研究(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料和AlSi10Mg合金的顯微組織，并測(cè)定材料的拉伸性能。結(jié)果表明，(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末的激光反射率低于AlSi10Mg合金粉末的激光反射率(分別為31%和46%)，可在較低激光功率(240 W)下進(jìn)行激光選區(qū)熔化成形制備性能優(yōu)良的(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料。TiB2和SiC陶瓷增強(qiáng)顆粒均勻分布，無明顯團(tuán)聚，少量TiB2聚集長大至微米級(jí)。通過用(TiB2+SiC)顆?；祀s增強(qiáng)，AlSi10Mg合金的平均晶粒尺寸從7.88 μm減小至2.48 μm，晶粒組織由粗大柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小等軸晶及少量短棒狀晶，抗拉強(qiáng)度由453.1 MPa提高至509.8 MPa，伸長率從7.2%提高至10.6%。

激光選區(qū)熔化；顆?；祀s增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料；顯微組織；力學(xué)性能

鋁基復(fù)合材料為(aluminum matrix composites，AMCs)為典型的金屬基復(fù)合材料，具有低密度、高比強(qiáng)、耐高溫、耐磨損等優(yōu)點(diǎn)，在國防軍工、航天航空等領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用[1-4]。激光選區(qū)熔化(selective laser melting, SLM)是一種重要的金屬增材制造方法[5]。與傳統(tǒng)的制備方法相比，SLM成形效率高，無需模具，可制造形狀復(fù)雜、尺寸精度較高的零部件，此外，SLM成形過程的冷卻速率較高，易形成細(xì)晶組織，有利于提高材料的力學(xué)性能[6-8]。目前，具有良好鑄造性能與焊接性能的AlSi10Mg合金的SLM成形發(fā)展較成熟，已在汽車和航空制造業(yè)實(shí)現(xiàn)工程應(yīng)用。但與傳統(tǒng)鑄錠冶金法制備的高強(qiáng)鋁合金相比，SLM成形的AlSi10Mg合金力學(xué)性能仍然偏低，其抗拉強(qiáng)度一般不超過480 MPa，伸長率一般不高于8%，從而限制了其在航空等領(lǐng)域的拓展應(yīng)用。此外，鋁基復(fù)合材料的SLM成形難度較高，尚未取得突破性進(jìn)展[9-11]。這主要是由于鋁及鋁合金具有易氧化、激光反射率高、熱導(dǎo)率大等特性[12-13]。傳統(tǒng)的顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的增強(qiáng)相大多選用單一增強(qiáng)顆粒，隨著研究的不斷深入，認(rèn)為單一顆粒對(duì)提高鋁合金硬度和強(qiáng)度的效果有限，反而會(huì)導(dǎo)致材料的塑性和韌性下降[14-15]。ZHOU等[16]采用SLM成形1μm粒徑的TiC顆粒增強(qiáng)AlSi10Mg基復(fù)合材料，相比于AlSi10Mg合金，其抗拉強(qiáng)度由410 MPa提高至470 MPa，但伸長率由8.9%顯著下降至4.0%。XUE等[17]采用SLM成形SiC/AlSi10Mg復(fù)合材料，相比于AlSi10Mg合金，SiC/AlSi10Mg復(fù)合材料的硬度(HV)由188.5提高至217.4，但由于其致密度僅為97.7%，孔洞缺陷較多，抗拉強(qiáng)度急劇降低至341.9 MPa，伸長率降至2.2%。章敏立等[18]通過混合鹽反應(yīng)法制備原位自生納米TiB2/Al-Si復(fù)合材料，再氣霧化制成3D打印用粉末，通過SLM成形，得到的鋁基復(fù)合材料伸長率達(dá)到11.88%，但抗拉強(qiáng)度提升有限，僅為435 MPa。

混雜顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料是將2種或2種以上顆粒同時(shí)加入基體中，發(fā)揮各增強(qiáng)相的優(yōu)勢(shì)，多相協(xié)同混雜增強(qiáng)，可獲得優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，同時(shí)還能降低材料成本[19-20]，但迄今為止未見SLM成形混雜顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的報(bào)道。SiC顆粒不僅硬度大，耐磨性好，與鋁基體的潤濕性良好，而且成本低廉，廣泛用做復(fù)合材料的增強(qiáng)相[21-22]。TiB2顆粒熔點(diǎn)高，并具有化學(xué)穩(wěn)定性好，耐磨性好、硬度大、潤濕性好、熱導(dǎo)率低、激光吸收率高等優(yōu)點(diǎn)，不但可作為鋁合金的彌散增強(qiáng)相，而且可作為異質(zhì)形核劑，細(xì)化鋁基體晶粒[23-27]，但其價(jià)格較昂貴。研究表明[28-29]，在鋁合金中僅添加SiC顆粒時(shí)，材料的硬度、強(qiáng)度有所提高，但塑性顯著下降，并且當(dāng)亞微米SiC顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到或超過3%時(shí)，強(qiáng)度進(jìn)一步提高效果有限；若僅添加TiB2顆粒，可作為異質(zhì)形核劑，顯著細(xì)化晶粒，使材料的硬度、強(qiáng)度和塑性均有所提高，但當(dāng)納米TiB2顆粒的質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到或超過3%時(shí)，由于顆粒發(fā)生較嚴(yán)重的團(tuán)聚、長大，材料的綜合力學(xué)性能下降。因此，本文作者以TiB2顆粒為主，SiC顆粒為輔，用TiB2和SiC顆?；祀s增強(qiáng)AlSi10Mg合金，以期通過這2種顆粒的協(xié)同強(qiáng)化作用，提高材料的強(qiáng)度，同時(shí)也提高材料的塑性。在AlSi10Mg合金粉末中添加2%納米TiB2顆粒和1%亞微米SiC顆粒(均為質(zhì)量分?jǐn)?shù))，通過低能球磨制備出(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末，并采用激光選區(qū)熔化(SLM)技術(shù)制備(TiB2+SiC)顆?；祀s增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料，對(duì)比研究SLM成形(TiB2+SiC)/ AlSi10Mg復(fù)合材料與AlSi10Mg合金的顯微組織與力學(xué)性能，對(duì)于提高AlSi10Mg合金的性能具有重要 意義。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 粉末材料

實(shí)驗(yàn)用原料粉末為組合霧化法制備的AlSi10Mg合金粉末和高能球磨法制備的納米TiB2顆粒和亞微米SiC顆粒。AlSi10Mg合金粉末和納米TiB2顆粒的平均粒徑分別為38.8 μm和50 nm，亞微米級(jí)SiC顆粒粒徑為300~500 nm。原料粉末的微觀形貌如圖1所示。AlSi10Mg合金粉末的化學(xué)成分列于表 1。從圖1(a)可見AlSi10Mg合金粉末多為球形，在SLM成形的鋪粉過程具有良好流動(dòng)性和鋪展性。納米TiB2顆粒和亞微米SiC顆粒由于其表面能較高，所以呈現(xiàn)聚集狀態(tài)(見圖1(b)和1(c))。

1.2 SLM成形

在適量AlSi10Mg合金粉末中同時(shí)加入2%的納米TiB2顆粒和1%的亞微米SiC顆粒(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，低能球磨后得到(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末。球磨工藝參數(shù)為：球料質(zhì)量比5:1，球磨轉(zhuǎn)速135 r/min，球磨時(shí)間3 h。將(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末置于真空干燥箱中60 ℃溫度干燥4 h，然后采用德國EOS GmbH公司研發(fā)的EOS M290激光選區(qū)熔化設(shè)備，在氬氣保護(hù)下進(jìn)行SLM成形，得到(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料。SLM工藝參數(shù)為：激光功率為240 W，掃描速度為1 400 mm/s，掃描間距為0.11 mm，鋪粉層厚度為0.03 mm，激光掃描方式為交叉67°角。采用相同的工藝參數(shù)對(duì)AlSi10Mg 合金粉末進(jìn)行SLM成形，得到AlSi10Mg 合金塊體材料。樣品成形為10 mm× 10 mm×8 mm的塊體和60 mm×10 mm×8 mm的長方體。

圖1 原料粉末的SEM形貌

(a) AlSi10Mg alloy powders; (b) Nano-TiB2powders; (c) Submicron-SiC powders

表1 AlSi10Mg合金粉末的化學(xué)成分

1.3 性能檢測(cè)

采用漫反射光譜儀(diffuse reflectance spectros- copy, DRS)測(cè)定原料粉末與(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末的激光反射率。SLM成形(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料與AlSi10M合金樣品，經(jīng)砂紙研磨、拋光后，對(duì)測(cè)試表面用凱勒試劑腐蝕55 s，然后用帶有背散射電子衍射(EBSD)探頭的NOVA NANOSEM430型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)對(duì)材料的顯微組織和晶粒度等進(jìn)行觀察和分析。用DHV-1000Z型數(shù)顯顯微硬度計(jì)測(cè)定材料的維氏硬度，載荷和保壓時(shí)間分別為200 g和15 s，對(duì)所有測(cè)試試樣選取相似區(qū)域，沿同一方向以0.5 mm為間隔，連續(xù)取8個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測(cè)試，取平均值。用線切割將材料樣品加工成拉伸試樣(尺寸為4 mm×2 mm ×16 mm)，在Instron5967型電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)上測(cè)試材料的室溫拉伸性能，拉伸速率為2 mm/min，每種材料測(cè)試3個(gè)試樣，取平均值。采用NOVA NANOSEM430型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。用德國Bruker Advance 型X射線衍射(XRD)儀對(duì)材料進(jìn)行物相分析，掃描速率為0.02 (°)/s，掃描范圍10°~90°。

2 結(jié)果與討論

2.1 (TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末

圖2所示為采用低能球磨工藝制備的(TiB2+SiC)/ AlSi10Mg復(fù)合粉末的微觀形貌以及原料粉末與(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末的激光反射率。從圖2(a)和(b)看出，復(fù)合粉末中的AlSi10Mg合金粉末保持良好的球形度，TiB2和SiC陶瓷顆粒分布均勻，無明顯團(tuán)聚。納米TiB2顆粒和亞微米SiC顆粒經(jīng)過低能球磨過程中磨球的碰撞和擠壓，附著于AlSi10Mg合金粉末的表面(見圖2(c))。

從圖2(d)看出，當(dāng)激光波長為1 064 nm時(shí)，納米TiB2顆粒的激光反射率顯著低于AlSi10Mg合金粉末的激光反射率(分別為14%和46%)，而亞微米SiC顆粒的激光反射率高于AlSi10Mg合金粉末的激光反射率，為57%，但由于2%TiB2顆粒降低AlSi10Mg合金粉末激光反射率的作用勝過1%SiC顆粒提高合金粉末激光反射率的作用，因此復(fù)合添加TiB2和SiC顆粒使AlSi10Mg合金粉末的激光反射率降至31%，因此在相同的掃描速度和掃描間距下可采用較低的激光功率進(jìn)行SLM成形。此外，在SLM成形過程中，鋁合金粉末表面附著的納米TiB2顆粒能增加激光束在陶瓷顆粒間的反射次數(shù)，從而降低粉末的熱導(dǎo)率，提高鋁合金粉末對(duì)激光的吸收率，進(jìn)而提升熔池液相的溫度，改善鋁合金粉末的熱量分布和熔池中固液界面的潤濕行為，使熔體的流動(dòng)性和鋪展性得到改善[30]，有利于粉末的SLM成形。

2.2 物相組成與顯微組織

圖3所示為(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末和SLM成形AlSi10Mg合金與(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料的XRD譜。由圖3看出，(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末及其SLM成形的塊體材料均包含α-Al相和Si相。復(fù)合粉末中還存在很弱的SiC衍射峰和很弱的TiB2衍射峰，而在SLM成形的復(fù)合材料中，未檢測(cè)到TiB2相和SiC相，這可能與XRD檢測(cè)精度和檢測(cè)樣品狀態(tài)不同有關(guān)。

圖2 (TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末的SEM形貌以及原料粉末與復(fù)合粉末的激光反射率

圖3 (TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末及SLM成形試樣的XRD譜

圖4所示為(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料的XOY面(橫截面)的SEM形貌。由圖4可見，TiB2顆粒與SiC顆粒均勻分布于基體中，無明顯團(tuán)聚。圖5所示為(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料和AlSi10Mg合金的XOZ面(縱截面)的SEM形貌。由圖5可知，(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料的顯微組織主要由灰色小島狀α-Al基體相和白色的連續(xù)網(wǎng)絡(luò)狀共晶Si相組成。圖5(b)中箭頭所指處為聚集、長大的陶瓷顆粒，這些聚集長大的顆粒位于晶界處。對(duì)團(tuán)聚顆粒進(jìn)行EDS元素分析，結(jié)果如圖6所示。由圖可知分別位于圖5(a)和(c)內(nèi)的1和2位置的團(tuán)聚顆粒中Ti元素含量較高，而基體AlSi10Mg合金不含Ti元素，所以不會(huì)對(duì)顆粒的能譜分析結(jié)果造成干擾，而且在SLM成形過程中，TiB2顆粒在熔融Al-Si中具有良好的化學(xué)穩(wěn)定性，不與基體發(fā)生反應(yīng)，由此推斷團(tuán)聚顆粒為TiB2顆粒。在凝固時(shí)，由于固液界面的推移效應(yīng)，TiB2顆粒被推移至晶界處。研究表明[31]，在合適的激光能量密度下，熔池內(nèi)液相粘度較低，流動(dòng)性較好，Marangoni流效應(yīng)較強(qiáng)，增強(qiáng)顆粒發(fā)生重排。但由于納米TiB2顆粒表面能較大，且TiB2顆粒和SiC顆粒使鋁合金熔體粘度增大，Marangoni流效應(yīng)削弱，納米TiB2顆粒較難在熔池中完全均勻分布，因此小范圍的顆粒團(tuán)聚現(xiàn)象難以避免[29, 31?32]。由圖5(a)和(d)可見，(TiB2+SiC)/ AlSi10Mg復(fù)合材料和AlSi10Mg合金的縱截面(XOZ面)顯微組織均出現(xiàn)明顯的細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)，兩者交替分布。在SLM成形過程中，前一層已凝固部分受到后續(xù)各層的熱循環(huán)影響，不能及時(shí)散熱，產(chǎn)生熱積累，導(dǎo)致晶粒長大，形成粗晶區(qū)(如圖5(b)和(e)所示)。已結(jié)晶固相有吸熱和散熱作用，在靠近已結(jié)晶固相區(qū)域內(nèi)，二次熔化的液相產(chǎn)生較大的過冷度，促進(jìn)異質(zhì)形核，形成細(xì)晶區(qū)(如圖5(c)和(f)所示)[33?34]，由此產(chǎn)生細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)交替分布的形貌。此外，相比于AlSi10Mg合金的柱狀晶組織，(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料的晶粒組織轉(zhuǎn)變?yōu)榇罅康容S晶及少量短棒狀晶。這主要是由于納米TiB2顆粒的加入有效細(xì)化了晶粒，從而得到細(xì)小等軸晶。

圖4 (TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料XOY面的SEM形貌

圖5 (TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料和AlSi10Mg合金XOZ面的SEM形貌

(a),(b), (c) (TiB2+SiC)/AlSi10Mg composite; (d), (e), (f) AlSi10Mg alloy

圖6 圖5中團(tuán)聚顆粒的EDS分析結(jié)果

(a) Position 1in Fig.5(a); (b) Position 2 in Fig.5(c)

圖7 AlSi10Mg合金和(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料的晶粒形貌與晶粒尺寸分布

(a), (b) Morphology of AlSi10Mg alloy and (TiB2+SiC)/AlSi10Mg composite, respectively;(c), (d) Grain size distribution of AlSi10Mg alloy and (TiB2+SiC)/AlSi10Mg composite, respectively

2.3 晶粒形貌

圖7所示為AlSi10Mg合金和(TiB2+SiC)/AlSi10 -Mg復(fù)合材料的XOZ面的晶粒形貌及粒徑分布。圖中黑線表示晶界，晶粒顏色越接近藍(lán)色表示晶粒尺寸越小，越接近紅色表示晶粒尺寸越大。從圖7(a)可知，AlSi10Mg合金的Al基體晶粒形貌為粗大的柱狀晶和少量短棒狀晶，晶粒生長貫穿多個(gè)熔池，從圖7(c)可知Al基體晶粒尺寸小于40 μm，平均粒徑為7.88 μm。相比之下，(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料的晶粒顯著細(xì)化，并轉(zhuǎn)變?yōu)榇罅康容S晶和少量短棒狀晶(如圖7(b)所示)，從圖7(d)可知Al基體晶粒尺寸均小于10 μm，平均晶粒尺寸為2.48 μm。這主要由于在SLM成形中，納米TiB2顆粒作為良好的異質(zhì)形核劑，可提高形核率，晶粒數(shù)顯著增多，從而得到細(xì)小等軸晶。

表2 AlSi10Mg合金和AlSi10Mg基復(fù)合材料的性能

2.4 力學(xué)性能

表2所列為AlSi10Mg合金和(TiB2+SiC)/AlSi10- Mg復(fù)合材料以及文獻(xiàn)報(bào)道的SLM成形單一顆粒增強(qiáng)AlSi10Mg基復(fù)合材料的硬度與拉伸性能。從表2看出，用TiB2和SiC顆?；祀s增強(qiáng)AlSi10Mg合金，使合金的顯微硬度(HV，下同)從125.7提高至144.4，提高了14.9%，屈服強(qiáng)度從280.1 MPa提高至287.6 MPa，抗拉強(qiáng)度從453.1MPa提高至509.8 MPa，伸長率從7.2%提高至10.6%，材料兼顧了強(qiáng)度與塑性，具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，優(yōu)于SLM成形的AlSi10Mg合金和SLM成形單一顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能[17?18, 35?36]。

(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料的硬度與強(qiáng)度均高于AlSi10Mg合金，一方面是由于亞微米SiC顆粒和納米TiB2顆粒的硬度和彈性模量遠(yuǎn)高于基體鋁合金，在受力變形過程中，外加載荷通過結(jié)合界面的剪切作用從AlSi10Mg基體傳遞到TiB2顆粒和SiC顆粒，TiB2顆粒和SiC顆粒起承載作用；另一方面，亞微米SiC顆粒和納米TiB2顆粒作為增強(qiáng)相產(chǎn)生彌散強(qiáng)化作用，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)；此外，納米TiB2顆粒對(duì)晶界產(chǎn)生釘扎作用，細(xì)化Al基體晶粒，產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化作用。

(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料的塑性高于Al- Si10Mg合金，一方面是由于晶粒顯著細(xì)化，變形分散到更多晶粒中進(jìn)行，使塑性變形更均勻；另一方面，晶粒形貌由柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶及少量短棒狀晶，可阻礙裂紋擴(kuò)展。此外，研究表明[37]，晶界處的納米顆?？勺璧K位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，抑制由顆粒破裂和界面脫粘而引起的晶界裂紋，并防止裂紋沿晶界擴(kuò)展。在SLM成形納米TiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料中出現(xiàn)了類似的結(jié)果，晶界處的TiC增強(qiáng)顆粒能在塑性變形過程中限制裂紋擴(kuò)展[31]。在本研究中，納米TiB2顆粒主要分布在晶界處，很可能改變了材料的晶界特性，抑制裂紋沿晶界擴(kuò)展。值得注意的是，從表2可知，采用單一SiC顆粒作為AlSi10Mg合金的彌散強(qiáng)化相，可提高材料的硬度與強(qiáng)度，但降低材料塑性。而納米TiB2顆粒提高材料硬度、強(qiáng)度的同時(shí)還能提高材料的塑性。在對(duì)強(qiáng)度與硬度的影響方面，納米TiB2顆粒與亞微米SiC顆粒產(chǎn)生協(xié)同強(qiáng)化；而對(duì)塑性的影響，兩者是矛盾的，2%納米TiB2顆粒提高AlSi10Mg合金塑性的作用勝過1%亞微米SiC顆粒降低AlSi10Mg合金塑性的作用，因此相比于AlSi10Mg合金，(TiB2+SiC)/ AlSi10Mg復(fù)合材料的塑性得到改善。

3 結(jié)論

1) 采用低能球磨工藝制備(TiB2+SiC)/AlSi10- Mg復(fù)合粉末，并通過SLM成形制備(TiB2+SiC)/Al- Si10Mg復(fù)合材料和AlSi10Mg合金。所得(TiB2+SiC)/ AlSi10Mg復(fù)合粉末的球形度良好，TiB2和SiC陶瓷顆粒分布均勻。(TiB2+SiC)/AlSi10Mg復(fù)合粉末的激光反射率低于AlSi10Mg合金粉末的激光反射率(分別為31%和46%)。

2)納米TiB2顆?？烧{(diào)控基體合金的晶粒形貌及尺寸。

3)納米TiB2顆粒和亞微米SiC顆粒協(xié)同作用使AlSi10Mg合金的硬度、強(qiáng)度與塑性都提高。(TiB2+ SiC)/AlSi10Mg復(fù)合材料具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度為509.8 MPa，伸長率為10.6%。

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Microstructures and mechanical properties of aluminum matrix composites reinforced with hybrid TiB2and SiC prepared by selective laser melting

SHEN Junjian, LIU Yunzhong, OUYANG Sheng, HONG Xuchao, LIU Xiaohui

(National Engineering Research Center of Near-Net-Shape Forming for Metallic Materials, South China University of Technology, Guangzhou 510640, China)

The (TiB2+SiC)/AlSi10Mg composite powders, with 2% nano-TiB2particles and 1% submicron-SiC particles were prepared by low-energy ball milling and used for selective laser melting (SLM) process. The microstructures and mechanical properties of aluminum matrix composites (AMCs) reinforced with hybrid TiB2and SiC and AlSi10Mg alloy were studied by XRD, EBSD and SEM. The results show that the laser reflectivity of the composite powders reduces from 46% to 31% compared to that of AlSi10Mg alloy powders. AMCs reinforced with TiB2and SiC, with excellent properties, were successfully prepared by SLM at a low laser power of 240 W. Nano-TiB2particles and submicron-SiC particles are uniformly distributed inside the grains, but a few nano-TiB2particle sagglomerate and growup tomicron-scale. With the addition of nano-TiB2particles and submicron-SiC particles, the coarse columnar grains are transformed into equiaxed grains and the average grain size decreases from 7.88 μm to 2.48 μm. The tensile strength, ductility increase to 509.8 MPa, 10.6%, respectively.

SLM; hybrid particles reinforcedaluminum matrix composites; microstructures; mechanical properties

TB331

A

1673-0224(2020)03-251-09

廣東省重點(diǎn)領(lǐng)域研發(fā)計(jì)劃資助項(xiàng)目(2019B090907001)；廣東省科技計(jì)劃資助項(xiàng)目(2014B010129002，2016B090913001)

2020?01?20；

2020?03?10

劉允中，教授，博士。電話：020-87110081；E-mail: yzhliu@scut.edu.cn

(編輯 湯金芝)