微量鋯元素對(duì)激光選區(qū)熔化成形AlSi10Mg合金組織及性能的影響

鞠成偉，胡振光，張修海，韋景泉，張宇杰，李偉洲

(1.廣西壯族自治區(qū)特種設(shè)備檢驗(yàn)研究院，南寧 530200；2.廣西國(guó)瑞稀鈧新材料科技有限公司，崇左 532100；3.廣西有色金屬及特色材料加工重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，南寧 530004)

0 引 言

鋁合金密度小(2.63～2.85 g·cm-3)、強(qiáng)度高，因表面易氧化形成致密氧化鋁薄膜而具有良好的耐腐蝕性能，廣泛應(yīng)用于航空航天、電子設(shè)備、汽車(chē)等領(lǐng)域[1-3]。AlSi10Mg合金是一種典型的鑄造鋁合金，屬于Al-Si系合金，具有較低的熱膨脹系數(shù)及較好的耐磨性。隨著各行業(yè)技術(shù)的發(fā)展，傳統(tǒng)的成形工藝難以在短周期內(nèi)完成鋁合金精密復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的制備。激光選區(qū)熔化(SLM)技術(shù)是目前比較成熟的金屬3D打印技術(shù)之一，其成形速度快、自由度高、成形件力學(xué)性能良好；鋁合金SLM成形件強(qiáng)度高于鑄件，但會(huì)存在明顯的各向異性[4-7]。

通常會(huì)在SLM成形鋁合金中加入成核劑或稀土元素來(lái)減小鋁合金的各向異性并改善鋁合金的力學(xué)性能[8-11]。鈧元素或鋯元素的添加對(duì)SLM成形鋁合金的顯微組織和性能有顯著影響。鈧元素和鋯元素的物理、化學(xué)性質(zhì)相近，同時(shí)添加在鋁合金中，鋯元素能取代Al3Sc相中的部分鈧原子，形成Al3(Sc,Zr)相，其既有類(lèi)似Al3Sc相的性質(zhì)，能顯著提升鋁合金的力學(xué)性能以及熱穩(wěn)定性，又能降低合金的成本[12-14]。李凱等[15]研究發(fā)現(xiàn)，添加微量的鈧、鋯元素能夠促使鋁合金在鑄造過(guò)程中發(fā)生非均質(zhì)形核，細(xì)化其組織，在時(shí)效中析出高密度的納米級(jí)Al3(ScxZr1-x)相，抑制合金在熱擠壓過(guò)程中的再結(jié)晶行為。LI等[16]系統(tǒng)地研究了SLM成形Al-6.2Mg-0.36Sc-0.09Zr合金的致密性、組織和性能，發(fā)現(xiàn)隨著激光能量密度的增加合金變得致密，密度最大合金的顯微硬度遠(yuǎn)高于鑄造合金。夏峰等[17]在A356鋁合金中添加微量鋯元素后，合金中形成了含鋯元素的塊狀化合物相，且鋯元素主要分布于晶界處，添加鋯元素有利于提高鋁合金的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率和硬度。

目前，關(guān)于復(fù)合添加鈧、鋯元素對(duì)SLM成形鋁合金組織與性能影響方面的研究較多，但單獨(dú)添加鋯元素對(duì)SLM成形鋁合金組織與性能影響方面的研究較少。為此，作者采用激光選區(qū)熔化技術(shù)成形添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)鋯元素的AlSi10Mg合金，隨后對(duì)其進(jìn)行固溶時(shí)效處理，研究了熱處理前后微量鋯元素對(duì)SLM成形AlSi10Mg合金顯微組織及力學(xué)性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)原料包括純度不小于99%的鋁粉(粒徑100 μm)、硅粉(粒徑100 μm)和鎂粉(粒徑100 μm)。按質(zhì)量比為89…10.5…0.4稱取原料粉末，并分別添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0，0.1%，0.2%，0.3%，0.4%，0.5%的鋯元素，將粉末放入球磨機(jī)進(jìn)行球磨，采用直徑分別為6，10，20 mm的不銹鋼研磨球，球料質(zhì)量比為9.8…1，球磨轉(zhuǎn)速為500 r·min-1，球磨時(shí)間為6 h。球磨后的混合粉末放入真空干燥箱中進(jìn)行干燥處理5 h,干燥溫度為75 ℃。最終得到的混合粉末由球狀和部分不規(guī)則形狀的顆粒組成，粒徑分布在100～140 μm。

采用配備有ZKSX-2004型高功率全固態(tài)光纖激光器的NRD-SLM-Ⅱ型選擇性激光熔化設(shè)備成形添加不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)鋯元素的AlSil0Mg合金試樣，試樣尺寸為φ2 mm×30 mm，激光波長(zhǎng)為1 064 nm，光斑直徑為2 mm。通過(guò)前期的工藝優(yōu)化，最終選取如下工藝參數(shù)：激光功率為400 W，掃描速度為9 mm·s-1，掃描間距為0.1 mm，鋪粉厚度為0.15 mm，成形過(guò)程中通氬氣作為保護(hù)氣體。

采用X′Pert PRO型X射線衍射儀(XRD) 對(duì)SLM成形試樣進(jìn)行物相分析，管電壓為40 kV，管電流為40 mA，掃描范圍為20°～90°，掃描速率為6 (°)·min-1。

將SLM成形試樣放入馬弗爐中進(jìn)行固溶和時(shí)效處理，固溶溫度為550 ℃，固溶時(shí)間為1 h，升溫速率為10 ℃·min-1，出爐后水冷，時(shí)效溫度為180 ℃，時(shí)效時(shí)間分別為8 h和12 h，隨爐冷卻。采用線切割法沿徑向在熱處理前后的試樣上截取尺寸為φ2 mm×3 mm的金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用95 mL去離子水、2.5 mL HNO3、1.5 mL HCl和1 mL HF組成的凱勒試劑腐蝕45 s后，采用SG-51型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察熱處理前后試樣的顯微組織。采用配有能譜儀(EDS)的HitachiS-3400N型掃描電鏡(SEM)和SU8020型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察不同熱處理前后試樣的微觀形貌。采用HVS-1000型數(shù)顯顯微硬度計(jì)進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，加載載荷為1.96 N，加載時(shí)間為15 s，每個(gè)試樣上測(cè)10個(gè)點(diǎn)，去除最大值和最小值后取其平均值，誤差棒采用試樣總體的標(biāo)準(zhǔn)偏差。采用線切割法截取尺寸為φ3 mm×6 mm的壓縮試樣，采用CTM2000型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)在室溫下進(jìn)行壓縮試驗(yàn)，下壓速度為0.05 mm·min-1。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 物相組成

由圖1可知，SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金試樣均主要由α-Al相和共晶硅相組成。由于試驗(yàn)合金中鎂元素和鋯元素含量較少，XRD并未檢測(cè)到明顯的Mg2Si相和含鋯相的衍射峰。

圖1 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金的XRD譜

2.2 熱處理前的顯微組織

由圖2可以看出，SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金的組織均主要由α-Al相和共晶硅相組成。未添加鋯元素時(shí)合金中存在粗大的初生α-Al枝晶；當(dāng)鋯添加量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)為0.1%時(shí)，α-Al二次枝晶的臂長(zhǎng)減小，同時(shí)在α-Al枝晶間生成的共晶硅相增加，分布較均勻；當(dāng)鋯添加量為0.2%時(shí)，α-Al晶粒開(kāi)始轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢罹?；?dāng)鋯添加量增加至0.3%時(shí)，共晶硅相數(shù)量最多，且呈顆粒狀，合金組織得到明顯細(xì)化，α-Al柱狀晶晶粒變得細(xì)??；當(dāng)鋯添加量超過(guò)0.3%時(shí)，合金組織反而變大，這是由于合金中形成較多的彌散Al3Zr相，這些相作為α-Al相結(jié)晶的形核核心，促進(jìn)了α-Al相的形核，且α-Al晶粒呈花瓣?duì)睢?/p>

圖2 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金的顯微組織

在α-Al形核長(zhǎng)大過(guò)程中，產(chǎn)生成分過(guò)冷的條件[18]為

(1)

式中：GL為固液界面前沿液相的溫度梯度；v為固/液界面生長(zhǎng)速率；k為溶質(zhì)的平衡分配系數(shù)；m為液相線斜率；C0為液相中溶質(zhì)的平均濃度；DL為溶質(zhì)在液相中的擴(kuò)散系數(shù)。

式(1)中的mG0(k-1)通常稱為生長(zhǎng)限制性因子GRF，用以描述溶質(zhì)元素的偏析能力，表征生長(zhǎng)過(guò)程中溶質(zhì)元素對(duì)固/液界面前沿生長(zhǎng)的限制作用。鋯元素的生長(zhǎng)限制性因子值為3.5[19]。當(dāng)合金中的α-Al形核后，溶質(zhì)元素鋯元素在α-Al生長(zhǎng)界面前沿形成成分過(guò)冷區(qū)域[20]，阻止已生成的α-Al晶粒長(zhǎng)大，形成更多細(xì)小的α-Al晶粒。

由圖3可以看出，不同鋯添加量AlSi10Mg合金中均存在白色的ZrAlSi相[20-22]。當(dāng)鋯添加量為0.1%時(shí)，合金中形成的ZrAlSi相為細(xì)小的棒狀，長(zhǎng)約5 μm；當(dāng)鋯添加量為0.2%時(shí)，合金中的ZrAlSi相為短棒狀和Y狀，長(zhǎng)約10 μm；隨著鋯添加量增加到0.3%，短棒狀的ZrAlSi相的數(shù)量增加，尺寸變化不大，且分布較均勻；當(dāng)鋯添加量超過(guò)0.3%后，ZrAlSi相尺寸增大，甚至達(dá)到40 μm，ZrAlSi相呈長(zhǎng)棒狀和H狀。

圖3 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金的SEM形貌

2.3 熱處理后的顯微組織

由圖4可知，550 ℃固溶1 h+180 ℃時(shí)效8 h處理后，與熱處理前的顯微組織相比，合金組織得到進(jìn)一步細(xì)化，Y狀和H狀的ZrAlSi相消失，被細(xì)化分離為棒狀。隨著鋯元素添加量的增加，ZrAlSi相由短棒狀轉(zhuǎn)化為長(zhǎng)棒狀。由圖5可知，當(dāng)鋯添加量為0.3%時(shí)，合金中的ZrAlSi相被分解成細(xì)小的針狀，但進(jìn)一步提高鋯元素添加量后，細(xì)化效果變差，ZrAlSi相內(nèi)出現(xiàn)塊狀組織。

圖4 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金經(jīng)550 ℃固溶1 h+180 ℃時(shí)效8 h處理后的SEM形貌

圖5 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金經(jīng)550 ℃固溶1 h+180 ℃時(shí)效8 h處理后ZrAlSi相的高倍SEM形貌

由圖6可以看出，550 ℃固溶1 h+180 ℃時(shí)效12 h處理后，隨著鋯元素添加量的增加，合金組織中ZrAlSi相的數(shù)量增多且尺寸增大，α-Al相和共晶硅相細(xì)化效果先好后差。當(dāng)鋯添加量為0.3%時(shí)，共晶硅相細(xì)化效果最佳，由原來(lái)的塊狀和片狀轉(zhuǎn)變?yōu)轭w粒狀，且分布更為均勻。結(jié)合圖4可知，與時(shí)效處理8 h相比，時(shí)效處理12 h后，合金組織得到進(jìn)一步細(xì)化，共晶硅相分布更加均勻，ZrAlSi相的尺寸略有減小，細(xì)化效果更佳。由圖7可知，當(dāng)鋯添加量大于0.3%時(shí)，合金中ZrAlSi相細(xì)化效果變差且內(nèi)部出現(xiàn)塊狀組織。

圖6 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金經(jīng)550 ℃固溶1 h+180 ℃時(shí)效12 h處理后的SEM形貌

圖7 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金經(jīng)550 ℃固溶1 h+180 ℃時(shí)效12 h處理后ZrAlSi相的高倍SEM形貌

2.4 熱處理前后的力學(xué)性能

由圖8可知，隨著鋯添加量增加，未熱處理AlSi10Mg合金的顯微硬度、屈服強(qiáng)度和抗壓強(qiáng)度均先增大后減小，且均在鋯添加量為0.3%時(shí)達(dá)到峰值，分別為89.4 HV,196 MPa,406 MPa。在Al-Zr二元合金中，鋯原子能取代鋁基體中的部分原子，形成置換固溶體。激光選區(qū)熔化過(guò)程的凝固速率極快，固溶在鋁基體中的鋯質(zhì)量分?jǐn)?shù)能達(dá)到0.5%，甚至2%左右[13]，從而起到固溶強(qiáng)化作用。另一方面，在合金中形成的含鋯相能有效地阻礙位錯(cuò)移動(dòng)，從而起到強(qiáng)化作用。當(dāng)鋯添加量為0.3%時(shí)，合金中形成的ZrAlSi相數(shù)量最多，且為較細(xì)小的短棒狀，強(qiáng)化作用最佳，并且α-Al柱狀晶晶粒明顯細(xì)化，因此合金的力學(xué)性能最好。與熱處理前相比，熱處理后合金的顯微硬度、屈服強(qiáng)度和抗壓強(qiáng)度均增大，顯微硬度的增大幅度較大，并且時(shí)效時(shí)間越長(zhǎng)，顯微硬度越大。隨著時(shí)效處理時(shí)間的延長(zhǎng)，合金的屈服強(qiáng)度大致呈增大的變化趨勢(shì)。在時(shí)效處理8 h后，鋯添加量小于0.2%的AlSi10Mg合金的屈服強(qiáng)度波動(dòng)較大，而當(dāng)延長(zhǎng)到12 h后，屈服強(qiáng)度較為穩(wěn)定，這可能是時(shí)效處理時(shí)間較長(zhǎng)時(shí)，合金中共晶硅相分布更加均勻?qū)е碌?。在固溶時(shí)效處理時(shí)，分布在合金晶界處的ZrAlSi相發(fā)生細(xì)化，使得ZrAlSi相數(shù)量增多。這些相分布在晶界處，能有效地阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，抑制晶粒長(zhǎng)大，起到細(xì)化晶粒的作用，從而提高了合金的力學(xué)性能。且隨著時(shí)效處理時(shí)間的延長(zhǎng)，ZrAlSi相尺寸進(jìn)一步減小，細(xì)化效果更佳，更有利于提升合金的力學(xué)性能。

圖8 SLM成形不同鋯添加量AlSi10Mg合金熱處理前后的力學(xué)性能

3 結(jié) 論

(1) SLM成形不同鋯添加量(00.5%)AlSi10Mg合金的顯微組織主要由α-Al相和共晶硅相組成；隨著鋯添加量的增加，α-Al二次枝晶臂長(zhǎng)縮短，共晶硅相從片狀變?yōu)轭w粒狀，且數(shù)量增加，當(dāng)鋯添加量為0.3%時(shí)細(xì)化效果最佳；隨著鋯添加量繼續(xù)增加，合金組織反而粗大，α-Al相由細(xì)小的柱狀向花瓣?duì)钷D(zhuǎn)變；添加鋯元素后，合金中形成ZrAlSi相，隨著鋯添加量由0.1%增加至0.5%，ZrAlSi相尺寸由10 mm增大至40 mm；熱處理后，SLM成形不同鋯添加量的AlSi10Mg合金組織得到進(jìn)一步細(xì)化，ZrAlSi相尺寸減小，數(shù)量增多，當(dāng)鋯添加量大于0.3%時(shí)，ZrAlSi相細(xì)化效果變差，內(nèi)部出現(xiàn)塊狀組織；當(dāng)時(shí)效處理時(shí)間從8 h增加到12 h，合金組織更為細(xì)小、均勻，ZrAlSi相尺寸略有減小，細(xì)化效果更佳。

(2) 隨著鋯添加量的增加，未熱處理合金的顯微硬度、屈服強(qiáng)度和抗壓強(qiáng)度均呈先增高后降低的變化趨勢(shì)，在鋯添加量為0.3%時(shí)均達(dá)到峰值，分別為89.4 HV，196 MPa和406 MPa；固溶時(shí)效處理后，合金的硬度和強(qiáng)度提高，且隨鋯添加量變化的變化趨勢(shì)不變，均在鋯添加量為0.3%時(shí)達(dá)到最大值，時(shí)效處理12 h后合金的強(qiáng)度、硬度與時(shí)效處理8 h相比得到了進(jìn)一步提高。