選區(qū)激光熔化增材制造高強度Al-Mg-Sc-Zr合金的微觀組織與力學(xué)性能

朱溪，袁鐵錘, 2，王敏卜, 2，黃嵐，李瑞迪, 2，呂亮，易出山，羅強

選區(qū)激光熔化增材制造高強度Al-Mg-Sc-Zr合金的微觀組織與力學(xué)性能

朱溪1，袁鐵錘1, 2，王敏卜1, 2，黃嵐1，李瑞迪1, 2，呂亮3，易出山3，羅強3

(1. 中南大學(xué) 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083；2. 中南大學(xué) 深圳研究院，深圳 518057；3. 中國航發(fā)南方工業(yè)有限公司，株洲 410000)

以氣霧化預(yù)合金粉末為原材料，采用選區(qū)激光熔化(selective laser melting, SLM)成形制備Al-Mg-Sc-Zr合金。采用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡及室溫拉伸實驗等研究激光功率對合金缺陷、微觀組織及力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金具有細(xì)等軸晶和粗柱狀晶交替出現(xiàn)的混晶組織，在細(xì)等軸晶區(qū)存在明顯的元素偏析和部分Al3(Sc,Zr)析出粒子釘扎晶界。當(dāng)激光功率由260 W增大到380 W時，試樣的孔隙率呈現(xiàn)先減少后增加的趨勢，力學(xué)性能的變化趨勢相反。在最佳激光功率300 W下，試樣相對密度達(dá)99.4%，僅存在少量因液態(tài)金屬供應(yīng)不足造成的小尺寸圓形孔隙；抗拉強度、屈服強度與斷裂伸長率分別為429.7 MPa、363.5 MPa和17.7%。經(jīng)325 ℃時效處理10 h后，合金的抗拉強度、屈服強度與斷裂伸長率分別達(dá)到530.1 MPa、506.4 MPa和9.0%。

Al-Mg-Sc-Zr合金；選區(qū)激光熔化；激光功率；混晶組織；拉伸性能

鋁合金具有熔點與密度低、比強度高、抗腐蝕及易導(dǎo)電導(dǎo)熱性，成為世界上應(yīng)用最為廣泛的金屬材料之一[1]。然而，傳統(tǒng)鑄造工藝的低冷卻速率往往帶來晶粒粗大、冶金缺陷多、元素偏析、結(jié)構(gòu)復(fù)雜度低等一系列問題[2?4]。為此，尋找新的超細(xì)晶以及配合高性能鋁合金制備工藝是解決當(dāng)前鋁合金應(yīng)用受限的關(guān)鍵。選區(qū)激光熔化(selective laser melting, SLM)增材制造技術(shù)采用高能激光束作為能量源，可實現(xiàn)近凈成形并顯著改善成形件的強度，在汽車制造、軌道交通及航空航天等領(lǐng)域具有極大應(yīng)用潛力[5?7]。因此SLM成形結(jié)構(gòu)材料特別是鋁合金成為了當(dāng)前的研究熱點之一，符合現(xiàn)代結(jié)構(gòu)材料輕量化與高性能化制造的大 趨勢。

Al-Mg-Sc-Zr合金通過凝固過程中晶粒細(xì)化以及后續(xù)時效的沉淀強化，具有良好的阻裂效果以及高的強塑性，廣泛應(yīng)用于SLM技術(shù)成形[8]。目前，采用SLM成形高性能Al-Mg-Sc-Zr合金引起了國內(nèi)外學(xué)術(shù)界與工業(yè)界的廣泛關(guān)注。SPIERINGS等[9]研究發(fā)現(xiàn)，SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金具有良好的力學(xué)性能與獨特的混晶組織，經(jīng)SLM成形后，合金中可形成Al3(Sc,Zr)粒子作為非均勻形核劑起到細(xì)化晶粒的作用。同時，SLM過程的極大過冷度拓寬了Sc、Zr元素的極限固溶度，經(jīng)時效處理后可以進(jìn)一步析出Al3(Sc,Zr)粒子釘扎晶界、阻礙位錯運動，顯著提高合金的綜合性能[10]。SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金得益于Mg元素的固溶強化、細(xì)晶強化以及析出Al3(Sc,Zr)粒子的沉淀強化，性能得到顯著提高[11]。

由于合金粉末對激光有一定的反射率，激光與粉末之間存在激烈的相互作用(熔融與液體飛濺等)，SLM成形過程是一種復(fù)雜的非平衡冶金凝固過程。這一過程中涉及到物理現(xiàn)象(如合金凝固理論以及與非平衡凝固過程相關(guān)的相變)，冶金學(xué)現(xiàn)象(如合金元素的極限固溶度和擴散理論)、力學(xué)現(xiàn)象(快速冷卻過程中極大的溫度梯度導(dǎo)致的殘余應(yīng)力)以及流體力學(xué)現(xiàn)象(如馬蘭格尼流效應(yīng))。因此，激光束發(fā)射類型、激光功率、曝光時間、掃描間距和層厚等工藝參數(shù)通過影響激光?粉末間的相互作用，決定了SLM成形件的性能[12]。鋁及鋁合金的高激光反射率、高熱導(dǎo)率、易氧化等特性嚴(yán)重影響了鋁合金粉末與激光間的相互作用[5]。工藝參數(shù)不適合可能導(dǎo)致球化效應(yīng)、孔隙及裂紋萌生，最終影響合金的密度，因此SLM工藝參數(shù)優(yōu)化是控制成形零件質(zhì)量的重要環(huán)節(jié)。本文通過對SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金進(jìn)行工藝參數(shù)優(yōu)化，揭示激光功率對成形合金的力學(xué)性能及微觀組織的影響，為SLM成形高性能Al-Mg-Sc-Zr合金零件，拓寬其在航空航天的應(yīng)用提供基礎(chǔ)理論支持。

1 實驗

1.1 Al-Mg-Sc-Zr合金制備

采用真空惰性氣體霧化法(vacuuminert gas atomization, VIGA)制備Al-Mg-Sc-Zr預(yù)合金粉末，保護氣氛為氬氣。經(jīng)機械篩分后獲得粒徑分布為5～53 μm的氣霧化粉末用于SLM成形。采用掃描電子顯微鏡(scanning electron microscopy, SEM)測得合金粉末的形貌特征如圖1(a)所示，粉末大多呈球形或近球形，周圍存在少量衛(wèi)星粉末，流動性良好，符合SLM成形要求。采用電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法(inductively coupled plasma atomic emission spectrometry, ICP-AES)測定所制備SLM樣品的主要化學(xué)成分如表1所列。

所用SLM設(shè)備為Renishaw AM400選區(qū)激光熔化成形設(shè)備，配備400 W IPG光纖激光器，光斑直徑為70 μm，成形氣氛為氬氣，成形樣品示意圖如圖1(b)所示。采用脈沖激光束模式(pulse wave mode, PW)成形鋁合金，PW模式工作原理示意圖見圖1(c)。采用氧化鋁噴砂處理后的鋁合金基板為建造平臺。SLM成形所有試樣均采用67°旋轉(zhuǎn)島狀掃描策略，掃描策略示意圖如圖2(d)所示。通過改變激光功率(260～380 W)來探究最優(yōu)激光功率參數(shù)，其余的成形參數(shù)如曝光時間(50 μs)，點距離(80 μm)，層厚(40 μm)和艙口距離(90 μm)保持不變。單位體積能量密度(volumetric energy density，VED)可以視作SLM逐層成形過程中不同激光參數(shù)的綜合作用，定義為單位體積激光束提供的能量。PW模式下SLM成形試樣的單位體積能量密度可通過公式(1)計算[13]：

式中：為單位體積能量密度，W/cm3；為激光功率，W；exp為曝光時間，μs；為掃描點距，μm；s為層厚，μm；為艙口距離，μm。由此得到不同激光功率下成形試樣的VED，樣品成形參數(shù)如表2所列。

1.2 組織與性能表征

采用阿基米德排水法得到各試樣相對密度。根據(jù)金相觀察的標(biāo)準(zhǔn)步驟，成形試樣經(jīng)線切割后采用不同規(guī)格砂紙逐級打磨，采用0.5 μm氧化鋁懸濁液拋光后制得金相樣品，部分金相樣品使用凱勒試劑(1 mLHF，1.5 mL HCl，2.5 mL HNO3和95 mLH2O)腐蝕約10～20 s。選取拋光后的金相試樣進(jìn)行電解拋光(拋光液為20 mL HClO4+180 mLCH3OH)，制得樣品用于電子背散射衍射(electron backscattered diffraction，EBSD)實驗。采用德國萊卡DM4000M型光學(xué)顯微鏡(optical microscope，OM)和美國FEI的Quanta 250FEG型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察拋光樣品的表面形貌。采用Rigaku D/max 2500pc型X射線衍射儀(X-rays diffraction，XRD)對試樣進(jìn)行物相分析，掃描速率為8 (°)/min，衍射角2為20°～80°。采用日本JEOLJXAe8530電子探針微量分析儀(electron probe micro analyzer, EPMA)測定樣品的元素分布。

圖1 (a) Al-Mg-Sc-Zr預(yù)合金粉末樣品的SEM形貌；(b) SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金試樣實體圖；(c) PW模式工作原理示意圖；(d) 掃描策略示意圖

表1 SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的化學(xué)組成

表2 SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的成形參數(shù)

室溫拉伸實驗在美國MST Alliance RT萬能力學(xué)試驗機上進(jìn)行，加載速率為1.20 mm/min，根據(jù)實測數(shù)據(jù)繪制工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線，拉伸試樣按照ASTM E8M標(biāo)準(zhǔn)制備。

2 結(jié)果與討論

2.1 激光功率對成形件冶金缺陷的影響

各試樣的相對密度均在99%以上，幾乎全致密，這與SLM工藝特有的“快熱極冷”以及逐層成形的加工方式密不可分。進(jìn)一步觀察采用不同激光功率成形的SLM試樣建造面金相圖，如圖2所示，成形試樣均無開裂，激光功率對孔隙率有明顯影響。由圖2(a)可知，當(dāng)激光功率較低時，試樣中的孔隙以熔化不足孔隙為主。此時熔體動態(tài)黏度高，粉末熔化不完全，狹長不規(guī)則形狀孔隙分布于掃描層間[14]。FISCHER 等[15]研究發(fā)現(xiàn)，除激光功率的影響外，調(diào)整PW模式的曝光時間至小于熔池凝固時間，掃描路徑更為穩(wěn)定，有利于降低周期性熔化誤差孔隙的出現(xiàn)。圖2(b)表明，在適中的激光功率下，未出現(xiàn)較大的不規(guī)則球形氣孔，呈現(xiàn)出較為致密的組織。隨激光功率繼續(xù)增大，孔隙逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橛蓺錃饣虻腿埸c金屬(如Mg)蒸汽逸出而形成的球形氣孔，如圖2(c)、(d)所示。高激光功率延長了熔體存在時間，促進(jìn)氫氣擴散與氣孔長大[16]。另一方面，在圖2(a)～(d)中均可發(fā)現(xiàn)圓形、小尺寸的收縮孔隙，其平均直徑<5 μm，主要是由于凝固過程中液態(tài)金屬供應(yīng)不足造成的[14]。該類型收縮孔隙在SLM試樣中普遍存在。

綜上所述，激光功率過小與過大均不利于獲得高致密度SLM打印態(tài)Al-Mg-Sc-Zr合金，其對成形合金孔隙率的影響與Al-Mn-Mg-Sc-Zr合金[17]、AlSi10Mg合金[16]等增材制造鋁合金的規(guī)律基本一致。

2.2 物相分析

圖3為不同激光功率下制備SLM樣品的XRD圖譜。由圖可知，SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金中存在FCC結(jié)構(gòu)的α-Al與Al3(Sc,Zr)兩相。圖3(b)、(d)分別選取了相對較強的Al(111)與Al(200)衍射峰與α-Al標(biāo)準(zhǔn)衍射峰2=38.472與2=44.738對比，可知SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的α-Al相衍射峰均發(fā)生向左偏移的情況，根據(jù)布拉格方程，見式(2)：

式中：為晶面間距，nm；為衍射角，(°)；為入射X射線的波長，0.154 056 nm；為衍射常數(shù)。衍射峰向左偏移說明晶面間距增大，這是由于SLM成形過程中極大過冷度下Sc、Zr元素固溶到Al基體中，在加工過程中巨大的溫度梯度也使得試樣中殘留較大的熱應(yīng)力與殘余應(yīng)力作用于晶界，誘發(fā)晶格畸變。

對比發(fā)現(xiàn)，試樣2的衍射峰相對較寬，根據(jù)謝樂公式，見式(3)：

式中：D為晶粒尺寸，nm；θ為衍射角，(°)；λ為入射X射線的波長，0.1540 56 nm；β為衍射峰半高寬，nm；k為謝樂常數(shù)。隨激光功率增大，成形試樣的衍射峰先寬化再變尖，即β值先減小再增大，因此試樣2的晶粒最細(xì)。

(a) 260 W; (b) 300 W; (c) 340 W; (d) 380 W

圖3 SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的XRD圖譜

(a) 2=20°?80°; (b) 2=36°?40°; (c) 2=42°?46°

2.3 微觀組織特征與析出粒子

圖4為不同成形功率下SLM態(tài)Al-Mg-Sc-Zr合金建造面腐蝕金相圖?？傮w而言，試樣的微觀組織沿建造方向均呈現(xiàn)出逐層交疊的魚鱗狀熔池形貌，且熔池尺寸隨激光功率的增大而增大，并且高激光功率下出現(xiàn)了分布在層間的鍵孔。這是由于增大激光功率，激光與粉末間相互作用愈發(fā)激烈，作用周期延長，極易引起液流飛濺與Mg等低熔點元素的揮發(fā)。若氣孔不能完全被熔融金屬液流填充，則會形成鍵孔[18]。

圖5所示為試樣2的背散射SEM圖，圖6為圖5對應(yīng)區(qū)域的EPMA分析結(jié)果，二者綜合反映了試樣的微觀組織特征、析出粒子以及主要合金元素在熔池內(nèi)的分布。如圖5(a)所示，SLM態(tài)Al-Mg-Sc-Zr合金具有明顯粗細(xì)晶粒交替的混晶組織特征，即一個熔池由沿熔池邊界處分布的細(xì)小等軸晶(暗區(qū))和熔池中心的柱狀粗晶(亮區(qū))構(gòu)成，這與SPIERINGS等[9]的研究結(jié)果基本一致。根據(jù)圖6的EPMA分析結(jié)果可知，Al、Mn和Zr元素基本均勻分布在整個熔池內(nèi)，Mg元素在熔池邊界細(xì)晶區(qū)存在偏析，這可能是由于熔池邊界冷卻速度更快形成細(xì)晶區(qū)，Mg元素快速固溶，即“凍結(jié)”到α-Al基體中；在后續(xù)柱狀晶凝固中冷卻速度變慢，Mg的“凍結(jié)”效應(yīng)減弱，由于溶質(zhì)再分配，Mg元素被排開，富集于柱狀晶的固液界面前沿，最終富集在下一層細(xì)晶區(qū)[19]。Sc元素在熔池邊界處存在少量點狀聚集，這是由于Sc元素在熔池邊界最先以Al3(Sc,Zr)初生粒子形式析出，充當(dāng)α-Al的晶粒細(xì)化劑。SPIERINGS等[20]的研究發(fā)現(xiàn)，在SLM成形Al- Mg-Sc-Zr合金試樣的細(xì)晶區(qū)域處存在Al3(Sc,Zr)粒子，并且這一現(xiàn)象存在于不同成形參數(shù)的試樣中。由于樣品表面平均原子序數(shù)較高的區(qū)域在背散射電子圖片上具有更高的亮度，因此結(jié)合EPMA分析結(jié)果與前人文獻(xiàn)研究可以推測，圖5(b)中廣泛分布在細(xì)晶區(qū)域的白色方塊粒子為初生Al3(Sc,Zr)粒子。

試樣2建造面的IPF(inverse pole figure)圖和IQ(image quality)圖如圖7(a)、(b)所示，呈現(xiàn)出細(xì)等軸晶和粗柱狀晶交替的混晶組織。由于IPF圖中具有相同取向的晶粒顏色一致，結(jié)合圖5(a)可知，細(xì)等軸晶區(qū)晶粒無明顯取向，而粗柱狀晶區(qū)晶粒沿垂直于熔池邊界向熔池中心生長，這說明二者的凝固機制不同。定向生長的粗柱狀晶是大多數(shù)SLM成形試樣的典型微觀組織形貌，這主要是由于快速凝固機制帶來的極大溫度梯度誘發(fā)的晶粒優(yōu)先生長。而Al-Mg-Sc-Zr合金經(jīng)PW模式的瞬時成形后，在凝固前沿析出初生Al3(Sc,Zr)粒子，細(xì)化了熔池邊界處的晶粒。圖8(a)、(b)所示為激光功率為300 W的試樣建造面的極圖與反極圖，圖形上的顏色分布情況反映了試樣在建造方向上的最大織構(gòu)指數(shù)和織構(gòu)強弱。通過計算得到最大織構(gòu)指數(shù)和織構(gòu)強弱分別為1.793和1.393，說明試樣具有各向異性，但較多的細(xì)等軸晶粒使其織構(gòu)強度 減弱。

圖4 不同激光功率下SLM態(tài)Al-Mg-Sc-Zr合金的建造面腐蝕后金相圖

(a) 260 W; (b) 300 W; (c) 340 W; (d) 380 W

圖5 試樣2(P=300 W)建造面的BSEM圖

(a) Low magnification; (b) High magnification

除了Sc、Zr等微合金化元素的強化作用，SLM過程的高凝固速率與極大的溫度梯度是SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金形成特有混晶組織的另一因 素[21]。較高的冷卻速率可以細(xì)化晶粒。在熔池邊界處，凝固前沿速度慢，更多的Al3(Sc,Zr)粒子析出作為非均質(zhì)形核劑顯著細(xì)化晶粒。這也符合在熔體過熱條件下形核多發(fā)生在母相金屬與熔融金屬表面的固?液界面處[22]。此時在Al3(Sc,Zr)粒子的細(xì)晶強化作用下，熔池邊界處形成了無取向的細(xì)等軸晶。而在熔池內(nèi)部，較低，晶粒以柱狀晶的形式沿優(yōu)先取向á100?方向趨于熔池中心生長。

2.4 SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的拉伸性能

對不同激光功率下成形的SLM試樣進(jìn)行室溫單向拉伸試驗，得到工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線如圖9所示。圖中4種試樣的拉伸曲線均具有鋸齒狀起伏波動的特征，這一現(xiàn)象被稱作Portevin-Le Chatelier(PLC)效應(yīng)。PLC效應(yīng)常發(fā)生在Al-Mg合金中，是一種在特定溫度與加載速率下的不穩(wěn)定塑性變形現(xiàn)象[23]。PLC效應(yīng)在空間上具體表現(xiàn)為試樣拉伸段反復(fù)傳播的局部變形帶，而在時間上則表現(xiàn)為應(yīng)力?應(yīng)變曲線的“流變鋸齒”現(xiàn)象。根據(jù)應(yīng)力?應(yīng)變曲線的“流變鋸齒”特征，本文中4種試樣均屬于type-B型，其應(yīng)變鋸齒規(guī)則明顯，多圍繞包格線上下擺動。關(guān)于PLC效應(yīng)的微觀形成機制最廣泛的說法是動態(tài)應(yīng)變時效(dynamic strain ageing，DSA) 機制，它代表了移動位錯和溶質(zhì)原子之間的相互作用，即合金在變形過程中由于可動位錯的釘扎與移動和溶質(zhì)原子的阻礙作用導(dǎo)致短暫時效強 化[24]。因此，Al-Mg-Sc-Zr合金中的共格L12-Al3(Sc, Zr)納米析出相作為位錯運動的障礙，從而大大提高合金的強度[25]。

圖6 SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金建造面的EPMA元素圖

圖7 試樣2(P=300 W)建造面的IPF圖(a)和IQ圖(b)

圖8 試樣2(P=300 W)建造面的極圖(a)與反極圖(b)

由圖9及表3可知，當(dāng)激光功率由260 W增大到300 W時，試樣的抗拉強度、屈服強度與斷裂伸長率由400.4 MPa、342.3 MPa和16.0%增加到429.7 MPa、363.5 MPa和17.7%；而進(jìn)一步增大激光功率至380 W時，試樣的抗拉強度、屈服強度與斷裂伸長率均下降到334.1 MPa、391.1 MPa和14.9%。激光功率300 W，325 ℃時效處理10 h后，合金的抗拉強度、屈服強度與斷裂伸長率分別達(dá)到530.1 MPa、506.4 MPa和9.0%。高激光功率促進(jìn)了Al3(Sc,Zr)粒子的析出細(xì)化晶粒，阻礙位錯運動。晶粒細(xì)化有利于提高變形均勻性，是實現(xiàn)合金強塑性協(xié)調(diào)的一種有效手段。但繼續(xù)增大激光功率會引起液流飛濺與Mg等低熔點合金元素?fù)]發(fā)，試樣孔隙率增加，易在變形中成為裂紋萌生區(qū)，導(dǎo)致試樣伸長率與抗拉強度下降。而經(jīng)時效處理后，固溶在Al基體的Sc、Zr元素結(jié)合生成次生Al3(Sc,Zr)粒子釘扎在晶界處阻礙位錯運動，提高了合金的強 度[10]。與傳統(tǒng)鑄造、鍛造鋁合金的單晶體系相比，SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的混晶組織中平均晶粒尺寸顯著降低。同時，合金材料的混晶組織有利于降低變形的不均勻性，粗柱狀晶區(qū)域可容納更多位錯，改善塑性[26]。而細(xì)等軸晶對力學(xué)性能的貢獻(xiàn)在于促進(jìn)變形均勻性與強度。MA等[19]的研究結(jié)果表明，SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的強化效應(yīng)多來源于晶界作用，晶界對屈服強度的影響符合傳統(tǒng)的Hall-Petch關(guān)系。除增材制造鋁合金外，具有雙峰組織的其他細(xì)晶合金表現(xiàn)出高強度和良好塑性的結(jié)合也已得到廣泛證實[27]。

圖9 不同激光功率下SLM成形試樣的工程應(yīng)力?應(yīng)變曲線

3 結(jié)論

1) SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的最高相對密度大于99%，激光功率通過改變試樣的孔隙大小與形狀影響SLM樣品的致密化。隨激光功率增大，成形件中的孔隙由層間分布的狹長不規(guī)則的熔化誤差孔隙逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橐蛞毫黠w濺與氣體逸出而導(dǎo)致的鍵孔。

2) SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金中存在FCC結(jié)構(gòu)的α-Al與Al3(Sc,Zr)兩相，未經(jīng)時效處理前初生Al3(Sc,Zr)粒子析出有限，經(jīng)時效處理后可進(jìn)一步析出釘扎晶界起到提高合金強度的效果；Al-Mg-Sc-Zr合金具有獨特的無優(yōu)先取向的細(xì)等軸晶與垂直于熔池邊界向熔池中心生長的粗柱狀晶交替的混晶組織。樣品中細(xì)等軸晶區(qū)域存在明顯的元素偏析，Al3(Sc,Zr)析出粒子釘扎晶界起到細(xì)化晶粒的作用。

表3 試樣的室溫拉伸性能

3) SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的斷裂方式主要為韌性斷裂，激光功率過高或過低時較多的孔隙、未熔顆粒等缺陷影響了合金的拉伸性能。激光功率為300 W時，SLM成形Al-Mg-Sc-Zr合金的抗拉強度、屈服強度與斷裂伸長率分別為429.7 MPa、363.5 MPa和17.7%。經(jīng)325 ℃時效處理10 h后，合金的抗拉強度、屈服強度與斷裂伸長率分別達(dá)到530.1 MPa、506.4 MPa和9.0%。激光功率過高或過低時合金中易出現(xiàn)較多的孔隙和未熔顆粒等缺陷，進(jìn)而影響合金的拉伸 性能。

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Microstructure and mechanical properties of Al-Mg-Sc-Zr alloy prepared by selective laser melting

ZHU Xi1, YUNA Tiechui1, 2, WANG Minbu1, 2, HUANG Lan1, LI Ruidi1, 2, Lü liang3, YI Chushan3, LUO Qiang3

(1. State key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China;2. Shenzhen Research Institute, Central South University, Shenzhen 518057, China;3. AECC South Industry Company Limited, Zhuzhou 410000, China)

Al-Mg-Sc-Zr alloy were prepared by selective laser melting (SLM) technology with gas atomization powders as raw materials. The effects of processing parameters on metallurgical defects, microstructure, and tensile properties of SLM-fabricated samples were investigated through optical microscope analysis, scanning electron microscopy analysis, and unidirectional tensile test at room temperature, etc. The results show that SLM-fabricated Al-Mg-Sc-Zr alloy is characterized with mixed grains structure in which fine equiaxed grains and coarse columnar grains alternate. It can be obviously found that element segregation in fine equiaxed grain region and precipitated Al3(Sc,Zr) particles pin at the grain boundary. When the laser power increases from 260 W to 380 W, the porosity of the sample decreases first and then increases, while the changing trend of mechanical property is opposite. When the laser power is 300 W, the optimum parameter is obtained with the relative density reaching 99.4%. There are only a few small shrinkage pores in the sample due to the insufficient supply of liquid metal. The ultimate tensile strength, yield strength, and fracture elongation are 429.7 MPa, 363.5 MPa and 17.7%, respectively. After aging treatment at 325 ℃for 10 h, the ultimate tensile strength, yield strength, and fracture elongation are 530.1 MPa, 506.4 MPa and 9.0%, respectively.

Al-Mg-Sc-Zr alloy; selective laser melting; laser power; duplex grain structure; tensile property

10.19976/j.cnki.43-1448/TF.2021103

TG146.2+1

A

1673-0224(2022)02-205-10

國家自然科學(xué)基金資助項目(U21B2073)；湖南省重點研發(fā)計劃資助項目(2020WK2027)；深圳市科技計劃資助項目(JCYJ20180508151903646)；山東省自然科學(xué)基金資助項目(ZR2020ZD04)

2021?11?25；

2022?04?01

李瑞迪，教授，博士。電話：18073150492；E-mail: liruidi@csu.edu.cn

(編輯 陳潔)