固溶處理對激光選區(qū)熔化AlSi10Mg合金顯微組織、拉伸性能和殘余應(yīng)力的影響

唐鵬鈞，閆泰起，陳冰清*，郭紹慶，李沛勇

（1 中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先進鋁合金材料及應(yīng)用工程技術(shù)研究中心，北京 100095）

近年來，以激光選區(qū)熔化（selective laser melting，SLM）為代表的激光增材制造技術(shù)在航空裝備的研發(fā)與制造中得到廣泛應(yīng)用，實現(xiàn)了航空鈦合金、高溫合金、鋁合金等金屬構(gòu)件的成形［1］。目前，激光選區(qū)熔化鋁合金的應(yīng)用以Al-Si 系合金為主，如AlSi10Mg，AlSi7Mg，AlSi12 等。這類合金的成分接近共晶點，固-液溫度范圍較窄，具有良好的液態(tài)流動性，不存在熱裂傾向，能夠滿足激光選區(qū)熔化工藝的需要，可以實現(xiàn)薄壁、多孔、中空等復(fù)雜結(jié)構(gòu)的成形。由于激光選區(qū)熔化過程的冷卻速率高，沉積態(tài)合金的晶粒細小，且大多合金元素固溶于鋁基體中，形成了過飽和鋁固溶體［2］。故在細晶強化和固溶強化的作用下，沉積態(tài)Al-Si 系合金的室溫抗拉強度可接近甚至超過500 MPa［3-5］。然而，在高冷卻速率、高溫度梯度和循環(huán)熱傳導(dǎo)等因素的作用下，沉積態(tài)合金通常存在較高的殘余應(yīng)力，對材料的疲勞性能或抗應(yīng)力腐蝕性能產(chǎn)生不利影響［6］。因此，現(xiàn)階段激光選區(qū)熔化鋁合金需要在250~300 ℃范圍內(nèi)進行去應(yīng)力退火處理。Rosenthal 等［7］研究了不同退火溫度對激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金組織性能和殘余應(yīng)力的影響，結(jié)果顯示，300 ℃退火后合金的殘余應(yīng)力下降幅度約50%。Wang 等［8］在300 ℃對激光選區(qū)熔化AlSi7Mg 合金進行3 h 的去應(yīng)力退火，并研究了退火前后的殘余應(yīng)力。結(jié)果顯示，退火后的殘余應(yīng)力下降了約88%?？梢钥闯?，采用去應(yīng)力退火處理可以一定程度地降低激光選區(qū)熔化鋁合金沉積態(tài)的殘余應(yīng)力，但無法達到消除殘余應(yīng)力的目的。與此同時，在退火過程中激光選區(qū)熔化Al-Si 系合金通常會發(fā)生Si 相的粗化長大，從而導(dǎo)致強度下降［9］。因此，針對激光選區(qū)熔化Al-Si 系合金探索一種新的熱處理制度以達到有效消除殘余應(yīng)力的同時獲得較高的強度成為國內(nèi)外研究的趨勢之一。本課題組［10］對固溶-時效處理后激光選區(qū)熔化AlSi7MgTi 合金的組織性能及殘余應(yīng)力進行研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，固溶-時效處理可以有效消除沉積態(tài)合金的殘余應(yīng)力，同時屈服強度可以保持與沉積態(tài)合金相當(dāng)?shù)乃健?/p>

現(xiàn)階段，國內(nèi)外也已開展了激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的固溶處理和固溶-時效處理研究，著重對熱處理前后組織性能演變進行了報道。Takata等［11］研究了AlSi10Mg 合金沉積態(tài)和固溶態(tài)（530 ℃/6 h+水冷）的組織與性能。結(jié)果顯示，沉積態(tài)合金的抗拉強度最高，達到了475 MPa 左右；固溶處理后抗拉強度明顯下降，僅有269 MPa。Girelli 等［12］研究了AlSi10Mg 合金沉積態(tài)與固溶-時效處理態(tài)的顯微組織及室溫拉伸性能。結(jié)果發(fā)現(xiàn)，采用540 ℃/1 h-180 ℃/2 h 的固溶-時效處理制度后，合金水平方向和豎直方向的抗拉強度分別由沉積態(tài)的450 MPa 和482 MPa降至332 MPa 和299 MPa。說明對沉積態(tài)合金進行固溶處理或固溶-時效處理均會導(dǎo)致強度顯著降低。在國內(nèi)，余開斌等［13］研究了固溶處理和固溶-時效處理后激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的室溫拉伸性能。結(jié)果顯示，沉積態(tài)合金的強度最高，超過500 MPa，不同熱處理后合金的抗拉強度出現(xiàn)不同程度的下降。其中，固溶態(tài)（540 ℃/4 h+水冷）的抗拉強度最低（約380 MPa），固溶-時效態(tài)（540 ℃/4 h-180 ℃/12 h）的抗拉強度相比固溶態(tài)略有提高（約420 MPa）。王悅等［14］也研究發(fā)現(xiàn)固溶處理（540 ℃/1 h）后激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的強度明顯下降，僅為246 MPa；結(jié)合人工時效處理（130 ℃/4 h），抗拉強度略有提升，但仍低于300 MPa。由此可見，目前國內(nèi)外開展了固溶處理和固溶-時效處理后激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的組織與性能研究，但大多數(shù)的固溶處理或固溶-時效處理均沿用傳統(tǒng)鑄造Al-Si-Mg 合金的固溶溫度（530~540 ℃）或固溶處理時間（4~6 h）。由于激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金沉積態(tài)的組織細小，且已屬于過飽和固溶體［2］，與傳統(tǒng)鑄造Al-Si-Mg 合金的組織狀態(tài)存在顯著差異。故對激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金而言，固溶處理發(fā)揮的作用應(yīng)有所不同，直接沿用傳統(tǒng)鑄造鋁合金的固溶處理或固溶-時效處理參數(shù)是不合理的。另外，固溶處理或固溶-時效處理對激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金殘余應(yīng)力影響的研究鮮見報道。因此有必要對激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的固溶處理開展研究，掌握固溶處理對合金組織、性能和殘余應(yīng)力的影響規(guī)律，為豐富激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金熱處理體系提供支持。

1 實驗材料與方法

1.1 材料制備

激光選區(qū)熔化所用AlSi10Mg 合金粉末的名義成分為Al-10Si-0.35Mg，采用氣霧化工藝制備而成。利用電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法測試粉末各主元素和雜質(zhì)元素的含量，利用氧氮分析儀測試氧含量，如表1 所示?？梢钥闯?，粉末中Si 和Mg 元素均在名義成分附近；雜質(zhì)元素中，除含有0.034%（質(zhì)量分數(shù)，下同）的Fe 和0.07%的O 外，其他雜質(zhì)元素的含量均低于0.01%。

表1 AlSi10Mg 合金粉末的化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)/%）Table 1 Chemical compositions of AlSi10Mg alloy powders（mass fraction/%）

利用上述粉末，在BLT-310 型激光選區(qū)熔化設(shè)備上采用棋盤掃描策略進行成形，激光束逐層旋轉(zhuǎn)67°。激光選區(qū)熔化過程中，設(shè)定激光器的功率為350 W，掃描速率為1100 mm/s，搭接間距為0.14 mm，鋪粉層厚為30 μm。成形后選取部分試棒按表2 進行熱處理。

表2 試樣狀態(tài)及對應(yīng)的熱處理過程Table 2 Status of samples and corresponding heat treatment process

1.2 顯微組織觀察和性能測試

從沉積態(tài)和熱處理態(tài)合金試棒上切取厚度約5 mm 的試塊，先后利用砂紙和金剛石拋光劑進行研磨與拋光，再用Keller 試劑（HNO3∶HCl∶HF∶H2O=5∶3∶2∶190，體積比）對拋光后的金相試樣進行腐蝕，持續(xù)10~15 s。利用Leica DM 4000 型光學(xué)顯微鏡觀察各狀態(tài)合金的金相組織；采用FEI Nano 450 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察顯微組織和拉伸斷口形貌，結(jié)合EDX 光譜儀（energy-dispersive X-ray spectroscopy）對顯微組織中元素的分布進行分析。利用電火花加工切取時效態(tài)和T6 態(tài)合金透射電鏡觀察用的試片，厚度約0.5 mm。試樣的制備過程如下：依次采用400#，800#，1200#砂紙磨至厚度30~50 μm；再利用Gatan Model 695 PIPS Ⅱ型離子減薄儀進行減薄，參數(shù)為：離子束能量5 keV，角度±8°，形成初始孔洞后調(diào)整離子束能量至4 keV，角度±6°，繼續(xù)減薄并擴大孔洞；減薄過程采用液氮冷卻。在FEI Tecnai G2 F20 型透射電子顯微鏡上觀察合金晶粒內(nèi)部的顯微組織及析出相形貌，實驗電壓為200 kV，利用Gatan DigitalMicrograph 軟件對透射電鏡形貌照片進行處理和分析。不同狀態(tài)的合金分別取XY方向和Z方向（圖1）的室溫拉伸試棒，數(shù)量各2 件；加工成直徑5 mm 的標(biāo)準(zhǔn)圓形拉伸試樣，按照GB/T 228.1—2010 在AG-IS250kN型萬能材料試驗機上進行室溫拉伸性能測試。采用Jobin Yvon HR800 型拉曼光譜儀測試各狀態(tài)合金Si相的拉曼光譜，測試所用的激光波長為532 nm。最后利用Origin 2018 軟件對拉曼光譜曲線進行基線校正和擬合，擬合曲線類型為Lorentz；通過對比不同狀態(tài)合金中Si 相的拉曼光譜曲線分析殘余應(yīng)力情況。

圖1 拉伸試樣示意圖Fig.1 Sketch map of tensile specimens

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖2 為不同狀態(tài)激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的金相組織形貌。觀察發(fā)現(xiàn)，沉積態(tài)合金平行于成形方向的組織呈現(xiàn)出“魚鱗狀”熔池逐層堆疊的形貌，垂直于成形方向的組織中熔池相互交織，表現(xiàn)出明顯的組織各向異性，如圖2（a-1），（a-2）所示。其中，熔池內(nèi)部組織均勻、細小，熔池邊界附近的組織則相對粗大。分析認為，激光選區(qū)熔化成形鋁合金的這種典型組織及各向異性特征與激光選區(qū)熔化成形特點有關(guān)［15］。由于在激光選區(qū)熔化成形過程中冷卻速率高達106~108K/s［16］，故有利于形成均勻、細小的組織。時效處理后，合金中的熔池形貌及各向異性特征與沉積態(tài)合金類似，未見顯著變化，如圖2（b-1），（b-2）所示。這說明時效處理的溫度較低、時間較短，難以對熔池形貌產(chǎn)生顯著的影響。經(jīng)固溶處理后，合金的金相組織中只觀察到均勻分布于鋁基體中的黑色顆粒，未見到沉積態(tài)合金中的熔池形貌特征；且平行于成形方向與垂直于成形方向的組織形貌相同，如圖2（c-1），（c-2）所示。表明固溶處理可消除沉積態(tài)合金中的熔池形貌及組織的各向異性。研究結(jié)果顯示［17-18］，固溶處理會促使沉積態(tài)合金中的網(wǎng)狀共晶硅粗化長大為Si 顆粒，故這些黑色顆粒可能為Si 顆粒，可結(jié)合能譜進行分析確認。在此基礎(chǔ)上繼續(xù)進行時效處理，可以看出T6 態(tài)合金的金相組織形貌與固溶態(tài)的基本相同，也是由均勻分布于基體中的黑色顆粒組成，如圖2（d-1），（d-2）所示。

圖2 激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金平行于成形方向（1）與垂直于成形方向（2）的金相組織形貌（a）沉積態(tài)；（b）時效態(tài)；（c）固溶態(tài)；（d）T6 態(tài)Fig.2 OM morphologies parallel to the building direction（1） and perpendicular to the building direction（2） of AlSi10Mg alloys prepared by SLM（a）as-built；（b）aging；（c）solid solution；（d）T6

圖3 為不同狀態(tài)激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的掃描電鏡照片。可以看出，沉積態(tài)合金主要由鋁基體和網(wǎng)狀共晶硅組成。通過對比不同區(qū)域組織中共晶硅的網(wǎng)格尺寸大小，可以將該組織大致分為三部分：熔池內(nèi)部、熔池邊界和熱影響區(qū)，如圖3（a）所示。其中，熔池邊界區(qū)域的共晶硅網(wǎng)格和網(wǎng)格節(jié)點處的共晶硅尺寸較大；熔池內(nèi)部區(qū)域的共晶硅網(wǎng)格和網(wǎng)格節(jié)點處的共晶硅尺寸較??；熱影響區(qū)內(nèi)的共晶硅呈斷續(xù)分布，共晶硅的尺寸與熔池內(nèi)部基本相同。研究表明［2，19］，由于激光選區(qū)熔化過程中熔池內(nèi)部與熔池邊界附近組織的凝固條件差異，導(dǎo)致熔池內(nèi)部組織更為細小，熔池邊界組織則相對粗大；熱影響區(qū)的共晶硅組織則是受到熱傳導(dǎo)的影響而演變成為斷續(xù)分布的共晶硅顆粒。人工時效處理后，合金中網(wǎng)狀共晶硅形貌依然存在；根據(jù)網(wǎng)狀共晶硅的網(wǎng)格尺寸仍可識別出熔池邊界、熔池內(nèi)部和熱影響區(qū)，如圖3（b）所示。對比觀察圖3（a），（b）可以看到，在沉積態(tài)與時效態(tài)合金中仍然存在完整的網(wǎng)狀共晶硅組織，熔池邊界、熔池內(nèi)部和熱影響區(qū)也容易通過共晶硅的形貌進行識別，表明人工時效處理對沉積態(tài)合金的熔池及網(wǎng)狀共晶硅沒有顯著影響。固溶處理后，網(wǎng)狀共晶硅的形貌完全消失，合金中發(fā)現(xiàn)了塊狀顆粒相和針狀相，見圖3（c）。T6 處理后，合金中也存在塊狀顆粒相和針狀相（圖3（d）），其形貌、尺寸與固溶態(tài)的基本相同。采用EDX 對 T6 態(tài)合金顯微組織的元素面分布進行分析，結(jié)果如圖4 所示?？梢钥闯?，塊狀顆粒相處Si 元素偏聚、Al 元素貧乏，表明該顆粒為Si 相；針狀相處富含F(xiàn)e 元素，說明其為含F(xiàn)e 的雜質(zhì)相。研究表明，固溶處理后形成的這種針狀相通常為具有單斜結(jié)構(gòu)的β-Al5FeSi 相［18］。

圖3 激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的掃描電鏡照片（a）沉積態(tài)；（b）時效態(tài)；（c）固溶態(tài)；（d）T6 態(tài)Fig.3 SEM photographs of AlSi10Mg alloys prepared by SLM（a）as-built；（b）aging；（c）solid solution；（d）T6

圖4 T6 態(tài)激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金EDX 元素分布圖Fig.4 EDX elemental mapping of T6-treated AlSi10Mg alloy prepared by SLM

通過對比不同狀態(tài)合金的顯微組織形貌可以發(fā)現(xiàn)，時效處理溫度較低（160~170 ℃），難以對沉積態(tài)合金中的熔池形貌和網(wǎng)狀共晶硅產(chǎn)生明顯影響，也不會導(dǎo)致固溶態(tài)合金中塊狀Si 顆粒及針狀富Fe 相的尺寸和形貌產(chǎn)生顯著變化。相比之下，固溶處理的溫度高（515 ℃），不僅會破壞沉積態(tài)合金中網(wǎng)狀共晶硅組織的完整性，促使其粗化長大成Si 顆粒；同時還會徹底消除該狀態(tài)合金中“魚鱗狀”熔池的疊層組織形貌及組織各向異性。此外，由于合金中不可避免地存在少量Fe 元素，在固溶處理過程中還會導(dǎo)致針狀富Fe 相的生成。因此，固溶處理過程中顯微組織的變化將會對合金的力學(xué)性能及其各向異性與殘余應(yīng)力產(chǎn)生顯著影響。

2.2 室溫拉伸性能

圖5 為不同狀態(tài)激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的室溫拉伸性能。結(jié)果顯示，沉積態(tài)合金XY方向與Z方向的抗拉強度（Rm）相差不大，分別約為480 MPa 和470 MPa；但兩個方向的屈服強度（Rp0.2）和斷后伸長率（A）卻存在明顯的各向異性，其中XY方向的屈服強度接近300 MPa，斷后伸長率超過8%；而Z方向的屈服強度和斷后伸長率明顯較低，分別約為250 MPa和5%。直接人工時效處理后，合金的抗拉強度和屈服強度明顯提升，斷后伸長率隨之略微下降。其中，XY方向與Z方向的抗拉強度均達到了500 MPa 左右；而屈服強度和斷后伸長率的各向異性依然存在，XY方向的屈服強度和斷后伸長率較高，分別為340 MPa和7%左右；Z方向的屈服強度和斷后伸長率較低，約為300 MPa 和4%?？梢钥闯觯瑢Τ练e態(tài)合金直接進行人工時效，可以顯著提升其抗拉強度和屈服強度，斷后伸長率僅略微下降。

圖5 激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的室溫拉伸性能Fig.5 Room temperature tensile properties of AlSi10Mg alloys prepared by SLM

對沉積態(tài)合金進行固溶處理后，抗拉強度和屈服強度均顯著下降，不存在明顯的各向異性。此時，抗拉強度和屈服強度分別約為260 MPa 和150 MPa，僅為沉積態(tài)合金的50%左右；斷后伸長率則顯著提升，達到了17%~20%。在此基礎(chǔ)上進行人工時效，T6 態(tài)合金的抗拉強度和屈服強度均得到提升，分別約為330 MPa 和270 MPa，斷后伸長率調(diào)整至10%~11%，基本消除了室溫拉伸性能的各向異性。與沉積態(tài)合金相比，T6 態(tài)合金的抗拉強度約為前者的70%，XY方向的屈服強度降低了約20 MPa，但Z方向的屈服強度卻提高了20 MPa，斷后伸長率提升了25%~50%，各項性能均表現(xiàn)出較好的各向同性。結(jié)合顯微組織結(jié)果分析認為，固溶態(tài)和T6 態(tài)合金拉伸性能的各向同性得益于固溶處理消除了沉積態(tài)合金組織的各向異性。

2.3 斷口形貌

圖6 為不同狀態(tài)激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的拉伸斷口形貌。結(jié)果顯示，沉積態(tài)和時效態(tài)合金的拉伸斷口均存在細小撕裂棱，撕裂棱的寬度僅為0.4 μm左右。撕裂棱反映了拉伸載荷作用下裂紋的擴展路徑，可以看出，兩種狀態(tài)下合金均未呈現(xiàn)明顯的韌窩或解理斷裂特征。固溶處理和T6 處理后合金的拉伸斷口中均發(fā)現(xiàn)非常發(fā)達的韌窩，表現(xiàn)出明顯的韌性斷裂特征。兩種狀態(tài)斷口中韌窩的尺寸和形態(tài)基本相同，韌窩的尺寸約為3~10 μm。在韌窩底部都可發(fā)現(xiàn)尺寸約1~3 μm 的Si 顆粒，部分尺寸較大的Si 顆粒在外加載荷的作用下發(fā)生了破裂現(xiàn)象，表明Si 顆粒也分擔(dān)了部分拉伸載荷。由此可見，沉積態(tài)合金抗拉強度相對較高的原因主要得益于極其細小的組織產(chǎn)生的強化效果；固溶處理后，組織明顯粗化，細小的網(wǎng)狀共晶硅消失，取而代之的是尺寸較大的Si 顆粒，故抗拉強度和屈服強度明顯下降；而人工時效處理并沒有明顯改變沉積態(tài)或固溶態(tài)合金的斷口形貌與斷裂特征，卻導(dǎo)致直接時效態(tài)和T6 態(tài)合金的強度分別比沉積態(tài)和固溶態(tài)明顯提升，說明人工時效處理可能促使沉積態(tài)和固溶態(tài)合金析出了彌散分布的納米強化相，如GP 區(qū)或β″（Mg2Si）。

圖6 激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金拉伸斷口形貌（a）沉積態(tài)；（b）時效態(tài)；（c）固溶態(tài)；（d）T6 態(tài)Fig.6 Tensile fracture morphologies of AlSi10Mg alloys prepared by SLM（a）as-built；（b）aging；（c）solid solution；（d）T6

2.4 析出相分析

圖7 為時效態(tài)和T6 態(tài)激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金晶粒內(nèi)部的TEM 照片及分析結(jié)果。觀察發(fā)現(xiàn)，在這兩種狀態(tài)合金的鋁基體中，均存在極其細小的納米顆粒狀析出相，如圖7（a），（b）中紅色箭頭所示。該析出相尺寸細小，表現(xiàn)為原子團簇的形態(tài)，無法清晰地觀察到該相與鋁基體的界面輪廓。對析出相所在區(qū)域（圖7（b）中紅色虛線方框）進行傅里葉變換（fast Fourier transform，F(xiàn)FT），得到FFT 譜圖，如圖7（c）所示?？梢钥闯?，該譜圖中存在明顯的鋁基體的衍射斑，晶帶軸方向平行于［100］。在鋁基體的衍射斑之間還發(fā)現(xiàn)極微弱的條紋，表明組織中的析出相為GP區(qū)［19］。通過逆傅里葉變換，得到GP 區(qū)的晶格條紋像，如圖7（d）所示。觀察發(fā)現(xiàn)，GP 區(qū)的尺寸約為2 nm，與鋁基體為共格關(guān)系。由此說明，沉積態(tài)和固溶態(tài)合金在人工時效處理的過程中均彌散析出了GP 區(qū)，從而促進時效態(tài)和T6 態(tài)合金抗拉強度與屈服強度的提升。

圖7 時效態(tài)和T6 態(tài)激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金的TEM 照片（a）時效態(tài)；（b）T6 態(tài)；（c）FFT 圖；（d）GP 區(qū)Fig.7 TEM photographs of aged and T6 treated AlSi10Mg alloys prepared by SLM（a）aging；（b）T6；（c）FFT pattern；（d）GP zone

2.5 殘余應(yīng)力

圖8 顯示了激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金擬合后的Si 相拉曼光譜曲線。觀察發(fā)現(xiàn)，沉積態(tài)和時效態(tài)合金中Si 相的拉曼峰均處于無應(yīng)變時Si 相的拉曼特征峰位（520.7 cm-1，如圖8 中虛線所示）左側(cè)，發(fā)生藍移現(xiàn)象，表明沉積態(tài)和時效態(tài)合金中的Si 相均存在殘余拉應(yīng)力。對比結(jié)果顯示，人工時效處理后合金的Si 相拉曼峰位相對于沉積態(tài)合金向右偏移，說明時效態(tài)合金中Si 相的相對拉曼頻移小于沉積態(tài)合金。根據(jù)Si相的相對拉曼頻移（Δω）與殘余應(yīng)力（σ）之間的關(guān)系［8，15］：σ=－425Δω，可知時效態(tài)合金中Si 相的殘余拉應(yīng)力相對于沉積態(tài)要低。而固溶態(tài)和T6 態(tài)合金中Si 相的拉曼峰與無應(yīng)變時Si 的拉曼特征峰位幾乎重合，表明這兩種狀態(tài)下合金中Si 相的相對拉曼頻移接近于零，即組織中幾乎不存在殘余應(yīng)力。由此可知，固溶處理基本消除了激光選區(qū)熔化成形過程中所產(chǎn)生的殘余拉應(yīng)力。由于人工時效處理過程溫度較低，時效態(tài)合金的顯微組織與沉積態(tài)幾乎無明顯差異，殘余拉應(yīng)力依然存在，但部分殘余拉應(yīng)力得到釋放，故時效態(tài)合金的殘余拉應(yīng)力相對于沉積態(tài)合金有所降低。而固溶處理過程溫度高，對沉積態(tài)合金的組織，包括熔池形態(tài)、網(wǎng)狀共晶硅形態(tài)，均產(chǎn)生了顯著的影響，從而使沉積態(tài)合金組織中存在的殘余拉應(yīng)力基本消除。

圖8 激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金中Si 相的拉曼光譜擬合曲線Fig.8 Raman fitting spectra of Si phase in AlSi10Mg alloys prepared by SLM

3 結(jié)論

（1）激光選區(qū)熔化AlSi10Mg 合金沉積態(tài)表現(xiàn)出“魚鱗狀”熔池特征，組織存在各向異性和較大的殘余拉應(yīng)力，力學(xué)性能也表現(xiàn)出明顯的各向異性。

（2）人工時效對沉積態(tài)合金的網(wǎng)狀共晶硅和熔池形貌以及固溶態(tài)合金的Si 顆粒形貌和尺寸均無顯著影響，但由于促進了GP 區(qū)的析出，使得合金抗拉強度和屈服強度顯著提升。

（3）固溶處理導(dǎo)致沉積態(tài)合金中“魚鱗狀”熔池特征及組織各向異性徹底消失，網(wǎng)狀共晶硅粗化長大成為Si 顆粒，合金抗拉強度和屈服強度顯著降低，殘余應(yīng)力基本得到消除；與人工時效處理相結(jié)合可以獲得較好的綜合性能和良好的各向同性，合金抗拉強度和屈服強度分別為330 MPa 和270 MPa，斷后伸長率為10%~11%。