固溶处理对激光选区熔化AlSi10Mg合金显微组织、拉伸性能和残余应力的影响

唐鹏钧，闫泰起，陈冰清*，郭绍庆，李沛勇

（1 中国航发北京航空材料研究院，北京 100095；2 北京市先进铝合金材料及应用工程技术研究中心，北京 100095）

近年来，以激光选区熔化（selective laser melting，SLM）为代表的激光增材制造技术在航空装备的研发与制造中得到广泛应用，实现了航空钛合金、高温合金、铝合金等金属构件的成形［1］。目前，激光选区熔化铝合金的应用以Al-Si 系合金为主，如AlSi10Mg，AlSi7Mg，AlSi12 等。这类合金的成分接近共晶点，固-液温度范围较窄，具有良好的液态流动性，不存在热裂倾向，能够满足激光选区熔化工艺的需要，可以实现薄壁、多孔、中空等复杂结构的成形。由于激光选区熔化过程的冷却速率高，沉积态合金的晶粒细小，且大多合金元素固溶于铝基体中，形成了过饱和铝固溶体［2］。故在细晶强化和固溶强化的作用下，沉积态Al-Si 系合金的室温抗拉强度可接近甚至超过500 MPa［3-5］。然而，在高冷却速率、高温度梯度和循环热传导等因素的作用下，沉积态合金通常存在较高的残余应力，对材料的疲劳性能或抗应力腐蚀性能产生不利影响［6］。因此，现阶段激光选区熔化铝合金需要在250~300 ℃范围内进行去应力退火处理。Rosenthal 等［7］研究了不同退火温度对激光选区熔化AlSi10Mg 合金组织性能和残余应力的影响，结果显示，300 ℃退火后合金的残余应力下降幅度约50%。Wang 等［8］在300 ℃对激光选区熔化AlSi7Mg 合金进行3 h 的去应力退火，并研究了退火前后的残余应力。结果显示，退火后的残余应力下降了约88%。可以看出，采用去应力退火处理可以一定程度地降低激光选区熔化铝合金沉积态的残余应力，但无法达到消除残余应力的目的。与此同时，在退火过程中激光选区熔化Al-Si 系合金通常会发生Si 相的粗化长大，从而导致强度下降［9］。因此，针对激光选区熔化Al-Si 系合金探索一种新的热处理制度以达到有效消除残余应力的同时获得较高的强度成为国内外研究的趋势之一。本课题组［10］对固溶-时效处理后激光选区熔化AlSi7MgTi 合金的组织性能及残余应力进行研究，结果发现，固溶-时效处理可以有效消除沉积态合金的残余应力，同时屈服强度可以保持与沉积态合金相当的水平。

现阶段，国内外也已开展了激光选区熔化AlSi10Mg 合金的固溶处理和固溶-时效处理研究，着重对热处理前后组织性能演变进行了报道。Takata等［11］研究了AlSi10Mg 合金沉积态和固溶态（530 ℃/6 h+水冷）的组织与性能。结果显示，沉积态合金的抗拉强度最高，达到了475 MPa 左右；固溶处理后抗拉强度明显下降，仅有269 MPa。Girelli 等［12］研究了AlSi10Mg 合金沉积态与固溶-时效处理态的显微组织及室温拉伸性能。结果发现，采用540 ℃/1 h-180 ℃/2 h 的固溶-时效处理制度后，合金水平方向和竖直方向的抗拉强度分别由沉积态的450 MPa 和482 MPa降至332 MPa 和299 MPa。说明对沉积态合金进行固溶处理或固溶-时效处理均会导致强度显著降低。在国内，余开斌等［13］研究了固溶处理和固溶-时效处理后激光选区熔化AlSi10Mg 合金的室温拉伸性能。结果显示，沉积态合金的强度最高，超过500 MPa，不同热处理后合金的抗拉强度出现不同程度的下降。其中，固溶态（540 ℃/4 h+水冷）的抗拉强度最低（约380 MPa），固溶-时效态（540 ℃/4 h-180 ℃/12 h）的抗拉强度相比固溶态略有提高（约420 MPa）。王悦等［14］也研究发现固溶处理（540 ℃/1 h）后激光选区熔化AlSi10Mg 合金的强度明显下降，仅为246 MPa；结合人工时效处理（130 ℃/4 h），抗拉强度略有提升，但仍低于300 MPa。由此可见，目前国内外开展了固溶处理和固溶-时效处理后激光选区熔化AlSi10Mg 合金的组织与性能研究，但大多数的固溶处理或固溶-时效处理均沿用传统铸造Al-Si-Mg 合金的固溶温度（530~540 ℃）或固溶处理时间（4~6 h）。由于激光选区熔化AlSi10Mg 合金沉积态的组织细小，且已属于过饱和固溶体［2］，与传统铸造Al-Si-Mg 合金的组织状态存在显著差异。故对激光选区熔化AlSi10Mg 合金而言，固溶处理发挥的作用应有所不同，直接沿用传统铸造铝合金的固溶处理或固溶-时效处理参数是不合理的。另外，固溶处理或固溶-时效处理对激光选区熔化AlSi10Mg 合金残余应力影响的研究鲜见报道。因此有必要对激光选区熔化AlSi10Mg 合金的固溶处理开展研究，掌握固溶处理对合金组织、性能和残余应力的影响规律，为丰富激光选区熔化AlSi10Mg 合金热处理体系提供支持。

1 实验材料与方法

1.1 材料制备

激光选区熔化所用AlSi10Mg 合金粉末的名义成分为Al-10Si-0.35Mg，采用气雾化工艺制备而成。利用电感耦合等离子体原子发射光谱法测试粉末各主元素和杂质元素的含量，利用氧氮分析仪测试氧含量，如表1 所示。可以看出，粉末中Si 和Mg 元素均在名义成分附近；杂质元素中，除含有0.034%（质量分数，下同）的Fe 和0.07%的O 外，其他杂质元素的含量均低于0.01%。

表1 AlSi10Mg 合金粉末的化学成分（质量分数/%）Table 1 Chemical compositions of AlSi10Mg alloy powders（mass fraction/%）

利用上述粉末，在BLT-310 型激光选区熔化设备上采用棋盘扫描策略进行成形，激光束逐层旋转67°。激光选区熔化过程中，设定激光器的功率为350 W，扫描速率为1100 mm/s，搭接间距为0.14 mm，铺粉层厚为30 μm。成形后选取部分试棒按表2 进行热处理。

表2 试样状态及对应的热处理过程Table 2 Status of samples and corresponding heat treatment process

1.2 显微组织观察和性能测试

从沉积态和热处理态合金试棒上切取厚度约5 mm 的试块，先后利用砂纸和金刚石抛光剂进行研磨与抛光，再用Keller 试剂（HNO3∶HCl∶HF∶H2O=5∶3∶2∶190，体积比）对抛光后的金相试样进行腐蚀，持续10~15 s。利用Leica DM 4000 型光学显微镜观察各状态合金的金相组织；采用FEI Nano 450 型场发射扫描电子显微镜观察显微组织和拉伸断口形貌，结合EDX 光谱仪（energy-dispersive X-ray spectroscopy）对显微组织中元素的分布进行分析。利用电火花加工切取时效态和T6 态合金透射电镜观察用的试片，厚度约0.5 mm。试样的制备过程如下：依次采用400#，800#，1200#砂纸磨至厚度30~50 μm；再利用Gatan Model 695 PIPS Ⅱ型离子减薄仪进行减薄，参数为：离子束能量5 keV，角度±8°，形成初始孔洞后调整离子束能量至4 keV，角度±6°，继续减薄并扩大孔洞；减薄过程采用液氮冷却。在FEI Tecnai G2 F20 型透射电子显微镜上观察合金晶粒内部的显微组织及析出相形貌，实验电压为200 kV，利用Gatan DigitalMicrograph 软件对透射电镜形貌照片进行处理和分析。不同状态的合金分别取XY方向和Z方向（图1）的室温拉伸试棒，数量各2 件；加工成直径5 mm 的标准圆形拉伸试样，按照GB/T 228.1—2010 在AG-IS250kN型万能材料试验机上进行室温拉伸性能测试。采用Jobin Yvon HR800 型拉曼光谱仪测试各状态合金Si相的拉曼光谱，测试所用的激光波长为532 nm。最后利用Origin 2018 软件对拉曼光谱曲线进行基线校正和拟合，拟合曲线类型为Lorentz；通过对比不同状态合金中Si 相的拉曼光谱曲线分析残余应力情况。

图1 拉伸试样示意图Fig.1 Sketch map of tensile specimens

2 结果与分析

2.1 显微组织

图2 为不同状态激光选区熔化AlSi10Mg 合金的金相组织形貌。观察发现，沉积态合金平行于成形方向的组织呈现出“鱼鳞状”熔池逐层堆叠的形貌，垂直于成形方向的组织中熔池相互交织，表现出明显的组织各向异性，如图2（a-1），（a-2）所示。其中，熔池内部组织均匀、细小，熔池边界附近的组织则相对粗大。分析认为，激光选区熔化成形铝合金的这种典型组织及各向异性特征与激光选区熔化成形特点有关［15］。由于在激光选区熔化成形过程中冷却速率高达106~108K/s［16］，故有利于形成均匀、细小的组织。时效处理后，合金中的熔池形貌及各向异性特征与沉积态合金类似，未见显著变化，如图2（b-1），（b-2）所示。这说明时效处理的温度较低、时间较短，难以对熔池形貌产生显著的影响。经固溶处理后，合金的金相组织中只观察到均匀分布于铝基体中的黑色颗粒，未见到沉积态合金中的熔池形貌特征；且平行于成形方向与垂直于成形方向的组织形貌相同，如图2（c-1），（c-2）所示。表明固溶处理可消除沉积态合金中的熔池形貌及组织的各向异性。研究结果显示［17-18］，固溶处理会促使沉积态合金中的网状共晶硅粗化长大为Si 颗粒，故这些黑色颗粒可能为Si 颗粒，可结合能谱进行分析确认。在此基础上继续进行时效处理，可以看出T6 态合金的金相组织形貌与固溶态的基本相同，也是由均匀分布于基体中的黑色颗粒组成，如图2（d-1），（d-2）所示。

图2 激光选区熔化AlSi10Mg 合金平行于成形方向（1）与垂直于成形方向（2）的金相组织形貌（a）沉积态；（b）时效态；（c）固溶态；（d）T6 态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

图3 为不同状态激光选区熔化AlSi10Mg 合金的扫描电镜照片。可以看出，沉积态合金主要由铝基体和网状共晶硅组成。通过对比不同区域组织中共晶硅的网格尺寸大小，可以将该组织大致分为三部分：熔池内部、熔池边界和热影响区，如图3（a）所示。其中，熔池边界区域的共晶硅网格和网格节点处的共晶硅尺寸较大；熔池内部区域的共晶硅网格和网格节点处的共晶硅尺寸较小；热影响区内的共晶硅呈断续分布，共晶硅的尺寸与熔池内部基本相同。研究表明［2，19］，由于激光选区熔化过程中熔池内部与熔池边界附近组织的凝固条件差异，导致熔池内部组织更为细小，熔池边界组织则相对粗大；热影响区的共晶硅组织则是受到热传导的影响而演变成为断续分布的共晶硅颗粒。人工时效处理后，合金中网状共晶硅形貌依然存在；根据网状共晶硅的网格尺寸仍可识别出熔池边界、熔池内部和热影响区，如图3（b）所示。对比观察图3（a），（b）可以看到，在沉积态与时效态合金中仍然存在完整的网状共晶硅组织，熔池边界、熔池内部和热影响区也容易通过共晶硅的形貌进行识别，表明人工时效处理对沉积态合金的熔池及网状共晶硅没有显著影响。固溶处理后，网状共晶硅的形貌完全消失，合金中发现了块状颗粒相和针状相，见图3（c）。T6 处理后，合金中也存在块状颗粒相和针状相（图3（d）），其形貌、尺寸与固溶态的基本相同。采用EDX 对 T6 态合金显微组织的元素面分布进行分析，结果如图4 所示。可以看出，块状颗粒相处Si 元素偏聚、Al 元素贫乏，表明该颗粒为Si 相；针状相处富含Fe 元素，说明其为含Fe 的杂质相。研究表明，固溶处理后形成的这种针状相通常为具有单斜结构的β-Al5FeSi 相［18］。

图3 激光选区熔化AlSi10Mg 合金的扫描电镜照片（a）沉积态；（b）时效态；（c）固溶态；（d）T6 态Fig.3 SEM photographs of AlSi10Mg alloys prepared by SLM（a）as-built；（b）aging；（c）solid solution；（d）T6

图4 T6 态激光选区熔化AlSi10Mg 合金EDX 元素分布图Fig.4 EDX elemental mapping of T6-treated AlSi10Mg alloy prepared by SLM

通过对比不同状态合金的显微组织形貌可以发现，时效处理温度较低（160~170 ℃），难以对沉积态合金中的熔池形貌和网状共晶硅产生明显影响，也不会导致固溶态合金中块状Si 颗粒及针状富Fe 相的尺寸和形貌产生显著变化。相比之下，固溶处理的温度高（515 ℃），不仅会破坏沉积态合金中网状共晶硅组织的完整性，促使其粗化长大成Si 颗粒；同时还会彻底消除该状态合金中“鱼鳞状”熔池的叠层组织形貌及组织各向异性。此外，由于合金中不可避免地存在少量Fe 元素，在固溶处理过程中还会导致针状富Fe 相的生成。因此，固溶处理过程中显微组织的变化将会对合金的力学性能及其各向异性与残余应力产生显著影响。

2.2 室温拉伸性能

图5 为不同状态激光选区熔化AlSi10Mg 合金的室温拉伸性能。结果显示，沉积态合金XY方向与Z方向的抗拉强度（Rm）相差不大，分别约为480 MPa 和470 MPa；但两个方向的屈服强度（Rp0.2）和断后伸长率（A）却存在明显的各向异性，其中XY方向的屈服强度接近300 MPa，断后伸长率超过8%；而Z方向的屈服强度和断后伸长率明显较低，分别约为250 MPa和5%。直接人工时效处理后，合金的抗拉强度和屈服强度明显提升，断后伸长率随之略微下降。其中，XY方向与Z方向的抗拉强度均达到了500 MPa 左右；而屈服强度和断后伸长率的各向异性依然存在，XY方向的屈服强度和断后伸长率较高，分别为340 MPa和7%左右；Z方向的屈服强度和断后伸长率较低，约为300 MPa 和4%。可以看出，对沉积态合金直接进行人工时效，可以显著提升其抗拉强度和屈服强度，断后伸长率仅略微下降。

图5 激光选区熔化AlSi10Mg 合金的室温拉伸性能Fig.5 Room temperature tensile properties of AlSi10Mg alloys prepared by SLM

对沉积态合金进行固溶处理后，抗拉强度和屈服强度均显著下降，不存在明显的各向异性。此时，抗拉强度和屈服强度分别约为260 MPa 和150 MPa，仅为沉积态合金的50%左右；断后伸长率则显著提升，达到了17%~20%。在此基础上进行人工时效，T6 态合金的抗拉强度和屈服强度均得到提升，分别约为330 MPa 和270 MPa，断后伸长率调整至10%~11%，基本消除了室温拉伸性能的各向异性。与沉积态合金相比，T6 态合金的抗拉强度约为前者的70%，XY方向的屈服强度降低了约20 MPa，但Z方向的屈服强度却提高了20 MPa，断后伸长率提升了25%~50%，各项性能均表现出较好的各向同性。结合显微组织结果分析认为，固溶态和T6 态合金拉伸性能的各向同性得益于固溶处理消除了沉积态合金组织的各向异性。

2.3 断口形貌

图6 为不同状态激光选区熔化AlSi10Mg 合金的拉伸断口形貌。结果显示，沉积态和时效态合金的拉伸断口均存在细小撕裂棱，撕裂棱的宽度仅为0.4 μm左右。撕裂棱反映了拉伸载荷作用下裂纹的扩展路径，可以看出，两种状态下合金均未呈现明显的韧窝或解理断裂特征。固溶处理和T6 处理后合金的拉伸断口中均发现非常发达的韧窝，表现出明显的韧性断裂特征。两种状态断口中韧窝的尺寸和形态基本相同，韧窝的尺寸约为3~10 μm。在韧窝底部都可发现尺寸约1~3 μm 的Si 颗粒，部分尺寸较大的Si 颗粒在外加载荷的作用下发生了破裂现象，表明Si 颗粒也分担了部分拉伸载荷。由此可见，沉积态合金抗拉强度相对较高的原因主要得益于极其细小的组织产生的强化效果；固溶处理后，组织明显粗化，细小的网状共晶硅消失，取而代之的是尺寸较大的Si 颗粒，故抗拉强度和屈服强度明显下降；而人工时效处理并没有明显改变沉积态或固溶态合金的断口形貌与断裂特征，却导致直接时效态和T6 态合金的强度分别比沉积态和固溶态明显提升，说明人工时效处理可能促使沉积态和固溶态合金析出了弥散分布的纳米强化相，如GP 区或β″（Mg2Si）。

图6 激光选区熔化AlSi10Mg 合金拉伸断口形貌（a）沉积态；（b）时效态；（c）固溶态；（d）T6 态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

图7 为时效态和T6 态激光选区熔化AlSi10Mg 合金晶粒内部的TEM 照片及分析结果。观察发现，在这两种状态合金的铝基体中，均存在极其细小的纳米颗粒状析出相，如图7（a），（b）中红色箭头所示。该析出相尺寸细小，表现为原子团簇的形态，无法清晰地观察到该相与铝基体的界面轮廓。对析出相所在区域（图7（b）中红色虚线方框）进行傅里叶变换（fast Fourier transform，FFT），得到FFT 谱图，如图7（c）所示。可以看出，该谱图中存在明显的铝基体的衍射斑，晶带轴方向平行于［100］。在铝基体的衍射斑之间还发现极微弱的条纹，表明组织中的析出相为GP区［19］。通过逆傅里叶变换，得到GP 区的晶格条纹像，如图7（d）所示。观察发现，GP 区的尺寸约为2 nm，与铝基体为共格关系。由此说明，沉积态和固溶态合金在人工时效处理的过程中均弥散析出了GP 区，从而促进时效态和T6 态合金抗拉强度与屈服强度的提升。

图7 时效态和T6 态激光选区熔化AlSi10Mg 合金的TEM 照片（a）时效态；（b）T6 态；（c）FFT 图；（d）GP 区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 残余应力

图8 显示了激光选区熔化AlSi10Mg 合金拟合后的Si 相拉曼光谱曲线。观察发现，沉积态和时效态合金中Si 相的拉曼峰均处于无应变时Si 相的拉曼特征峰位（520.7 cm-1，如图8 中虚线所示）左侧，发生蓝移现象，表明沉积态和时效态合金中的Si 相均存在残余拉应力。对比结果显示，人工时效处理后合金的Si 相拉曼峰位相对于沉积态合金向右偏移，说明时效态合金中Si 相的相对拉曼频移小于沉积态合金。根据Si相的相对拉曼频移（Δω）与残余应力（σ）之间的关系［8，15］：σ=－425Δω，可知时效态合金中Si 相的残余拉应力相对于沉积态要低。而固溶态和T6 态合金中Si 相的拉曼峰与无应变时Si 的拉曼特征峰位几乎重合，表明这两种状态下合金中Si 相的相对拉曼频移接近于零，即组织中几乎不存在残余应力。由此可知，固溶处理基本消除了激光选区熔化成形过程中所产生的残余拉应力。由于人工时效处理过程温度较低，时效态合金的显微组织与沉积态几乎无明显差异，残余拉应力依然存在，但部分残余拉应力得到释放，故时效态合金的残余拉应力相对于沉积态合金有所降低。而固溶处理过程温度高，对沉积态合金的组织，包括熔池形态、网状共晶硅形态，均产生了显著的影响，从而使沉积态合金组织中存在的残余拉应力基本消除。

图8 激光选区熔化AlSi10Mg 合金中Si 相的拉曼光谱拟合曲线Fig.8 Raman fitting spectra of Si phase in AlSi10Mg alloys prepared by SLM

3 结论

（1）激光选区熔化AlSi10Mg 合金沉积态表现出“鱼鳞状”熔池特征，组织存在各向异性和较大的残余拉应力，力学性能也表现出明显的各向异性。

（2）人工时效对沉积态合金的网状共晶硅和熔池形貌以及固溶态合金的Si 颗粒形貌和尺寸均无显著影响，但由于促进了GP 区的析出，使得合金抗拉强度和屈服强度显著提升。

（3）固溶处理导致沉积态合金中“鱼鳞状”熔池特征及组织各向异性彻底消失，网状共晶硅粗化长大成为Si 颗粒，合金抗拉强度和屈服强度显著降低，残余应力基本得到消除；与人工时效处理相结合可以获得较好的综合性能和良好的各向同性，合金抗拉强度和屈服强度分别为330 MPa 和270 MPa，断后伸长率为10%~11%。