金属学报, 2020, 56(6): 821-830 DOI: 10.11900/0412.1961.2019.00306

选区激光熔化专用AlSiMg合金成分设计及力学性能

耿遥祥,, 樊世敏, 简江林, 徐澍, 张志杰, 鞠洪博, 喻利花, 许俊华

江苏科技大学材料科学与工程学院 镇江 212003

Mechanical Properties of AlSiMg Alloy Specifically Designed for Selective Laser Melting

GENG Yaoxiang,, FAN Shimin, JIAN Jianglin, XU Shu, ZHANG Zhijie, JU Hongbo, YU Lihua, XU Junhua

School of Materials Science and Engineering, Jiangsu University of Science and Technology, Zhenjiang 212003, China

通讯作者: 耿遥祥,yaoxianggeng@163.com,主要从事激光增材制造专用铝合金、非晶和纳米晶合金的成分设计和性能研究

责任编辑: 肖素红

收稿日期: 2019-09-17   修回日期: 2019-12-23   网络出版日期: 2020-05-25

基金资助: 国家重点研发计划项目.  2016YFB1100103
国家自然科学基金项目.  51801079
江苏省自然科学基金青年基金项目.  BK20180985
江苏省自然科学基金青年基金项目.  BK20180987
江苏省高等学校自然科学研究面上项目.  18KJB430011

Corresponding authors: GENG Yaoxiang, associate professor, Tel: (0511)84401184, E-mail:yaoxianggeng@163.com

Received: 2019-09-17   Revised: 2019-12-23   Online: 2020-05-25

Fund supported: National Key Research and Development Program of China.  2016YFB1100103
National Natural Science Foundation of China.  51801079
Natural Science Foundation for Young Scientists of Jiangsu Province.  BK20180985
Natural Science Foundation for Young Scientists of Jiangsu Province.  BK20180987
Natural Science Foundation in Higher Education of Jiangsu Province.  18KJB430011

作者简介 About authors

耿遥祥,男,1986年生,副教授,博士

摘要

应用“团簇+连接原子”模型,基于合金液-固局域结构相容性和金属选区激光熔化(SLM)工艺熔体急冷的技术特性,设计高Mg含量SLM专用AlSiMg1.5合金新成分,系统研究时效温度和时间对SLM成形AlSiMg1.5合金显微组织和力学性能的影响。结果表明,通过调整工艺参数,可获得近乎全致密的SLM成形样品。当时效温度为300 ℃时,随着时效时间的延长,SLM成形样品岛状富Al组织中过固溶Si逐渐析出长大,网格状富Si组织逐渐分解球化,样品的硬度和压缩屈服强度逐渐降低,塑性明显增加。当时效温度为150 ℃时,不同时效时间下SLM成形样品的显微组织没有发生明显变化,但硬度和屈服强度随时效时间的延长先增大后略有降低。SLM成形AlSiMg1.5样品经150 ℃时效处理后的最大显微硬度和压缩屈服强度分别为(169±1) HV和(453±4) MPa,样品延伸率超过25%。本工作设计获得了成形性和力学性能优异的SLM专用铝合金新成分Al91.0Si7.5Mg1.5 (质量分数,%)。

关键词: 选区激光熔化 ; 成分设计 ; AlSiMg1.5合金 ; 时效处理 ; 显微组织 ; 力学性能

Abstract

Using complex shapes and precise structural parts is becoming a strong trend in modern advanced manufacturing. However, traditional manufacturing technology hardly achieves the complex geometric parts directly. Selective laser melting (SLM) is an advanced manufacturing technology for metallic materials, enables production parts with complex geometry combined with the enhancement of design flexibility. The cooling rate of molten pool can reach 103~106 K/s during the SLM process. In this case, the solid solubility of the alloying elements in the matrix can be greatly enhanced. Aluminum alloy has been widely used in industry. At present, the strength of SLM-formed aluminum alloys is far lower than that of high-strength aluminum alloys obtained from a traditional process. It is necessary to develop high-strength aluminum alloy composition based on SLM technical characteristics. The present study is devoted to design high-strength AlSiMg1.5 aluminum alloy specifically for SLM using the local structure model based on the liquid-solid structural compatibility of the alloy and the technical characteristics of the liquid quenching in SLM. The effect of the ageing treatment on the microstructure, the hardness, and the compressive properties of the SLM-formed AlSiMg1.5 alloy was systematically studied. Almost completely dense samples were obtained by adjusting the parameters of SLM process. When the ageing temperature was 300 ℃, the super-solid solution Si precipitated and grew in the island-like Al-rich structure, and the reticular Si-rich structure decomposed and spheroidized gradually with the increases of ageing time of SLM-formed AlSiMg1.5 samples. In this case, the hardness and the strength of the samples decreased, but the elongation increased significantly. The microstructures of the SLM-formed AlSiMg1.5 samples did not change obviously when the ageing temperature was 150 ℃. But the hardness and yield strength of the samples significantly increased first and then decreased slightly. The maximum microhardness and compressive yield strength of SLM-formed AlSiMg1.5 samples aged at 150 ℃ were (169±1) HV and (453±4) MPa, respectively, and the elongation of samples exceeds 25%. In this study, a special Al91.0Si7.5Mg1.5 (mass fraction, %) aluminum alloy specifically for SLM with excellent formability and mechanical properties was designed.

Keywords: selective laser melting ; composition design ; AlSiMg1.5 alloy ; ageing treatment ; microstructure ; mechanical property

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本文引用格式

耿遥祥, 樊世敏, 简江林, 徐澍, 张志杰, 鞠洪博, 喻利花, 许俊华. 选区激光熔化专用AlSiMg合金成分设计及力学性能. 金属学报[J], 2020, 56(6): 821-830 DOI:10.11900/0412.1961.2019.00306

GENG Yaoxiang, FAN Shimin, JIAN Jianglin, XU Shu, ZHANG Zhijie, JU Hongbo, YU Lihua, XU Junhua. Mechanical Properties of AlSiMg Alloy Specifically Designed for Selective Laser Melting. Acta Metallurgica Sinica[J], 2020, 56(6): 821-830 DOI:10.11900/0412.1961.2019.00306

铝合金具有熔点低、密度小、比强度高、导电导热性好、耐腐蚀性能优异和易于加工成形等特点,广泛应用于航空航天、交通运输、包装容器、机械器件、建筑装饰和石油化工等行业[1,2,3,4]。传统铝合金的生产主要以铸造工艺为主,在成形过程中容易出现晶粒粗大和元素偏析等现象,从而影响铝合金的力学性能[5,6]。此外,随着工业现代化的快速发展,机械零部件将会向尺寸精密、形状复杂、薄壁曲面及整体无余量的方向发展[7],而传统加工方法需要多道工序,生产周期长、材料利用率低,甚至出现无法加工的情况。因此,传统成形和加工方法在一些特殊领域的应用受限。

选区激光熔化(selective laser melting,SLM)是20世纪90年代发展起来的一种精密成形增材制造技术,其基于分层制造、层层叠加的成形原理,采用高功率密度激光对金属粉末进行选择性熔化,直接获得高性能、高致密度的金属零件,同时可实现复杂金属零件的近净成形[8,9]。由于铝合金具有高激光反射率和高热导率的性质,其SLM的研究伴随于高性能激光器的商业化应用,因此起步较晚。现阶段,铝合金的SLM研究主要集中在Al-Si和Al-Si-Mg合金体系,虽然其力学性能明显优于同成分的铸造铝合金[10,11,12,13,14,15],但远低于传统7xxx系变形铝合金。而应用SLM技术制备的7xxx铝合金成形性和力学性能较差[16]。虽然Al-Mg-(Sc, Zr)铝合金的SLM成形性和力学性能优异(致密度>99%,屈服强度>500 MPa,塑性变形率>10%)[17],但含Sc铝合金价格昂贵,应用受限。

SLM成形过程分为快速升温和急速降温2个阶段:(1) 激光束与金属粉体相互作用,金属粉末吸收激光束的能量,温度骤然上升并超过了金属的熔点,形成熔池,此时,熔融金属处于液相平衡,金属原子可以自由移动,合金元素分布均匀;(2) 当激光束移开后,热源消失,熔池温度以103~106 K/s的速率下降,此时元素的扩散移动受限,抑制了晶粒的长大和合金元素的大范围偏析,凝固后的金属晶粒细小,合金元素分布均匀,可有效提高材料的强度和塑性[18,19]。SLM制造过程中的超高温非平衡快速凝固及冶金行为对合金熔体和固相的局域结构相容性提出了更高的要求[20]。此外,SLM成形熔体快速凝固过程可大幅提升合金元素在基体中的固溶度,有效增加合金元素的固溶强化效果及后期时效处理的第二相强化效果(如:增加Al-Mg-Sc-Zr合金中合金化元素Sc和Zr含量,通过SLM成形工艺及后期时效处理,可获得大量弥散析出的Al3(Sc, Zr)纳米颗粒,从而使合金的力学性能获得大幅提升[17])。这使得传统的铸造合金成分并不能完全体现SLM的工艺特点。因此,有必要基于SLM的工艺特性,开发成形性和力学性能优异的SLM专用铝合金成分。

基于此,本工作基于“团簇+连接原子”局域结构模型,在实现SLM工艺熔体急冷过程中液-固局域结构遗传性设计的同时,增加Al-Si-Mg合金中Mg的含量,完成SLM专用高性能AlSiMg1.5合金的成分设计。所获得SLM成形铝合金样品的致密度接近100%,经适当低温时效处理后,AlSiMg1.5铝合金的力学性能得到有效提升。

1 成分设计

SLM成形过程容易在金属构件中易形成气孔、裂纹和变形等缺陷,这些缺陷将引起成形件力学性能的下降。缺陷的产生除了与工艺有关之外,还与熔体急冷过程中液-固结构相容性有关,通过减小合金液-固局域结构的差异,可有效降低SLM成形件的变形和微裂纹的产生[21]

“团簇+连接原子”模型常用来描述熔体、准晶、非晶和固溶体合金的原子近程结构和成分,在这一模型中,团簇指以某一原子为心的近邻配位多面体,连接原子处于团簇与团簇的间隙位,可表示为:[团簇](连接原子)x,其中x是连接原子的个数[22]。模型中的团簇源于晶体结构,即围绕晶体中任何一个独立原子占位均可定义一种团簇,在这些团簇中,孤立度最大的团簇具有最为明显的团簇特性,其中心原子与壳层原子间具有较强相互作用,因此,具有最高的结构稳定性,在合金熔化时,这一团簇最容易遗传至熔体中,即存在固-液局域结构遗传性[23,24,25]。同理,具有这一团簇特征的熔体在凝固过程中不需要大量的原子扩散重排即可形成晶体结构,具有良好的液-固结构相容性,有利于合金的SLM成形。

对于AlSiMg合金,Si-Mg和Si-Al间具有较强的负混合焓(ΔHSi-Mg=-26 kJ/mol,ΔHSi-Al=-19 kJ/mol,ΔHMg-Al=-2 kJ/mol)[26],因此,在AlSiMg合金熔体的结构中,Si-Mg和Si-Al间容易形成团簇结构。基于Al-Si合金固溶体(fcc结构)和Mg2Si (CaF2结构)的晶体结构,以溶质原子Si为心,可获得Si-Al和Si-Mg原子间的稳定团簇为:[Si-Al12] (1个Si原子为心,12个Al原子为壳层)和[Si-Mg8] (1个Si原子为心,8个Mg原子为壳层),即AlSiMg合金熔体中存在“双团簇”特征[27,28,29],见图1。在应用“团簇+连接原子”模型描述熔体结构时,团簇以类fcc结构进行堆垛,其八面体间隙位较大,可容纳一个连接原子。由于团簇与团簇间倾向于弱关联,因此选择1个Al作为连接原子,进而设计获得AlSiMg合金的成分可表示为:{[Si-Al12]+y[Si-Mg8]}Al,y为[Si-Mg8]团簇的平均数量。鉴于SLM成形过程中,合金熔体在快速冷却的过程中可固溶较多合金元素,这里适当提高[Si-Mg8]团簇的含量,y取值为0.03,设计获得铝合金的成分为{[Si-Al12]+0.03[Si-Mg8]}Al=Al91.1Si7.2Mg1.7 (Al91.0Si7.5Mg1.5,质量分数,%)。

图1

图1   基于α-(Al, Si)和Mg2Si的[Si-Al12]和[Si-Mg8]团簇

Fig.1   [Si-Al12] (a) and [Si-Mg8] (b) clusters in the α-(Al, Si) and Mg2Si phases, respectively

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2 实验方法

采用N2雾化方法制备AlSiMg铝合金粉末,由Icp2060t等离子体扫描光谱仪(ICP)测试粉末样品的化学成分,粉末样品的实际化学成分与设计化学成分对比结果见表1。可见,2者化学成分基本一致。筛取直径为15~53 μm区间的铝合金粉末进行SLM实验,所用仪器为BLT-S310选区激光熔化成形设备。样品的SLM成形工艺参数为:激光功率分别为200和300 W,扫描速率为800~1600 mm/s,光斑直径为100 μm,扫描间距为100 μm,铺粉厚度为30 μm,相位角为67°。样品的成形尺寸为:长100 mm、宽10 mm、高15 mm。粉末样品的粒径分布由TRILOS激光粒径分析仪测试获得。应用Axioskop2型金相显微镜(OM)和JSM-6480扫描电子显微镜(SEM,200 kV)观察粉末和SLM成形样品的表面形貌和显微组织。应用JEM-2010 F透射电子显微镜(TEM)附带的能谱分析仪(EDS)分析样品的成分分布。采用图像法测定样品的孔隙率,取试样所拍图片测量值的平均值。SLM成形样品在300 ℃下分别时效0、0.5、1、1.5、2、2.5和3 h,在150 ℃下分别时效0、1、2、4、6、8、10、12、18和24 h。应用D8 Focus X射线衍射仪(XRD,CuKα,波长0.15406 nm)测试SLM成形样品的晶体结构。应用HRS-150型显微硬度仪测试SLM成形及时效处理样品的Vickers硬度,载荷为300 g,保压时间为15 s。采用CMT5205型微机控制电子万能拉伸试验机测试样品的压缩性能,应变速率2×10-4 s-1,所用棒状样品直径为3 mm,轴向长度为6 mm,两端面平行且垂直于轴向。

表1   AlSiMg合金粉末设计化学成分与实际化学成分对比结果 (mass fraction / %)

Table 1  Comparison of the designed and actual chemical compositions of the AlSiMg powders

PowderSiMgFeAl
Designed chemical composition7.51.50.0Bal.
Actual chemical composition8.11.40.2Bal.

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3 实验结果与讨论

3.1 粉末及成形样品

图2a为AlSiMg1.5粉末样品的表面形貌SEM像。可见,大部分粉末为球形或类球形,少量粉末颗粒呈现不规则形状,这些不规则粉末的形成是由于气雾化时未完全凝固的液滴在飞行过程中与已凝固的粉末发生碰撞,液滴包覆在粉末表面而形成,不规则形状粉末易成为细小粉末颗粒的吸附点,从而对粉末粒径控制和流动性产生不利影响[30],本研究中所使用的AlSiMg1.5合金粉末并未影响SLM设备的正常铺粉,表明粉末的流动性较好。粒径测量结果表明,合金粉末粒径呈正态分布,50%体积分数粉末样品的直径小于35.2 μm (Dv(50)=35.2 μm),90%体积分数粉末样品的直径小于56.0 μm (Dv(90)=56.0 μm),见图2b,满足SLM工艺及设备要求。

图2

图2   AlSiMg1.5粉末样品表面SEM像和粒径分布

Fig.2   SEM image (a) and size distribution (b) of AlSiMg1.5 powders (Dv is the measured particle diameter, and 10, 50 and 90 are the volume percentages of particles with a diameter smaller than the Dv values)


图3给出了SLM成形AlSiMg1.5样品的宏观照片。可见,SLM成形样品表面平整,未观察到宏观裂纹、变形和表面氧化等现象,表明AlSiMg1.5合金粉末具有较好的SLM成形性。

图3

图3   选区激光熔化(SLM)成形AlSiMg1.5样品宏观照片

Fig.3   Photography of SLM-formed AlSiMg1.5 samples (SLM—selective laser melting)


3.2 工艺参数对SLM成形样品孔隙率的影响

图4给出了激光功率为300 W,扫描速率分别为800和1200 mm/s时SLM成形AlSiMg1.5样品纵剖面(XOZ面)的OM像。可见,SLM成形样品组织为典型的叠层分布熔池结构,样品中存在少量的孔洞,激光扫描速率为800 mm/s时,样品中包含的孔洞数量较多,尺寸较大。通过OM照片获得不同工艺参数样品的孔隙率见图5。不同功率下,SLM成形样品的孔隙率随激光扫描速率的增加先降低后增大,当激光扫描速率为1200 mm/s时,样品的孔隙率最低,激光功率为200 W时为0.047%,300 W时为0.052%,近乎全致密。在低扫描速率(高激光能量密度)下,粉末颗粒吸收了足够的激光能量,完全熔化生成液相,熔体黏度和表面张力较低,从而有利于熔池内熔体顺利流动及铺展,熔体不容易发生断裂,从而形成连续均匀的激光扫描线,抑制球化现象的发生,而相邻扫描线之间的有效黏接也使得成形件表面致密光滑,但过高的激光能量密度也容易使熔体气化,产生气孔,增加SLM成形样品的孔隙率;当激光扫描速率超过1400 mm/s时,由于激光能量密度降低,粉末熔化生成的液相黏度较高,且铺展时间较短,熔体来不及有效铺展,此时熔池的不稳定性较高,容易分裂出现球化现象,从而导致成形样品的孔隙率增加[31]

图4

图4   激光功率为300 W、扫描速率为800和1200 mm/s时SLM成形AlSiMg1.5样品纵剖面的OM像

Fig.4   Longitudinal section OM images of the AlSiMg1.5 samples manufactured at scanning speeds of 800 mm/s (a) and 1200 mm/s (b) with laser power of 300 W


图5

图5   SLM成形AlSiMg1.5样品的孔隙率随激光功率和扫描速率的变化

Fig.5   Evolution of the porosity of the SLM-formed AlSiMg1.5 samples with the laser energy and the scanning speed at a laser power of 200 and 300 W


3.3 时效温度和时间对SLM成形样品显微组织的影响

图6给出了SLM成形AlSiMg1.5样品纵剖面显微组织的SEM像。可见,SLM成形样品可分为3个区域:位于熔池内部的组织细小区域、处于熔池边界的组织粗大区域和由上层激光扫描引起的热影响区。照片中灰色长岛状区域为α-Al基体,内部固溶有部分Si元素,白色均匀网状区域为富Si相,固溶有部分Al元素,也是Mg元素的主要聚集区[32],EDS分析结果见图7。细晶区、粗晶区和热影响区的显微组织有所不同:在细晶区,富Si组织呈细密的网状结构,初生α-Al相被富Si组织包围;在粗晶区,合金发生重熔再凝固,富Si组织明显粗化;热影响区是由上一层扫描过程中激光对该处的二次加热作用形成,热循环作用使该处富Si组织发生分解,网格中断[33]

图6

图6   SLM成形AlSiMg1.5样品纵剖面显微组织的SEM像

Fig.6   Longitudinal section SEM image of SLM-formed AlSiMg1.5 sample


图7

图7   SLM成形AlSiMg1.5样品的TEM明场像及对应的成分分布

Fig.7   TEM bright field image (a) of SLM-formed AlSiMg1.5 sample and corresponding EDS mapping of Al (b), Si (c) and Mg (d)

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图8为SLM成形AlSiMg1.5样品在300 ℃下时效处理0~3 h后的高倍SEM像。可见,当SLM成形样品在300 ℃时效0.5 h后,岛状α-Al基体内部开始有大量富Si纳米颗粒析出,网格状富Si组织开始分解;随着时效时间的延长,α-Al基体内富Si纳米颗粒逐渐长大,网格状富Si组织分解加剧;当时效时间延长至2 h时,网格状富Si组织完全分解为球形纳米颗粒,样品组织均匀;当继续延长时效时间至3 h后,球形纳米颗粒发生粗化,这一过程与SLM成形AlSi10Mg合金的高温时效过程一致[34]

图8

图8   SLM成形AlSiMg1.5样品在300 ℃下时效处理不同时间后的SEM像

Fig.8   SEM images of SLM-formed AlSiMg1.5 samples after ageing at 300 ℃ for 0 h (a), 0.5 h (b), 1 h (c), 1.5 h (d), 2 h (e) and 3 h (f)


图9为SLM成形AlSiMg1.5样品经150 ℃时效处理18和48 h后的SEM像。可见,在150 ℃时效温度下,样品的组织没有发生明显变化,均由岛状α-Al基体和网状富Si组织构成,α-Al基体内过固溶Si没有发生脱溶现象,网格状富Si组织也未发生分解。XRD测试结果表明,SLM成形样品及时效处理样品均由α-Al和Si相构成(图10)。

图9

图9   SLM成形AlSiMg1.5样品在150 ℃下时效处理18和48 h后显微组织的SEM像

Fig.9   SEM images of SLM-formed AlSiMg1.5 samples after ageing at 150 ℃ for 18 h (a) and 48 h (b)


图10

图10   SLM成形AlSiMg1.5样品在不同时效条件下的XRD谱

Fig.10   XRD spectra of the SLM-formed AlSiMg1.5 samples with different ageing conditions


3.4 时效温度和时间对SLM成形样品力学性能的影响

图11为SLM成形AlSiMg1.5样品的Vickers硬度随时效时间的变化关系曲线。可见,在300 ℃时效时,SLM成形样品的硬度随时效时间的延长迅速降低,当时效时间为0.5 h时,样品的Vickers硬度由SLM沉积态时的(143±2) HV降低到(106±2) HV,当时效时间延长至3 h时,样品的Vickers硬度降低到(90±3) HV。在SLM成形过程中,由于激光移动速率较快,且熔池尺寸较小,当激光移开后熔池内的熔体快速凝固,这一过程会导致大量的Si元素固溶于α-Al基体,同时,Mg元素发生偏聚,固溶于网格状富Si组织。因此,相比于传统铸造AlSiMg合金,SLM成形铝合金的硬度和强度较高。300 ℃时效时,固溶于α-Al基体中的Si元素发生脱溶,网格状富Si组织发生溶解(图8),样品的固溶强化作用失效,样品的硬度降低[19]。SLM成形AlSiMg1.5样品在150 ℃下进行时效时,样品的Vickers硬度随时效时间的延长先增加后略有降低,当时效时间为12 h时具有最大值(169±1) HV,当时效时间延长至24 h后,样品的硬度降低为(161±1) HV。相比较于300 ℃时效处理样品,SLM成形AlSiMg1.5样品经150 ℃时效处理后硬度得到明显提升。这可能是由于:(1) 低温时效时,过固溶于α-Al基体中的Si元素未发生脱溶,固溶强化作用依然有效;(2) 固溶于网格状富Si组织中的Mg元素经低温时效后,与Si形成了与基体共格的纳米Mg2Si相,起到第二相强化的作用[33,34],最终SLM成形样品在低温时效时硬度得到明显提升。关于SLM成形AlSiMg1.5合金经低温时效处理后硬度得到明显提升的原因,将在后续工作中进行深入研究。在文献[35]中报道的SLM成形AlSi10Mg合金中,其沉积态及时效处理态样品的Vickers硬度均低于140 HV,而本工作获得的SLM专用AlSiMg1.5铝合金的最大Vickers硬度接近170 HV,相比于AlSi10Mg合金提升了21%,这可能是由于合金中Mg元素含量的增加,增强了网格状富Si组织中Mg元素的固溶强化效果及时效处理后的Mg2Si第二相强化效果[35,36]

图 11

图 11   SLM成形AlSiMg1.5样品的硬度随时效时间的变化

Fig.11   Evolution of the Vickers hardness of the SLM-formed AlSiMg1.5 samples after ageing at 150 and 300 ℃ for different time


图12a为SLM成形AlSiMg1.5样品经时效处理后的压缩应力-应变曲线,插图为压缩前后样品对比照片。可见,SLM成形态和150 ℃时效处理态样品都具有较高的屈服强度和抗压强度(屈服强度>300 MPa,抗压强度>700 MPa),压缩延伸率较高(约30%),压缩样品的断口与轴向呈45°。300 ℃时效处理样品的屈服强度明显降低,但延伸率明显增加,在压缩过程中样品没有发生断裂。SLM成形AlSiMg1.5样品的屈服强度和延伸率随时效时间的变化关系曲线见图12b。可见,SLM成形样品经300 ℃时效处理后,其抗压屈服强度明显降低,当时效时间为0.5 h时,样品的压缩屈服强度由成形态时的(379±10) MPa降低到(233±11) MPa,当时效时间延长至3 h时,样品的屈服强度降低至(209±8) MPa。样品经150 ℃时效处理后,其屈服强度随时效时间的延长明显增强,当时效时间为18 h时,样品的屈服强度最大,为(453±4) MPa,当时效时间为24 h时,样品的屈服强度略有降低,这一变化基本与样品Vickers硬度的变化趋势一致,样品的延伸率在25%~30%之间变化。本研究获得的SLM成形AlSiMg1.5样品的抗压屈服强度明显高于SLM成形AlSi10Mg合金的屈服强度(约317 MPa[37]),具有优异的综合力学性能。

图12

图12   不同时效条件下SLM成形样品的压缩应力-应变曲线和力学性能

Fig.12   Compressive stress-strain curves (a) and mecha-nical properties (b) of SLM-formed AlSiMg1.5 samples with different ageing conditions (Inset in Fig.12a shows the photography of SLM-formed AlSiMg1.5 samples before and after com-pression)


4 结论

(1) 依据“团簇+连接原子”模型,基于SLM技术熔体急速冷却的技术特性,通过增加合金熔体凝固过程中液-固结构相容性和合金化元素Mg的含量,设计获得SLM专用AlSiMg系铝合金新成分Al91.0Si7.5Mg1.5

(2) 设计获得的AlSiMg1.5铝合金具有优异的SLM成形性,不同工艺参数下样品的孔隙率均低于0.1%。

(3) 时效处理温度对SLM成形AlSiMg1.5铝合金力学性能有较大影响。高温时效时,由于过固溶Si的析出及网格状富Si组织的分解,使得样品的硬度和压缩屈服强度大幅降低,但塑性增加明显;低温时效可明显增加样品的硬度和屈服强度,样品在150 ℃时效12 h后具有最高的显微硬度约169 HV,样品在150 ℃时效18 h后具有最高的压缩屈服强度约453 MPa,样品的延伸率接近30%。综合力学性能明显优于SLM成形AlSi10Mg铝合金。

(4) 本工作为SLM技术专用铝合金的成分设计提供了新思路,设计获得的SLM专用铝合金力学性能优异,具有广阔的应用前景。

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