李敬洋 劉 賀 祁俊峰* 王 哲 高戰(zhàn)蛟 鞏維艷 姜 坤

(1.北京衛(wèi)星制造廠有限公司, 北京 100094; 2.南京航空航天大學材料科學與技術(shù)學院, 南京 211106)

1 引言

基于輕質(zhì)高強合金增材制造的復雜拓撲異形結(jié)構(gòu),是實現(xiàn)航天器結(jié)構(gòu)承載能力與輕量化水平提升的重要技術(shù)途徑[1-3]。激光選區(qū)熔化(Selective Laser Melting,SLM)是目前應用最廣泛的增材制造技術(shù),利用激光束的熱作用使粉末快速熔化、快速凝固成形,具有成形精度高、表面粗糙度低、力學性能優(yōu)異等特點,是高性能復雜金屬零件制造的理想方法[4-6]。鋁合金SLM 成形技術(shù)高效快速、成形結(jié)構(gòu)可控性高,以AlSi10Mg 為代表的SLM 成形鋁合金結(jié)構(gòu)產(chǎn)品已逐步應用于航天器[7-9]。然而,AlSi 系鋁合金力學性能提升極限有限,無法滿足后續(xù)航天器增材制造復雜輕量化高承載結(jié)構(gòu)需求。

Al-Mg-Sc-Zr 是一種經(jīng)過Sc、Zr 改性的鋁鎂合金,成形后微觀結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)粗晶區(qū)和細晶區(qū)交替排列的雙相組織,經(jīng)過改性的Al-Mg 合金力學性能明顯優(yōu)于AlSi10Mg[10]。近年來,圍繞著Al-Mg-Sc-Zr 高鋁合金SLM 成形開展了廣泛研究[11-13]。Mustafa 等[14]比較了SLM 成形材料增強強度和延展性的微觀結(jié)構(gòu)強化機制;Shi 等[15]分析了基板溫度和能量密度對成形孔隙度特征的影響;Laura等[16]驗證了激光選區(qū)成形粉末多次循環(huán)利用的可行性;Zhang 等[17]研究了SLM 激光掃描策略對性能的影響關(guān)系;Churyumov 等[18]采用2 個階段退火制度得到了Al-4.5Mg-0.32Sc-0.66Zr 最佳性能參數(shù);Spierings 等[19-20]研究了不同熱處理溫度和保溫時間對合金硬度的影響,對比了沉積態(tài)和退火態(tài)的微觀組織和力學性能的差異。

本文針對SLM 成形Al-Mg-Sc-Zr 高強鋁合金開展基礎(chǔ)工藝試驗,分析成形工藝參數(shù)對樣塊致密度和合金組織的關(guān)系,獲得最佳成形工藝參數(shù),并選用固溶、T5 和T6 等3 類9 種熱處理制度,系統(tǒng)對比分析其對合金組織晶粒尺寸、析出相尺寸和力學性能的影響規(guī)律,實現(xiàn)高強鋁合金基于熱處理控制的強度和塑性的匹配。

2 實驗方法

激光選區(qū)熔化Al-Mg-Sc-Zr 合金粉末由長沙新材料研究院有限公司提供,按照GB/T20975 系列標準執(zhí)行粉末測試,主要化學成分和質(zhì)量百分比如表1 所示。使用MicrotracS3500 激光粒度分析儀進行粉末粒度分析, 松裝密度約為1.40 g/cm3,休止角(最大堆積高度與半徑的比值)約為31°,流動性較好(小于40°),材料D(10)= 13.65 μm,D(50)= 30.19 μm,D(90)=53.76 μm。采 用Supra 55 場 發(fā) 射 掃 描 電 鏡(SEM)觀察粉末形態(tài)呈球形,內(nèi)部有少量氣孔,無空心球粉(圖1)。

表1 Al-Mg-Sc-Zr 合金粉末化學成分Table 1 Chemical composition of Al-Mg-Sc-Zr alloy powderwt.%

實驗使用BLT-S310 打印設(shè)備,所配備基板最大加工尺寸為250 mm×250 mm×400 mm,激光發(fā)生器功率最高為500 W,激光波長為1060 ～1080 nm,光學系統(tǒng)為F-theta-lens 單振鏡,基板預熱溫度范圍為20 ～200 ℃。通過研究不同工藝參數(shù)(激光功率、掃描速度和掃描間距)對致密度性能的影響確定工藝區(qū)間,基于合金組織分析獲取最優(yōu)工藝參數(shù),試驗工藝參數(shù)選擇如表2 所示。

采用不同工藝參數(shù)制備10 mm×10 mm×10 mm 方塊試樣,每組工藝參數(shù)制備5 個試樣,用于致密度、硬度和顯微組織分析等。根據(jù)ASTM E8/E8M-16a 加工平行段為30 mm 的拉伸試樣,使用CMT5202 萬能拉伸試驗機完成室溫單軸拉伸測試,拉伸應變速率為1×10-3/s,每組測試3 個平行樣品取平均值。根據(jù)GB/T229-2007 制備長度為55 mm、橫截面為10 mm×10 mm、45°的V 型缺口沖擊試樣,沖擊性能測試采用JB-30A 沖擊試驗機。采用數(shù)字金屬維式FM-700 型Vickers硬度測試儀進行硬度測量,加載載荷為50 g,加載時間為20 s,硬度數(shù)據(jù)取10 點平均值。

Al-Mg-Sc-Zr 合金自身含有合金元素種類較多,退火工藝不易把握,SLM 成形Al-Mg-Sc-Zr 溫度場的仿真結(jié)果表明熔池邊緣等溫線約為800 ℃,再結(jié)晶退火溫度大約為0.35 ～0.4 倍熔點,且Al3Sc 在300 ℃時的強化效果明顯,溫度過高會使Al3Sc 粒子粗化[21-24],退火溫度區(qū)間為300～400 ℃。SLM 的高冷卻速度抑制了Al3Sc 和Al3(Sc、Zr)第二相粒子的析出,Sc、Zr 過飽和固溶于FCC 基體中。由于固溶強化效果有限,而低溫時效過程中溶質(zhì)原子可通過空位機制擴散析出第二相提升材料的力學性能[25-26]。為系統(tǒng)探索固溶、時效制度對微觀組織及力學性能的影響規(guī)律機理,設(shè)計4 種直接時效與4 種固溶+時效的熱處理工藝參數(shù),如表3 所示。

表3 試驗樣件熱處理制度Table 3 Heat treatment system of experimental sample

將優(yōu)化參數(shù)后的SLM 制備樣品及熱處理后的樣品進行砂紙打磨和機械拋光,并用Keller 試劑進行腐蝕獲得金相樣品。采用OLYPMUS 光學顯微鏡(OM)和配備有BrukerQuantax 能譜分析儀的ZeissEvo 掃描電子顯微鏡(SEM)觀察樣品的微觀組織形貌。

3 結(jié)果與分析

3.1 SLM 成形工藝參數(shù)對致密度的影響

圖2 為不同掃描間距條件下激光功率和掃描速度對SLM 制備樣品致密度的影響。Al-Mg-Sc-Zr 合金SLM 成形測試樣件在基礎(chǔ)工藝參數(shù)區(qū)間內(nèi)與基板結(jié)合情況良好,均能成形,且外觀無明顯裂紋和未熔區(qū)域等缺陷。選定鋪粉厚度為30 μm,分別在掃描間距為70 μm 和100 μm 下,分析不同激光功率和掃描速度對致密度的影響,結(jié)果如圖3 所示。試樣致密度隨著激光功率的上升呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢,當激光功率小于300 W 時,致密度較低;激光功率在300 W 以上、掃描速度為1000 ～1300 mm/s 時,致密度較高。在此工藝區(qū)間內(nèi),掃描間距對試樣致密度影響較小,掃描間距在100 μm 時的致密度整體較高。

圖2 SLM 成形Al-Mg-Sc-Zr 合金塊體試樣Fig.2 SLM forming of bulk Al-Mg-Sc-Zr alloy

圖3 不同掃描間距下激光功率和掃描速度對SLM 樣品致密度影響Fig.3 Effect of laser power and scanning speed on the density of SLM samples with scanning spacing

為了綜合考慮工藝參數(shù)對致密度的影響規(guī)律,得到最優(yōu)工藝參數(shù),引入體能量密度E,如式(1)所示。

其中,P為激光功率,v為掃描速度,h為掃描間距,t為層厚。

圖4 為不同掃描間距條件下體能量密度對SLM 制備樣品致密度的影響規(guī)律。由圖可知,當掃描間距為0.09 mm 和0.1 mm,激光功率在300～400 W,掃描速度為800 ～1300 mm/s 時,所制備樣品的致密度均大于97%。

圖4 不同能量密度下掃描間距對致密度影響Fig.4 Effect of different energy density and scanning distance on the density

由圖3 和圖4 可知,當掃描間距一定時,致密度整體隨著能量密度的增加而提高。激光功率過小時,能量輸入過低,而提高掃描速度會進一步減小能量輸入,導致粉體熔化不均勻,致密度降低。當激光功率較大,掃描間距較小且較低的掃描速度時,能量輸入過高,會加劇熔池的氣化和粉末飛濺,引入過多的氣孔導致致密度降低;當掃描速度升高到一定值時,致密度達到最高值,進一步提高掃描速度,由于能量輸入降低,熔池的動力粘度降低,試樣致密度呈下降趨勢。

3.2 SLM 成形工藝參數(shù)對合金組織的影響

觀察不同能量密度下SLM 制備Al-Mg-Sc-Zr合金組織,均未見明顯裂紋。樣品內(nèi)部主要缺陷為尺寸介于10 ～100 μm 的孔洞,且當能量密度E=150 J/mm3時(激光功率為370 W,掃描速度為1000 mm/s,掃描間距為100 μm),缺陷最少,如圖5 所示。對比不同能量輸入SLM 制備樣品組織發(fā)現(xiàn),能量密度過低導致粉末熔化不完全,未熔化區(qū)易產(chǎn)生冶金結(jié)合缺陷。當掃描速度較小而能量密度較高時,較大能量輸入則擴大熔池熱影響區(qū),提高熔池流動性,降低動力粘度,導致熔池在流動過程中易結(jié)合周圍的未熔顆粒,在未熔顆粒的原有位置形成未熔合的孔洞。

經(jīng)致密度和組織缺陷實驗分析,確定掃描速度為1000 mm/s、掃描間距為100 μm 時,激光功率最佳,為360 ～370 W,制備樣品的OM 和SEM圖像如圖6 所示。

圖6 最優(yōu)工藝參數(shù)下試件的OM 和SEM 圖像Fig.6 OM and SEM images of the specimen under the optimal process parameters

如圖6 所示,熔池內(nèi)部的晶粒尺寸有明顯差別,激光掃描的熔覆線及搭接區(qū)清晰可見,宏觀組織呈現(xiàn)2 種不同的排列方式。上下兩層的掃描軌跡之間的夾角約為67°,熔池呈半月狀的形貌,寬度約為100 μm,且熔池之間搭接狀況良好,熔池底部及邊緣有第二相顆粒的析出。綜合致密度和組織缺陷的分析,可以得出SLM 成形Al-Mg-Sc-Zr合金的最佳工藝參數(shù):激光功率P=360 ～370 W,掃描速度v= 800 ～1000 mm/s,掃描間距h=100 μm,鋪粉層厚t=30 μm。

3.3 熱處理對SLM 合金組織的影響

經(jīng)過不同溫度和時間熱處理的SLM 樣品組織如圖7 所示。由圖7(a)～7(d)可知,試樣經(jīng)過退火后呈現(xiàn)出明顯的細晶和粗晶異構(gòu)復合結(jié)構(gòu)。細晶區(qū)分布在熔池底部和邊緣,表明退火過程中該區(qū)域的晶粒沒有發(fā)生明顯長大,但在重熔區(qū)、熔池邊緣及底部有大量第二相析出。第二相析出起到釘扎晶界移動作用,能夠抑制晶粒長大,使得制備晶粒在熱處理過程中基本保持沉積態(tài)尺寸,因此在重熔區(qū)、熔池底部及邊緣主要以細晶粒為主。受SLM 成型過程中溫度梯度的影響,熔池內(nèi)部晶粒會沿溫度梯度最大的方向向熔池頂部和外部生長,形成柱狀晶。對比2 種不同時效溫度處理樣品的組織發(fā)現(xiàn)(圖7(b)、圖7(d)),時效溫度的提高對于提高晶粒和第二相長大也有重要的作用。

圖7 不同熱處理條件下試件組織形貌Fig.7 Microstructure of specimens under different heat treatment conditions

試樣經(jīng)過固溶時效熱處理后的組織仍然呈現(xiàn)交替分布的細晶區(qū)和粗晶區(qū)的雙相組織(圖7(c)～7(f)),與沉積態(tài)相比,仍有第二相在熔池底部和邊緣析出,但與退火態(tài)相比,固溶時效處理后的重熔區(qū)和熔池底部析出的第二相明顯減少。

3.4 熱處理對SLM 合金力學性能的影響

圖8 為不同熱處理狀態(tài)試件的維氏硬度,SLM 制備樣品的維氏硬度約為118 HV,與SLM成形AlSi10Mg 沉積態(tài)硬度基本一致。熱處理后硬度明顯提升,固溶+時效(480 ℃/1 h、水冷;120 ℃/24 h、空冷)處理后平均維氏硬度值為142 HV,與沉積態(tài)相比提高約20%。退火處理(325 ℃,保溫4 h)樣品的維氏硬度值為183 HV,與沉積態(tài)相比提高約55%。SLM 帶來的高冷卻速度抑制了第二相析出,降低了析出強化效應,導致SLM 制備樣品的硬度較低。當進行固溶+時效處理(T6)后,第二相大面積析出,此時析出強化效應明顯增大。與此同時,由于固溶處理溫度較高導致的晶粒尺寸長大,削弱了晶粒對于硬度的貢獻。而在直接時效處理(T5)樣品中,晶粒無明顯長大,尤其在325 ℃時效處理的樣品,晶粒尺寸較SLM 狀態(tài)無明顯長大(圖7)。此外,過固溶在基體中的溶質(zhì)原子以第二相的形式均勻析出,起到析出強化的作用,因此所得到的硬度值也最高。

圖8 不同熱處理狀態(tài)試件的維氏硬度Fig.8 Vickers hardness of specimens under different heat treatment conditions

對不同狀態(tài)的樣品進行沖擊性能測試,測試結(jié)果如圖9 所示。Al-Mg-Sc-Zr 合金沉積態(tài)沖擊功平均值為21.68 J,遠高于沉積態(tài)AlSi10Mg(5.1 J)合金,與沉積態(tài)316L 不銹鋼(20.5 J)相當。T5、T6 熱處理明顯降低沖擊韌性。固溶時效(450 ℃/2 h、水冷;150 ℃/24 h、空冷)處理后沖擊韌性平均為5.70 J,退火(325 ℃保溫4 h)后沖擊韌性平均為2.53 J,最大下降幅度將近90%。由組織分析結(jié)果可知,沉積態(tài)Al-Mg-Sc-Zr 在SLM 成形過程中,由于第二相來不及析出或析出第二相的尺寸較小,其對位錯運動的阻礙較小,在動態(tài)載荷下,多個滑移系統(tǒng)可以同時啟動,有較好的韌性。而T5、T6 熱處理后,材料內(nèi)部不同尺寸的析出相均勻析出,導致合金的沖擊韌性大幅降低。

圖9 不同熱處理狀態(tài)試件沖擊功Fig.9 Impact energy of specimens under different heat treatment conditions

對不同狀態(tài)的合金進行拉伸性能測試以評估打印組織與熱處理對其變形行為的影響,測試結(jié)果如圖10 所示。由圖10(a)可知,SLM 制備樣品的抗拉強度較T5 處理樣品偏低,但是斷裂延伸率高達22%。對不同處理樣品的力學性能數(shù)據(jù)進行總結(jié)對比,結(jié)果如圖10(b)～10(d)所示。沉積態(tài)屈服強度為 320.2 MPa, 抗拉強度為384.7 MPa,延伸率為22.5%。T5 處理樣品的屈服強度和最大抗拉強度遠高于SLM 和T6 處理樣品,但是斷裂延伸率最低。其中,經(jīng)325 ℃ 4 h 處理后試樣強度最高,抗拉強度為548 MPa,屈服強度為522 MPa,延伸率為11%,抗拉強度提高約30%,屈服強度提高約38%(圖10 d)。低溫時效處理過程中,從基體中大量析出彌散分布的Al3(Sc,Zr)金屬間化合物。高密度的Al3(Sc,Zr)粒子起到阻礙位錯運動提高材料強度的作用。同時,第二相粒子的析出阻礙了晶體內(nèi)部原子的滑移和孿生等塑性變形,在外力加載過程中易于產(chǎn)生應力集中導致材料斷裂,降低材料的延伸率。與Spierings[19]等提出的Al-Mg-Sc-Zr 合金具有時效硬化的特性結(jié)論不同,本研究在300 ～400 ℃時效溫度范圍內(nèi),尚未發(fā)現(xiàn)溫度對力學性能有明顯的影響。

圖10 各熱處理狀態(tài)SLM 成形Al-Mg-Sc-Zr 合金力學性能Fig.10 Mechanical properties of SLM formed Al-Mg-Sc-Zr alloy in various heat treatment conditions

如圖10 所示,SLM 制備樣品經(jīng)過固溶+時效(T6)熱處理后,屈服強度和最大抗拉強度較沉積態(tài)均得到提高,提高幅度遠小于T5 處理樣品。T6處理樣品的斷裂延伸率較直接時效態(tài)和原始沉積態(tài)均有所提升。其中,經(jīng)過450 ℃保溫2 h、水冷,150 ℃保溫24 h(2#2)的固溶時效處理后,試樣抗拉強度為465 MPa,屈服強度為423 MPa,延伸率為13.2%。較SLM 態(tài)樣品,抗拉強度和屈服強度分別提高21%和32%。但當固溶溫度超過500 ℃(2#3、2#4)時,合金的屈服強度和最大抗拉強度均下降,這可能是由于溫度過高誘導晶粒過度長大所致。T6 處理能夠有效地提高材料的斷裂延伸率,并且固溶溫度越高,斷裂延伸率越高。

SLM 制備樣品及不同熱處理后樣品的室溫拉伸斷口如圖11 ～13 所示。由圖可見,沉積態(tài)試樣拉伸未發(fā)現(xiàn)明顯頸縮,斷裂面呈現(xiàn)出蜂窩形狀的韌窩,韌窩在外力作用下逐漸向四周和邊緣擴展,韌窩的尺寸和深度同材料的延性有關(guān),韌窩的形狀則與拉伸時應力狀態(tài)有關(guān)。由圖12 可看出,T5 處理樣品的斷口也呈現(xiàn)塑性斷裂特征,微觀斷口的主要缺陷有孔洞和未熔顆粒,試樣經(jīng)過325 ℃保溫4 h后,斷口韌窩被明顯拉長,拉長后的纖維方向較為一致,但韌窩數(shù)量較沉積態(tài)(SLM)相比明顯減少,所以塑性下降。經(jīng)過400 ℃保溫4 h 后的斷口仍有大量韌窩,但韌窩深度比沉積態(tài)(SLM)的小,說明T5 處理后材料的塑性變形能力降低。由圖13可知,T6 處理后樣品表面仍舊有大量的韌窩存在,韌窩數(shù)量較T5 樣品(圖12)大幅增多,這與T6 樣品的斷裂延伸率提高結(jié)果一致。

圖11 沉積態(tài)拉伸試樣斷口SEMFig.11 SEM images of fracture surface of SLM sample

圖12 退火拉伸試樣的斷口圖片F(xiàn)ig.12 Fracture surface of annealed samples

圖13 480 ℃/1 h 空冷、120 ℃/24 h 水冷處理拉伸試樣斷口Fig.13 Solution treatment at 480 ℃/1 h and aging treatment at 120 ℃/24 h water cooling tensile specimens

由以上力學性能分析可知,SLM 制備Al-Mg-Sc-Zr 合金的最大抗拉強度是直接時效獲得。通過對比近幾年文獻報道SLM 制備Al-Mg-Sc-Zr 的拉伸性能結(jié)果[11-18,22-24](如圖14 所示),本研究中所制備合金的抗拉強度和斷裂延伸率綜合性能最優(yōu)(星號所示)。

圖14 近5 年報道SLM 制備Al-Mg-Sc-Zr 性能對比Fig.14 Mechanical properties of SLM Al-Mg-Sc-Zr samples reported in last five years

4 結(jié)論

1)Al-Mg-Sc-Zr 合金的最佳SLM 工藝參數(shù):激光 功 率 為360 ～370 W、掃 描 速 度 為800 ～1000 mm/s、掃描間距為100 μm、鋪粉層厚為30 μm。

2)增材制造Al-Mg-Sc-Zr 合金經(jīng)325 ℃/4 h時效處理后,最大屈服強度和抗拉強度分別為548 MPa 和522 MPa,并能夠保持11%的斷裂延伸率,具有較高的綜合力學性能。

3)增材制造Al-Mg-Sc-Zr 合金的力學性能可以通過后續(xù)熱處理控制晶粒尺寸、析出相尺寸和密度,以達到強度和塑性的匹配。