采用超音速氣體霧化設(shè)備制備AlSi7MgTi合金粉末,利用激光選區(qū)熔化技術(shù)將其制成試塊,并進(jìn)行T6熱處理。利用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡、X射線衍射儀、拉曼光譜儀和拉伸實(shí)驗(yàn)研究成形態(tài)與T6態(tài)合金的顯微組織、相組成、殘余應(yīng)力和力學(xué)性能。結(jié)果表明:成形態(tài)合金由過飽和α（Al）固溶體和Si相組成,組織形貌呈現(xiàn)出"魚鱗狀"熔池逐層堆疊和相互交織的特征,并表現(xiàn)出明顯的各向異性。此外,Si相以網(wǎng)狀共晶硅的形式存在,由塊狀和纖維狀的共晶硅相互連接而成。熔池邊界附近的共晶硅相對粗大,熔池內(nèi)部的則較為細(xì)小。T6熱處理促使合金中Si相析出,導(dǎo)致共晶硅發(fā)生Ostwald粗化,基本消除了熔池形貌和網(wǎng)狀共晶硅組織,并使殘余應(yīng)力顯著降低。成形態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度分別達(dá)到420～430 MPa和280～300 MPa,伸長率為5.1%～11.0%;T6熱處理后合金的抗拉強(qiáng)度降至360 MPa左右,屈服強(qiáng)度與成形態(tài)相當(dāng),伸長率提升至15.2%～16.5%。 

【文章來源】：材料工程. 2020,48(11)北大核心EICSCD

【文章頁數(shù)】：8 頁

【部分圖文】：

AlSi7MgTi合金粉末的形貌和激光粒度分布

將AlSi7MgTi合金粉末在航發(fā)優(yōu)材(鎮(zhèn)江)增材制造有限公司的EOSINT M290型激光選區(qū)熔化設(shè)備上進(jìn)行成形,分別制備XY方向和Z方向試棒,尺寸為15 mm×15 mm×80 mm,如圖2所示。成形工藝參數(shù)為層厚0.03 mm,激光功率370 W,激光掃描速率1300 mm/s,掃描填充間距0.19 mm,采用棋盤格掃描策略。對成形后的部分試棒進(jìn)行T6熱處理,工藝參數(shù)為:535 ℃固溶處理1 h后室溫水淬,然后在160 ℃人工時(shí)效3 h。從成形態(tài)和T6態(tài)試棒中切取尺寸約為7 mm×7 mm×5 mm的試塊,采用砂紙和金剛石拋光劑對試塊進(jìn)行研磨與拋光,再利用Keller試劑對拋光后試塊進(jìn)行腐蝕,腐蝕時(shí)間為10～15 s。將成形態(tài)和T6態(tài)試棒按照HB 5143-1996加工成?5 mm標(biāo)準(zhǔn)室溫拉伸試樣,其中成形態(tài)XY方向和Z方向拉伸試樣各2件,T6態(tài)XY方向和Z方向拉伸試樣各1件。利用D8 ADVANCE型X射線衍射儀對成形態(tài)和T6態(tài)合金進(jìn)行XRD分析,測試參數(shù)為:CuKα衍射,λ=0.154 nm,加速電壓40 kV,2θ角范圍10°～90°,掃描速率為4 (°)/min;采用Jade 6.0軟件對XRD圖譜進(jìn)行物相分析和處理。利用Leica DM4000型光學(xué)顯微鏡觀察腐蝕后成形態(tài)和T6態(tài)合金的金相組織。利用FEI nano 450型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察腐蝕后成形態(tài)和T6態(tài)合金中共晶硅形貌以及室溫拉伸斷口形貌,工作電壓10 kV。利用萬能試驗(yàn)機(jī)測試成形態(tài)和T6態(tài)合金的室溫拉伸性能,實(shí)驗(yàn)方法按照HB 5143-1996。利用Jobin Yvon HR800型拉曼光譜儀測試成形態(tài)和T6態(tài)合金中Si相的拉曼光譜曲線,激光波長532 nm。參照文獻(xiàn)[10]所述方法采用Origin 9.0軟件對原始拉曼光譜曲線進(jìn)行擬合和波數(shù)分析,擬合曲線類型為PsdVoigt1;通過對擬合后成形態(tài)和T6態(tài)合金中Si相拉曼光譜曲線進(jìn)行峰位波數(shù)統(tǒng)計(jì),對比成形態(tài)和T6態(tài)合金中Si相的殘余應(yīng)力。

對成形態(tài)與T6態(tài)合金的XRD圖譜進(jìn)行分析和物相標(biāo)定,結(jié)果如圖3(a)所示。觀察發(fā)現(xiàn),成形態(tài)和T6態(tài)合金的XRD圖譜中均主要存在α(Al)和Si相的衍射峰,但兩種狀態(tài)下各衍射峰強(qiáng)度存在顯著差別。其中,成形態(tài)合金中α(Al)的衍射峰顯著高于Si相的衍射峰,說明成形態(tài)合金的主要組成相為α(Al),并含有少量的Si相;而T6態(tài)合金的Si相衍射峰明顯增高,表明T6熱處理使合金中Si相含量比成形態(tài)有所增加。分析認(rèn)為,導(dǎo)致成形態(tài)合金中Si相數(shù)量極少的主要原因是激光選區(qū)熔化過程中合金粉末在高能激光束的作用下迅速重熔,并通過周圍高熱導(dǎo)率的鋁合金和底部基板的快速熱傳導(dǎo)實(shí)現(xiàn)熔融合金液的快速冷卻與凝固(冷卻速率高達(dá)106～108 K/s[11]),使得合金中大多數(shù)Si,Mg,Ti元素固溶于α(Al)基體中,故形成的Si相數(shù)量極少。T6熱處理時(shí),Si原子具備逐漸從過飽和固溶體中析出形成Si相的條件,使Si相數(shù)量明顯增加。圖3(b)為成形態(tài)和T6態(tài)合金(311)Al的衍射峰�？梢钥闯�,與標(biāo)準(zhǔn)衍射峰峰位相比,成形態(tài)合金的(311)Al衍射峰向2θ角增大的方向偏移,而T6態(tài)合金的(311)Al衍射峰則基本處于標(biāo)準(zhǔn)峰位附近。由此說明,成形態(tài)合金中α(Al)基體內(nèi)部存在顯著的晶格畸變。這是由于成形態(tài)合金的Si,Mg,Ti合金元素固溶于α(Al)基體中時(shí)均以置換固溶體的形式存在。其中,Mg原子半徑大于Al,固溶于α(Al)基體中時(shí)會導(dǎo)致基體晶格常數(shù)增加;而Si和Ti原子半徑比Al小,固溶時(shí)則引起晶格常數(shù)減小[12]。當(dāng)Si和Ti的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為7.0%和0.15%,而Mg的質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為0.65%時(shí),上述合金元素固溶于α(Al)基體的綜合效果將導(dǎo)致晶格常數(shù)減小。根據(jù)Bragg方程:2dsinθ=nλ可知,當(dāng)晶格常數(shù)d減小時(shí),衍射角2θ增大。因此,與標(biāo)準(zhǔn)(311)Al衍射峰和T6態(tài)合金(311)Al衍射峰相比,成形態(tài)合金的(311)Al衍射峰明顯向2θ角增大的方向偏移。

【參考文獻(xiàn)】：
期刊論文
[1]3D打印技術(shù)研究現(xiàn)狀和關(guān)鍵技術(shù)[J]. 張學(xué)軍,唐思熠,肇恒躍,郭紹慶,李能,孫兵兵,陳冰清.  材料工程. 2016(02)



本文編號：3289299