退火態(tài)激光選區(qū)熔化成形AlSi10Mg合金組織與性能

　　摘要：AlSi10Mg 合金具有高比強(qiáng)度、高耐磨性等優(yōu)良特點(diǎn)。由于其成分接近共晶點(diǎn)，成形性能良好，被廣泛應(yīng)用于激光選區(qū)熔化技術(shù)。然而其熱處理制度仍然沿用傳統(tǒng)鑄態(tài)合金的熱處理規(guī)范，影響了其性能的充分發(fā)揮。本文采用激光選區(qū)熔化技術(shù)制備了 AlSi10Mg 合金并研究了沉積態(tài)和后續(xù)熱處理過(guò)程中組織演化規(guī)律及其對(duì)室溫力學(xué)性能的影響機(jī)制。研究發(fā)現(xiàn)：沉積態(tài)組織由沿沉積方向生長(zhǎng)的 α-Al 柱狀枝晶及枝晶間網(wǎng)狀 Al-Si 共晶組成，具有強(qiáng)烈的<100>方向織構(gòu)，沉積層由三部分組成，分別是細(xì)晶區(qū)、粗晶區(qū)及熱影響區(qū)，抗拉強(qiáng)度 389.5MPa，延伸率 4%。退火過(guò)程中，共晶 Si 破碎、球化，基體中過(guò)飽和 Si 不斷析出長(zhǎng)大。當(dāng)退火溫度從 200℃ 提高到 500℃時(shí)，Si 顆粒發(fā)生 Ostwald 熟化，平均尺寸增長(zhǎng)了 23 倍。經(jīng)過(guò) 300℃和 500℃退火處理后，試樣抗拉強(qiáng)度分別為 287.0MPa 和 268.0MPa，但延伸率升高為 10.3%和 17.2%。

　　梁恩泉; 代宇; 白靜; 周亞雄; 彭東劍; 王清正; 康楠; 林鑫， 材料工程 發(fā)表時(shí)間：2021-08-05

　　關(guān)鍵詞：激光選區(qū)熔化;增材制造;AlSi10Mg 合金;熱處理;組織演化

　　鋁合金具有低密度、高比強(qiáng)度、比剛度、良好的耐磨性和腐蝕性等一系列優(yōu)良特點(diǎn)，是輕合金的代表性材料[1]。近年來(lái)，隨著現(xiàn)代工業(yè)以及航空航天、高速列車等領(lǐng)域的快速發(fā)展，對(duì)材料輕量化的要求越來(lái)越高，而鋁合金作為輕合金的重要組成部分，被大量應(yīng)用于高端裝備制造中。目前鋁合金構(gòu)件的主要成形方式包括鑄造、鍛造以及擠壓等傳統(tǒng)的加工工藝，無(wú)法滿足復(fù)雜形狀高性能鋁合金快速近凈成形的需求[2]。激光選區(qū)熔化技術(shù) (Selective laser melting, SLM)作為激光增材制造技術(shù)的典型代表，以粉末床技術(shù)為主要技術(shù)特征，通過(guò) CAD 建模并進(jìn)行分層處理，在此基礎(chǔ)上利用計(jì)算機(jī)控制高能量激光束沿特定路徑掃描，熔化合金粉末，通過(guò)層層疊加來(lái)制造金屬構(gòu)件[3, 4]。SLM 技術(shù)在加工過(guò)程中熔池尺寸小，加熱冷卻速率高，成形件顯微組織細(xì)小均勻，綜合性能良好，成為在航空航天、生物醫(yī)藥、汽車等領(lǐng)域備受矚目的前沿制造和修復(fù)技術(shù)[5]。

　　然而，鋁合金的激光反射率高(約為 91%)，熱導(dǎo)率較高，粉末密度小，流動(dòng)性較差，導(dǎo)致其在 SLM 過(guò)程中工藝窗口窄，缺陷不易控制[6-8]。相比于其他類型鋁合金，AlSi10Mg 屬于亞共晶鑄造鋁合金，凝固區(qū)間寬，流動(dòng)性良好[9]。此外，該合金中含有的 Si 元素可以提高對(duì)激光的吸收率，使其成形相對(duì)容易。目前，關(guān)于 SLM 成形 AlSi10Mg 合金的研究，主要集中在沉積態(tài)顯微組織特征、熱處理態(tài)組織特征及力學(xué)性能方面。Rosenthal 等人[10]采用 SLM 技術(shù)制備 AlSi10Mg 合金構(gòu)件，并觀察到熔合區(qū)主要分為三部分：粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)和熱影響區(qū)。 Thijs 等人[8]研究了 SLM 成形 AlSi10Mg 合金過(guò)程中掃描方式對(duì)試樣顯微組織的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)掃描方向一定時(shí)，試樣織構(gòu)指數(shù)較大，采用頻繁變換的掃描方式時(shí)，織構(gòu)指數(shù)降低。Yan 等人[11]發(fā)現(xiàn)沉積態(tài) AlSi10Mg 顯微組織由 Al 基體、網(wǎng)狀共晶 Si 及基體中彌散分布的二次 Si 顆粒組成。且隨著后續(xù)退火溫度的升高，網(wǎng)狀的共晶硅發(fā)生斷裂、粗化及球化，彌散的二次 Si 粒子逐漸減少直至消失。Li 等人[12]研究了不同固溶時(shí)效熱處理對(duì) SLM 成形 AlSi10Mg 合金微觀組織的影響。隨固溶溫度從 450℃提高到 550℃，Si 顆粒尺寸由 15μm 增加到 22μm，密度由 7.5 個(gè)/μm2 減小到 1 個(gè)/μm2。Yu 等人[13]研究發(fā)現(xiàn)固溶處理會(huì)降低 SLM 成形 AlSi10Mg 合金的強(qiáng)度提高塑性，而經(jīng)過(guò) T6 熱處理之后，合金在強(qiáng)度降低不明顯的同時(shí)，塑性得到了提升。Nesma 等人[14]也發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過(guò)傳統(tǒng) T6 熱處理，SLM 成形的 AlSi10Mg 合金并未像鑄件一樣硬化，其納米硬度、顯微硬度、屈服強(qiáng)度等均有所降低。Fiocchi[15]根據(jù)差示掃描量熱法(DSC)分析和顯微組織觀察，提出經(jīng)過(guò) SLM 成形的試樣需要的熱處理溫度應(yīng)低于傳統(tǒng)鑄態(tài) AlSi10Mg 的熱處理溫度。

　　可以發(fā)現(xiàn)，目前針對(duì) SLM 成形 AlSi10Mg 合金的熱處理研究，主要沿用傳統(tǒng)鑄態(tài)熱處理制度，以 T6 熱處理和退火為主，并且熱處理之后，合金的強(qiáng)度存在不同程度的降低。此外，沉積態(tài) AlSi10Mg 合金的顯微組織在初生相與共晶組織的尺寸、形貌方面均不同于鑄態(tài)組織，因此，在熱處理過(guò)程中其顯微組織演變也與傳統(tǒng)鑄件存在明顯差異，這勢(shì)必會(huì)對(duì)力學(xué)性能產(chǎn)生重要影響。而退火熱處理可以減小組織各向異性，消除加工時(shí)的殘余應(yīng)力，改善材料塑性并提高穩(wěn)定性。基于此，本文將在 SLM 成形 AlSi10Mg 沉積態(tài)顯微組織的基礎(chǔ)上，重點(diǎn)研究不同退火熱處理制度下，共晶相的演變規(guī)律及其對(duì)力學(xué)性能的影響規(guī)律，為制定針對(duì) SLM 成形 AlSi10Mg 合金的熱處理制度提供理論基礎(chǔ)。

　　1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

　　1.1 試樣制備

　　表 1 所示為本實(shí)驗(yàn)所采用的 AlSi10Mg 粉末成分，采用電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法(ICP-AES)測(cè)得， Si 和 Mg 含量分別為 9.34wt.%和 0.34wt.%。該粉末通過(guò)氣霧化方法制備，其形貌見圖 1。粉末球形度較好，但存在一定的團(tuán)聚，粒徑分布在 15-53μm 之間。

　　為減少粉末吸潮對(duì)實(shí)驗(yàn)的影響，實(shí)驗(yàn)前，粉末經(jīng)過(guò)烘干處理，烘干溫度為 120℃，保溫時(shí)間 5h。實(shí)驗(yàn)采用鑄態(tài) AlSi10Mg 基材，尺寸為 250mm×250mm×20mm，基材表面經(jīng)過(guò)噴砂處理，使用前用丙酮除去表面油污和灰塵。成形設(shè)備為 Renishaw AM250，成形工藝參數(shù)：激光功率 180W，掃描速度 800mm/s，掃描線間距 130μm，每層鋪粉厚度 25μm，層間轉(zhuǎn)角 67°。成形試樣在箱式電阻爐中進(jìn)行熱處理，待溫度達(dá)到設(shè)定溫度時(shí)，放入樣品，保溫一定時(shí)間后，取出樣品，在空氣中冷卻，具體熱處理制度如表 2 所示。

　　1.2 組織觀察與性能測(cè)試

　　將金相試樣切割為合適的大小，打磨拋光后，采用 Keller 試劑進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間 30s，利用 Olympus-GX71 光學(xué)顯微鏡和 Tescan MIAR3 XMU 場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行微觀組織觀察，并利用掃描電子顯微鏡所配備的能譜儀進(jìn)行成分分析。采用 Image pro plus 6.0 軟件，統(tǒng)計(jì)顯微組織圖片中共晶 Si 顆粒的尺寸和數(shù)量。試樣經(jīng)線切割、機(jī)加工等程序，按照 GB/T15248-94 制成標(biāo)準(zhǔn)棒狀室溫拉伸試樣。采用 Instron 3382 電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸測(cè)試，加載速率為 1mm/min。

　　2 結(jié)果與分析

　　2.1 AlSi10Mg 合金沉積態(tài)試樣顯微組織

　　圖 2 所示為 SLM 成形 AlSi10Mg 合金試樣沿沉積方向縱截面的顯微組織圖。從圖 2(a)中可以看出沉積態(tài)組織中明顯的熔池形貌，在熔池底部一定寬度區(qū)域顏色較深;由圖 2(b)可以觀察到較為發(fā)達(dá)的枝晶形貌，枝晶平行于沉積方向生長(zhǎng);進(jìn)一步放大，得到圖 2(c)和(d)，可以清晰地看到長(zhǎng)條狀的 α-Al 和在 Al 基體周圍呈網(wǎng)狀分布的 Al-Si 共晶相，未觀察到發(fā)達(dá)的二次枝晶臂。在熔池邊界處，由于熱循環(huán)歷史不同，呈現(xiàn)出三種不同形貌的區(qū)域：細(xì)晶區(qū)、熱影響區(qū)和粗晶區(qū)。細(xì)晶區(qū)與粗晶區(qū)內(nèi)顯微組織形貌類似，α-Al 基體被呈長(zhǎng)條網(wǎng)狀的 Al-Si 共晶分隔。在細(xì)晶區(qū)內(nèi)，長(zhǎng)條狀 α-Al 的寬度約為 1μm，長(zhǎng)度在 3-5μm 左右;而在粗晶區(qū)內(nèi)，長(zhǎng)條狀 α-Al 的尺寸明顯增大，寬度大致為 2-3μm，長(zhǎng)度約為 5-8μm。此外，在細(xì)晶區(qū)內(nèi)與粗晶區(qū)之間存在較小的熱影響區(qū)，在熱影響區(qū)內(nèi)部，連續(xù)的 Al-Si 共晶組織破碎，呈現(xiàn)不連續(xù)的短纖維狀。

　　圖 3 及 4 所示為 SLM 成形 AlSi10Mg 試樣宏微觀元素分布。圖 3 表明此區(qū)域內(nèi) Al、Si 和 Mg 元素總體分布均勻，無(wú)宏觀偏析。這是因?yàn)?SLM 是對(duì)同一成分粉末進(jìn)行逐層逐點(diǎn)熔化成形，因此凝固后得到的各區(qū)域成分保持一致。然而，在成形過(guò)程中激光光斑直徑小，高能量激光束快速加熱粉末，導(dǎo)致熔池尺寸較小，使得在此熔凝過(guò)程中，凝固速率可達(dá) 106 ~107K/s，屬于快速凝固[16, 17]。在非平衡凝固過(guò)程中，溶質(zhì)元素在固液界面前沿進(jìn)行再分配，使枝晶間和枝晶干出現(xiàn)一定程度的微觀偏析，如圖 4 所示，Si 元素富集在枝晶間。

　　2.2 AlSi10Mg 合金沉積態(tài)試樣顯微組織

　　圖 5 所示為不同退火溫度下 SLM 成形 AlSi10Mg 合金顯微組織形貌及 Si 顆粒尺寸。在經(jīng)過(guò)不同溫度的熱處理后，試樣顯微組織發(fā)生了明顯的變化。經(jīng)過(guò) 200℃退火(圖 5(a1)、(a2))，微觀組織大體上維持原貌，共晶呈條狀分布，小部分開始發(fā)生熔斷，同時(shí)基體內(nèi)出現(xiàn)大量納米 Si 顆粒。這是由于 SLM 加工過(guò)程中極高的冷速使大量 Si 固溶在 α-Al 基體中形成過(guò)飽和固溶體。在 200℃下，固溶在 α-Al 中的 Si 不斷析出，形成 10-30nm 的 Si 顆粒，而連續(xù)分布在枝晶間的纖維狀 Si 開始發(fā)生球化，球化后的尺寸約為 100nm，導(dǎo)致 Si 顆粒尺寸呈雙峰分布，Si 顆粒平均尺寸為 47nm。當(dāng)退火溫度升高為 300℃時(shí)，析出的 Si 與共晶球化的 Si 均呈細(xì)小的顆粒狀，如圖 5(b1)、(b2)。從圖 5(b3)可知，尺寸在 0.15μm 以下的顆粒比例從 96%減少至 48%，尺寸在 0.15-0.5μm 內(nèi)的 Si 顆粒比例增加到 52%，平均尺寸增加為 0.182μm。進(jìn)一步提高退火溫度到 400℃，顯微組織形貌如圖 5 (c1)(c2)，部分 Si 顆粒發(fā)生明顯粗化，形狀不規(guī)則;其余 Si 顆粒長(zhǎng)大速率較慢，粗化為規(guī)則的粒狀形貌，不規(guī)則顆粒的尺寸明顯大于粒狀顆粒。尺寸小于 0.15μm 的 Si 顆粒比例進(jìn)一步下降為不到 35%，而 Si 顆粒平均尺寸較 300℃時(shí)提高了 25%，為 0.245μm。當(dāng)退火溫度高達(dá) 500℃時(shí)，如圖 5(d1)(d2)，Si 顆粒迅速長(zhǎng)大，大尺寸顆粒明顯增多，且部分粗化的 Si 長(zhǎng)大為形狀規(guī)則的多面體，表面出現(xiàn)生長(zhǎng)臺(tái)階，Si 顆粒尺寸達(dá)到 1.296μm，相比 200℃熱處理時(shí)長(zhǎng)大了 26 倍，表明隨熱處理溫度提升，共晶 Si 顆粒不斷粗化，同時(shí)尺寸較小的 Si 消失。

　　2.3 不同退火時(shí)間對(duì)顯微組織的影響

　　為進(jìn)一步探究 Si 相在熱處理過(guò)程中的演化規(guī)律，針對(duì) 300℃下 SLM 成形的 AlSi10Mg 合金分別進(jìn)行 5、15、 30、60 和 120min 的退火處理，其顯微組織如圖 6 所示。經(jīng)過(guò) 5min 保溫，共晶組織仍然具有條形網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，基體中固溶的過(guò)飽和 Si 開始析出，共晶 Si 開始發(fā)生球化。由于沉積態(tài)中 Si 相的形貌呈細(xì)密的珊瑚狀，尺寸細(xì)小， Al-Si 的界面能 γAlSi 較大，在 300℃下保溫時(shí)極不穩(wěn)定，為降低界面能而發(fā)生球化和粒狀化，顯微組織如圖 6(a2)， Si 有兩種尺度范圍，一是從基體中析出的納米級(jí) Si 顆粒，二是共晶組織中球化得到的 Si 顆粒。從圖 6(a3)可得，約 90%的 Si 顆粒尺寸在 0.1μm 以下，平均尺寸為 55nm。延長(zhǎng)退火時(shí)間到 15min，長(zhǎng)條狀的共晶組織在節(jié)點(diǎn)或凹槽處開始發(fā)生溶解、斷裂，轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽巛^小的共晶 Si，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)開始被破壞。同時(shí)，在溫度和不規(guī)則曲率的共同作用下，尺寸較小的共晶 Si 為降低表面能，其形狀逐漸趨于球形，即發(fā)生球化[18]。尺寸在 0.1μm 以下的 Si 約占 80%，而尺寸在 0.1-0.2μm 的 Si 顆粒比例上升為 10%，平均尺寸為 71μm。進(jìn)一步延長(zhǎng)退火時(shí)間，條狀共晶 Si 逐漸熔斷并完成球化，組織趨于均勻分布，同時(shí)球化的 Si 顆粒開始發(fā)生緩慢長(zhǎng)大。由圖 6(d1)可得，當(dāng)退火時(shí)間達(dá)到 60min 時(shí)，網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)消失，Si 相分布更加均勻。伴隨著 Si 原子不斷擴(kuò)散均勻化，基體中納米 Si 顆粒所占比例稍有下降，尺度小于 0.1μm 的 Si 顆粒比例約為 70%，說(shuō)明在 300℃×60min 的退火制度下，整體 Si 顆粒尺寸較小，平均尺寸為 0.13μm。當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到 120min 時(shí)，Si 相形貌較 60min 發(fā)生較大改變。主要在于兩個(gè)方面，一是 Si 的粗化明顯，Si 顆粒間距變大，可視范圍內(nèi)的 Si 顆粒數(shù)量減少;二是納米尺度的 Si 消失。從圖 6(e3)可知，Si 顆粒尺寸分布明顯右移，表明 Si 顆粒顯著長(zhǎng)大，統(tǒng)計(jì)結(jié)果表明，在 300℃×120min 的退火制度下，Si 顆粒平均尺寸達(dá)到 0.18μm。

　　在 500℃下保溫不同時(shí)間的 SLM 成形 AlSi10Mg 合金組織形貌如圖 7 所示。在 500℃保溫 5min，共晶組織在界面能作用下開始發(fā)生熔斷和球化，球化速率較 300℃下明顯增大，Si 顆粒平均尺寸為 0.107μm;在經(jīng)過(guò) 15min 保溫后，小部分共晶 Si 開始發(fā)生明顯粗化，納米 Si 顆粒消失，尺寸低于 0.15μm 的顆粒比例由 80%迅速降低為 15%左右，平均尺寸增加到 0.396μm;經(jīng)過(guò) 30min 退火后，共晶 Si 相仍保持較小的長(zhǎng)寬比，圓整度較好，形狀規(guī)則，呈現(xiàn)為粗化的粒狀或小塊狀，此時(shí)，尺寸小于 0.15μm 的顆粒幾乎消失，開始出現(xiàn)少量大尺寸(﹥2.5μm)的顆粒;進(jìn)一步增加保溫時(shí)間，Si 顆粒形貌發(fā)生明顯改變，形狀不規(guī)則，不再呈現(xiàn)顆粒狀。從圖 7(d1)、(d2)觀察到，半數(shù)的 Si 顆粒形貌呈現(xiàn)明顯的多面體形塊狀;繼續(xù)延長(zhǎng)保溫時(shí)間，Si 相形貌不再發(fā)生改變，但尺寸繼續(xù)增加，過(guò)分粗化，在 120min 保溫后，共晶 Si 相平均尺寸增加到 1.296μm。

　　總的來(lái)說(shuō)，在退火過(guò)程中共晶組織的形貌演化可以用圖 8 來(lái)說(shuō)明。首先，沉積態(tài)組織中共晶組織是呈長(zhǎng)條網(wǎng)狀分布在 α-Al 基體之間。此時(shí)的 α-Al 基體是溶解了大量 Si 的過(guò)飽和固溶體。隨著退火過(guò)程的進(jìn)行(時(shí)間延長(zhǎng)、溫度提高)，分布在枝晶間的長(zhǎng)條共晶組織在凹槽處或是分枝處發(fā)生碎斷，條形網(wǎng)狀組織發(fā)生一定程度的破壞，圓整度逐漸提高，同時(shí) α-Al 基體中過(guò)飽和 Si 以納米尺度的顆粒析出。隨著退火過(guò)程的進(jìn)一步進(jìn)行，原本的沉積態(tài)共晶組織形貌完全被破壞，共晶組織形貌完全被破壞，逐漸趨向于均勻分布，共晶 Si 呈現(xiàn)細(xì)小的顆粒狀或球狀。在熱力學(xué)作用下，尺寸小于平均尺寸的 Si 顆粒逐漸溶解，消失，而相對(duì)較大尺寸的顆粒則不斷長(zhǎng)大，出現(xiàn)“大顆粒吞并小顆粒”的現(xiàn)象，使得視野范圍內(nèi)的共晶 Si 數(shù)量不斷減少，密集程度大大降低，同時(shí)平均尺寸也不斷增大。由于 Si 的小平面生長(zhǎng)機(jī)制，長(zhǎng)大后的 Si 顆粒呈現(xiàn)出多面體形狀，一般情況下形狀不規(guī)則。在較高的退火溫度下，還會(huì)發(fā)生 Si 顆粒的異常長(zhǎng)大的現(xiàn)象，即某些 Si 顆粒尺寸遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于其他顆粒。

　　2.4 退火熱處理對(duì)室溫力學(xué)性能的影響

　　SLM 成形 AlSi10Mg 合金沉積態(tài)試樣及熱處理態(tài)試樣的室溫拉伸性能如表 3 所示。沉積態(tài)試樣的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度及延伸率分別為：264.5MPa、398.5MPa 及 4.3%。在經(jīng)過(guò) 300℃×60min 退火處理后，試樣的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為 287.0MPa 和 176.5MPa，較沉積態(tài)相比分別降低了 28%和 33%，在經(jīng)過(guò) 500℃×60min 退火處理后，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度較沉積態(tài)降低了 33%和 45%，為 268MPa 和 146.5MPa。但是試樣的延伸率大幅度提升，在退火溫度為 300℃時(shí)，延伸率達(dá)到 10.3%，較沉積態(tài)提高了 140%，在 500℃下，達(dá)到了 17.2%，較沉積態(tài)提升了 300%。

　　熱處理后強(qiáng)度發(fā)生降低的原因主要有兩方面因素。一是固溶強(qiáng)化作用減弱，二是第二相強(qiáng)化作用減弱。在熱處理過(guò)程中，固溶在 α-Al 基體中的過(guò)飽和 Si 不斷析出，使固溶強(qiáng)化作用不斷減弱，直至消失。其次，隨著退火溫度的提升，在 Ostwald 熟化過(guò)程中，Si 相長(zhǎng)大速率不斷提高，同時(shí)不斷吸收 Al 基體中的二次 Si 粒子，因此小尺寸 Si 顆粒數(shù)量不斷減少，整體密度下降，導(dǎo)致 Si 相的沉淀強(qiáng)化作用不斷減弱。最后，從共晶 Si 的形貌來(lái)看，經(jīng)過(guò)退火熱處理后，網(wǎng)狀的共晶 Si 溶解，斷裂，減弱了對(duì)位錯(cuò)滑移的阻礙作用，這也會(huì)導(dǎo)致強(qiáng)度發(fā)生下降[19]。

　　熱處理后，塑性發(fā)生大幅度提高，可以歸因于以下兩點(diǎn)，一是由于在沉積態(tài)試樣中，共晶組織呈三維網(wǎng)狀分布在 α-Al 枝晶間，對(duì)基體產(chǎn)生一定割裂作用，且共晶組織與初生相之間結(jié)合較弱，因此在拉伸時(shí)會(huì)從結(jié)合較弱的地方發(fā)生斷裂。在經(jīng)過(guò)熱處理后，共晶 Si 相發(fā)生碎斷和球化，對(duì)基體的割裂作用減小，且隨退火溫度提高， Si 相球化程度高，共晶網(wǎng)格被更大程度破壞，塑性隨之提高。同時(shí)，退火溫度升高導(dǎo)致 α-Al 基體中的析出相數(shù)量不斷減少，也提高了 Al 基體的塑性變形能力。以上兩點(diǎn)原因共同作用導(dǎo)致試樣的延伸率得到大幅度提升。

　　3 結(jié)論

　　(1)SLM 成形 AlSi10Mg 合金沉積態(tài)試樣顯微組織由沿沉積方向的柱狀 α-Al 枝晶和枝晶間呈網(wǎng)狀分布的 Al-Si 共晶組成。沉積層組織分為細(xì)晶區(qū)、粗晶區(qū)及熱影響區(qū)，共晶 Si 呈現(xiàn)細(xì)小密集的珊瑚狀。

　　(2)隨退火溫度由 200℃增加到 500℃，條狀共晶組織發(fā)生熔斷、破碎，共晶 Si 發(fā)生球化、粗化，析出的納米 Si 和共晶 Si 密度不斷減小。共晶 Si 顆粒平均尺寸從 0.07μm 增加到 1.296μm。

　　(3)SLM 成形 AlSi10Mg 合金抗拉強(qiáng)度 398.5MPa，屈服強(qiáng)度為 264.5MPa，延伸率 4.3%。經(jīng)過(guò) 300℃×60min 和 500℃×60min 處理后，試樣抗拉強(qiáng)度為 287.0MPa 和 268.0MPa，下降 28%和 33%，延伸率大幅提升，分別為 10.3%和 17.2%。