激光熔化Al-Si-Mg系铝合金的制备方法及器件与流程

激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法及器件
技术领域
1.本发明涉及3d打印技术领域，特别是涉及一种激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法及器件。


背景技术：

2.激光熔化技术是一种无需模具的计算机辅助快速成形技术，可净成形复杂精密结构件，属于金属3d打印技术的一个重要细分技术领域，由于该技术制造过程冷却速度极大(105k/s)，过冷度大，导致成形的al-si-mg系铝合金组织是特别细小的过饱和固溶体与网状共晶硅结构，同时较高含量的硅元素也会导致形成初生细小硅颗粒分布于过饱和固溶体中，属于非平衡凝固过程。虽然过饱和固溶体的固溶强化作用与铝基α相中析出的纳米级第二相二次硅粒子弥散强化作用可以提高铝合金的强度，但网状共晶硅结构在晶界处的连续分布会降低合金的延伸率，同时会导致材料的应力腐蚀和电化学腐蚀能力较差，因此需通过热处理方法来控制析出相同时改善共晶硅相的形貌、大小和分布，从而调控激光熔化铝合金的机械性能。
3.目前，传统的热处理方法为，先进行固溶处理，将真空退火炉升温到指定的固溶温度，然后放入铝合金零件保温一定时长，然后取出零件后水冷，然后将真空退火炉升温到指定的退火温度，然后放入铝合金零件保温一定时长，随后空冷至室温后取出零件。传统铸造、轧制、挤压、锻造等铝合金的热处理工艺虽已十分完善，但由于快速凝固的特点，激光熔化制造al-si-mg系铝合金的显微组织与传统铸造等方式制备的合金组织差异巨大，例如初生相的尺寸分布、次生相的尺寸分布、晶粒尺寸以及组织形貌等，因此用于传统工艺的热处理无法完全适用于激光熔化成形的al-si-mg系铝合金。


技术实现要素：

4.有鉴于此，本发明提供一种激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法及器件，该激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法能够较好地对al-si-mg系铝合金进行热处理，同时也缩短了热处理时间，节约了能耗。
5.进一步地，该方法还可以较为便利地根据自身需要对工艺进行调整，以便于得出不同性质的al-si-mg系铝合金。
6.本发明提供了一种激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法，其特征在于：该方法包括如下步骤：
7.s1：al-si-mg系铝合金成型；
8.s2：以设定升温速度对成型后的al-si-mg系铝合金进行加热至设定温度，该设定温度至少为mg、si从铝基α相析出并开始转变成与铝基α相共格的β``相时的温度；
9.s3：在设定温度下对成型后的al-si-mg系铝合金进行保温；
10.s4：在保温完成后，将保温后的al-si-mg系铝合金空冷至室温。
11.进一步地，在al-si-mg系铝合金成型的步骤中，该方法包括：
12.配置al-si-mg系铝合金粉末；
13.设置边框及实体填充扫描参数；
14.激光扫描成型。
15.进一步地，各金属成分粉末以质量分数计si：8-10.5wt％；mg：0.25-0.45wt％；余量为al；各金属粉末的粒径为15-53μm。
16.进一步地，所述升温速度为1-30℃/min。
17.进一步地，所述保温时长为0-300min。
18.进一步地，所述设定温度为第一转变温度，所述第一转变温度为mg、si从铝基α相析出并开始转变成与铝基α相共格的β``相时的温度。
19.进一步地，所述设定温度为第二转变温度，所述第二转变温度为在mg、si从铝基α相析出并转变成与铝基α相共格的β``相时，转变效率最高时的温度。
20.进一步地，所述设定温度为第三转变温度，所述第三转变温度为该第二转变温度为在mg、si从铝基α相析出完全转变成与铝基α相共格的β``相时的温度。
21.进一步地，所述设定温度为第四转变温度，所述第四转变温度为网状共晶硅球化开始的温度。
22.进一步地，所述设定温度为160-332℃。
23.本发明还提供了一种激光熔化al-si-mg系铝合金器件，所述器件由上述的激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法制备而成。
24.综上所述，在本发明中，通过直接对成型后的al-si-mg系铝合金以设定升温速度进行加热，然后在设定温度下进行保温，在保温完成后，逐渐冷却至室温这一热处理过程，与现有的等温热处理相比，其路径较短，操作方便，缩短了热处理时间，同时能够结合al-si-mg系铝合金的相态变化及自身需要，对热处理的设定温度进行设计，以便于得出不同性质的al-si-mg系铝合金。
附图说明
25.图1为本发明实施例提供的激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法各步骤的流程示意图。
26.图2为本发明实施例的激光熔化al-si-mg系铝合金进行热处理前后的应力-应变曲线。
具体实施方式
27.为更进一步阐述本发明为达成预定发明目的所采取的技术手段及功效，以下结合附图及较佳实施例，详细说明如下。
28.本发明提供一种激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法及器件，该激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法能够较好地对al-si-mg系铝合金进行热处理，同时也缩短了热处理时间，节约了能耗。
29.进一步地，该方法还可以较为便利地根据自身需要对工艺进行调整，以便于得出不同性质的al-si-mg系铝合金。
30.如图1-2所示，本发明实施例提供的选取激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法
包括如下步骤：
31.s1：al-si-mg系铝合金成型；
32.在本实施例中，al-si-mg系铝合金粉末的成分以质量分数计为：si：8-10.5wt％，优选为10.12wt％；mg：0.25-0.45wt％，优选为0.41wt％；余量为al；各金属粉末的粒径为15-53μm。
33.在进行al-si-mg系铝合金成型时，其边框扫描参数为：单层厚度30-100μm，优选为50μm；扫描速度100-1500mm/s，优选为300mm/s；激光功率为100-500w，优选为275w；扫描间距为100-200μm，优选为150μm；
34.实体填充扫描参数为：单层厚度30-100μm，优选为50μm；扫描速度100-1500mm/s，优选为1400mm/s；激光功率100-500w，优选为400w；扫描间距100-200μm，优选为150μm；；
35.扫描策略可自行定义，可选光栅式或分区扫描式，其中光栅长度，分区长度及分区形式等可根据实际需要进行设定。
36.在本实施例中，扫描方式使用规则的多边形分区扫描，单个分区宽度为8mm，分区边框搭接优选为60μm。加工时，首先使用边框扫描工艺参数，对零件外围边框以及内边框沿一个方向进行单道激光扫描，然后选用实体填充扫描工艺参数，对零件实体部分进行激光单层扫描，整个成形过程在氩气保护气氛下进行。
37.进一步地，在成型后，al-si-mg系铝合金的厚度为1-100mm，优选为2mm。
38.进一步地，在成型后，还需要对al-si-mg系铝合金进行喷砂及打磨清理，以去除表面杂质，直至露出金属光泽。
39.在本实施例中，在s1步骤中，按照各优选方式使激光熔化al-si-mg系铝合金成形后，al-si-mg系铝合金的硬度为114.8hbw，抗拉强度为411mpa，延伸率为2.6％。
40.s2：以设定升温速度对成型后的al-si-mg系铝合金进行加热至设定温度，该设定温度至少为mg、si从铝基α相析出并开始转变成与铝基α相共格的β``相时的温度。
41.需要说明的是，设定温度至少为mg、si从铝基α相析出并开始转变成与铝基α相共格的β``相时的温度包括以下几种情况：第一，设定温度等于mg、si从铝基α相析出并开始转变成与铝基α相共格的β``相时的温度，即本技术的第一转变温度；第二，设定温度大于mg、si从铝基α相析出并开始转变成与铝基α相共格的β``相时的温度，即本技术的第二转变温度、第三转变温度和第四转变温度。其中，第二转变温度为在mg、si从铝基α相析出并转变成与铝基α相共格的β``相时，转变效率最高时的温度；第三转变温度为该第二转变温度为在mg、si从铝基α相析出完全转变成与铝基α相共格的β``相时的温度；第四转变温度为网状共晶硅球化开始的温度。
42.在本实施例中，可以将成型后的al-si-mg系铝合金放置于真空退火炉内，然后使得真空退火炉以设定的升温速度进行升温，该升温速度可以为1-30℃/min，优选为10℃/min。
43.s3：在设定温度下对成型后的al-si-mg系铝合金进行保温；
44.该保温时长可以为0-300min，例如10min、15min、30min、45min、60min、80min、90min、120min、140min、150min等，优选为0-120min。
45.s4：在保温完成后，将保温后的al-si-mg系铝合金空冷至室温。
46.在该步骤中，可以将保温后的al-si-mg系铝合金空冷至室温。
47.在本实施例中，设定温度可以根据需要进行选定，但至少不低于mg、si从铝基α相析出并开始转变成与铝基α相共格的β``相时的温度。在成型后的al-si-mg系铝合金中，mg、si从铝基α相析出并开始转变成与铝基α相共格的β``相时的第一转变温度为160-299℃，在本实施例中，第一转变温度设置为183℃，保温120min。
48.当设定温度为第一转变温度时，通过将成型后的al-si-mg系铝合金随着真空退火炉一起进行升温至设定温度，并在设定温度下进行保温，在保温设定时间后空冷至室温。在升温过程完成后及保温阶段，硬度值会略微降低，保温90min时硬度值达到最小值112.8hbw，继续保温时硬度值会升高，保温120min时硬度值达117.8hbw，抗拉强度及延伸率相对于未进行热处理前基本保持不变，保温120min时抗拉强度为413mpa，延伸率为2.59％。
49.在加热及保温过程中，能够使得al-si-mg系铝合金内的残余应力得到释放，因此，al-si-mg系铝合金的硬度在保温的前期会呈现较小的降低，随着保温时间的增加，mg及si能够从铝基的α相析出，形成镁硅原子团簇，继而形成较为发达的gp区，然后转变为与铝基α相共格的β``相，此时，al-si-mg系铝合金的硬度会逐渐增高。
50.在第二个实施例中，设定温度还可以为第二转变温度，该第二转变温度为在mg、si从铝基α相析出并转变成与铝基α相共格的β``相时，转变效率最高时的温度。β``相在初始阶段析出时速率较慢，随着温度及时间的增加，析出速率逐渐加快，析出体积分数不断增高，但是随着si原子的不断析出，基体中si原子的过饱和度降低，析出的驱动力减小，在近乎完全转变时析出速率放缓。在设定温度相同的条件下，该析出的体积分数是随着升温速度的降低而逐渐增加的，这是因为较低的升温速度导致达到同一设定温度时，需要加热更长的时间，在此过程中，可以使得β``相析出更加的充分。
51.该第二转变温度为转变效率最大时的温度，其可以为200-250℃，在本实施例中，升温速度为10℃/min，第二转变温度设置为235℃，保温120min。
52.由于该保温阶段的设定温度较高，在升温过程完成后，硬度值便会降低至109.1hbw，在保温阶段，随着保温时间的增加，其硬度值先升高后下降，在保温90min时，其硬度升高至最大值119.8hbw，在保温120min时其硬度降低至115.5hbw。抗拉强度表现为先增大后降低，在保温30min时达到最大值420mpa，然后一直降低，保温120min时降低至337mpa，而延伸率基本不变，保温120min时为2.51％，也即，相比于s1步骤后未进行热处理前的al-si-mg系铝合金的抗拉强度有所下降，延伸率相对于未进行热处理前基本保持不变。
53.这是因为加热过程使al-si-mg系铝合金残余应力得到有效释放使硬度降低，而后随着保温时间的增加，β”相逐渐析出导致硬度开始升高并达到最大值。然后，mg及si与al基体共格的β”相会向半共格β’相并最终向非共格β相转变，这会最终引起硬度值的降低。与此同时共晶硅会吸收铝基α相中的纳米级第二相二次硅粒子，导致弥散强化作用减弱，从而抗拉强度逐渐降低。
54.在本发明的第三实施例中，设定温度还可以为第三转变温度，第三转变温度可以为该第二转变温度为在mg、si从铝基α相析出完全转变成与铝基α相共格的β``相时的温度。
55.该第三转变温度可以为260-290℃，在本实施例中，升温速度为10℃/min，保温时间为120min，第三转变温度为284℃。
56.在该实施例中，al-si-mg系铝合金的硬度在完成升温阶段后便大幅降到
106.1hbw，而后逐渐升高，在保温30min时达到最大值113.1hbw后开始下降，在保温120min时达到103.3hbw。抗拉强度则随保温时间的增加逐渐降低，由加热至设定温度时的411mpa至保温120min时的最小值353mpa，延伸率略有升高至3％。
57.这是由于设定温度更高使应力释放的过程更快，同时向β``相转变的速度也更快，达到硬度最大值的时间更短，在保温30分钟时达到最大值113.1hbw，然后随着保温时间延长硬度值降低，在保温120分钟时下降至103.3hbw。抗拉强度则逐渐降低至353mpa，延伸率则略微升高至3％。β”相逐渐析出导致硬度值的增加，同时mg及si与al基体共格的β”相会向半共格β’相并最终向非共格β相转变，这会最终引起硬度值的降低，因此硬度值会升高到最大值后降低。同时共晶硅会吸收铝基α相中的纳米级第二相二次硅粒子，导致弥散强化作用减弱，从而抗拉强度逐渐降低，延伸率略有升高。
58.在本发明的第四实施例中，设定温度还可以为第四转变温度，第四转变温度可以为网状共晶硅球化开始的温度。
59.该第四转变温度可以为287-332℃，在本实施例中，升温速度为10℃/min，保温时间为120min，第三转变温度为293℃。
60.在该实施例中，al-si-mg系铝合金的硬度在完成升温过程后便达到最大值114.7hbw，然后开始下降，在保温120min时达到最小值104.8hbw。抗拉强度则随保温时间的增加逐渐降低，由加热至设定温度时的416mpa至保温120min时的最小值324mpa，延伸率则逐渐升高，由加热至设定温度时的2.62％至保温120min时的最大值3.59％。这是由于在该温度下，β”相转变已完成，向半共格β’相并最终向非共格β相转变，最终引起硬度值的持续降低，同时会使网状共晶硅溶解、断裂，这会减弱网状共晶硅对位错滑移的阻碍作用；同时网状共晶硅的球化、粗化会导致细晶强化作用消失。随着设定温度的升高，网状共晶硅的断裂、球化、粗化程度越来越大，细小共晶硅粒子越来越少，导致强度进一步下降，延伸率得到提高。
61.在本发明中，通过直接对成型后的al-si-mg系铝合金以设定升温速度进行加热，然后在设定温度下进行保温，在保温完成后，空冷至室温这一热处理过程，与现有的等温热处理相比，其路径较短，操作方便，缩短了热处理时间，同时能够结合al-si-mg系铝合金的相态变化及自身需要，对热处理的设定温度进行设计，优选地，该设定温度可以为180-293℃，以便于得出不同性质的al-si-mg系铝合金。
62.本发明还提供了一种al-si-mg系铝合金器件，该器件由上述激光熔化al-si-mg系铝合金的制备方法制备而成，关于该器件的其它技术特征，请参见现有技术，在此不再赘述。
63.以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制，虽然本发明已以较佳实施例揭露，然而并非用以限定本发明，任何熟悉本专业的技术人员，在不脱离本发明技术方案范围内，当可利用上述揭示的技术内容作出些许更动或修饰为等同变化的等效实施例，但凡是未脱离本发明技术方案内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属于本发明技术方案的范围内。