一种Al-Mg-Sc合金粉末及激光选区熔化成形工艺的制作方法

一种al-mg-sc合金粉末及激光选区熔化成形工艺
技术领域
1.本发明属于增材制造技术领域，尤其涉及一种al-mg-sc合金粉末及激光选区熔化成形工艺。


背景技术：

2.激光选区熔化(selective laser melting，slm)技术是激光增材制造技术的一种，该技术选用激光作为能量源，利用ug、cad等软件设计出零件的三维模型，然后对三维模型进行切片处理，按照切片模型中规划好的路径在金属粉末床层进行逐层扫描，扫描过的金属粉末通过熔化、凝固从而达到冶金结合的效果，最终成形为模型设计的金属零件。利用激光选区熔化技术可以生产出致密好、精度高的复杂金属零部件，并且零件成形后的处理工艺较为简单，可大幅缩短生产周期。
3.铝合金及铝基复合材料对于激光增材制造是典型的难加工材料，这是由其特殊的物理性质(低激光吸收率、高热导率及易氧化等)决定的。较高的激光反射率使得铝合金粉末熔化困难，这就需要高功率的激光器；较高的导热性又会造成输入的热量急速传递消耗，最终导致熔池温度降低、液相粘度增加和浸润性变差，降低slm成形铝合金的质量；铝合金易氧化性，使得铝合金粉末在激光增材制造的过程中熔体表面生成氧化膜，极大的破坏了熔体和已成形层之间的浸润性，这会导致表面“球化”、内部孔隙和裂纹等缺陷的产生。
4.目前，基于slm成形的铝合金及铝基复合材料达10余种，且多为al-si系，此类合金因其铸造铝合金的材料本质，即便采用优化工艺制备，抗拉强度也很难突破400mpa，从而限制了其在具有较高服役性能要求的航空航天承力构件上的使用。al-mg-sc系铝合金属于高强铝合金，主要用在飞机的机翼腹板、机身结构的梁、肋以及重要连接部位接头零头。随着航空航天产品的需求不断提升，对铝合金材料的性能提出了更高的要求，为了进一步推广slm铝合金部件在高性能结构材料中的应用，新型高强度铝合金的研发成为新的研究热点。通过铝合金成分、slm制造工艺参数等显著影响构建成形质量、显微组织以及力学性能的重要环节进行优化，能提高其在航空航天等各个领域的应用，具有十分重要的意义。


技术实现要素：

5.基于上述技术问题，本发明提供了一种al-mg-sc合金粉末及激光选区熔化成形工艺，通过合金配方与激光选区熔化工艺相配合，由此得到的成形件具有优异的抗拉强度和硬度，为铝合金在高性能结构材料中应用提供了更多的可能。
6.本发明具体技术方案如下
7.本发明提供了一种al-mg-sc合金粉末，按照重量百分比包括：sc 0.6-0.8％、mg 4-4.9％、zr 0.2-0.5％、mn 0.3-0.8％、fe≤0.4％，余量为al。
8.优选地，所述al-mg-sc合金粉末按照重量百分比还包括：si≤0.4％、zn≤0.25％、cu≤0.1％、ti≤0.15％、v≤0.05％。
9.优选地，所述al-mg-sc合金粉末的粒径为24.7-66.8μm。
10.优选地，所述al-mg-sc合金粉末的松装密度为1.35-1.40g/cm3。
11.本发明还提供了上述al-mg-sc合金粉末的激光选区熔化成形工艺，包括如下步骤：在基板上铺设上述任一项al-mg-sc合金粉末，得粉末层；然后在惰性气体保护下利用激光对粉末层扫描，进行激光选区熔化成形。
12.优选地，粉末层的厚度为25-35μm。
13.优选地，激光扫描的参数为：激光功率335-375w，扫描速度为1300-1600mm/s，扫描间距为0.12-0.15mm。
14.优选地，激光能量密度为53-75j/mm3。
15.本发明中激光能量密度的定义为：e＝p/vhd；其中，p为激光功率，单位为w；v为激光的扫描速度，单位为mm/s；h为粉末层的厚度，单位为mm；d为激光的扫描间距，单位为mm。
16.与现有技术相比，有益效果为：
17.本发明通过al-mg-sc合金配方与激光选区熔化工艺相配合，由此得到的成形件具有优异的抗拉强度，最高可达443mpa，成形件硬度高达120hv，为铝合金在高性能结构材料中应用提供了更多的可能。
附图说明
18.图1为实施例1-4得到的成形试样在2000倍下的sem图；
19.图2为实施例1-4得到的成形试样纵截面在100倍下的微观形貌图。
具体实施方式
20.下面，通过具体实施例对本发明的技术方案进行详细说明，但是应该明确提出这些实施例用于举例说明，但是不解释为限制本发明的范围。
21.以下实施例和对比例slm工艺成形试样均使用slm125设备制备，得到成形尺寸为12mm
×
12mm
×
80mm的长条状试样。
22.实施例1-4
23.al-mg-sc合金粉末，按照重量百分比包括：sc 0.7％、mg 4.5％、zr 0.4％、mn 0.6％、fe 0.2％、si 0.1％、zn 0.15％、cu 0.1％、ti 0.1％、v 0.05％，余量为al。所述al-mg-sc合金粉末的粒径为24.7-66.8μm，d50＝40.8μm。所述al-mg-sc合金粉末的松装密度为1.39g/cm3。
24.al-mg-sc合金粉末的激光选区熔化成形工艺，包括如下步骤：在基板上铺设上述al-mg-sc合金粉末，得粉末层；然后在惰性气体保护下，利用激光对粉末层扫描，进行激光选区熔化成形；其中，实施例1-4的激光选区熔化成形工艺参数如下表1所示：
25.表1、实施例1-4slm工艺参数
[0026][0027]
对比例1
[0028]
al-mg-sc合金粉末组成与实施例1-4相同；
[0029]
所述al-mg-sc合金粉末的激光选区熔化成形工艺，包括如下步骤：在基板上铺设al-mg-sc合金粉末，得粉末层；然后在惰性气体保护下，然后利用激光对粉末层扫描，进行激光选区熔化成形；其中，激光选区熔化成形工艺参数具体为：激光功率320w，扫描速度为1000mm/s，扫描间距为0.18mm，层厚为30μm，计算得到激光能量密度为59.26j/mm3。
[0030]
对比例2
[0031]
al-mg-sc合金粉末组成与实施例1-4相同；
[0032]
所述al-mg-sc合金粉末的激光选区熔化成形工艺，包括如下步骤：在基板上铺设al-mg-sc合金粉末，得粉末层；然后在惰性气体保护下，然后利用激光对粉末层扫描，进行激光选区熔化成形；其中，激光选区熔化成形工艺参数具体为：激光功率390w，扫描速度为1800mm/s，扫描间距为0.12mm，层厚为30μm，计算得到激光能量密度为60.18j/mm3。
[0033]
对以上实施例1-4以及对比例1-2得到的成形件的性能进行测试，具体如下：
[0034]
(1)拉伸试验：利用电子万能试验机，型号为wdw-50e进行拉伸测试，拉伸速率为0.5mm/min；
[0035]
(2)维氏硬度：使用维氏硬度计对成形件的侧面硬度进行测试，设备型号为hvs-1000b，测试方法为四点测量法；测试结果如表2所示。
[0036]
表2、成形件的抗拉强度、硬度
[0037] 能量密度(j/mm3)抗拉强度(mpa)维氏硬度(hv)实施例153.17330113实施例266.46425117实施例359.52427115实施例474.40443120对比例159.2636698对比例260.18343100
[0038]
微观组织：
[0039]
(1)取实施例1-4得到的成形件试样腐蚀后在扫描电镜下观察微观组织，2000倍下的sem显微组织图如图1所示；其中，a、b、c、d分别对应于实施例1-4的成形件试样。
[0040]
可以看出，在熔池边界和内部均有白色纳米沉淀物，熔池边界处存在细小等轴晶，
尺寸为1～2μm，熔池内部组织均匀，没有观察到明显的晶界，熔池内部为粗大的柱状晶带。
[0041]
(2)取实施例1-4成形件试样纵截面经腐蚀后在电子显微镜下观察微观组织，100倍下的微观形貌如图2所示。
[0042]
从图2可以明显看到类似不规则鱼鳞状排布的熔池界面组织及熔池之间相互堆叠的形貌特征，结构紧致，保证了层与层之间的结合强度。熔池中部的组织较为均匀、致密、细小，这是因为熔池中部的组织只受到激光的一次照射，熔池的冷却速度非常快，晶粒的长大收到了抑制，而在重熔区因为经过激光的二次照射，其组织经历了两次热循环，虽然冷却速度非常快，但是晶粒得到足够生长，该处的晶粒尺寸较熔池中部晶粒大。
[0043]
实施例1试样的熔池高度为50-70μm左右，熔池呈扁平形态；实施例2试样的熔池高度为50-100μm不等，更接近鱼鳞状；实施例3试样的熔池高度为100-150μm左右，熔池深而窄；实施例4试样的熔池高度为40-60μm左右，熔池扁平且长。
[0044]
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。