随着航空航天工业、空间探测技术的发展，光机系统中的结构件向轻量化、高精度、高性能方向发展。因此，传统的单一金属材料难以满足需求。为此，金属基复合材料(Metal matrix composites, MMCs)高速发展[1~3]。以铝合金为基体、陶瓷颗粒为增强相的铝基复合材料，具有高比强度、高比刚度、耐磨损、热膨胀系数低等特性，广泛应用在航空航天等领域[4]。但是，传统的加工工艺有较大的不足，如制造过程长、材料利用率低等。增材制造技术可提高设计和制造的灵活性。激光粉末床熔融(Laser powder bed fusion, LPBF)是金属增材制造的代表性工艺。增材制造逐层将粉末床熔融堆叠成形零件，其精度高、材料利用率高和生产周期短[5, 6]。因此，可使用LPBF技术成形铝基复合材料制造复杂轻量化结构件。
目前，共晶或近共晶Al-Si合金，特别是AlSi10Mg合金具有低裂纹敏感性[7]和良好的可打印性能，是LPBF铝基复合材料应用最多的基体材料。近些年报道了许多TiC[8,9]、SiC[10,11]、AlN[12]、LaB6[13]、TiB2[14]、ZrO2[15]等第二相颗粒增强的AlSi10Mg复合材料。Gao等[16]设计了不同TiN含量的复合材料。结果表明，随着TiN含量的提高材料的抗拉强度和塑性先提高后降低。除了成分设计，还需控制缺陷如孔类缺陷、开裂和残余应力。能量密度影响粉末的熔融过程，以及第二相颗粒在熔池中的分布形态。先前的研究结果表明，SiC颗粒的引入使复合材料粉末对激光的吸收率降低[10]，而TiB2颗粒的作用则与其相反[14]。Gu等[9]发现，较低的能量密度使TiC倾向于无规律分布，而较高的能量密度TiC则倾向于顺着Marangoni对流分布呈环状。因此，亟需探索优化工艺参数的新方法。
碳化硼(B4C)作为一种高性能陶瓷增强相，具有极高的硬度、低密度和低热膨胀系数。同时，B4C颗粒的密度与铝合金相当，在Al基体内的分布更均匀，有利于制备高模量的铝基复合材料。AlSi10Mg是一种轻质铝合金，具有良好的铸造性能和可打印性能。用LPBF技术制备B4C颗粒均匀分散增强AlSi10Mg复合材料，可显著提高其比强度、比刚度和耐磨性，并保持较低的密度。界面反应可提高MMCs的机械性能。Guo等[17]认为，用固态烧结制备的B4C/Al复合材料中的Al3BC、AlB2相对其机械性能有害。Zhao等[18]用液-固反应法制备Al3BC/Al复合材料，发现原位反应生成的Al3BC可显著提高其机械性能。与固态烧结相比，LPBF技术的反应温度更高，更剧烈。但目前关于LPBF制备B4C/AlSi10Mg研究较少，对其微观组织和热物理性能尚不明确。鉴于此，本文采用LPBF技术制备7%B4C/AlSi10Mg复合材料并优化工艺参数，研究其微观组织、力学性能和热物理性能。
1 实验方法
1.1 AlSi10Mg合金样品的制备
表 1 AlSi10Mg合金粉末的化学成分
Table 1
| Elements | Al | Mg | Si | Fe | Mn | Cu | Ti |
|---|---|---|---|---|---|---|---|
| Content / %, mass fraction | 88.93 | 0.29 | 10.32 | 0.16 | 0.10 | 0.05 | 0.15 |
图1
图1
AlSi10Mg、B4C粉末以及B4C/AlSi10Mg复合粉末的形貌
Fig.1
Powder morphology (a) AlSi10Mg, (b) B4C, (c) B4C/AlSi10Mg composite powder
使用Renishaw AM400设备将AlSi10Mg合金样品成形。激光光源为光纤激光器，波长为1070 nm。最大激光功率为400 W。打印在高纯度氩气气氛中进行，O2含量低于1000 × 10-6。优化的LPBF工艺参数列于表2，采用平面扫描策略，粉末层厚为30 µm，扫描间距为70 µm，层间旋转角度为67°，激光功率为275~325 W，扫描速度为1000~1400 mm/s。为了比较，进行打印AlSi10Mg合金样品的对比实验：采用平面扫描策略，粉末层厚为30 µm，扫描间距为70 µm，层间旋转角度为67°，激光功率为260 W，扫描速度为800 mm/s。
表2 LPBF成形的工艺参数
Table 2
| Parameters | Parameter range |
|---|---|
| Laser power / W | 275-325 |
| Scanning velocity / mm·s-1 | 1000-1400 |
| Hatching spacing / µm | 70 |
| Layer thickness / µm | 30 |
1.2 AlSi10Mg合金样品的表征
用FEI Inspect F50扫描电镜(SEM)观察粉末形貌，根据不同表征测试尺寸要求，用线切割加工成形后的LPBF样品，并进行研磨抛光。用Archimedes排水法测试样品的密度
式中
使用MAXima XRD-7000X射线衍射仪(XRD)测试样品的XRD谱。衍射2θ角度为10°~90°，扫描速率为10(°)/min。用FEI Apero型SEM观察样品的微观组织和断口形貌。用INSTRON-8801拉伸机进行拉伸实验。样品的尺寸为5 mm × 2 mm × 1.5 mm，平行段长度为5 mm。用LM-247显微维氏硬度计测试硬度，保压时间为15 s，载荷为300 g，测样品10个压痕取其结果的平均值。用INITHERM1000热膨胀仪测量样品室温至400 ℃的热膨胀系数(CTE)，用DXF-200热导测试仪测试样品的平均热导率。
2 结果和讨论
2.1 线能量密度对B4C/AlSi10Mg致密度的影响
从图2可见，随着线能量密度的提高样品的致密度先提高后降低，线能量为196 J/m时致密度最高(达到97%)。其原因是，随着线能量密度从171.8 J/m提高到196 J/m，熔池温度的升高使粉末充分熔融，熔体流动性的提高使熔融粉末填充了熔池之间的间隙。但是，线能量密度的进一步提高使熔池内的液体金属剧烈溅射，使熔池的稳定性急剧降低，使微米级飞溅物金属球在试样表层凝固，打印时在层与层之间出现间隔，使孔洞缺陷增加和致密度降低。同时，过高的能量密度使B4C/AlSi10Mg复合材料界面反应剧烈而生成有害相，使成形样品的性能降低。结果表明，用激光功率为240 W、扫描速度为1400 mm/s的工艺参数制备的7%B4C/AlSi10Mg复合材料致密度最高。
图2
图2
B4C/AlSi10Mg复合材料的致密度与线能量密度的关系
Fig.2
Variation of density of B4C/AlSi10Mg composite with linear energy density
2.2 物相与微观组织
图3给出了B4C/AlSi10Mg复合材料粉末和打印态样品的XRD谱。可以看出，与复合材料粉末相比，LPBF打印成形时B4C与基体发生反应生成了Al3BC相和AlB2相。其原因是，在LPBF打印过程熔池中心温度高达1800 ℃，液/固界面的B4C优先吸热，Al基体对激光反射率高，从激光束吸收的热量较少，热量从高温B4C传导到Al基体，这时B4C颗粒与Al发生激烈的相互作用。优先吸热的B4C颗粒溶解在Al中并分解为B和C，使B4C与Al基体发生界面反应生成针状Al3BC相和AlB2相。
图3
图4
图4
AlSi10Mg合金和B4C/AlSi10Mg复合材料的SEM照片、EBSD图像和极图
Fig.4
SEM images (a, b), EBSD images (c, d), and pole figures (e, f) of AlSi10Mg alloy (a, c, e) and B4C/AlSi10Mg composite (b, d, f)
根据等效圆面积法的计算结果表明，B4C/AlSi10Mg复合材料的平均晶粒尺寸为2.69 μm，比AlSi10Mg合金的晶粒(平均晶粒尺寸为17.27 μm)显著细化。这种等轴细晶的组织使材料的力学性能各向同性和强度显著提高。B4C颗粒的异质形核、熔体流动与热传导的改变、成分过冷效应、机械搅拌以及凝固过程中的应力与应变，共同促进了晶粒的细化和等轴晶的形成，从而显著改善了材料的微观结构和性能。从图5d可见，Al晶粒的细化伴随着晶界数量的明显增加。这些增加的晶界不仅阻碍位错运动，还在拉伸过程中为应变提供容纳空间，从而使材料的力学性能提高。
图5
图5
AlSi10Mg合金和B4C/AlSi10Mg复合材料的晶粒尺寸统计和晶界图像
Fig.5
Statistical analysis (a, b) and grain boundary morphologies (c, d) of AlSi10Mg alloy (a, c) and B4C/AlSi10Mg composite (b, d)
图6
图6
B4C/AlSi10Mg复合材料的SEM图像、IPFX图、相图以及EDS谱
Fig.6
SEM images (a, b), an inverse pole figure X-ray (IPFX) map (c), a phase diagram (d), and an EDS spectra (e) of the B4C/AlSi10Mg composite
图7给出了B4C/AlSi10Mg复合材料中Al3BC相的透射电镜(TEM)照片和EDS能谱分析结果。B4C/AlSi10Mg复合材料中的Al3BC相呈现长杆状形貌，其典型长度约为200~300 nm。对物相分布的分析发现，Al3BC主要沿B4C-Al界面生长并延伸到Al基体内。其原因是，LPBF工艺具有高速凝固特性：在加工过程中极高的冷却速率限制了B4C与Al之间的界面反应动力学，使Al3BC相难以充分生长。
图7
图7
B4C/AlSi10Mg复合材料的TEM照片和EDS能谱
Fig.7
TEM images and EDS spectra of the B4C/AlSi10Mg composite
图8给出了Al3BC相和Al基体的晶体学特征分析。图8a给出了Al3BC[100]和Al[110]晶带轴的高分辨透射电镜(HRTEM)照片，图8b给出了Al3BC[100]和Al[110]晶带轴下的选区电子衍射(SAED)谱，图8c给出了Al3BC[100]和Al[110]晶带轴下HRTEM图像的高速Fourier变换(FFT)结果。Al3BC形貌中的长轴对应Al3BC晶体结构中的[001]晶向，而短轴对应[100]晶向。因此，原位自生的Al3BC相沿着[001]晶向生长。研究发现，Al3BC相与铝基体界面为半共格界面。Al3BC是B4C和Al之间原位反应生成的，界面结合为典型的反应结合。较高的界面结合强度有利于提高复合材料的强度，但是可能使其塑性降低。
图8
图8
Al3BC[100]和Al[110]晶带轴下的高分辨照片、衍射斑点以及高分辨照片FFT变换
Fig.8
High-resolution images (a), diffraction patterns (b), and fast Fourier transform (FFT) of the high-resolution images (c) of Al3BC along the [100] zone axis and Al along the [110] zone axis
2.3 力学性能
表3列举了光机系统中常用结构件的比刚度。本文制备的B4C/AlSi10Mg复合材料样品的弹性模量为84.92 GPa，比刚度为31.81 m2/s2。
Table 3
| Materials | Density / g·cm-3 | Elastic modulus / GPa | Specific stiffness / m2·s-2 |
|---|---|---|---|
| Al | 2.70 | 68.00 | 25.19 |
| Mg-Al alloy | 1.80 | 40.00 | 22.22 |
| Al6061 | 2.70 | 68.90 | 25.52 |
| AlSi10Mg | 2.62 | 71.00 | 27.10 |
| B4C/AlSi10Mg | 2.67 | 84.92 | 31.81 |
图9给出了B4C/AlSi10Mg复合材料的室温拉伸力学性能。LPBF成形的B4C/AlSi10Mg复合材料抗拉强度为~487 MPa，显微维氏硬度为~192HV。样品较大的脆性使拉伸性能波动较大，但是抗拉强度良好。与文献报道的AlSi10Mg+15%(质量分数)SiC复合材料相比，抗拉强度提高42.4%[21]，在打印过程中B4C与AlSi10Mg界面上发生的化学反应生成了结构疏松的脆性相Al4C3相，使基体与增强相之间的界面结合强度降低，削弱了B4C颗粒的强化作用。同时，材料承受拉伸载荷时，这些脆性相和材料内未熔合的空洞和微气孔可能成为裂纹的起始点，使裂纹加速产生和扩散。从图10a，b可以看出，河流状解理面内的断裂面规则平整，B4C颗粒界面附近的微裂纹和韧窝尺寸较小、塑性较低。
图9
图9
LPBF成形 B4C/AlSi10Mg复合材料的典型拉伸曲线
Fig.9
Typical tensile curves of LPBF-formed B4C/AlSi10Mg composite
图10
图10
LPBF成形B4C/AlSi10Mg复合材料的断口形貌
Fig.10
Fracture morphology of B4C/AlSi10Mg composite formed by LPBF
2.4 热物理性能
光机结构件的热物理特性确保了结构的稳定性。这些特性包括材料的CTE和热导率(TC)等，图11给出了B4C/AlSi10Mg复合材料的CTE。在LPBF成形B4C/AlSi10Mg复合材料样品中，B4C颗粒的CTE低于铝合金基体的CTE，仅为纯铝的1/5。B4C颗粒均匀分布在铝基体中，增大了基体与增强体的接触面积，从而提高了对铝基体的制约程度。这种分布能阻碍基体的膨胀，使合金的CTE较低。测试温度为22~400 ℃时，CTE为11.9 × 10-6/℃~21.1 × 10-6/℃。与LPBF成形的AlSi10Mg合金对比，CTE降低了约21%。LPBF成形的B4C/AlSi10Mg复合材料的热稳定性能较高，能抵抗外部温度波动引起的热膨胀，从而保持了光机系统中结构件的高精度性能。
图11
图11
LPBF成形B4C/AlSi10Mg复合材料的热膨胀系数
Fig.11
Thermal expansion coefficient of B4C/AlSi10Mg composite formed by LPBF
材料的TC越高其散热性能越好，能迅速适应环境温度的变化。图12给出了LPBF成形B4C/AlSi10Mg复合材料样品在22~400 ℃的平均TC为107.6 W·m-1·K-1。在金属合金材料中有电子导热和声子导热，铝基复合材料还可通过界面和增强体导热。在B4C/AlSi10Mg复合材料中，B4C和AlSi10Mg界面处晶体结构的扭曲能阻碍电子的流动，还可能不利于热传导。同时，较差的界面结合也阻碍电子和声子的扩散。在LPBF成形过程中产生的孔洞缺陷，导致复合材料的TC无显著提升。
图12
图12
7%B4C/AlSi10Mg复合材料的热导率
Fig.12
Thermal conductivity of B4C/AlSi10Mg composite
3 结论
(1) 激光工艺参数对用激光粉末床熔融制备成形B4C/AlSi10Mg复合材料的致密度有较大的影响。随着激光线能量密度的提高，复合材料的致密度先提高后降低。
(2) 微米B4C颗粒与Al基体的界面润湿性良好，在高温下界面处的C、B元素扩散，界面反应选择性生成相互交叉分布的针状Al3BC相和AlB2相。
(3) B4C/AlSi10Mg复合材料具有优异的力学性能和热物理性能。
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