韓 靜,呂俊霞,王 晉,李菲祺,張躍飛,成志忠

(1.北京工業(yè)大學(xué) 材料與制造學(xué)部，北京 100124；2.浙江大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，杭州 310027；3.北京空間飛行器總體設(shè)計部，北京 100094)

AlSi10Mg合金作為應(yīng)用最廣泛的一類鑄造鋁合金，因其具有比強度高、密度低、抗腐蝕性能好而被廣泛應(yīng)用于航天航空領(lǐng)域和汽車領(lǐng)域[1-3]。近年來，隨著航空航天領(lǐng)域輕量化的需求不斷增加，對復(fù)雜結(jié)構(gòu)且具有高性能的鋁合金要求越來越高[4]，傳統(tǒng)的鑄造、鍛造工藝尚無法滿足其需求，而采用激光增材制造技術(shù)可以一次成形，并且可以直接成形形狀復(fù)雜的鋁合金零部件，減少工序，因而可以降低成本。選區(qū)激光熔化技術(shù)是激光增材制造技術(shù)的一種，其采用激光作為熱源，激光束按照特定規(guī)劃的路徑來熔化鋪展在粉末床上的金屬粉末，經(jīng)過逐層堆積，最終將三維模型轉(zhuǎn)化成實體零部件，整個過程中不需要模具的加工，生產(chǎn)周期較短[5-6]。

AlSi10Mg合金作為一種亞共晶鑄造鋁合金，隨著溫度的升高，其強度逐漸降低，而延伸率則逐漸增大，且超過300 ℃時會發(fā)生動態(tài)回復(fù)以及動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象[7-9]，這會引起材料的顯微結(jié)構(gòu)發(fā)生變化。Cao等[10]研究了25～400 ℃范圍內(nèi)選區(qū)激光熔化成形AlSi10Mg合金組織的演變行為，發(fā)現(xiàn)當(dāng)加熱到300 ℃后，Si顆粒明顯粗大，并且部分Si相從Al基體中析出，觀察斷口發(fā)現(xiàn)高溫下試樣的斷裂機制為從室溫下的脆-韌混合斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變，動態(tài)軟化機制導(dǎo)致高溫下試樣斷裂表面表現(xiàn)出很大的韌窩。激光增材制造AlSi10Mg合金成形過程中冷卻速率較大，材料經(jīng)歷大的過冷度，使得它的晶粒細(xì)小，約為幾個微米[11]，這種細(xì)小的組織有利于提高其力學(xué)性能。而傳統(tǒng)的鑄造AlSi10Mg合金由粗大的棒狀或者針狀Si與Al基體共同組成，晶粒大小為幾十至幾百微米[12]。這種顯微組織的差異決定其力學(xué)性能與鑄態(tài)的不同，因此，探究選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金在不同溫度原位拉伸過程中顯微結(jié)構(gòu)的演變以及斷裂機理顯得尤為重要。

盡管國內(nèi)外許多學(xué)者都對激光增材制造AlSi10Mg合金在不同溫度下的斷裂機理進行了研究[13-16]，但研究者都是通過斷口進行的研究，并且對于試樣在不同溫度下隨應(yīng)力增大顯微結(jié)構(gòu)的演變的研究尚鮮有報道。為此,本文將采用自主研制的原位高溫拉伸臺，將其置入掃描電鏡中，實時、動態(tài)的觀測拉伸過程中試樣顯微結(jié)構(gòu)的變化，并對試樣在不同溫度下的斷裂機理進行總結(jié)。

1 實 驗

實驗所用AlSi10Mg合金的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為：Al 84.28，Si 14.90， Fe 0.11，Cu 0.17， Mn 0.17， Mg 0.34， Zn 0.03。采用選區(qū)激光熔化(SLM)成形AlSi10Mg合金的零部件如圖1(a)所示，此成形零部件由上下兩部分組成，上面部分長寬均為34.5 cm，下面部分內(nèi)、外直徑分別為30.2、38.8 cm。而后用電火花切割方式將材料上面部分沿掃描方向進行切割，并加工為原位拉伸試樣，切割方式如圖1(b)所示，試樣加工尺寸為圖1(c)所示，試樣長46 mm，寬6 mm，厚度為0.7 mm。對試樣進行原位拉伸前,先選用SiC砂紙從800#到5000#進行機械打磨，直到?jīng)]有明顯的劃痕，之后先用1 μm 的金剛石拋光膏粗拋，再用0.5 μm的金剛石拋光膏細(xì)拋，直到樣品表面呈鏡面且無劃痕，再用凱勒試劑(HF∶HCl∶HNO3∶H2O= 1∶1.5∶2.5∶95)腐蝕30 s，然后用超聲波進行清洗，待吹干后進行原位SEM拉伸。

圖1 選區(qū)激光熔化成形AlSi10Mg合金Fig.1 SLM AlSi10Mg alloy: (a) formed parts; (b) specimen extraction method; (c) specimen size of in-situ tensile testing (unit:mm)

采用自主研發(fā)的原位加熱拉伸臺作為本實驗的原位拉伸加熱裝置，并將其放于TESCAN S8000掃描電子顯微鏡中，進行原位加熱拉伸實驗，實驗裝置如圖2(a)所示。圖2(b)為原位加熱裝置部分截面示意圖，原位拉伸裝置由拉伸臺和加熱器兩部分共同組成，樣品兩端通過左右兩邊的夾具固定在拉伸臺上，通過與底部的加熱器接觸進行加熱。拉伸臺的左右夾具由多級齒輪傳動系統(tǒng)控制，可實現(xiàn)中心對稱地雙向拉伸，確保拉伸過程中試樣的標(biāo)距段始終在SEM觀察視野內(nèi)。Ma[17]、王晉等[18]的工作中對此原位拉伸裝置的工作原理進行了詳細(xì)介紹。

圖2 原位拉伸裝置(a)及部分工作橫截面示意圖(b)Fig.2 In-situ tensile device (a) and cross-section of partial device (b)

原位拉伸溫度選擇室溫(25 ℃)、200和300 ℃，拉伸速率均為0.5 μm/s。實驗采用電壓控制方式對樣品進行分段逐級加溫，待加熱到實驗所需溫度后，對試樣進行30 min的保溫，以確保試樣受熱均勻。在拉伸過程中，可隨時暫停拉伸并對試樣進行SEM拍攝，實現(xiàn)實時、動態(tài)的觀測拉伸過程中試樣顯微結(jié)構(gòu)的演變。

此外，為了對拉伸變形初期樣品表面的應(yīng)變場分布進行研究，采用數(shù)字圖像相關(guān)技術(shù)(Digital Image Correlation, DIC)對室溫下選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金進行了研究。DIC技術(shù)常被用來測量原位拉伸過程中隨拉伸載荷增大試樣表面的變形程度及應(yīng)變分布，它的測量原理是通過測量拉伸過程中樣品表面像素的移動位置，進而得到位移矢量，從而得到樣品表面的應(yīng)變分布情況[19]。采用開源的Ncorr軟件作為DIC圖像處理軟件[20]，為了便于觀察，DIC處理圖像重疊到SEM圖上的圖像透明度選擇為0.2。

2 結(jié)果與討論

2.1 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的顯微組織

圖3為選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的宏觀組織形貌及其缺陷分布。由圖3(a)可以看出，其宏觀組織形貌呈現(xiàn)典型的“魚鱗”結(jié)構(gòu)，即由半圓形的熔池軌道相互搭接而成，這是在選區(qū)激光熔化過程中經(jīng)激光掃描后熔池凝固并逐層疊加形成的。此外，選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金表面還存在一些氣孔、未熔化的粉末等不規(guī)則的缺陷，如圖3(b)所示，這些缺陷會對試樣的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響。

圖3 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的宏觀組織形貌(a)及其缺陷分布(b)Fig.3 Macrostructure (a) and defects distribution of SLM AlSi10Mg alloy (b)

為了進一步微觀表征試樣的顯微組織，采用SEM對試樣進行觀測。圖4顯示了選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的SEM圖。由圖4可以明顯看到，選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的顯微結(jié)構(gòu)由灰色的α-Al基體和白色的共晶Si組成，且共晶Si呈連續(xù)網(wǎng)格狀均勻分布在α-Al基體上。從圖4(a)可以看出，由于共晶Si的尺寸不同，選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的顯微組織分為3部分，分別為粗晶區(qū)(RZ)，細(xì)晶區(qū)(FZ)和熱影響區(qū)(HAZ)，熔池邊界由MPB表示。在Al-Si界面還可發(fā)現(xiàn)一些亞微米級的孔洞[19]，如圖4(b)和(c)中黃色箭頭所示。這種組織差異是由激光增材過程中熔池中心和邊緣冷卻速率的差異和激光層層掃描導(dǎo)致AlSi10Mg合金反復(fù)受熱引起的。由于SLM成形過程中激光能量呈高斯分布，熔池中心區(qū)域熱梯度較小，過冷度較大，大的過冷度會抑制晶粒的生長，導(dǎo)致該部分晶粒細(xì)小，形成細(xì)晶區(qū), 晶粒尺寸約1 μm，如圖4(b)所示；而熔池邊界區(qū)域熱梯度較大，過冷度較小，導(dǎo)致該部分晶粒有足夠的生長時間，此外，由于在選區(qū)激光熔化過程中這部分晶粒經(jīng)歷了重熔，形成熱積累效應(yīng)，因此，組織粗大，形成粗晶區(qū)，約2～4 μm，如圖4(c)所示。

圖4 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的微觀組織(a)及其局部細(xì)晶區(qū)放大(b)和粗晶區(qū)放大(c)Fig.4 Microstructure of SLM AlSi10Mg alloy (a) and local enlarged view of FZ (b) and RZ (c)

由于鋁合金本身對激光具有較高的反射率，因此在制造過程中需選用大功率的激光器，以保證提供的高能量能夠完全熔化鋪展在粉末床上的金屬粉末，然而較高的冷卻速率(可達103～108℃/s)，使得制造過程中空氣來不及溢出進而被凝固前沿所捕獲，因此停留在熔池中而產(chǎn)生氣孔[21]，但拉伸過程中氣孔處容易形成微裂紋的萌生及擴展，會對材料的力學(xué)性能及其斷裂機制產(chǎn)生不利影響。隨后采用Archimedes原理，對樣品的實際密度進行測試，并結(jié)合AlSi10Mg的理論密度(2.68 g/cm3)[22]，根據(jù)式(1)計算試樣的孔隙率。

(1)

式中：P為孔隙率；ρ1為實際密度；ρ2為理論密度。共對6個試樣的孔隙率進行計算，結(jié)果如表1所示，取其平均值3.31%作為實驗結(jié)果。

表1 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的孔隙率Table 1 Porosity of SLM AlSi10Mg alloy %

2.2 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的拉伸行為

圖5為選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金在不同溫度下的真實應(yīng)力-應(yīng)變曲線，樣品尺寸如圖1(c)所示。從圖5可以看到，在不同溫度下選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金表現(xiàn)為不同的拉伸行為。25 ℃時，樣品顯示了明顯的加工硬化效應(yīng)，抗拉強度達304 MPa，延伸率較低，約7.4%。這是由于變形初期隨著應(yīng)力的增加，位錯密度逐漸增加，增大了位錯運動的阻力，使得材料抵抗變形的能力增加[23]，因此，應(yīng)力首先隨著應(yīng)變量的增大而增大，當(dāng)?shù)竭_峰值應(yīng)力304 MPa時，試樣發(fā)生斷裂，說明試樣的塑性較差。變形溫度為200 ℃時，變形初期，應(yīng)力隨著應(yīng)變量的增大而增大，當(dāng)應(yīng)變量為5%左右時，進入塑性變形階段，此后應(yīng)力隨著應(yīng)變量的增大逐漸趨于穩(wěn)定，直至試樣發(fā)生斷裂，應(yīng)力-應(yīng)變曲線表現(xiàn)為明顯的動態(tài)回復(fù)型。當(dāng)溫度增大到300 ℃時，應(yīng)力首先隨著應(yīng)變量的增大而增大，當(dāng)應(yīng)力達到71 MPa時，應(yīng)力隨應(yīng)變量的增大而減小，這是因為溫度升高使原子間距增加，原子間的結(jié)合力變?nèi)?，使得材料抵抗變形的能力下降[7，23]，因此，在高溫塑性變形中，試樣發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，導(dǎo)致材料發(fā)生軟化。

圖5 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金在不同溫度下的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 True stress-strain curves of SLM AlSi10Mg alloy at different temperatures

表2為選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金在室溫、200和300 ℃時的力學(xué)性能，其中樣品尺寸采用圖1(c)所示的非校準(zhǔn)樣品。對比發(fā)現(xiàn)，隨著溫度的升高，拉伸試樣的強度降低，而延伸率則增大，具體表現(xiàn)為屈服強度從室溫時的207 MPa降低到300 ℃時的52 MPa,極限抗拉強度從室溫時的304 MPa降低到300 ℃時的71 MPa，延伸率則從室溫時的7.4%增大為300 ℃時的59.5%。因此，說明材料的拉伸性能受溫度影響較大。

表2 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金在不同溫度下的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of SLM AlSi10Mg alloy at different temperatures

2.3 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金原位變形行為

為了研究選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金在不同溫度下的斷裂機制，本文對不同溫度下試樣拉伸至各個應(yīng)變階段的變形過程以及斷口形貌進行了分析。

圖6對比了選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金在室溫、200、300 ℃下的原位拉伸宏觀變形過程。由圖6可以看到，從整體來看，室溫下試樣的斷裂位置幾乎位于標(biāo)距段中心，200 ℃時試樣的斷裂位置偏離標(biāo)距段中心，而300 ℃時試樣的斷裂位置則位于標(biāo)距段邊緣，說明試樣的斷裂位置隨著溫度的升高而遠(yuǎn)離標(biāo)距段中心。此外，室溫下，試樣從拉伸開始至斷裂過程中無明顯的頸縮現(xiàn)象，說明試樣的塑性較差；200與300 ℃下試樣在拉伸過程中則顯示出明顯的頸縮現(xiàn)象，且300 ℃下頸縮現(xiàn)象最明顯，說明試樣在此溫度下經(jīng)歷了更充分的塑性變形。

圖6 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金室溫(a～c), 200 ℃(d～f),和300 ℃(g～i)原位拉伸宏觀斷裂行為Fig.6 In-situ macrofracture behavior of SLM AlSi10Mg alloy at room temperature (a～c), 200 ℃ (d～f), and 300 ℃ (g～i)

為了進一步研究試樣的斷裂行為，對試樣在不同溫度下顯微組織演變進行研究。由于室溫下選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的塑性較差，斷裂在瞬間發(fā)生，難以捕捉到微裂紋的萌生及擴展，因此采用數(shù)字圖像相關(guān)技術(shù)(DIC)對原位拉伸各個應(yīng)變階段進行研究。圖7是在室溫拉伸樣品斷口表面未出現(xiàn)變形跡象的條件下，采用DIC對SEM圖片進行處理的結(jié)果，圖中顯示的是exx圖，即沿拉伸方向的應(yīng)變，右側(cè)的標(biāo)尺代表應(yīng)變值，隨著顏色從藍(lán)色變?yōu)榧t色，應(yīng)變值逐漸增大。其中圖7(a～c)為位于靠近試樣斷裂位置的氣孔周圍的DIC分析結(jié)果，此時SEM圖中未發(fā)生任何變化，而在DIC分析結(jié)果中發(fā)現(xiàn)，當(dāng)應(yīng)變量從0.2%增大到1.1%時，氣孔內(nèi)部的紅色區(qū)域由少量變?yōu)槎嗔?，而氣孔外部區(qū)域則由藍(lán)色變?yōu)辄S色，說明隨著應(yīng)變量的增大，氣孔內(nèi)部右側(cè)區(qū)域首先發(fā)生應(yīng)變，出現(xiàn)了明顯的應(yīng)力集中，并且隨著拉伸應(yīng)變量的增大，應(yīng)變值逐漸增大，而氣孔外部區(qū)域的變形則比較均勻。

圖7 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金室溫原位拉伸氣孔周圍(a～c)和遠(yuǎn)離氣孔周圍(d～f)的應(yīng)變場分布Fig.7 In-situ strain field distribution of SLM AlSi10Mg alloy at room temperature: around pores (a～c) and without pores (d～f)

除氣孔對拉伸過程中應(yīng)變分布具有一定的影響外，晶粒尺寸對應(yīng)變分布也有很大的影響。圖7(d～f)為靠近斷裂位置的無缺陷處顯微組織的DIC分析結(jié)果，可以看到，粗晶區(qū)首先產(chǎn)生應(yīng)變，如圖中白色虛線所示，在隨后的拉伸過程中，粗晶區(qū)的應(yīng)變量達到最大值0.1，因此,位于熔池邊界的粗晶區(qū)為組織突變區(qū)，說明這部分組織最為薄弱，在拉伸過程中容易產(chǎn)生較大變形。因此沿掃描方向拉伸時，熔池邊界的組織突變結(jié)合孔洞連通造成試樣發(fā)生斷裂。

圖8為200 ℃時選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金原位拉伸過程中拉伸至不同應(yīng)變下顯微孔洞的演變過程。當(dāng)應(yīng)變由9.6%變?yōu)?3.1%時，缺陷I由圖8(a)中的圓形變?yōu)閳D8(b)中的橢圓形，隨著原位拉伸過程的進行，缺陷I處的氣孔上方發(fā)生孔洞形核，Qin等[24]和馬晉遙等[25]的研究中也發(fā)現(xiàn)，由于缺陷周圍容易引發(fā)應(yīng)力集中，因此，在相同載荷下，裂紋首先在缺陷周圍形核。當(dāng)應(yīng)變達到22.7%時，如圖8(c)所示，缺陷I處裂紋與上方形核孔洞連通，并且有向右下方擴展的趨勢；當(dāng)應(yīng)變達到25.7%時，如圖8(d)所示，裂紋變寬，并逐漸向右下方孔洞處擴展，裂紋的擴展路徑如圖8(e)處白色虛線所示，當(dāng)應(yīng)變達到30.9%時，裂紋貫通，形成主裂紋，如圖8(f)所示。

圖8 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金200 ℃原位拉伸過程不同應(yīng)變下顯微孔洞演變過程Fig.8 In-situ evolution of micropores under different strain of SLM AlSi10Mg alloy at 200 ℃

因此，200 ℃時，由于缺陷I處初始孔洞邊緣的應(yīng)力集中產(chǎn)生新的孔洞形核，并與相鄰孔洞相連通，導(dǎo)致試樣的最終斷裂。300 ℃試樣斷裂機制與200 ℃相同，均是由于初始孔洞邊緣的應(yīng)力集中產(chǎn)生新的孔洞形核，并與相鄰孔洞相連通，導(dǎo)致試樣的最終斷裂。

圖9顯示了200 ℃下原位拉伸選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金不同應(yīng)變下微觀組織的演變過程。由于晶界強度高于晶內(nèi)強度，此時位錯從晶體內(nèi)部運動到晶界時會受到很大的阻礙作用，因此，當(dāng)應(yīng)變量達到10.2%時，如圖9(b)白色箭頭所示，晶體內(nèi)部首先產(chǎn)生條紋帶，而網(wǎng)格狀的共晶Si處未發(fā)生變化，造成試樣晶內(nèi)和晶界變形程度不均勻，隨著原位拉伸過程的繼續(xù)進行，試樣出現(xiàn)頸縮現(xiàn)象，如圖6(e)所示；當(dāng)應(yīng)變量達到18.1%時，如圖9(c)所示，試樣內(nèi)部多處發(fā)生晶內(nèi)滑移，且最先出現(xiàn)的條紋帶發(fā)生擴展，晶界處的孔洞也發(fā)生擴展，隨著應(yīng)變量的繼續(xù)增大，當(dāng)應(yīng)變量達到22.7%時，如圖9(d)所示，條紋帶的寬度逐漸增大。細(xì)晶區(qū)處組織變化與粗晶區(qū)處相同，如圖9(e～h)所示，均是晶體內(nèi)部先發(fā)生滑移，產(chǎn)生條紋帶，而后隨著應(yīng)變量的增大，條紋帶逐漸向晶界擴展。

圖9 200 ℃下選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金不同應(yīng)變下微觀組織原位演變Fig.9 In-situ evolution of microstructure under different strain of SLM AlSi10Mg alloy at 200 ℃

圖10為300 ℃下原位拉伸選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金不同應(yīng)變下微觀組織的演變過程。當(dāng)溫度升高到300 ℃時，此時原子間距增大，晶界對變形的抵抗力減小，因此，經(jīng)過反復(fù)滑移后，當(dāng)應(yīng)變量達到10.5%時，滑移面與晶界相交處形成了垂直于拉伸方向的條紋帶，如圖10(b)中白色箭頭所示，此時變形主要集中在晶界，當(dāng)應(yīng)變量由10.5%增大為25.6%時，如圖10(b～d)所示，條紋帶的寬度逐漸增大，并且逐漸向晶體內(nèi)部擴展。與粗晶區(qū)一樣，應(yīng)變量達到10.5%時，細(xì)晶區(qū)處也發(fā)生了晶界滑移，如圖10(f)中白色箭頭所示，但隨著拉伸應(yīng)變量的增大，細(xì)晶區(qū)處未發(fā)生較大變化，如圖10(g～h)所示。

圖10 300 ℃下選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金不同應(yīng)變下微觀組織原位演變Fig.10 In-situ evolution of microstructure under different strain of SLM AlSi10Mg alloy at 300 ℃

2.4 選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金不同溫度下斷口分析

為了更進一步描述不同溫度下試樣的斷裂機理，本文采用SEM對試樣在不同溫度下的斷口形貌進行表征。室溫下，試樣的斷裂表面及斷口形貌圖如圖11(a)、(b)、(c)所示，從宏觀斷口形貌圖11(a)可以看到，室溫下試樣的斷裂面存在很多氣孔和呈“河流狀”的解理面。斷口邊緣處的組織為最薄弱的環(huán)節(jié)， 在拉伸過程中產(chǎn)生較大變形， 如圖11(b)所示， 圖中白色箭頭為熔池邊緣部分。

圖11(c)為 圖11(a)的局部放大圖，可以看到，試樣的斷裂表面存在3種不同形貌，分別是韌窩、解理面和氣孔。這些韌窩大小約為1 μm，且韌窩較淺，如圖中紅色箭頭所示，試樣表面以及邊緣處存在大量的氫氣孔[26]，這些氫氣孔的內(nèi)部比較光滑，形狀類似于球體，如圖中橘黃色箭頭所示，此外，斷裂表面還存在河流狀的解理面，如圖中黃色箭頭所示，這是脆性斷裂的特征。綜上說明，室溫下選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂。200和300 ℃的斷口形貌與室溫基本相同，均存在氣孔和韌窩，不同的是，200與300 ℃時伴隨著新的孔洞形核，新形核的孔洞在隨后的拉伸過程中經(jīng)歷了更充分的塑性變形，從而產(chǎn)生大量韌窩，隨著溫度升高，韌窩大而深，如圖11(d)，(e)所示。

3 結(jié) 論

1)選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的顯微結(jié)構(gòu)由α-Al基體、共晶Si和大量的氣孔組成，且共晶Si呈連續(xù)網(wǎng)格狀均勻分布在α-Al基體上。

2)隨著溫度的升高，選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的強度降低，屈服強度從室溫的207 MPa降低到300 ℃時的52 MPa，極限抗拉強度從室溫的304 MPa降低到300 ℃時的71 MPa， 延伸率則隨著溫度的升高而增大，從室溫的7.4%增大到300 ℃時的59.5%。

3)室溫拉伸過程中試樣并未出現(xiàn)明顯的頸縮現(xiàn)象，但隨著溫度的升高，試樣的頸縮現(xiàn)象逐漸明顯，且斷裂位置越來越偏離標(biāo)距段中心。氣孔的存在是引起樣品斷裂的主要原因，室溫下選區(qū)激光熔化AlSi10Mg合金的斷裂機理為熔池邊界的組織突變結(jié)合孔洞連通導(dǎo)致的準(zhǔn)解理斷裂。隨著溫度升高，由于初始孔洞邊緣的應(yīng)力集中產(chǎn)生新的孔洞形核，新形核的孔洞與相鄰孔洞相連通，導(dǎo)致試樣最終斷裂。