吳靈芝 ，溫耀杰 ，張百成 ，尹海清 ，曲選輝

1) 北京材料基因工程高精尖創(chuàng)新中心，北京 100083 2) 北京科技大學(xué)鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心，北京 100083 3) 北京科技大學(xué)新材料技術(shù)研究院，北京 100083 4) 現(xiàn)代交通金屬材料與加工技術(shù)北京實(shí)驗(yàn)室，北京 100083

鋁合金材料密度低、比強(qiáng)度高、塑性好、導(dǎo)電導(dǎo)熱、耐腐蝕性能強(qiáng)，被航空航天、機(jī)械裝備、電子器件等領(lǐng)域大量應(yīng)用[1]，鋁合金的常規(guī)制法有鑄造、鍛造及焊接等，制作過程比較復(fù)雜且材料利用率不高。鋁合金增材制造技術(shù)在精密結(jié)構(gòu)制造方面具備突出的優(yōu)勢(shì)且具有高效快速、成形結(jié)構(gòu)可控性高的特點(diǎn)[2]。近幾年來，鋁合金的選區(qū)激光熔化 （selective laser melting，SLM）成形技術(shù)受到了廣泛重視，在Al-Si、Al-Cu、Al-Mg-Si、Al-Zn等系列鋁合金中均有應(yīng)用。但由于鋁合金熱導(dǎo)率大、激光反射率高、易被氧化、線膨脹系數(shù)比較高等特點(diǎn)，使得目前鋁合金選區(qū)激光熔化成形仍具有一定的局限性[3]。根據(jù)表1中市場(chǎng)上增材制造鋁合金粉末及其力學(xué)性能可看出，目前國(guó)內(nèi)外使用鋁合金增材制造技術(shù)仍局限于鑄造鋁合金Al-Si系[4]，增材制造鋁合金主要材料有AlSi10Mg、AlSi12、AlSi7Mg等[5]。

表1 商業(yè)化增材制造所需鋁合金粉末材料牌號(hào)及主要性能Table 1 Grades and properties of the commercial aluminum alloy powders used for additive manufacturing

1 選區(qū)激光熔化制備鋁合金技術(shù)

增材制造（additive manufacturing，AM）技術(shù)在過去十年不斷進(jìn)展，取得了長(zhǎng)足的進(jìn)步。增材制造技術(shù)與減法制造技術(shù)不同，它根據(jù)三維計(jì)算機(jī)輔助設(shè)計(jì)（computer aided design，CAD）模型數(shù)據(jù)進(jìn)行逐層掃描制造物體。金屬增材制造有多種形式，包括光固化成型、熔融沉積成型、選區(qū)激光熔化、選區(qū)激光燒結(jié)、電子束熔融成型、三維噴印和定向能沉積。目前，大多數(shù)金屬增材制造系統(tǒng)為粉末床熔化類型。在粉末床熔化過程中，將薄層粉末應(yīng)用于模板，并使用能量源（激光或電子束）在所需幾何模型指定的位置熔化粉末；當(dāng)一層完成后，將應(yīng)用新的粉末層并重復(fù)該過程，直到生成三維零件。粉末床熔化過程又稱為選擇性激光燒結(jié)（selective laser sintering，SLS）、選擇性激光熔化（selective laser melting，SLM）和電子束熔煉（electron beam melting，EBM）等。

金屬粉末選區(qū)激光熔化3D打印成形原理如圖1所示，將經(jīng)Materialise Magics軟件處理過的Creo模型數(shù)據(jù)以STL格式導(dǎo)入計(jì)算機(jī)系統(tǒng)，分成若干層的二維平面數(shù)據(jù)，利用計(jì)算機(jī)控制激光束按照指定路徑重復(fù)掃描，通過層與層之間的熔融粘結(jié)直至完成最終產(chǎn)品。整個(gè)3D打印系統(tǒng)主要由粉末輸送系統(tǒng)和能量輸送系統(tǒng)組成。粉末輸送系統(tǒng)包括用于供應(yīng)粉末的活塞、用于產(chǎn)生粉末層的涂層機(jī)和用于固定所制備部件的活塞。能量傳輸系統(tǒng)由激光 （通常為工作在1075 nm波長(zhǎng)的單模連續(xù)波光纖激光器）和掃描系統(tǒng)組成，該掃描系統(tǒng)具有光學(xué)特性，能夠?qū)⒕劢构獍邆鬏數(shù)綐?gòu)建平臺(tái)的所有點(diǎn)。氣流 （通常是氮?dú)饣驓鍤猓┩ㄟ^粉末床，目的一是保護(hù)零件免受氧氣的傷害，二清除激光路徑產(chǎn)生的任何 “飛濺粉末”和金屬煙霧。在生產(chǎn)過程中，光纖激光器執(zhí)行掃描或曝光策略。與激光路徑相關(guān)的策略特征是相鄰掃描向量的長(zhǎng)度、方向和陰影間距。掃描策略可以進(jìn)一步影響零件的特性，包括密度、力學(xué)性能和殘余應(yīng)力等。選擇性激光熔化為精準(zhǔn)控制工藝參數(shù)來獲取優(yōu)良組織和性能的部件提供便捷的途徑，已經(jīng)成功應(yīng)用于大多數(shù)合金的打印，如Ti6Al4V、鎳基合金、Al-Si-Mg合金、奧氏體不銹鋼等[11-12]。

圖1 金屬粉末選區(qū)激光熔化3D打印技術(shù)原理圖Fig.1 Schematic diagram of selective laser melting technology used in the 3D printed metal powders

盡管選擇性激光熔化技術(shù)前景光明，但要充分發(fā)揮其作為一種適合工業(yè)應(yīng)用的顛覆性制造技術(shù)的潛力，仍有若干挑戰(zhàn)。在選擇性激光熔化過程中出現(xiàn)的高溫梯度和冷卻速率可能會(huì)導(dǎo)致諸如氣孔、殘余應(yīng)力、表面粗糙度和內(nèi)部裂紋等缺陷，影響制造零件的使用性能。人們一般通過調(diào)整選擇性激光熔化加工參數(shù)（例如激光功率、掃描速度、激光束直徑和艙口間距[13]）來設(shè)計(jì)和制造具有定制特性的零件。

2 選區(qū)激光熔化鋁硅系合金

由于高流動(dòng)性、高焊接性、良好的耐腐蝕性和低熱膨脹系數(shù)等優(yōu)點(diǎn)，鋁硅合金被廣泛應(yīng)用，約占鑄造鋁合金應(yīng)用的80%。如圖2中Al-Si相圖所示，根據(jù)Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的不同，鋁硅合金可分為亞共晶、共晶和過共晶三類合金，當(dāng)Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)為12.6%時(shí)是共晶成分。從相圖中可知，AlSi10Mg的凝固過程依次經(jīng)歷了偏晶轉(zhuǎn)變L→L+α和共晶轉(zhuǎn)變L→α+Si。選擇性激光熔化AlSi10Mg合金會(huì)在高能量激光作用下形成獨(dú)特的微觀和宏觀結(jié)構(gòu)。在凝固過程中，Si顆粒首先在熔池中非均勻形核，隨著溫度的降低，α-Al在硅顆粒周圍的虧損區(qū)成核長(zhǎng)大，α-Al的連續(xù)凝固導(dǎo)致殘余液相中Si濃度逐漸增加，使液相成分逐漸向共晶區(qū)移動(dòng)，形成Al-Si共晶[14-17]。

圖2 鋁硅二元相圖Fig.2 Binary phase diagram of Al-Si

2.1 選區(qū)激光熔化鋁硅系加工工藝參數(shù)優(yōu)化

MasKery等[18]使用X射線斷層掃描分析了SLM-AlSi10Mg的孔隙率，通過改變掃描策略獲得質(zhì)量最佳的AlSi10Mg試樣，由此得出AlSi10Mg零件的力學(xué)性能主要取決于微觀組織和孔隙率的結(jié)論。由圖3可知[18]，孔隙率的形成與熔池溫度之間關(guān)系密切，但孔隙的數(shù)量、形狀、大小和位置不會(huì)因熱處理而發(fā)生改變。

圖3 SLM-AlSi10Mg微觀結(jié)構(gòu)[18]：（a）熔池內(nèi)三個(gè)微觀結(jié)構(gòu)區(qū)域（細(xì)晶粒、粗晶粒和熱影響區(qū)）；（b）垂直于熔池邊界處的粗晶粒平面上的等軸晶粒；（c）平行于構(gòu)建方向的熔池核心和熔池邊界處的較粗細(xì)長(zhǎng)晶粒Fig.3 Microstructure of the SLM-AlSi10Mg[18]: (a) microstructure in the molten pool (fine grains, coarse grains, and heat affected zones); (b) the equiaxed grains observed on the coarse grains perpendicular to the molten pool boundary; (c) the thick slender grains at the centre and boundary of the molten pool parallel to the building direction

Read等[19]采用統(tǒng)計(jì)方法評(píng)估了工藝參數(shù)對(duì)選擇性激光熔化法生產(chǎn)的AlSi10Mg合金孔隙率的影響。利用方差分析，描繪了孔隙率與體系能量密度的函數(shù)關(guān)系，如圖4所示[19]，其中突出顯示的點(diǎn)表示為選擇性激光熔化AlSi10Mg粉末獲得的最低孔隙率。對(duì)孔隙率的影響主要?dú)w因于激光功率、艙口距離和掃描速度這三個(gè)參數(shù)。由于激光功率、掃描速度和艙口距離可以單獨(dú)影響和控制能量輸入，因此可以通過修改這些參數(shù)中的一個(gè)，改變它們?cè)谙薅ㄟ^程一定范圍的值，降低孔隙率水平。事實(shí)上，在保持激光功率不變的情況下，降低艙口距離值可以消除掃描速度對(duì)孔隙率形成的影響。

圖4 AlSi10Mg合金孔隙率與體積能量密度的關(guān)系[19]Fig.4 Porosity as the function of volume energy density of the AlSi10Mg alloys[19]

2.2 選區(qū)激光熔化鋁硅系顯微組織結(jié)構(gòu)

在選擇性激光熔化制備AlSi10Mg過程中，熔池內(nèi)溫度梯度大，熔體過冷度大，導(dǎo)致Si晶體的纖維形態(tài)[20]。因此，在SLM-AlSi10Mg合金中，顯微組織呈纖維狀Si鑲嵌在過飽和Al基體中。圖5（a）和圖5（b）呈現(xiàn)平均直徑約500 nm的超細(xì)胞狀結(jié)構(gòu)網(wǎng)絡(luò)，這在打印態(tài)Al-Si合金的研究中可經(jīng)常被觀察到[21?22]。從電子背散射衍射（electron back scattering diffraction，EBSD）得到的反極性圖（圖5（c））可以看出，晶粒平均尺寸約為10 μm，比單元尺寸大一個(gè)數(shù)量級(jí)[22]。鑄造Al-Si合金的Si相為棒狀或針狀，組織較粗[20]，如圖5（d）所示。與傳統(tǒng)方法制備的Al-Si合金相比，選擇性激光熔化形成的鋁硅合金組織共晶超細(xì)，具有更好的力學(xué)性能[19]。

圖5 選擇性激光熔化鋁硅合金顯微組織：（a）低倍[20]；（b）高倍[20]；（c）EBSD[22]；（d）鑄造鋁硅合金顯微組織[19]Fig.5 Microstructure of the aluminum-silicon alloys prepared by SLM: (a) low magnification[20]; (b) high magnification[20]; (c) EBSD image[22]; (d) microstructure of the cast aluminum-silicon alloys[19]

通過選擇性激光熔化生產(chǎn)的AlSi10Mg樣品微觀結(jié)構(gòu)特征如圖6所示[23]，可以清楚地觀察到在熔體邊界處的尺寸相對(duì)較大，這是因?yàn)榕c熔體邊界相比，熔體中心的凝固速率更高。在SLM-AlSi10Mg中可以觀察到兩種不同的微觀結(jié)構(gòu)：α-Al的胞狀枝晶結(jié)構(gòu)和沿α-Al相邊界的共晶Si相網(wǎng)絡(luò)。結(jié)果表明，一定量的Si溶解在Al基體（面心立方）中，形成蜂窩狀的樹突狀α-Al相，枝晶尺寸大約為500～1000 nm。沿Al相邊界的網(wǎng)絡(luò)特征被確定為共晶Al/Si相。在該相內(nèi)觀察到非常細(xì)的納米級(jí)顆粒狀特征，尺寸小于5 nm。由于高冷卻速率，形成了α-Al的細(xì)胞樹突，偶爾觀察到該細(xì)胞樹突的側(cè)分支。在圖7所示透射電子顯微組織中Al細(xì)胞樹突的平均尺寸為500 nm，與鑄件相比（鑄件約360 μm），尺寸非常細(xì)小，這種精細(xì)的微觀結(jié)構(gòu)也可能有助于提高拉伸強(qiáng)度[23]。

圖6 SLM-AlSi10Mg光學(xué)顯微照片[23]Fig.6 Optical micrograph of the SLM AlSi10Mg[23]

圖7 SLM-AlSi10Mg樣品透射電子顯微組織[23]Fig.7 Transmission electron microstructure of the SLMAlSi10Mg[23]

Prashanth等[24]觀察到選擇性激光熔化過程在動(dòng)力學(xué)上有利于α-Al凝固成胞狀，并有利于Si向Al的溶解度擴(kuò)展。通過光學(xué)顯微鏡（optical microscope，OM）、掃描電子顯微鏡（scanning electron microscope，SEM）和能量彌散X射線能譜儀（energy dispersive X-ray，EDX）觀察選擇性激光熔化技術(shù)（傾斜角為90°，即垂直于基板）制備的Al-12Si樣品顯微組織，結(jié)果如圖8所示。由圖可知，顯微組織顯示為圓形細(xì)胞結(jié)構(gòu)，細(xì)胞結(jié)構(gòu)的形成要求存在最小組織過冷，這種精細(xì)的微結(jié)構(gòu)歸因于選擇性激光熔化工藝的高冷卻速率。如圖8（a）所示，整個(gè)材料的微觀結(jié)構(gòu)不均勻，可見選擇性激光熔化處理的典型激光軌跡，軌道由具有圓形細(xì)胞形態(tài)的大區(qū)域組成（圖8（b）和圖8（c）），這些區(qū)域被細(xì)長(zhǎng)的柱狀形態(tài)分割開（圖8（c）中虛線），與鑄造Al?12Si樣品的微觀結(jié)構(gòu)明顯不同。圖8（d）～圖8（f）的細(xì)胞結(jié)構(gòu)能譜分析表明，Si優(yōu)先位于細(xì)胞邊界，其厚度約為200 nm，細(xì)胞形態(tài)富含鋁，大小約500～1000 nm。

圖8 SLM-Al-12Si樣品微觀結(jié)構(gòu)：（a）和（b）OM顯微組織；（c）和（d）SEM顯微組織；（e）和（f）EDX面掃[24]Fig.8 Microstructure of the SLM Al-12Si samples: (a) and (b) OM images; (c) and (d) SEM images; (e) and (f) EDX mapping[24]

錢德宇等[25]研究了SLM-AlSi12多孔鋁合金成形件微觀組織的形成機(jī)理。當(dāng)激光功率為130 W時(shí)，AlSi12微觀組織結(jié)構(gòu)為等軸晶，且層間組織晶粒均達(dá)到亞微米尺寸量級(jí)，約為0.7 μm[25]。Kimura和Nakamoto[26]研究了AlSi7Mg亞微米α胞狀枝晶凝固組織，并用細(xì)晶共晶Si顆粒進(jìn)行修飾。結(jié)果表明，在凝固過程中，鋁晶粒遵循冷卻梯度，垂直于熔池邊界，向著熔池中心和頂部的方向生長(zhǎng)，導(dǎo)致在形成方向上長(zhǎng)出長(zhǎng)度約50 μm、直徑約10 μm的粗大柱狀晶粒。通常由于微觀結(jié)構(gòu)不均勻和成形過程中存在的明顯織構(gòu)，鋁合金材料的力學(xué)性能取決于加載方向，即垂直或平行于柱狀晶粒的取向。

2.3 選區(qū)激光熔化鋁硅合金的力學(xué)性能

趙曉明等[27]研究了SLM-AlSi10Mg鋁合金組織和性能之間的關(guān)系，發(fā)現(xiàn)SLM-AlSi10Mg合金晶粒、內(nèi)部組織、力學(xué)性能均優(yōu)于傳統(tǒng)鑄造AlSi10Mg零件。Buchbinder等[28]研究掃描速度和掃描間距對(duì)AlSi10Mg的硬度影響，如圖9（a）所示，AlSi10Mg硬度隨掃描速度的增加而增加，在激光掃描速度為2500 mm·s-1時(shí)得到了 HV0.1145 的最佳硬度。圖9（b）給出了掃描間距對(duì)AlSi10Mg零件硬度的影響[28]，結(jié)果顯示所得樣品的硬度與所采用的掃描間距范圍無關(guān)，在掃描間距為0.15 mm時(shí)達(dá)到HV0.1148的最佳值，此時(shí)選擇性激光熔化加工的AlSi10Mg零件的最佳硬度值是壓鑄AlSi10Mg零件硬度值的兩倍。

圖9 SLM-AlSi10Mg樣品硬度與掃描速度（a）和掃描間距（b）關(guān)系[28]Fig.9 Hardness with the scanning speed (a) and hatch distance (b) of SLM-AlSi10Mg samples[28]

Rahman Rashid等[29]采用選區(qū)激光熔化技術(shù)對(duì)AlSi12合金粉末進(jìn)行打印，得到了圓形、三角形和六邊形晶格結(jié)構(gòu)，如圖10所示。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，三角形結(jié)構(gòu)的抗彎強(qiáng)度為（175.80±1）MPa，圓形和六邊形晶格結(jié)構(gòu)的抗彎強(qiáng)度分別為（151.35±0.67）MPa和（143.16±3.85）MPa，可以看出三角形結(jié)構(gòu)比其他結(jié)構(gòu)的增材構(gòu)件具有更好的抗彎曲性能。

圖10 圓形、三角形和六邊形晶格結(jié)構(gòu)（90.0 mm × 22.5 mm ×22.5 mm）[29]Fig.10 Lattice structures with circles, triangles, and hexagons shapes (90.0 mm × 22.5 mm × 22.5 mm)[29]

2.4 選區(qū)激光熔化打印硅改性其它鋁合金

Montero-Sistiaga等[30]在Al7075粉體中加入適量的Si，可以顯著消除選區(qū)激光熔化過程中產(chǎn)生的裂紋，成功制備出致密無裂紋的Al7075零件。研究發(fā)現(xiàn)，在7075鋁合金粉末中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)4%Si可觀察到一種新共晶組織的形成和顯著的晶粒細(xì)化，防止了裂紋的形成和擴(kuò)展，使選區(qū)激光熔化成形鋁合金的相對(duì)密度增加到99%，硬度增至HV 171，達(dá)到了經(jīng)T6處理的常規(guī)7075硬度水平。Singh等[31]在7050鋁合金粉末中添加Ni元素，由于Ni在枝晶邊界發(fā)生偏析，形成脆性Al3Ni金屬間化合物，使得7050鋁合金拉伸延展性很差。研究表明，通過摩擦攪拌處理使激光沉積樣品α-Al中的Al3Ni晶粒細(xì)化并且均勻分布，經(jīng)測(cè)試該鋁合金屈服強(qiáng)度達(dá)178 MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)302 MPa，伸長(zhǎng)率提高了6%。熱處理之后，鋁合金強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均提高了10%。Martin等[32]研究了7系超高強(qiáng)鋁合金的高性能選區(qū)激光熔化成形方法，完成了無裂紋SLM-7075的成形制備。

Karg等[33]研究了選區(qū)激光熔化成形的2219鋁合金力學(xué)性能，結(jié)果表明，熱處理后高強(qiáng)鋁合金的極限抗拉強(qiáng)度為384 MPa，伸長(zhǎng)率為23%，故選區(qū)激光熔化成形高強(qiáng)鋁合金具有良好的力學(xué)性能。張虎等[34]將Zr元素添加到2系鋁合金中，研究發(fā)現(xiàn)Zr的添加可以有效抑制選區(qū)激光熔化成形過程中的熱裂紋。Nie[35]等發(fā)現(xiàn)在選區(qū)激光熔化中，當(dāng)Zr質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到1%時(shí)，開始出現(xiàn)屈服平穩(wěn)現(xiàn)象。隨著高強(qiáng)度鋁合金Al-Cu-Mg-Mn中Zr含量的增加，應(yīng)力-應(yīng)變曲線從平滑流向鋸齒流轉(zhuǎn)變，該轉(zhuǎn)變可歸因于晶粒細(xì)化以及Al之間的相互作用Al3Zr沉淀。Ahuja等[36]研究了2618和2219的選區(qū)激光熔化，觀察到高質(zhì)量的單軌和完全密集的3D結(jié)構(gòu)。他們還同時(shí)制備得到了SLM-2022和SLM-2024高強(qiáng)度鋁銅合金，獲得了單軌和薄壁的最優(yōu)加工窗口，并發(fā)現(xiàn)44.9 mm/s和250 mm/s之間的掃描速度更適合形成單道。Zhang[37]等利用選區(qū)激光熔化技術(shù)成功制備了幾乎完全致密的Al-4.24Cu-1.97Mg-0.56Mn立方樣品，研究表明該樣品具有良好的力學(xué)性能。

3 選區(qū)激光熔化制備鋁基復(fù)合材料研究進(jìn)展

隨著材料的不斷更替，激光增材制造鋁基復(fù)合材料的研究得到了廣泛重視。鋁基復(fù)合材料的研究通過添加增強(qiáng)顆粒，使得鋁基復(fù)合材料集強(qiáng)度、硬度、耐磨性、塑性為一體。目前對(duì)鋁基復(fù)合材料的研究主要集中在增強(qiáng)相尺寸形態(tài)和成分含量對(duì)復(fù)合材料組織及性能的影響方面[33],[38]。金屬基納米復(fù)合材料（metal matrix nano-composites，MMNCs）是一種利用納米顆粒增強(qiáng)的材料。由于納米結(jié)構(gòu)的存在，金屬基納米復(fù)合材料在耐磨性、阻尼性能和力學(xué)強(qiáng)度方面都優(yōu)于具有微尺度增強(qiáng)的金屬基復(fù)合材料。在金屬原料上進(jìn)行納米顆粒組裝，能夠生產(chǎn)出具有不同納米粒子組裝體的各種原料，合適的納米粒子可以誘導(dǎo)非均勻形核，促進(jìn)等軸晶生長(zhǎng)，從而降低凝固應(yīng)變的影響。

Simchi和Godlinski[39]在對(duì)Al7Si0.3Mg合金選區(qū)粉末燒結(jié)的研究中發(fā)現(xiàn)，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)5%SiC顆粒使得合金相對(duì)密度顯著提高。原因是SiC顆粒的添加會(huì)增加熔化過程的穩(wěn)定性，提高成形件表面質(zhì)量。研究發(fā)現(xiàn)通過添加SiC，Al5SiCuMg合金粉末成形件的相對(duì)密度可高達(dá)99.7%[40-41]。葉寒等[42]采用WC/AlSi10Mg復(fù)合材料粉末制備試樣，研究了選區(qū)激光熔化AlSi10Mg復(fù)合材料的顯微硬度和疲勞性能。結(jié)果表明，熔池內(nèi)部及邊緣不同凝固條件使兩處晶粒生長(zhǎng)形態(tài)各不相同，熔池邊界為胞狀晶，內(nèi)部為樹狀晶；熔池邊界到內(nèi)部分為粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)、熱影響區(qū)，對(duì)應(yīng)的平均α-Al基體尺寸分別約為1.5 μm、1.0 μm、0.6 μm，平均共晶Si寬度約0.5 μm；對(duì)應(yīng)的Al-Si共晶含量遠(yuǎn)小于室溫下平衡態(tài)Al-Si相圖中共晶組織的含量，大部分Si以過飽和形式固溶于Al基體中。張?zhí)祚Y等[43]利用選區(qū)激光熔化制備了3%SiC/AlSi10Mg復(fù)合材料。研究發(fā)現(xiàn)，鋁基復(fù)合材料中SiC顆粒分布不均勻并且存在局部團(tuán)聚的現(xiàn)象，界面處存在著微小裂紋；在第二相強(qiáng)化的作用下，材料的硬度及抗拉強(qiáng)度均有提高，延伸率有所下降，經(jīng)熱處理后復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度較基體AlSi10Mg提高了15.5%。

3.1 微/納米強(qiáng)化鋁合金粉末制備研究

Han等[44]通過長(zhǎng)達(dá)20 h的研磨，獲得含體積分?jǐn)?shù)4%Al2O3的Al2O3/Al粉末，形貌組織如圖11所示。當(dāng)球磨4 h（圖11（a））時(shí)，焊接顆粒呈不規(guī)則形狀，粒徑大于100 μm，這可歸因于鋁的韌性；然后，通過8 h研磨激活斷裂機(jī)制，進(jìn)行形態(tài)變化和粒徑減?。▓D11（b））；球磨16 h后，產(chǎn)生相當(dāng)數(shù)量的小顆粒（約20 μm）（圖11（c））；當(dāng)研磨時(shí)間延長(zhǎng)到20 h（圖11（d））時(shí)，獲得了較窄的顆粒尺寸范圍，而大顆粒仍然存在。

圖11 球磨體積分?jǐn)?shù)4%Al2O3/Al復(fù)合粉末形態(tài)演變[44]：（a）4 h；（b）8 h；（c）16 h；（d）20 hFig.11 Morphological evolution of the ball-milled 4% Al2O3/Al composite powders (volume fraction) at the different milling durations[44]: (a) 4 h; (b) 8 h; (c) 16; (d) 20 h

Tan等[45]采用“飽和法”在較大AlSi10Mg粉末顆粒表面修飾微米TiB2顆粒來制備原料，然后利用直接金屬沉積成功制備了TiB2/AlSi10Mg復(fù)合材料，如圖12所示。結(jié)果表明，增強(qiáng)相TiB2顆粒均勻分布，TiB2宏觀團(tuán)聚顆粒隨移動(dòng)速度和TiB2含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的降低而顯著減少，孔隙率隨原料移動(dòng)速度增加而顯著降低，沉積物的硬度隨著TiB2含量的增加而增加。

圖12 TiB2/AlSi10Mg復(fù)合材料橫截面顯微形貌和維氏硬度[45]：（a）不添加TiB2，移動(dòng)速度 = 420 mm·min-1；（b）添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)2%TiB2，移動(dòng)速度= 420 mm·min-1；（c）放大圖像和能譜分析；（d）維氏硬度Fig.12 Cross-section SEM images and Vickers hardness of TiB2/AlSi10Mg composites[45]: (a) without TiB2, translational speed 420 mm·min-1; (b) with 2 % TiB2 by mass, translational speed 420 mm·min-1; (c) magnification image and EDS result of the particles;(d) Vickers hardness

3.2 選區(qū)激光熔化鋁基復(fù)合材料的顯微組織與力學(xué)性能研究

Martin等[32]運(yùn)用靜電組裝技術(shù)，使ZrH2納米顆粒均勻分布在Al7075粉末表面，在SLM-Al7075+ZrH2過程中，產(chǎn)生大量的異質(zhì)形核點(diǎn)，晶粒顯著細(xì)化。以大量的異質(zhì)形核點(diǎn)改變?cè)季Я５纳L(zhǎng)機(jī)理，原始晶粒由粗大的柱狀晶變成抗熱裂性能高的細(xì)小等軸晶，熱裂敏感性大大降低，完成了全致密、無裂紋的SLM-7075成形制備[5]。熔化時(shí)，Zr顆粒被拉入熔池并反應(yīng)形成Al3Zr，Al3Zr與面心立方鋁相有20多個(gè)匹配界面，晶格失配率小于0.52%，原子密度變化小于1%，為非均勻成核提供了理想的低能場(chǎng)所。新晶粒在凝固前沿的形核既需要有利的能量條件，同時(shí)也需要大量的形核點(diǎn)，以保證在主凝固前沿超過新晶粒之前形成新晶粒，導(dǎo)致無裂紋組織的晶粒尺寸約為5 μm，比未改性材料中的晶粒小100倍[32]。晶核顆粒均勻地融入到微觀結(jié)構(gòu)中，釘扎效應(yīng)可以提供額外的強(qiáng)化和晶粒生長(zhǎng)阻力。圖13（a）顯示了Al7075顯微組織，對(duì)應(yīng)的圖13（c）是Al7075的枝晶生長(zhǎng)方式，主要為柱狀晶；圖13（b）是Zr+Al7075的顯微組織，對(duì)應(yīng)的圖13（d）是Zr+Al7075等軸晶的枝晶生長(zhǎng)方式[32]。如圖14所示[32]，經(jīng)同等熱處理之后，測(cè)得添加Al3Zr成核顆粒的7075合金強(qiáng)度比AlSi10Mg合金提高了80%。可以看出，使用二次微粒誘導(dǎo)鍛造成分的高強(qiáng)度鋁合金的晶粒細(xì)化，可生產(chǎn)出強(qiáng)度是普通鋁合金強(qiáng)度兩倍并且無裂紋的高強(qiáng)材料。

圖13 Al7075和Zr+Al7075原料粉末顯微形貌及其對(duì)應(yīng)的枝晶生長(zhǎng)方式[32]：（a）Al7075粉末形貌；（b）Zr+Al7075粉末顯微組織；（c）Al7075柱狀晶生長(zhǎng)方式；（d）Zr+Al7075等軸晶生長(zhǎng)方式Fig.13 Microstructure of Al7075 and Zr+Al7075 powders and the corresponding dendrite growth[32]: (a) microstructure of Al7075 powders; (b) microstructure of Zr+Al7075 powders; (c) columnar crystal growth of Al7075; (d) equiaxed crystal growth of Zr+Al7075

圖14 室溫下AlSi0Mg、Zr+Al7075和Al7075拉伸性能比較[32]Fig.14 Comparison of the tensile properties of AlSi0Mg,Zr+Al7075, and Al7075 at room temperature[32]

Gu等[46-47]研究表明，當(dāng)在相同溫度下觀察時(shí)，TiC/AlSi10Mg納米復(fù)合材料的表面張力隨TiC顆粒體積分?jǐn)?shù)的增加而降低。表面張力梯度一般與熔池溫度梯度成反比，較高的激光吸收和較低的熱耗散增大了熔池尺寸和溫度梯度。隨著TiC粒子數(shù)的增加，溫度梯度和表面張力梯度的差異也逐漸增大。饒項(xiàng)煒等[48]采用選區(qū)激光熔化制備碳納米管增強(qiáng)鋁基納米復(fù)合材料（carbon nanotube/Al，CNT/Al）構(gòu)件，通過設(shè)置不同的激光參數(shù)，研究激光能量對(duì)試樣相對(duì)密度、顯微組織、力學(xué)性能的影響。采用球形AlSi10Mg粉末和平均長(zhǎng)度10～30 μm、平均外徑10～20 nm的碳納米管（CNTs）作為初始原材料，通過機(jī)械球磨將CNTs均勻分散在AlSi10Mg粉末顆粒表面，以獲得CNTs質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%的鋁基復(fù)合粉體。激光線能量密度（η=P/V，式中：η為激光線能量密度P為功率，V為掃描速率）增大至187.5 J/m，相對(duì)密度為理論密度的99.83%，接近完全致密，如圖15所示[48]。研究表明，高能量密度增大了熔池的尺寸和溫度，導(dǎo)致液相的黏度下降和潤(rùn)濕性能提高，使得液相均勻鋪展，熔池間搭接程度上升以及孔洞等冶金缺陷減少，致密化程度上升。碳納米管（CNTs）外壁與基體發(fā)生原位反應(yīng)生成了Al4C3，提高了界面穩(wěn)定性。由圖16可知[48]，當(dāng)η=187.5 J/m時(shí)，試樣的強(qiáng)度和延伸率分別為452 MPa和9.0%，添加CNTs可以有效提升鋁合金材料的強(qiáng)度和韌性。CNT/Al復(fù)合材料的主要強(qiáng)韌化機(jī)制是細(xì)晶強(qiáng)化機(jī)制、奧羅萬機(jī)制以及負(fù)載轉(zhuǎn)移機(jī)制。

圖15 SLM-CNT/Al成 形 試 樣 的 三 維 光 學(xué) 顯 微 組 織（η=187.5 J/m）[48]Fig.15 Three-dimensional OM images of the SLM-CNT/Al at η=187.5 J/m[48]

圖16 15%SiC+AlSi10Mg復(fù)合材料常溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線[48]Fig.16 Stress-strain curve of 15%SiC+AlSi10Mg composites at room temperature[48]

柯林達(dá)等[49]研究了選區(qū)激光熔化制備SiC顆粒增強(qiáng)AlSi10Mg復(fù)合材料，分析了選區(qū)激光熔化成形工藝參數(shù)（掃描間距和掃描速度）對(duì)相對(duì)密度和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，在激光功率490 W、鋪粉層厚0.04 mm、掃描間距0.12 mm、掃描速度900 mm/s時(shí)，制備的SiC顆粒增強(qiáng)AlSi10Mg復(fù)合材料試樣得到最佳綜合性能，其中相對(duì)密度為99.1%，顯微硬度為HV0.2198.7，抗拉強(qiáng)度為341.9 MPa。盧博等[50]研究了原位合成SiC對(duì)鋁基復(fù)合材料微觀結(jié)構(gòu)、抗彎強(qiáng)度和顯微硬度的影響，結(jié)果表明，復(fù)合材料的基體相為Al相，第二相為Si相和SiC相；原位合成的SiC顆粒彌散細(xì)小的分布在鋁基體中，顆粒尺寸具有微米級(jí)的多尺度特性。當(dāng)SiC質(zhì)量分?jǐn)?shù)為30%時(shí)，材料的顯微硬度最高，達(dá)到HV 134，相較于Al-18Si提高了88%。

4 高強(qiáng)度鋁合金選區(qū)激光熔化研究進(jìn)展

通常將抗拉強(qiáng)度在500 MPa以上的Al合金定義為高強(qiáng)度Al合金[40]。為了滿足軍工裝備高強(qiáng)、耐磨耐腐蝕的高要求，對(duì)高強(qiáng)度Al合金的研發(fā)已經(jīng)迫在眉睫。

4.1 Al-Mg-Sc系鋁合金

Al-Mg-Sc合金通常被稱為Scalmalloy?。Scalmalloy?作為新型鋁鎂合金，除可用于飛機(jī)零部件以外，還適用于制造同時(shí)具有高強(qiáng)度和輕量化要求的零部件，包括汽車工業(yè)和機(jī)器人行業(yè)所用的一些零部件。作為7系合金的替代品，AlMgSc鋁合金是一種稀土元素Sc細(xì)化改性的Al-Mg合金，經(jīng)選區(qū)激光熔化加工后具有更加優(yōu)異的性能。Schmidtke等[51-52]提出AlMg4.5Sc0.66合金中Sc元素會(huì)在冷卻凝固過程中析出Al3Sc相強(qiáng)化晶粒，從而提高其材料力學(xué)性能。在選區(qū)激光熔化過程中，熔池的高冷卻速率為細(xì)晶無裂紋鋁結(jié)構(gòu)建立了熱力學(xué)條件，AlMg4.5Sc0.66合金作為一種雙晶粒組織合金，由100 nm～1 μm的等軸晶（由極高冷卻速率、Sc元素細(xì)化晶粒產(chǎn)生的）和2～5 μm的柱狀晶組成，內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)是陶瓷相Al3Sc的細(xì)沉淀物，其組織結(jié)構(gòu)如圖17，該沉淀相使AlMg4.5Sc0.66合金的拉伸和疲勞強(qiáng)度超過AlSi10Mg約70%。

圖17 SLM-Scalmalloy合金顯微形貌[52]：（a）掃描示意圖；（b）組織結(jié)構(gòu)；（c）組織結(jié)構(gòu)放大圖Fig.17 SEM images of SLM-Scalmalloy alloys[52]: (a) scanning diagram; (b) microstructure; (c) high magnification microstructure

在過共晶Al-Sc合金中，由于FCC鋁和Al3Sc之間的結(jié)構(gòu)相似性以及小晶格參數(shù)失配，初生Al3Sc顆粒在鑄造過程中從熔體中析出，作為Al基晶粒生長(zhǎng)的晶種，這些晶種對(duì)細(xì)晶粒的生長(zhǎng)是非常有效的。在選區(qū)激光熔化快速非平衡加工條件下，Scalmalloy合金中Sc溶解度顯著增加，從而導(dǎo)致在結(jié)晶過程中形成大量的初生Al3Sc顆粒，誘導(dǎo)形成的晶粒組織。微觀結(jié)構(gòu)分析表明，溫度場(chǎng)和顆粒析出行為是形成雙相晶粒結(jié)構(gòu)的主要原因。在靠近熔池底部的熔池區(qū)域，大量Al3Sc、Al3Zr、Al-Mg氧化物和混合顆粒作為Al基體凝固的核心，導(dǎo)致形成非常細(xì)的晶粒組織。Sc和Zr形成Al3（ScxZr1?x）顆粒，它們以不同的方式作用于微觀細(xì)化晶粒，進(jìn)而改善力學(xué)性能。

4.2 Al-Cu-Mg系鋁合金

Zhang等[53]發(fā)現(xiàn)在優(yōu)化參數(shù)后，SLM-2系鋁合金中富銅相仍不均勻分布在Al基體上，且在熔池邊緣地區(qū)逐漸粗化。隨著熱處理固溶溫度的提高，合金抗拉強(qiáng)度提高了15%，延伸率提高了47%，力學(xué)性能的提高依賴于強(qiáng)化相AlCuMg（圖18[53]中白色部分）的固溶強(qiáng)化效果。

圖18 激光選區(qū)燒結(jié)Al?Cu?Mg合金顯微形貌[53]Fig.18 SEM image of the SLM-Al?Cu?Mg alloys[53]

Wang等[54]在研究選區(qū)激光熔化不同Cu含量的Al-xCu合金時(shí)發(fā)現(xiàn)，Cu含量不同導(dǎo)致了不均勻結(jié)構(gòu)的生成，如圖19所示，不同Cu含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的熔池結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)不同的結(jié)構(gòu)特征。研究者將熔池結(jié)構(gòu)劃分為高冷速區(qū)（HCRZ）、低冷速區(qū) （LCRZ）及熱影響區(qū)（HAZ）。當(dāng)Cu質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4.5%時(shí)，高冷速區(qū)、低冷速區(qū)及熱影響區(qū)基本跨度相差不大；當(dāng)Cu質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6.0%時(shí)，低冷速區(qū)呈現(xiàn)最寬；當(dāng)Cu質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20.0%和33.0%時(shí)，高冷速區(qū)、低冷速區(qū)和熱影響區(qū)都呈現(xiàn)平行分布的趨勢(shì)，但當(dāng)Cu質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20.0%時(shí)，各熔池結(jié)構(gòu)均較寬；當(dāng)Cu質(zhì)量分?jǐn)?shù)為40.0%時(shí)，熱影響區(qū)在熔池結(jié)構(gòu)中跨度最大。對(duì)不同Cu含量合金進(jìn)行選區(qū)激光熔化中，Al-xCu合金的壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖20所示[54]，結(jié)果表明Al-33Cu表現(xiàn)出超過1000 MPa的壓縮強(qiáng)度，主要來源于Al2Cu相所形成的納米共晶結(jié)構(gòu)對(duì)于材料的強(qiáng)化作用。

圖19 選區(qū)激光熔化制備的Al-xCu合金（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）熔化層結(jié)構(gòu)[54]：（a）4.5%Cu；（b）6.0%Cu；（c）20.0%Cu；（d）33.0%Cu；（e）40.0%CuFig.19 Microstructures of the SLM Al-xCu alloy (mass fraction)[54]: (a) 4.5%Cu; (b) 6.0%Cu; (c) 20.0%Cu; (d) 33.0%Cu; (e)40.0%Cu

圖20 Al-xCu壓縮應(yīng)力應(yīng)變曲線[54]Fig.20 Compression stress-strain curve of Al-xCu[54]

5 結(jié)論與展望

（1）介紹了選區(qū)激光熔化工藝在常用鋁合金材料鑄造Al-Si系鋁合金和高強(qiáng)鋁合金2系、7系的應(yīng)用。結(jié)合材料性能和工藝參數(shù)，探究了合金微觀結(jié)構(gòu)、掃描策略和力學(xué)性能之間的關(guān)系。

（2）針對(duì)鋁基復(fù)合材料展開詳細(xì)地說明，對(duì)選區(qū)激光熔化鋁合金復(fù)合材料進(jìn)行了綜述，發(fā)現(xiàn)納米增強(qiáng)顆粒的加入可以使鋁合金復(fù)合材料集良好的韌性、硬度和耐磨性為一體。通過TiC、TiB2、SiC、CNT等增強(qiáng)顆粒的添加改變析出相，以此改變基體的顯微組織，從而使相對(duì)密度、潤(rùn)濕性及相應(yīng)力學(xué)性能顯著提高。

（3）對(duì)新型3D打印鋁合金進(jìn)行了綜述，集中對(duì)Al-Sc相和Al-Cu相進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)Sc、Cu元素的加入可強(qiáng)化析出相（Al3Sc、Al2Cu、Al2CuLi、Al2CuMg），使成分均勻化。通過固溶強(qiáng)化和析出相強(qiáng)化機(jī)理，減少裂紋，改善組織性能。

盡管目前已對(duì)選區(qū)激光熔化進(jìn)行了大量研究，但對(duì)復(fù)雜選區(qū)激光熔化過程的相關(guān)基本物理現(xiàn)象缺乏研究，如熱傳導(dǎo)、熱輻射、吸收或反射、相變、熔池動(dòng)力學(xué)、Marangoni對(duì)流、蒸發(fā)、重力、潤(rùn)濕、燒結(jié)等。對(duì)其中許多物理現(xiàn)象以及現(xiàn)象之間的相互作用還沒有完全了解，期待對(duì)這些物理現(xiàn)象有更深入的分析，主要包括：（1）熔池溫度變化是影響結(jié)構(gòu)和性能的決定性因素，溫度場(chǎng)與成形質(zhì)量之間的關(guān)系尚未探索清楚；（2）如何從材料角度出發(fā)，進(jìn)一步實(shí)現(xiàn)鋁合金部件結(jié)構(gòu)輕量化、性能復(fù)合化；（3）如何消除選區(qū)激光熔化制造鋁合金的熱裂紋，了解成形之間的物理機(jī)制和這些機(jī)制與綜合力學(xué)性能之間的關(guān)系。（4）鋁合金大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)的后續(xù)精加工。

為解決目前鋁硅系打印力學(xué)性能低的缺陷，眾多研究機(jī)構(gòu)開展了適用于高能束3D打印用鋁合金的研究工作，力求推動(dòng)鋁合金打印制件最大強(qiáng)度高于500 MPa，延伸率高于7%。本課題組已針對(duì)鋁鋰合金的選區(qū)激光熔化制備開展了部分工作，通過添加Li2O納米粉末對(duì)鋁硅粉末進(jìn)行修飾，按照質(zhì)量配比98:2，將混合粉末置于球磨罐中，在轉(zhuǎn)速60 r/min、球磨20 h后觀察混合粉末的球磨情況，再通過高速旋轉(zhuǎn)攪拌器進(jìn)行高速攪拌實(shí)驗(yàn)，進(jìn)一步使合金粉末混合均勻，制得所需的鋁鋰合金粉末，并表征出合金粉末的流動(dòng)性及相應(yīng)的氧含量、鋰含量，通過對(duì)選區(qū)激光熔化掃描工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化，制備性能良好的鋁鋰合金。