綜述：SLM製造鋁合金的顯微組織和效能（二）

江蘇鐳射聯盟導讀：

本文綜述了增材製造Al合金的現狀，主要聚焦

顯微組織表徵以及機械效能

。在AM製造鋁合金時存在的顯微組織和缺陷的形成從冶金學的角度進行了分析，同時對發展的高效能鋁合金也進行了討論。

1.1 機械效能

1.1.1 微觀結構特性和加工條件的影響

眾所周知，矽在材料可鑄性和Al-Si合金的機械效能方面起著重要作用。在傳統的凝固合金中，矽相的針狀或板狀形狀在拉伸載入和塑性變形的早期階段導致區域性剪下，並迅速導致裂紋和斷裂的產生和擴充套件。然而，

在L-PBF中，在共晶區域和熔池中形成的球形矽奈米尺寸相可以抵抗區域性剪下力。這導致裂紋產生和擴充套件受到抑制，並提高了延展性和強度。

相關文獻表明，與傳統鑄造材料相比，這提高了AM亞共晶Al-Si合金的拉伸效能。此外，除了共晶矽顆粒和初生鋁晶粒的微觀結構細化之外，L-PBF結構的這些高拉伸效能還歸因於矽在鋁基體中的非平衡溶解度。與亞共晶合金類似，過共晶合金的強度也透過細化初生矽和共晶矽相來提高。

此外，與傳統鑄造相比，Al-Si L-PBF部件在垂直構建方向與水平方向的微觀結構存在差異，導致

各向異性特徵

。使用後期處理不容易控制這種各向異性的拉伸強度和延展性的各向異性。相比之下，雖然在L-PBF中可以看到Al-Si合金的各向異性特性，但在不同的製造條件下可以獲得良好的拉伸效能。並且大多數文獻都指出，這兩種材料中的Al-Si合金的拉伸強度方向基本相同。

另外還觀察到改變掃描策略，如改變填充樣式和輪廓，會顯著改變紋理並提高拉伸效能，這主要是由於裂紋擴充套件路徑的改變。值得注意的是，L-PBF樣品還具有良好的韌性，但這種影響對構建和掃描方向等加工引數非常敏感。

大多數研究人員注意到，L-PBF樣品的疲勞效能比鑄造樣品差。已發現拉伸殘餘應力、孔隙和未熔化的顆粒的存在是造成這種情況的可能原因。此外，已經觀察到斷裂最常發生在熔池邊界的熱影響區（HAZ）。HAZ的大小很大程度上取決於L-PBF加工引數，這為調整HAZ和熔池中的熱梯度提供了一種現成的方法。具體來說，陡峭的梯度降低了HAZ的大小，這在理論上是有益的，因為它減少了斷裂的機會。對不同環境（如Ar、N2和He）的影響的研究得出結論，Ar和N2產生的樣品與He相比具有更優異的機械效能（尤其是延展性）。這可以透過

孔簇

的形成來解釋。

1.1.2 熱處理影響

透過

固溶和時效熱處理

可以進一步提高AlSiMg合金的拉伸效能。除了矽之外，這些合金還含有不同量的Mg和Cu，以透過沉澱強化來提高機械效能。總體而言，正如Edwards、Donlon等人以及其他參考文獻所研究的那樣，老化過程中的沉澱機制遵循亞穩相和穩定相的演變。結果發現沉澱順序為：超飽和固溶體（SSSS）→獨立的Mg、Si和Cu原子簇→GP（Guinier-Preston）區→針狀β′′→棒狀β′→板狀β。

對透過L-PBF加工的各種增材製造Al-Si合金的熱處理以及基板溫度與所得微觀結構之間的關係進行了大量研究。發現

熱環境

也是確定L-PBF建造樣品機械效能的關鍵引數。例如，Siddique等人研究了AlSi12的機械效能作為建造製造速率、基板預熱和建造後熱處理的函式。他們的結果表明，這些引數會影響透過L-PBF生產的零件的微觀結構並提高其疲勞效能。雖然Buchbinder等人發現預熱基板會導致晶粒粗化和硬度降低，對於AlSi10Mg，它實際上有利於最大限度地減少最終顯微組織中的缺陷。加熱的建造板還可以增強零件與平臺的附著力，並減少殘餘應力和熱應力。

尤其需要注意不同條件下的矽顆粒形態，以及機械效能的演變。這些合金最常用的熱處理是ASTM–T4、T5、T6和T7。共晶矽相的尺寸、形狀和分佈對Al-Si合金的力學效能有重要影響。

圖1

顯示了退火處理過程中共晶矽的微觀結構演變示意圖。已經表明，由於在L-PBF過程中遇到的極端冷卻速率，在鋁晶界處形成球形矽顆粒（直徑<100nm）。透過增加退火溫度或時間，共晶矽生長並且總數密度降低。人們認為，這種微觀結構解釋了高拉伸延展性（AlSiMg合金高達25%），但它的產生是以犧牲屈服和極限拉伸強度為代價的。儘管如此，Al-Si合金的微觀結構可以透過改變熱處理步驟來調整。

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圖1 

退火過程中PBF處理樣品的微觀結構演變示意圖。富含矽的區域用紅色表示。

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圖2

上圖：經L-PBF處理的A357（AlSi7Mg0。6）合金和鑄件A357的硬度曲線。下圖：SLM製造的Al-7Si-0。6Mg的鍍鉻析出相的路徑

此外，與傳統鑄造相比，L-PBF處理的樣品所經歷的快速冷卻速度會導致比平衡微觀結構更高的溶質過飽和度現象，這被稱為

溶質捕獲

。Rao等人研究了透過L-PBF處理的AlSi7Mg0。6合金，其中鋁基質中的初始矽濃度為5。4wt%，在535°C溶液處理1小時後降低到0。5wt%。因此，在L-PBF處理的合金中獲得的鋁中矽和鎂的高過飽和度可能允許直接人工時效。此外，過飽和度明顯高於傳統溶液處理過程中所能達到的水平。與溶液熱處理L-PBF和鑄造所達到的硬度相比，這可以產生更高的峰值硬度（

圖2

），因此可以得出結論，標準沉澱強化熱處理可能不是L-PBF合金的最佳選擇。事實上，大多數所需的微觀結構都可以透過使用比ASTM T6推薦的更低的溫度和更短的溶液熱處理來獲得（如在540°C下只需不到2小時）。

總之，亞共晶和過共晶Al-Si合金都可以透過L-PBF輕鬆加工。由於L-PBF處理的樣品快速凝固，顯著細化了微觀結構，與傳統鑄造相比，這會使強度增加。然而，延展性和疲勞效能惡化，主要是由於殘餘應力、孔隙、未熔化的顆粒和熱影響區。L-PBF處理過的樣品的

延展性

可以透過適當的熱處理來提高，但這通常是以

強度

為代價的。因此，在為實際應用設計零件時，牢記PBF工藝的這些優點和缺點至關重要。

2. AM鍛造鋁合金

高強度可熱處理鍛造鋁合金（如2系、6系和7系）在航空航天和汽車工業中非常重要。因此，在過去五年中，這些合金已成為對增材製造有吸引力的候選材料。然而，許多實驗研究報道了透過PBF處理高強度商業鍛造鋁合金存在困難，因為它們會發生凝固裂紋/熱裂紋（

圖3

）。高角度晶界（HAGB）的高體積分數（沿建造方向取向）和這些邊界處溶質合金元素在連續凝固和重熔過程中逐漸富集（

圖4

），以及固態擴散，導致沿晶界偏析引起的熱裂紋。這些合金在焊接過程中的開裂現象歸因於特定的特性，如固相線和液相線溫度之間的差異、熱膨脹係數（CTE）、凝固收縮和熔融相流動性差。此外，與近共晶AlSiMg合金（

圖5(b)

）相比，它們具有相對較大的凝固範圍。較大的凝固範圍和凝固偏析的綜合影響導致列印過程中出現熱裂紋。

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圖3 

透過L-PBF製造的2024（Al-Cu）高強度鋁合金。EBSD圖顯示了HAGB和LAGB的GB分佈。結果還表明，熱裂紋主要集中在HAGB上。

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圖4

2024（Al-Cu）微觀結構顯示出Cu在晶界處的強烈偏析和這些區域中的裂紋產生。

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圖5 

Thermo-Calc生成的相分數演變（a）2024：Al-4。35Cu-1。50Mg-0。25Fe-0。60Mn- 0。08Ti-0。05Cr（2系）合金（b）Scalmalloy®：Al-4。5Mg-0。6Sc-0。5Mn-0。3Zr（5系），（c） 6061：Al-0。9Mg-0。7Si-0。3Cu-0。3Fe-0。1Ti（6系）合金（d）7075：Al-5。5Zn-2。5Mg-1。6Cu- 0。4Si-0。3Fe-0。2Cu-0。2Ti（7系）合金。高強度2系和7系合金具有長冷凍範圍（>100℃），導致熱裂敏感性增加。5系中Sc和Zr的相演化表明Al3Sc和Al3Zr相的形成早在初生鋁之前，它們作為初生鋁的有效成核位點，隨後消除了凝固過程中的裂紋。6系合金具有高度的裂紋敏感性，因為它們含有大約1wt%的Mg2Si，根據裂紋敏感性曲線產生更高的熱裂紋敏感性。

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圖6 

焊縫金屬化學成分對各種鋁合金相對裂紋敏感性的影響。

在焊接文獻中，觀察到的裂紋分為三類：（i）

凝固型裂紋(由於熱撕裂)，

（ii）

液化型裂紋(由於元素在晶界處偏析)以及

（iii）

固態開裂(由於應力)

。這種從傳統制造工藝（例如鑄造和焊接）中獲得的基礎知識可用於為AM的開發提供資訊。例如，已經確定鋁合金中不同合金元素與焊接裂紋敏感性之間存在相關性

(圖6)

。感興趣的讀者可以在參考文獻中找到更多關於焊接和AM之間相似性的資訊。

此外，高強度鋁合金通常含有揮發性元素（例如鋅、鎂、鋰），這可能會由於L-PBF期間的蒸發而導致微觀結構改變。已經觀察到，在某些情況下，由於某些合金元素的蒸發而導致的成分變化甚至可能增加開裂敏感性。在下一節中，將提供結果概述，以及一些關於高強度鋁合金微觀結構的有前景的新研究。

2.1 2系(鋁-銅)

Al-Cu 2系列合金可以沉澱硬化，具有高比強度、良好的斷裂韌性和優異的疲勞效能。商用2系合金主要包含Cu和Mg，並新增Si和其他少量元素，如Zn、Mn、Fe、Ti、V。根據成分，合金可能形成多達五個平衡沉澱相，如θ （Al2Cu），S （Al2Mg（Cu，Si，Zn），Si，Mg2Si和Q（Al4CuMg6Si6）。2系合金在α+S相場的析出順序為：SSSS（超飽和固溶體）→溶質簇→GPB（Guinier-Preston-Bagaryatsky）區+溶質簇→GPB區+溶質簇+S→S。

已經嘗試透過L-PBF加工各種2系列合金，如2022 （Al-5Cu-0。5Mg）、2024 （Al-4Cu-1Mg）、2219 （Al-6Cu-0。5Mg）和2618 （Al-2。5Cu-1。5Mg-1Fe-1Ni）。在L-PBF過程中，這些合金形成柱狀初生鋁晶粒，具有<100>紋理和極細的過飽和的細胞樹突狀枝晶結構。大多數研究都指出，2系合金難以使用L-PBF進行加工，因為它們在構建過程中具有很高的熱裂敏感性。Karg等人比較了2022和2024合金的L-PBF可加工性，並得出結論，與2022合金相比，2024合金產生更高的密度，並且對孔隙形成和開裂的敏感性更低。作者將此歸因於2024中較高的矽濃度，這可能導致熔體粘度降低。

Kumar等人報道了透過調製掃描速度和功率在不同能量密度下加工2024合金的研究。他們觀察到缺陷的發生（包括熱裂、氣孔、未熔合孔、球化等）可以透過最佳化加工條件來減少但不能完全消除（

圖7

）。熔池的過熱被認為是確定缺陷性質的關鍵因素。透過提供增加的能量輸入，減少了空隙的形成。這是因為熔體流動性增加導致在凝固過程中填充收縮空隙，這可能是由於在給定掃描速度下增加鐳射功率會加劇熱梯度並增加過熱熔池體積。然而，高輸入能量增加了熱撕裂的發生。此外，柱狀晶粒的生長以及它們之間的液膜（Cu偏析）產生了沿晶界發生熱裂紋的敏感性。能量輸入不足會導致不規則的熔合孔或位熔合缺陷，導致粉末熔化不完全以及空隙和間隙的不完全填充（瑞利不穩定性）。這是由於在低鐳射功率下熔池中的過熱度不足，降低了熔體流動性並導致收縮空隙的不完全填充。

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圖7 

SEM照片顯示了經L-PBF處理的2024合金樣品中形成的各種缺陷。

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圖8

SLM製造的鋁合金隨著掃描速度和鐳射功率變化時，在掃描間距為H = 0。11 mm 和粉末層厚度為 T = 0。05 mm的輪廓圖

能量密度

也會影響建造表面的粗糙度，進而影響機械效能。在Karg等人關於2219鋁合金的工作上，樣品在預熱條件下製造，溫度為200ºC，其中在樣品和基板之間使用支撐結構以減輕開裂。在這裡，透過控制和降低L-PBF加工過程中的冷卻速度來抑制開裂的可能性，這基本上最大限度地減少了基板和樣品之間的熱傳遞。還注意到構建的拉伸效能和孔隙百分比對元件幾何形狀高度敏感。這歸因於基板上樣品的大橫截面積，以及高達5 vol%的孔隙率，導致拉伸效能較差。Koutny等人研究了2618合金並建立了相對密度和機械效能之間的關係。據觀察，當合金由於應力而具有大的凝固範圍時，會形成凝固裂紋。

為防止裂紋形成，透過使用

支撐結構

降低了熱梯度。使用400ºC的加熱平臺和較低的鐳射掃描速度，不會提高樣品質量，反而會引發氣孔。另一種防止熱裂紋的方法是增加2系合金中的

矽含量

，因為矽促進了熔體的流動性。Wang等人透過新增透過氣體霧化產生的額外矽粉來研究Al-3。5Cu-1。5Mg-1Si合金。他們的工作允許製造沒有任何熱裂紋的建造體。建造後對樣品進行的拉伸測試顯示屈服強度為225MPa，極限拉伸強度為370MPa（伸長率為5。53%）。T6熱處理後，屈服強度和極限抗拉強度分別增加到約370MPa和約460MPa，但延伸率（6。3%）沒有明顯變化。

他們得出結論，樣品的塑性受Q相形成的影響，這與Mg2Si和AlxMny相有關。這些相的形成導致了凹陷的斷裂表面。經T6熱處理後，在鋁基質中生成的奈米Al2Cu（Mg）沉澱物基本上可以最大限度地減少基質和樣品之間的熱傳遞。與印刷樣品相比，T6熱處理後在鋁基質中生成的奈米Al2Cu（Mg）沉澱物提供了更多的屈服強度和極限拉伸強度。然而，Brice等人觀察到沉積過程中鎂的蒸發，這對沉澱機制有顯著影響，他們得出結論，鎂含量的變化導致Al2Cu（θ）相沉澱顯著減少，導致機械效能變差。然而，同樣重要的是要注意在高強度鋁合金中新增更多的矽會降低機械效能，並且合金的成分可能不適合結構應用。因此，目標不僅是製造無裂紋的部件，還要獲得良好的強度和延展性。這可以透過仔細選擇合金元素和/或有效成核粒子來實現。

最近，Tan等人研究了一種2024合金，其中添加了0。7wt%的Ti奈米顆粒以抑制熱裂紋並細化初生鋁晶粒。他們證明了具有L12有序結構的原位Al3Ti奈米顆粒的形成。經T6熱處理後，這些樣品的拉伸強度為435MPa，延伸率為10%，與常規制造的鍛造樣品相當。Aeromet開發了含有約4。5wt% TiB2顆粒的A20X™合金（Al-4。5Cu-0。3Mg-0。7Ag-3。5Ti），且具有良好的機械效能。此外，Wang等人研究了含不同量Cu的Al-Cu合金，注意到Al-33Cu合金在L-PBF處理後會形成具有高抗壓強度（>1000MPa）的奈米共晶微觀結構。

未完待續，歡迎您持續關注

文章來源：A review of Laser Powder Bed Fusion Additive Manufacturing of aluminium alloys： Microstructure and properties，Additive Manufacturing，Volume 46， October 2021， 102155，https：//doi。org/10。1016/j。addma。2021。102155

江蘇鐳射聯盟陳長軍

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