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摘要: 选区激光熔化（selective laser melting，SLM）技术因具有可定制化、加工周期短及精度高等特点，在工业生产中得到广泛应用。本文对选区激光熔化技术及其在铝合金及铝基复合材料制备的研究现状进行了综合性论述。通过论述选区激光熔化特性引出选区激光熔化打印铝合金的优势。介绍了适用于选区激光熔化技术的铸造Al‒Si系合金，结合扫描策略和工艺参数优化，探究了选区激光熔化铝硅合金的微观结构、相组成和力学性能变化规律。讨论了选区激光熔化微/纳米陶瓷强化铝基复合材料的研究现状，分析与总结了添加强化颗粒对组织结构、相对密度、润湿性及相应力学性能的强化机理。总结了工业界与学术界关注的新型高强度铝合金材料的开发及其选区激光熔化的制备，重点论述了新型铝合金的固溶强化和析出相强化机理，并分析了对相对密度和力学性能的影响因素。最后对选区激光熔化铝合金发展趋势及现阶段存在的问题进行了展望。Abstract: Selective laser melting (SLM) technology has been widely applied in the industry due to its customization, short manufacturing cycle, and high precision. The research progress of aluminum alloys and composites prepared by SLM was systematically reviewed. The advantage of SLM aluminum alloys was introduced though the SLM characterization. The research of SLM casting Al‒Si series alloys was discussed, and the microstructure, phase composition, and mechanical properties was revolved, combining with the scanning strategy and laser parameter optimization. Meanwhile, the investigation of SLM nano/micro reinforced aluminum alloys was also present, the particle reinforcement mechanism on the microstructure, relative density, wettability, and mechanical properties was analyzed. On the other hand, the research progress of new high strength aluminum alloys prepared by SLM was also discussed, the strengthening mechanism, relative density, and mechanical properties were emphasized. Finally, the development trend of SLM aluminum alloys and the current problems were prospected.
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铝合金材料密度低、比强度高、塑性好、导电导热、耐腐蚀性能强，被航空航天、机械装备、电子器件等领域大量应用[1]，铝合金的常规制法有铸造、锻造及焊接等，制作过程比较复杂且材料利用率不高。铝合金增材制造技术在精密结构制造方面具备突出的优势且具有高效快速、成形结构可控性高的特点[2]。近几年来，铝合金的选区激光熔化（selective laser melting，SLM）成形技术受到了广泛重视，在Al‒Si、Al‒Cu、Al‒Mg‒Si、Al‒Zn等系列铝合金中均有应用。但由于铝合金热导率大、激光反射率高、易被氧化、线膨胀系数比较高等特点，使得目前铝合金选区激光熔化成形仍具有一定的局限性[3]。根据表1中市场上增材制造铝合金粉末及其力学性能可看出，目前国内外使用铝合金增材制造技术仍局限于铸造铝合金Al‒Si系[4]，增材制造铝合金主要材料有AlSi10Mg、AlSi12、AlSi7Mg等[5]。
表 1 商业化增材制造所需铝合金粉末材料牌号及主要性能Table 1. Grades and properties of the commercial aluminum alloy powders used for additive manufacturing1. 选区激光熔化制备铝合金技术
增材制造（additive manufacturing，AM）技术在过去十年不断进展，取得了长足的进步。增材制造技术与减法制造技术不同，它根据三维计算机辅助设计（computer aided design，CAD）模型数据进行逐层扫描制造物体。金属增材制造有多种形式，包括光固化成型、熔融沉积成型、选区激光熔化、选区激光烧结、电子束熔融成型、三维喷印和定向能沉积。目前，大多数金属增材制造系统为粉末床熔化类型。在粉末床熔化过程中，将薄层粉末应用于模板，并使用能量源（激光或电子束）在所需几何模型指定的位置熔化粉末；当一层完成后，将应用新的粉末层并重复该过程，直到生成三维零件。粉末床熔化过程又称为选择性激光烧结（selective laser sintering，SLS）、选择性激光熔化（selective laser melting，SLM）和电子束熔炼（electron beam melting，EBM）等。
金属粉末选区激光熔化3D打印成形原理如图1所示，将经Materialise Magics软件处理过的Creo模型数据以STL格式导入计算机系统，分成若干层的二维平面数据，利用计算机控制激光束按照指定路径重复扫描，通过层与层之间的熔融粘结直至完成最终产品。整个3D打印系统主要由粉末输送系统和能量输送系统组成。粉末输送系统包括用于供应粉末的活塞、用于产生粉末层的涂层机和用于固定所制备部件的活塞。能量传输系统由激光（通常为工作在1075 nm波长的单模连续波光纤激光器）和扫描系统组成，该扫描系统具有光学特性，能够将聚焦光斑传输到构建平台的所有点。气流（通常是氮气或氩气）通过粉末床，目的一是保护零件免受氧气的伤害，二清除激光路径产生的任何“飞溅粉末”和金属烟雾。在生产过程中，光纤激光器执行扫描或曝光策略。与激光路径相关的策略特征是相邻扫描向量的长度、方向和阴影间距。扫描策略可以进一步影响零件的特性，包括密度、力学性能和残余应力等。选择性激光熔化为精准控制工艺参数来获取优良组织和性能的部件提供便捷的途径，已经成功应用于大多数合金的打印，如Ti6Al4V、镍基合金、Al‒Si‒Mg合金、奥氏体不锈钢等[11‒12]。
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图 1 金属粉末选区激光熔化3D打印技术原理图Figure 1. Schematic diagram of selective laser melting technology used in the 3D printed metal powders尽管选择性激光熔化技术前景光明，但要充分发挥其作为一种适合工业应用的颠覆性制造技术的潜力，仍有若干挑战。在选择性激光熔化过程中出现的高温梯度和冷却速率可能会导致诸如气孔、残余应力、表面粗糙度和内部裂纹等缺陷，影响制造零件的使用性能。人们一般通过调整选择性激光熔化加工参数（例如激光功率、扫描速度、激光束直径和舱口间距[13]）来设计和制造具有定制特性的零件。
2. 选区激光熔化铝硅系合金
由于高流动性、高焊接性、良好的耐腐蚀性和低热膨胀系数等优点，铝硅合金被广泛应用，约占铸造铝合金应用的80%。如图2中Al‒Si相图所示，根据Si质量分数的不同，铝硅合金可分为亚共晶、共晶和过共晶三类合金，当Si质量分数为12.6%时是共晶成分。从相图中可知，AlSi10Mg的凝固过程依次经历了偏晶转变L→L+α和共晶转变L→α+Si。选择性激光熔化AlSi10Mg合金会在高能量激光作用下形成独特的微观和宏观结构。在凝固过程中，Si颗粒首先在熔池中非均匀形核，随着温度的降低，α-Al在硅颗粒周围的亏损区成核长大，α-Al的连续凝固导致残余液相中Si浓度逐渐增加，使液相成分逐渐向共晶区移动，形成Al‒Si共晶[14‒17]。
2.1 选区激光熔化铝硅系加工工艺参数优化
MasKery等[18]使用X射线断层扫描分析了SLM-AlSi10Mg的孔隙率，通过改变扫描策略获得质量最佳的AlSi10Mg试样，由此得出AlSi10Mg零件的力学性能主要取决于微观组织和孔隙率的结论。由图3可知[18]，孔隙率的形成与熔池温度之间关系密切，但孔隙的数量、形状、大小和位置不会因热处理而发生改变。
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图 3 SLM-AlSi10Mg微观结构[18]：（a）熔池内三个微观结构区域（细晶粒、粗晶粒和热影响区）；（b）垂直于熔池边界处的粗晶粒平面上的等轴晶粒；（c）平行于构建方向的熔池核心和熔池边界处的较粗细长晶粒Figure 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 directionRead等[19]采用统计方法评估了工艺参数对选择性激光熔化法生产的AlSi10Mg合金孔隙率的影响。利用方差分析，描绘了孔隙率与体系能量密度的函数关系，如图4所示[19]，其中突出显示的点表示为选择性激光熔化AlSi10Mg粉末获得的最低孔隙率。对孔隙率的影响主要归因于激光功率、舱口距离和扫描速度这三个参数。由于激光功率、扫描速度和舱口距离可以单独影响和控制能量输入，因此可以通过修改这些参数中的一个，改变它们在限定过程一定范围的值，降低孔隙率水平。事实上，在保持激光功率不变的情况下，降低舱口距离值可以消除扫描速度对孔隙率形成的影响。
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2.2 选区激光熔化铝硅系显微组织结构
在选择性激光熔化制备AlSi10Mg过程中，熔池内温度梯度大，熔体过冷度大，导致Si晶体的纤维形态[20]。因此，在SLM-AlSi10Mg合金中，显微组织呈纤维状Si镶嵌在过饱和Al基体中。图5（a）和图5（b）呈现平均直径约500 nm的超细胞状结构网络，这在打印态Al‒Si合金的研究中可经常被观察到[21−22]。从电子背散射衍射（electron back scattering diffraction，EBSD）得到的反极性图（图5（c））可以看出，晶粒平均尺寸约为10 μm，比单元尺寸大一个数量级[22]。铸造Al‒Si合金的Si相为棒状或针状，组织较粗[20]，如图5（d）所示。与传统方法制备的Al‒Si合金相比，选择性激光熔化形成的铝硅合金组织共晶超细，具有更好的力学性能[19]。
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通过选择性激光熔化生产的AlSi10Mg样品微观结构特征如图6所示[23]，可以清楚地观察到在熔体边界处的尺寸相对较大，这是因为与熔体边界相比，熔体中心的凝固速率更高。在SLM-AlSi10Mg中可以观察到两种不同的微观结构：α-Al的胞状枝晶结构和沿α-Al相边界的共晶Si相网络。结果表明，一定量的Si溶解在Al基体（面心立方）中，形成蜂窝状的树突状α-Al相，枝晶尺寸大约为500～1000 nm。沿Al相边界的网络特征被确定为共晶Al/Si相。在该相内观察到非常细的纳米级颗粒状特征，尺寸小于5 nm。由于高冷却速率，形成了α-Al的细胞树突，偶尔观察到该细胞树突的侧分支。在图7所示透射电子显微组织中Al细胞树突的平均尺寸为500 nm，与铸件相比（铸件约360 μm），尺寸非常细小，这种精细的微观结构也可能有助于提高拉伸强度[23]。
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Prashanth等[24]观察到选择性激光熔化过程在动力学上有利于α-Al凝固成胞状，并有利于Si向Al的溶解度扩展。通过光学显微镜（optical microscope，OM）、扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）和能量弥散X射线能谱仪（energy dispersive X-ray，EDX）观察选择性激光熔化技术（倾斜角为90°，即垂直于基板）制备的Al‒12Si样品显微组织，结果如图8所示。由图可知，显微组织显示为圆形细胞结构，细胞结构的形成要求存在最小组织过冷，这种精细的微结构归因于选择性激光熔化工艺的高冷却速率。如图8（a）所示，整个材料的微观结构不均匀，可见选择性激光熔化处理的典型激光轨迹，轨道由具有圆形细胞形态的大区域组成（图8（b）和图8（c）），这些区域被细长的柱状形态分割开（图8（c）中虚线），与铸造Al−12Si样品的微观结构明显不同。图8（d）～图8（f）的细胞结构能谱分析表明，Si优先位于细胞边界，其厚度约为200 nm，细胞形态富含铝，大小约500～1000 nm。
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钱德宇等[25]研究了SLM-AlSi12多孔铝合金成形件微观组织的形成机理。当激光功率为130 W时，AlSi12微观组织结构为等轴晶，且层间组织晶粒均达到亚微米尺寸量级，约为0.7 μm[25]。Kimura和Nakamoto[26]研究了AlSi7Mg亚微米α胞状枝晶凝固组织，并用细晶共晶Si颗粒进行修饰。结果表明，在凝固过程中，铝晶粒遵循冷却梯度，垂直于熔池边界，向着熔池中心和顶部的方向生长，导致在形成方向上长出长度约50 μm、直径约10 μm的粗大柱状晶粒。通常由于微观结构不均匀和成形过程中存在的明显织构，铝合金材料的力学性能取决于加载方向，即垂直或平行于柱状晶粒的取向。
2.3 选区激光熔化铝硅合金的力学性能
赵晓明等[27]研究了SLM-AlSi10Mg铝合金组织和性能之间的关系，发现SLM-AlSi10Mg合金晶粒、内部组织、力学性能均优于传统铸造AlSi10Mg零件。Buchbinder等[28]研究扫描速度和扫描间距对AlSi10Mg的硬度影响，如图9（a）所示，AlSi10Mg硬度随扫描速度的增加而增加，在激光扫描速度为2500 mm·s‒1时得到了 HV0.1145 的最佳硬度。图9（b）给出了扫描间距对AlSi10Mg零件硬度的影响[28]，结果显示所得样品的硬度与所采用的扫描间距范围无关，在扫描间距为0.15 mm时达到HV0.1 148的最佳值，此时选择性激光熔化加工的AlSi10Mg零件的最佳硬度值是压铸AlSi10Mg零件硬度值的两倍。
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Rahman Rashid等[29]采用选区激光熔化技术对AlSi12合金粉末进行打印，得到了圆形、三角形和六边形晶格结构，如图10所示。实验结果表明，三角形结构的抗弯强度为（175.80±1）MPa，圆形和六边形晶格结构的抗弯强度分别为（151.35±0.67）MPa和（143.16±3.85）MPa，可以看出三角形结构比其他结构的增材构件具有更好的抗弯曲性能。
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2.4 选区激光熔化打印硅改性其它铝合金
Montero-Sistiaga等[30]在Al7075粉体中加入适量的Si，可以显著消除选区激光熔化过程中产生的裂纹，成功制备出致密无裂纹的Al7075零件。研究发现，在7075铝合金粉末中添加质量分数4%Si可观察到一种新共晶组织的形成和显著的晶粒细化，防止了裂纹的形成和扩展，使选区激光熔化成形铝合金的相对密度增加到99%，硬度增至HV 171，达到了经T6处理的常规7075硬度水平。Singh等[31]在7050铝合金粉末中添加Ni元素，由于Ni在枝晶边界发生偏析，形成脆性Al3Ni金属间化合物，使得7050铝合金拉伸延展性很差。研究表明，通过摩擦搅拌处理使激光沉积样品α-Al中的Al3Ni晶粒细化并且均匀分布，经测试该铝合金屈服强度达178 MPa，抗拉强度达302 MPa，伸长率提高了6%。热处理之后，铝合金强度和伸长率均提高了10%。Martin等[32]研究了7系超高强铝合金的高性能选区激光熔化成形方法，完成了无裂纹SLM-7075的成形制备。
Karg等[33]研究了选区激光熔化成形的2219铝合金力学性能，结果表明，热处理后高强铝合金的极限抗拉强度为384 MPa，伸长率为23%，故选区激光熔化成形高强铝合金具有良好的力学性能。张虎等[34]将Zr元素添加到2系铝合金中，研究发现Zr的添加可以有效抑制选区激光熔化成形过程中的热裂纹。Nie[35]等发现在选区激光熔化中，当Zr质量分数达到1%时，开始出现屈服平稳现象。随着高强度铝合金Al‒Cu‒Mg‒Mn中Zr含量的增加，应力‒应变曲线从平滑流向锯齿流转变，该转变可归因于晶粒细化以及Al之间的相互作用Al3Zr沉淀。Ahuja等[36]研究了2618和2219的选区激光熔化，观察到高质量的单轨和完全密集的3D结构。他们还同时制备得到了SLM-2022和SLM-2024高强度铝铜合金，获得了单轨和薄壁的最优加工窗口，并发现44.9 mm/s和250 mm/s之间的扫描速度更适合形成单道。Zhang[37]等利用选区激光熔化技术成功制备了几乎完全致密的Al‒4.24Cu‒1.97Mg‒0.56Mn立方样品，研究表明该样品具有良好的力学性能。
3. 选区激光熔化制备铝基复合材料研究进展
随着材料的不断更替，激光增材制造铝基复合材料的研究得到了广泛重视。铝基复合材料的研究通过添加增强颗粒，使得铝基复合材料集强度、硬度、耐磨性、塑性为一体。目前对铝基复合材料的研究主要集中在增强相尺寸形态和成分含量对复合材料组织及性能的影响方面[33],[38]。金属基纳米复合材料（metal matrix nano-composites，MMNCs）是一种利用纳米颗粒增强的材料。由于纳米结构的存在，金属基纳米复合材料在耐磨性、阻尼性能和力学强度方面都优于具有微尺度增强的金属基复合材料。在金属原料上进行纳米颗粒组装，能够生产出具有不同纳米粒子组装体的各种原料，合适的纳米粒子可以诱导非均匀形核，促进等轴晶生长，从而降低凝固应变的影响。
Simchi和Godlinski[39]在对Al7Si0.3Mg合金选区粉末烧结的研究中发现，添加质量分数5%SiC颗粒使得合金相对密度显著提高。原因是SiC颗粒的添加会增加熔化过程的稳定性，提高成形件表面质量。研究发现通过添加SiC，Al5SiCuMg合金粉末成形件的相对密度可高达99.7%[40‒41]。叶寒等[42]采用WC/AlSi10Mg复合材料粉末制备试样，研究了选区激光熔化AlSi10Mg复合材料的显微硬度和疲劳性能。结果表明，熔池内部及边缘不同凝固条件使两处晶粒生长形态各不相同，熔池边界为胞状晶，内部为树状晶；熔池边界到内部分为粗晶区、细晶区、热影响区，对应的平均α-Al基体尺寸分别约为1.5 μm、1.0 μm、0.6 μm，平均共晶Si宽度约0.5 μm；对应的Al‒Si共晶含量远小于室温下平衡态Al‒Si相图中共晶组织的含量，大部分Si以过饱和形式固溶于Al基体中。张天驰等[43]利用选区激光熔化制备了3%SiC/AlSi10Mg复合材料。研究发现，铝基复合材料中SiC颗粒分布不均匀并且存在局部团聚的现象，界面处存在着微小裂纹；在第二相强化的作用下，材料的硬度及抗拉强度均有提高，延伸率有所下降，经热处理后复合材料抗拉强度较基体AlSi10Mg提高了15.5%。
3.1 微/纳米强化铝合金粉末制备研究
Han等[44]通过长达20 h的研磨，获得含体积分数4%Al2O3的Al2O3/Al粉末，形貌组织如图11所示。当球磨4 h（图11（a））时，焊接颗粒呈不规则形状，粒径大于100 μm，这可归因于铝的韧性；然后，通过8 h研磨激活断裂机制，进行形态变化和粒径减小（图11（b））；球磨16 h后，产生相当数量的小颗粒（约20 μm）（图11（c））；当研磨时间延长到20 h（图11（d））时，获得了较窄的颗粒尺寸范围，而大颗粒仍然存在。
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Tan等[45]采用“饱和法”在较大AlSi10Mg粉末颗粒表面修饰微米TiB2颗粒来制备原料，然后利用直接金属沉积成功制备了TiB2/AlSi10Mg复合材料，如图12所示。结果表明，增强相TiB2颗粒均匀分布，TiB2宏观团聚颗粒随移动速度和TiB2含量（质量分数）的降低而显着减少，孔隙率随原料移动速度增加而显着降低，沉积物的硬度随着TiB2含量的增加而增加。
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图 12 TiB2/AlSi10Mg复合材料横截面显微形貌和维氏硬度[45]：（a）不添加TiB2，移动速度 = 420 mm·min‒1；（b）添加质量分数2%TiB2，移动速度= 420 mm·min‒1；（c）放大图像和能谱分析；（d）维氏硬度Figure 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 hardness3.2 选区激光熔化铝基复合材料的显微组织与力学性能研究
Martin等[32]运用静电组装技术，使ZrH2纳米颗粒均匀分布在Al7075粉末表面，在SLM-Al7075+ZrH2过程中，产生大量的异质形核点，晶粒显著细化。以大量的异质形核点改变原始晶粒的生长机理，原始晶粒由粗大的柱状晶变成抗热裂性能高的细小等轴晶，热裂敏感性大大降低，完成了全致密、无裂纹的SLM-7075成形制备[5]。熔化时，Zr颗粒被拉入熔池并反应形成Al3Zr，Al3Zr与面心立方铝相有20多个匹配界面，晶格失配率小于0.52%，原子密度变化小于1%，为非均匀成核提供了理想的低能场所。新晶粒在凝固前沿的形核既需要有利的能量条件，同时也需要大量的形核点，以保证在主凝固前沿超过新晶粒之前形成新晶粒，导致无裂纹组织的晶粒尺寸约为5 μm，比未改性材料中的晶粒小100倍[32]。晶核颗粒均匀地融入到微观结构中，钉扎效应可以提供额外的强化和晶粒生长阻力。图13（a）显示了Al7075显微组织，对应的图13（c）是Al7075的枝晶生长方式，主要为柱状晶；图13（b）是Zr+Al7075的显微组织，对应的图13（d）是Zr+Al7075等轴晶的枝晶生长方式[32]。如图14所示[32]，经同等热处理之后，测得添加Al3Zr成核颗粒的7075合金强度比AlSi10Mg合金提高了80%。可以看出，使用二次微粒诱导锻造成分的高强度铝合金的晶粒细化，可生产出强度是普通铝合金强度两倍并且无裂纹的高强材料。
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图 13 Al7075和Zr+Al7075原料粉末显微形貌及其对应的枝晶生长方式[32]：（a）Al7075粉末形貌；（b）Zr+Al7075粉末显微组织；（c）Al7075柱状晶生长方式；（d）Zr+Al7075等轴晶生长方式Figure 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![]()
Gu等[46‒47]研究表明，当在相同温度下观察时，TiC/AlSi10Mg纳米复合材料的表面张力随TiC颗粒体积分数的增加而降低。表面张力梯度一般与熔池温度梯度成反比，较高的激光吸收和较低的热耗散增大了熔池尺寸和温度梯度。随着TiC粒子数的增加，温度梯度和表面张力梯度的差异也逐渐增大。饶项炜等[48]采用选区激光熔化制备碳纳米管增强铝基纳米复合材料（carbon nanotube/Al，CNT/Al）构件，通过设置不同的激光参数，研究激光能量对试样相对密度、显微组织、力学性能的影响。采用球形AlSi10Mg粉末和平均长度10～30 μm、平均外径10～20 nm的碳纳米管（CNTs）作为初始原材料，通过机械球磨将CNTs均匀分散在AlSi10Mg粉末颗粒表面，以获得CNTs质量分数为1%的铝基复合粉体。激光线能量密度（η=P/V，式中：η为激光线能量密度P为功率，V为扫描速率）增大至187.5 J/m，相对密度为理论密度的99.83%，接近完全致密，如图15所示[48]。研究表明，高能量密度增大了熔池的尺寸和温度，导致液相的黏度下降和润湿性能提高，使得液相均匀铺展，熔池间搭接程度上升以及孔洞等冶金缺陷减少，致密化程度上升。碳纳米管（CNTs）外壁与基体发生原位反应生成了Al4C3，提高了界面稳定性。由图16可知[48]，当η=187.5 J/m时，试样的强度和延伸率分别为452 MPa和9.0%，添加CNTs可以有效提升铝合金材料的强度和韧性。CNT/Al复合材料的主要强韧化机制是细晶强化机制、奥罗万机制以及负载转移机制。
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柯林达等[49]研究了选区激光熔化制备SiC颗粒增强AlSi10Mg复合材料，分析了选区激光熔化成形工艺参数（扫描间距和扫描速度）对相对密度和力学性能的影响。结果表明，在激光功率490 W、铺粉层厚0.04 mm、扫描间距0.12 mm、扫描速度900 mm/s时，制备的SiC颗粒增强AlSi10Mg复合材料试样得到最佳综合性能，其中相对密度为99.1%，显微硬度为HV0.2 198.7，抗拉强度为341.9 MPa。卢博等[50]研究了原位合成SiC对铝基复合材料微观结构、抗弯强度和显微硬度的影响，结果表明，复合材料的基体相为Al相，第二相为Si相和SiC相；原位合成的SiC颗粒弥散细小的分布在铝基体中，颗粒尺寸具有微米级的多尺度特性。当SiC质量分数为30%时，材料的显微硬度最高，达到HV 134，相较于Al‒18Si提高了88%。
4. 高强度铝合金选区激光熔化研究进展
通常将抗拉强度在500 MPa以上的Al合金定义为高强度Al合金[40]。为了满足军工装备高强、耐磨耐腐蚀的高要求，对高强度Al合金的研发已经迫在眉睫。
4.1 Al‒Mg‒Sc系铝合金
Al‒Mg‒Sc合金通常被称为Scalmalloy®。Scalmalloy®作为新型铝镁合金，除可用于飞机零部件以外，还适用于制造同时具有高强度和轻量化要求的零部件，包括汽车工业和机器人行业所用的一些零部件。作为7系合金的替代品，AlMgSc铝合金是一种稀土元素Sc细化改性的Al‒Mg合金，经选区激光熔化加工后具有更加优异的性能。Schmidtke等[51‒52]提出AlMg4.5Sc0.66合金中Sc元素会在冷却凝固过程中析出Al3Sc相强化晶粒，从而提高其材料力学性能。在选区激光熔化过程中，熔池的高冷却速率为细晶无裂纹铝结构建立了热力学条件，AlMg4.5Sc0.66合金作为一种双晶粒组织合金，由100 nm～1 μm的等轴晶（由极高冷却速率、Sc元素细化晶粒产生的）和2～5 μm的柱状晶组成，内部组织结构是陶瓷相Al3Sc的细沉淀物，其组织结构如图17，该沉淀相使AlMg4.5Sc0.66合金的拉伸和疲劳强度超过AlSi10Mg约70%。
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在过共晶Al‒Sc合金中，由于FCC铝和Al3Sc之间的结构相似性以及小晶格参数失配，初生Al3Sc颗粒在铸造过程中从熔体中析出，作为Al基晶粒生长的晶种，这些晶种对细晶粒的生长是非常有效的。在选区激光熔化快速非平衡加工条件下，Scalmalloy合金中Sc溶解度显著增加，从而导致在结晶过程中形成大量的初生Al3Sc颗粒，诱导形成的晶粒组织。微观结构分析表明，温度场和颗粒析出行为是形成双相晶粒结构的主要原因。在靠近熔池底部的熔池区域，大量Al3Sc、Al3Zr、Al‒Mg氧化物和混合颗粒作为Al基体凝固的核心，导致形成非常细的晶粒组织。Sc和Zr形成Al3（ScxZr1−x）颗粒，它们以不同的方式作用于微观细化晶粒，进而改善力学性能。
4.2 Al‒Cu‒Mg系铝合金
Zhang等[53]发现在优化参数后，SLM-2系铝合金中富铜相仍不均匀分布在Al基体上，且在熔池边缘地区逐渐粗化。随着热处理固溶温度的提高，合金抗拉强度提高了15%，延伸率提高了47%，力学性能的提高依赖于强化相AlCuMg（图18[53]中白色部分）的固溶强化效果。
Wang等[54]在研究选区激光熔化不同Cu含量的Al‒xCu合金时发现，Cu含量不同导致了不均匀结构的生成，如图19所示，不同Cu含量（质量分数）的熔池结构呈现不同的结构特征。研究者将熔池结构划分为高冷速区（HCRZ）、低冷速区（LCRZ）及热影响区（HAZ）。当Cu质量分数为4.5%时，高冷速区、低冷速区及热影响区基本跨度相差不大；当Cu质量分数为6.0%时，低冷速区呈现最宽；当Cu质量分数为20.0%和33.0%时，高冷速区、低冷速区和热影响区都呈现平行分布的趋势，但当Cu质量分数为20.0%时，各熔池结构均较宽；当Cu质量分数为40.0%时，热影响区在熔池结构中跨度最大。对不同Cu含量合金进行选区激光熔化中，Al‒xCu合金的压缩应力应变曲线如图20所示[54]，结果表明Al‒33Cu表现出超过1000 MPa的压缩强度，主要来源于Al2Cu相所形成的纳米共晶结构对于材料的强化作用。
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5. 结论与展望
（1）介绍了选区激光熔化工艺在常用铝合金材料铸造Al‒Si系铝合金和高强铝合金2系、7系的应用。结合材料性能和工艺参数，探究了合金微观结构、扫描策略和力学性能之间的关系。
（2）针对铝基复合材料展开详细地说明，对选区激光熔化铝合金复合材料进行了综述，发现纳米增强颗粒的加入可以使铝合金复合材料集良好的韧性、硬度和耐磨性为一体。通过TiC、TiB2、SiC、CNT等增强颗粒的添加改变析出相，以此改变基体的显微组织，从而使相对密度、润湿性及相应力学性能显著提高。
（3）对新型3D打印铝合金进行了综述，集中对Al‒Sc相和Al‒Cu相进行分析，发现Sc、Cu元素的加入可强化析出相（Al3Sc、Al2Cu、Al2CuLi、Al2CuMg），使成分均匀化。通过固溶强化和析出相强化机理，减少裂纹，改善组织性能。
尽管目前已对选区激光熔化进行了大量研究，但对复杂选区激光熔化过程的相关基本物理现象缺乏研究，如热传导、热辐射、吸收或反射、相变、熔池动力学、Marangoni对流、蒸发、重力、润湿、烧结等。对其中许多物理现象以及现象之间的相互作用还没有完全了解，期待对这些物理现象有更深入的分析，主要包括：（1）熔池温度变化是影响结构和性能的决定性因素，温度场与成形质量之间的关系尚未探索清楚；（2）如何从材料角度出发，进一步实现铝合金部件结构轻量化、性能复合化；（3）如何消除选区激光熔化制造铝合金的热裂纹，了解成形之间的物理机制和这些机制与综合力学性能之间的关系。（4）铝合金大型复杂结构的后续精加工。
为解决目前铝硅系打印力学性能低的缺陷，众多研究机构开展了适用于高能束3D打印用铝合金的研究工作，力求推动铝合金打印制件最大强度高于500 MPa，延伸率高于7%。本课题组已针对铝锂合金的选区激光熔化制备开展了部分工作，通过添加Li2O纳米粉末对铝硅粉末进行修饰，按照质量配比98:2，将混合粉末置于球磨罐中，在转速60 r/min、球磨20 h后观察混合粉末的球磨情况，再通过高速旋转搅拌器进行高速搅拌实验，进一步使合金粉末混合均匀，制得所需的铝锂合金粉末，并表征出合金粉末的流动性及相应的氧含量、锂含量，通过对选区激光熔化扫描工艺参数进行优化，制备性能良好的铝锂合金。
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图 1 金属粉末选区激光熔化3D打印技术原理图
Figure 1. Schematic diagram of selective laser melting technology used in the 3D printed metal powders
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图 3 SLM-AlSi10Mg微观结构[18]：（a）熔池内三个微观结构区域（细晶粒、粗晶粒和热影响区）；（b）垂直于熔池边界处的粗晶粒平面上的等轴晶粒；（c）平行于构建方向的熔池核心和熔池边界处的较粗细长晶粒
Figure 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
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图 12 TiB2/AlSi10Mg复合材料横截面显微形貌和维氏硬度[45]：（a）不添加TiB2，移动速度 = 420 mm·min‒1；（b）添加质量分数2%TiB2，移动速度= 420 mm·min‒1；（c）放大图像和能谱分析；（d）维氏硬度
Figure 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
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图 13 Al7075和Zr+Al7075原料粉末显微形貌及其对应的枝晶生长方式[32]：（a）Al7075粉末形貌；（b）Zr+Al7075粉末显微组织；（c）Al7075柱状晶生长方式；（d）Zr+Al7075等轴晶生长方式
Figure 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
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表 1 商业化增材制造所需铝合金粉末材料牌号及主要性能
Table 1 Grades and properties of the commercial aluminum alloy powders used for additive manufacturing
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