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摘要:
铝及铝合金具有密度低、耐腐蚀、比强度高、导热性良好等特性，常被用于轻量化、功能化零部件，广泛应用于交通运输、电子产品、医疗以及化工等领域。铝合金金属粉末注射技术能实现精细复杂结构铝合金制品的低成本高效制造，具有力学性能优良、组织均匀、尺寸精度高、原料利用率高等优点，对推动铝合金注射成形零部件的产业化进程，加速其在电子信息产品、医疗器械、新能源汽车中的应用具有重要作用。本文介绍了铝合金金属粉末注射成形的发展现状，综述了铝合金注射成形用喂料制备要求，分析了粘结剂组分设计、脱脂方式、气氛烧结制度及合金元素对烧结致密化的作用机制，并展望了铝合金粉末注射成形亟待解决的问题与发展方向。
Abstract:Aluminum and aluminum alloys have the characteristics as low density, corrosion resistance, high specific strength, and good thermal conductivity, which are widely used in transportation, electronic products, medical, and chemical industries as the lightweight and functional components. Metal powder injection (MIM) can achieve the low-cost and efficient manufacturing of the fine and complex aluminum alloy products, exhibiting the satisfactory mechanical properties, uniform microstructure, and high dimensional accuracy. Development of Al-MIM technology plays an important role in promoting the industrialization of injection molded Al alloy parts and accelerating the application in electronic information products, medical devices, and new energy vehicles. The development status of metal powder injection molding for aluminum alloys was introduced in this paper, the effects of feeding requirements, binder composition design, degreasing method, atmosphere sintering system, and action mechanism on the sintering densification were reviewed, and the problems to be solved and the development direction were prospected.
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Keywords:
- aluminum alloys /
- metal powder injection molding /
- binder /
- degreasing /
- sintering densification
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铝是产量最大的有色金属，其合金具有耐腐蚀、轻质、高比强度、良好的导热性与可回收性等优点[1]，被广泛地应用于航空航天、汽车、生物医学及军工器械等领域。随着科学技术日新月异以及现代工业节能、高效、环保的需求，作为高性价比的轻质金属材料，铝及铝合金的研究和应用也不断创新[2‒3]。传统铸造铝及铝合金在交通运输装备、储液容器、3C电子零件等方面应用广泛，但其在成形过程中易出现密度分布不均，且生产复杂零件时存在材料利用率低、后续加工过程冗长等问题。随着电子信息领域部分器件（如智能手机散热器）性能的高速迭代，对轻质、精密、高强零部件的需求不断增长，也对传统铝合金制造工艺提出了挑战。金属注射成形（metal injection molding，MIM）是一种近净成形技术，结合了注塑成形和粉末冶金的技术优点，能高效生产中小型的复杂制品，制备的产品具有尺寸精度高、组织均匀、性能优异等优点[3]，是先进粉末冶金制品制造的发展方向，被称为“第五代”金属成形方法。金属注射成形的工艺流程如图1[4]所示，首先将金属粉末与粘结剂混合制备成粒状喂料，然后用注塑机将喂料注射成形为特定形状的生坯，再将生坯进行脱脂、烧结，得到性能优异的复杂金属构件[5]。
2018～2023年不同金属注射成形材料复合增长率与典型铝合金金属注射成形构件应用领域如图2[4]所示。随着信息化、商业化快速发展，精细构件的快速设计与自动产业化程度的加深，加速推动了不锈钢、镍、钛合金和铝合金材料在金属注射成形的应用。近年来，随着智能手机、穿戴产品对金属部件提出了更轻、更强的性能需求，高强铝合金的注射成形技术得到了广泛关注，但由于铝合金存在粉末烧结致密化难度大、生产环境要求高、安全隐患等问题，导致其工业化进程滞后。相比铝合金，钛合金的注射成形技术已经日益成熟，并在3C电子行业得到实际应用。然而，在全球金属注射成形市场上，钛合金的份额仅占4%～5%，而铝和镁的金属注射成形技术仍在不断发展中，尚未形成具有标准化的工艺流程。总体而言，金属注射成形不同材料的五年复合增长率达5%以上，具有重要的研究意义与发展前景。由于铝合金具有比强度高、原料成本低、散热性能好等优点，且伴随着注射成形铝合金中粉末和工艺等制备流程的规范化以及核心技术的突破，铝合金金属粉末注射成形的工业化应用将更进一步。综上，本文围绕铝合金注射成形的喂料组分设计、脱脂工艺与烧结致密化机理进行了系统的阐述，并展望了铝合金注射成形技术亟待解决的关键问题。
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1. 铝合金注射成形喂料的设计与制备
喂料的粘结剂设计与制备是金属粉末注射成形的首要步骤，是决定注射成形坯件质量、脱脂行为与烧结性能的核心要素。喂料通常需要具有良好的均匀性和流变性能、易脱脂能力、烧结组织可控等特点。大量的研究表明[5–8]，金属粉末注射成形喂料需表现出假塑性流体的特性，即粘度随着剪切速率的增大而减小。在低剪切速率范围内，随着剪切速率的增大，喂料粘度迅速下降，保障注射过程的流畅与充模效果，并有效降低注射成形的温度和压力。在成形后期，剪切速率下降甚至消失，喂料粘度随着剪切速率的降低迅速增大，有效防止注射坯体发生变形。在高剪切速率范围内，喂料粘度随着剪切速率的增大而缓慢下降，并趋于稳定，从而降低因复杂流道引起的局部剪切速率波动所导致的粘度波动，实现喂料粘度的稳定。除了剪切速率外，温度对喂料的流变行为也会产生重要的影响。温度是对聚合物高分子无规则热运动激烈程度的反映，温度升高，聚合物高分子无规则热运动能力增强，分子间距增大，材料内部形成更多的“空穴”。在剪切力作用下，聚合物分子链更容易沿着剪切方向取向，粘度下降。粘度对温度变化的敏感性越小，意味着在注射成形过程中喂料温度变化不会引起喂料粘度的显著波动，这有助于防止注射成形过程中因为温度变化导致生坯内形成应力集中、裂纹以及变形等缺陷，有利于精确控制注射成形坯体及最终制品的质量。
在制备过程中，粉末的选择和粘结剂的组成对铝合金喂料的流变性能有重要影响[6]。喂料的制备主要涉及以下几个步骤：（1）选择合适的铝合金粉末与粘结剂体系。其中粉末需要具备好的烧结活性与制品性能，而粘结剂需要具备与粉末较好的润湿性、高流动性、易分解、低残留以及较好的成形强度等特点。（2）确定铝合金粉末的装载量。通过评估粉末的振实密度、粒径分布与形貌，初步确定喂料中粉末的体积分数，然后设定3～5组不同装载量喂料组分，进行粘度测定，优选合适的喂料配比。合适的喂料具有金属粉末在粘结剂中分布均匀，在剪切速率为10～
1000 s−1区间粘度变化较小等特征。（3）混炼与造粒。将特定配比的铝合金粉末与粘结剂在混炼机中按一定的物料添加顺序进行混炼，再通过螺杆挤出造粒，制成颗粒喂料。（4）喂料的注塑性能评估与反馈迭代。喂料的特性需要满足铝合金产品的尺寸、形状与服役环境等性能要求，综合考虑的因素复杂，需要通过注塑件、后续脱脂与烧结等环节来全面评估，并反馈问题实现粘结剂组分迭代。基于此，本部分主要介绍铝合金粉末的选择与粘结剂组分设计，提出了铝合金粉末注射成形适用的粉末体系与粘结剂体系。1.1 铝合金粉末
铝合金粉末的形貌与组分影响喂料的粘度、粉末装载量以及烧结致密化行为，因此合金粉末的选择是喂料设计的首要步骤。通常情况下，对铝合金金属粉末的要求包括：（1）较小的粒径，粉末中粒径（D50）的范围一般为10～50 μm，且粒度分布范围倾向宽化，以保障金属粉末较高的烧结活性与粉末装载量；（2）铝合金粉末可采用气雾化等制粉工艺，高球形度粉末为佳；（3）较高的堆积密度，粉末的振实密度需高于0.61 g·cm−3为佳，可利于降低坯件烧结收缩率，提高产品尺寸精度；（4）颗粒内部孔隙少，以降低烧结后晶粒内部的残留孔洞；（5）对于注射成形铝合金粉末，通常需要添加Mg、Si、Sn等合金元素及其化合物等，以增强其力学性能和降低熔点。同时Mg和Si可以破除氧化膜，从而提高铝合金粉末的烧结活性。
气雾化铝合金粉末球形度高，且具有较好的流动性和填充性，是铝合金注射成形的优选粉末。孙伟成等[8]采用气雾化Al–Zn–Mg合金粉进行注射成形，获得了流动性较好的甲基纤维素体系喂料，验证了铝合金粉末注射成形的可行性。Acar和Gülsoy[9]采用中粒径D50为7.35 µm的近椭圆形气雾化铝粉为原料，与少量Si、Fe混合成合金粉末，制备了相对密度为96%、抗拉强度126 MPa、布氏硬度HBW 58的铝合金注射构件，其力学性能显著优于非球形粉末的注射件。杜智渊等[10]将不同组分的铝合金球形粉进行机械混合，研究了球形粉末合金组分对注射成形构件烧结相对密度与力学性能的影响规律，其中纯Al和Al–Mg合金粉末扫描电子显微（scanning electron microscope，SEM）形貌如图3所示。结果表明，在球形纯Al粉中添加适量的球形Al–Si合金可显著改善Al合金构件的综合性能，获得了烧结相对密度高于98%、抗拉强度为224 MPa的合金构件。
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粉末粒径和形貌对烧结活性和成形过程中的流动性有很大影响。Katou和Mstsumoto[11]对比了具有不同粒径的纯Al粉注射成形工艺，发现注射件的相对密度与力学性能与粉末粒径密切相关。当Al粉粒径为3 μm时，构件的相对密度为96%，抗拉强度达120 MPa。提高铝合金粉末比表面积可有效提升其烧结活性，但是，过小的粒径会降低粉末在成形过程中的流动性，影响成形质量，同时对粉末储存与操作提出了更苛刻的环境要求[12]。崔珊等[13]研究了粉末粒形对喂料显微形貌和流变性能的影响，发现粉末形状可以影响喂料中粘结剂的断裂方式，从而影响其流变性能。不规则形状粉末比球形粉末具有更大的比表面积，因此在相同粉末体积下需要更多的粘结剂来填充粉末间隙。Thavanayagam和Swan[14]发现具有窄粒径分布的粉末喂料成形性差。宽泛的粒度分布可以促进粉末填充颗粒空隙，并且粘结剂可以更均匀地覆盖在颗粒表面，从而改善喂料的流变性能。图4[14]为球形和不规则粉末的喂料断口形貌。基于球形粉末的喂料呈现出“脆性断裂”行为，且粉末间隙处粘结剂有明显撕裂痕迹，而其余断口平整。然而，不规则形状粉末表现出“韧性断裂”行为，整个断口的粘结剂呈出现撕裂断面，形态凹凸不平。在非球形粉末喂料制备过程中，小颗粒粉末填入大颗粒间隙，使得大颗粒间原有的粘结剂层变宽，同时加强了粗细颗粒间的相互作用，导致剪切阻力增加，降低了喂料的流动能力。因此，铝合金注射成形粉末需要具有较好的球形度，颗粒无团聚，表面光滑平整无污染且粉末粒径分布较宽。
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1.2 粘结剂
粘结剂在整个注射成形中起临时载体的作用。粘结剂将金属粉末充分包裹，给粉末提供流动性，使粉末颗粒之间的摩擦力减小，有利于进入模具，并且提高粉末的稳定性，使粉末在烧结前都可以保持一定形状。金属粉末注射成形用喂料的粘结剂组分通常包括三部分：（1）基体部分，又称为填充剂，占据总粘结剂质量分数的60%～90%，主要为较低分子量的聚合物，如石蜡、聚乙二醇、聚甲醛等，具有相对较低的软化点，且流动性好；（2）骨架部分，又称为骨干粘结剂，占据总粘结剂质量分数的8%～35%，主要由高分子量的聚合物组成，如高密度聚乙烯、聚丙烯、聚苯乙烯等，具有高强度和相对较高的分解温度；（3）其他添加剂，常占据总粘结剂质量分数的1%～5%，用于改善粉末与粘结剂的亲和性，降低各粘结剂组元间的分子纠缠摩擦力，提高喂料的流动性及稳定性等，如表面活性剂硬脂酸、增塑剂邻苯二甲酸二丁酯、抗氧化剂等。铝合金作为一种活性金属，其独特的化学性质要求其在设计粘结剂时必须兼顾良好的流变性能和低残留要求。优良的流变性能是粘合剂设计的关键，如果注射过程中的喂料流变性能不佳，会导致注射生坯出现两相分离、充模不足、飞边和密度梯度等缺陷，对于活性金属来说甚至会发生爆炸；脱脂不完全则会导致坯体内残留碳含量过高，从而影响产品的烧结和力学性能。铝合金金属注射成形粘结剂设计可一定程度借鉴Ti-MIM粘结剂体系，其中蜡基是Al-MIM中最常用的粘结剂体系。蜡基粘结剂与铝合金粉末具有更小的接触角，从而能够在粉末颗粒上更好的扩散，有助于混合和成形过程。
图5为铝合金注射成形喂料粘结剂设计所涉及的核心参数以及对应的评价方法。铝合金粉末粘结剂的设计原则包括以下几个方面：（1）优化粘结剂的热学特性以适配铝合金的烧结及致密化温度，可采用热分析仪器测定聚合物的热学特性和测定粘结剂与铝合金颗粒的润湿性能；（2）采用流变分析仪或毛细管粘度测定仪器评估制备不同固相含量、粘结剂体系喂料的流变性能，以保证较高的粉末装载量和良好的流动性；（3）评估生坯的力学性能和强度，以保证成形坯体在脱模和第一步粘结剂脱除过程中的强度，并确保烧结前不会因坯体转移而产生新的缺陷；（4）评估粉末和粘结剂的结合强度，避免成形过程中出现粉胶分离现象；（5）降低脱脂后粘结剂的残留余量，以保障活性金属烧结的组织与性能；（6）评估烧结构件的性能和产品质量，包括相对密度、力学性能和尺寸精度，这是注射成形制品的核心参数。同时，这部分评估也取决于粘结剂的设计。目前，铝合金及钛铝合金的主要粘结剂体系分为蜡基粘结剂与塑基粘结剂两类。基于此，本部分针对两类主流粘结剂体系，综述现有铝合金注射成形喂料的粘结剂研究进展。
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图 5 铝合金注射成形喂料粘结剂设计的影响要素及其评价方法Figure 5. Influencing factors and evaluation methods of the feeding binder design for the aluminum alloy injection molding1.2.1 蜡基粘结剂
蜡基粘结剂因具有极佳的流动性，良好的成形性能，易于脱脂，成本较低等优势，已成为铝合金注射成形研究工作中应用广泛的粘结剂体系。此类粘结剂常用的载体蜡有石蜡（PW）、巴西棕榈蜡（CW）、微晶蜡（MW）、聚乙烯蜡（PE蜡）等。骨架聚合物有高密度聚乙烯（HDPE）、聚丙烯（PP）、聚苯乙烯（PS）、乙烯–醋酸乙烯共聚物（EVA）等，同时添加剂主要包括硬脂酸（SA）、乙撑双硬脂酸酰胺（EBS）等。
Saidin和Azuddin[15]使用PW+HDPE+SA组合的粘结剂与铝粉末进行注射成形，研究了不同PW含量的粘结剂对铝合金喂料流动性的影响，发现石蜡的含量显著影响粉末的流动性能。当PW的含量增加而HDPE含量减少时，由于蜡的粘度较低，使原料的粘度降低，流动性提高。为了进一步研究粘结剂中组分含量与添加剂对铝合金注射成形的影响，Dayam等[16]改变了该粘结剂体系中PW的含量，并加入质量分数8%的凡士林作为增塑剂，改性的喂料注射成形后，获得了致密坯件。铝合金构件经过脱脂后，在真空环境下720 ℃烧结9 h，然后将冷却后的零件浸入沸腾的脱氧水中12 h，在720 ℃下再次加热7 h得到铝合金注射成形零件。结果发现石蜡含量越高，零件体积收缩增大，且最高体积收缩率为43.98%，相对密度为98.24%。Ni等[17]使用棕榈蜡作为基体蜡，用62%CW+35%HDPE+3%SA（质量分数）的蜡基粘结剂对Al–20Si粉末进行注射成形，喂料中的粉末质量分数为83%（80% Al–Si、1% Mg和2% Sn）。上述成形构件经氮气气氛下烧结后，零件的相对密度达95.5%，布氏硬度为HBW 58，抗拉强度为154 MPa。Liu等[18]开发了一种Sn粉改性
6061 系铝合金注射成形体系，喂料由6061Al+2%Sn（质量分数）合金粉末与52%CW+45%HDPE+3%SA（质量分数）粘结剂组成。生坯经脱脂后，在氮气或氩气气氛下于不同温度烧结保温2 h，并在T4（525 ℃处理1 h，水淬，自然时效h）和T6（525 ℃处理1 h，水淬，175 ℃人工时效8 h）条件下对烧结件进行热处理，结果表明添加Sn的6061 合金烧结密度更高，烧结窗口扩大，注射构件有更优异的力学性能。随后，该研究团队[19]在研究铝合金中插入低碳钢磁体的混合部件时，创新地使用了粉末注射成形技术制备Al–AlN复合材料部件，其粘结剂体系为CW+HDPE+SA，合金粉末组分为6061Al+2%Sn+2.5%Al–Cu–Mg–Si（质量分数），粉末装载量为82.9%（质量分数），将注射成形的生坯脱脂后与插件在氮气气氛610 ℃烧结，获得了粘合良好的铝磁混合部件。该研究团队[20]使用前一粘结剂体系与质量分数为82.5%的AA6061+2%Sn+10%AlN（质量分数）合金粉末混合制备喂料，喂料注射成形制备Al–AlN复合材料，显著提高了基体铝的力学性能，但材料的延展性稍有降低，证实了铝基复合材料在微电子学应用的可行性。除了铝合金及颗粒增强铝基复合材料，钛铝合金的注射成形也受到研究者的关注。Gerling等[21]使用组成为PW+HDPE+SA的粘结剂体系与TiAl合金粉末进行注射成形，并分别在10−9 MPa空气、3×10−2 MPa氩气和9×10−2 MPa氩气气氛中
1360 ℃烧结保温3.5 h，经热等静压处理后，所得近γ组织的TiAl合金的、抗拉强度达412 MPa，屈服强度达398 MPa，延伸率达0.45%。随后，Obasi团队[22]改变了该体系中骨干聚合物的成分，使用60%PW+35%PE+5%SA（质量分数）蜡基粘结剂与Ti–6Al–4V合金粉末注射成形后，以5 ℃·min−1的升温速率在1350 ℃下进行烧结，并以66 ℃·min−1的速率冷却，最终得到抗拉强度为861 MPa，屈服强度为757 MPa，伸长率为14.3%的TiAl合金注射构件。Liu等[23]改进了传统型粘结剂，用液体石蜡、聚乙二醇和萘替换了部分石蜡，将PW+LDPE+PP+SA+LPW+PEG+萘的粘结剂体系用于TiAl合金粉末的注射成形，得到的粉末装载量为68%喂料，在160 ℃下呈现出更小的流动指数，且脱脂后的配体中杂质含量更少，热脱脂时间减短。随着蜡基粘结剂的广泛应用，它在注射成形时的缺点也逐渐暴露出来。例如，石蜡粘度低且冷却时体积变化大，易使生坯出现两相分离、内应力升高等缺陷，对构件尺寸精度影响较大，且蜡基粘结剂溶剂脱脂效率低，脱脂时间长，生坯易塌陷。因此，开发新的非蜡基粘结剂也是当前铝合金注射成形的重要研究方向。
1.2.2 聚甲醛基粘结剂
1984年，聚甲醛（POM）首次被美国Celanese公司应用于粘结剂中，取代了传统粘结剂中的蜡。随后德国巴斯夫开发并加速了聚甲醛基粘结剂的工业化应用推广。聚甲醛基粘结剂具有脱脂效率高、坯体保形性良好、低残留等优点，能够避免生坯在催化过程中出现膨胀、裂纹等缺陷，提高尺寸精度，符合连续自动化生产的要求。
Herbert等[24]以67.1%Al粉+4.3%中间合金粉末+25.8%POM+2.8%Lucryl G55表面活性剂（质量分数，下同）为原料进行注射成形，生坯在纯氧环境一步热脱脂后，在630 ℃氮气气氛中烧结，最终得到线收缩率为12.27%、烧结密度为2.46 g·cm−3的注射构件。随后该团队尝试使用两步热脱脂步骤，对原料为70.1%Al粉+2.2%Mg粉+24.0POM+3.7%表面活性剂的注射成形构件进行脱脂，首先在180 ℃空气气氛下热脱脂13 h后，在420 ℃氮气气氛下进行第二次脱脂，最后在665 ℃氮气气氛下烧结1 h后得到材料线收缩率为9.5%、烧结密度为2.13 g·cm−3的注射构件。该团队以相同原料制备的注射构件先使用催化脱脂，然后再热脱脂，生坯分别在140 ℃、硝酸和无水草酸环境下脱脂10 h后，在420 ℃氮气气氛中热脱脂1 h，并在665 ℃下烧结1 h后，发现于硝酸环境中脱脂构件的线收缩率为10.7%，烧结密度2.36 g·cm−3，无水草酸环境中脱脂构件的线收缩率为14.28%，烧结密度2.42 g·cm−3，其力学性能较前两者高。随后该团队进一步使用70.8%的231铝合金粉+25.6%POM+3.6%的表面活性剂为原料进行注射成形，在无水草酸环境下催化脱脂，然后在420 ℃氮气气氛中热脱脂1 h，并在665 ℃下烧结1 h，得到线收缩率11.2%、烧结密度2.45 g·cm−3的烧结件，验证了POM粘结剂在铝合金注射成形中的可能性。
然而，目前POM基粘结剂主要用于钛铝合金的注射成形，在铝合金这一领域应用较少。杨晓霞[25]在研究Ti–6Al–4V注射成形时，对比了POM基粘结剂与水溶性粘结剂喂料烧结后的零件尺寸，发现采用POM基粘结剂的构件在烧结后的尺寸稳定性更高。王昆昆[26]以86%POM+5%HDPE+5%EVA+2%SA +2%PW为粘结剂体系，对粉末装载量为60%（质量分数）的TiAl合金粉末进行注射成形，生坯在120 ℃、硝酸环境中催化脱脂800 min，后在
1280 ℃下烧结，所制材料的相对密度为94.82%，拉伸强度为872 MPa，延伸率为2.0%，抗弯强度为1550 MPa，具有良好的力学性能。刘春林等[27]以POM+PP+HDPE+SA为粘结剂系统，以粉末装载量49%的Ti–6Al–4V粉末为原料制备出流动指数为0.554的喂料，具有较好的流动性能，适用于粉末注射成形，在1280 ℃下的烧结样内部孔洞较少，烧结密度为4.32 g·cm−3，抗拉强度为987 MPa。随着传统蜡基粘结剂在工艺过程中暴露的一系列问题，对POM基粘结剂的开发具有重要意义。但POM粘结剂与铝合金粉末的接触角太大（一般大于100°），导致混炼后的喂料产生团聚及粉末在粘结剂中分布不均匀等现象，直接影响注射成形的后续加工，甚至产生缺陷和裂纹。如何改善POM与铝合金粉末的接触角是目前需解决的难题，也是今后铝合金注射成形用POM基粘结剂需优化的方向。目前常用的方法是在粘结剂中使用表面改性剂以减小粉末与POM的接触角。陈泽旭等[28]使用POM为粘结剂体系，以PEG-EP为粉末表面改性剂，成功使粉末与POM的接触角大幅下降，提高了粉末与POM的湿润性。刘春林等[29]研究了活性剂对TiAl粉末注射成形喂料相容性的影响，以POM为粘结剂，对喂料分组添加硬脂酸（SA）、司盘80（Span 80）和乙撑双硬脂酸酰胺（EBS），结果表明添加EBS使粉末与粘结剂的接触角显著减小，具有较好的润湿效果。表1总结了市场上常用的铝合金及钛铝合金的粘结剂体系及注射成形构件的力学性能。
表 1 铝合金及钛铝合金的粘结剂体系及注射成形构件的力学性能Table 1. Binder systems of the Al and Ti–Al alloys and the mechanical properties of injection molded components材料体系
（质量分数）粉末粒径 /
µm粘结剂 组分（质量分数） 粘结剂含量 温度 / ℃ 气氛 相对密度 / % 抗拉强度 / MPa 参考文献 7429Al 35 蜡基 PW+HDPE +SA+PJ 40%（质量分数） 720 真空 98.2 96 [16] Ti47Al 30 PW+PE+SA 32%（体积分数） 1360 氩气 — — [21] Al–Si 10 62%CW+35%HDPE+3%SA 27%（质量分数） 550 氮气 95.5 154 [17] 6061Al+2%Sn 6061Al为10
Sn为4352%CW+45%HDPE+3%SA 17%（质量分数） 620 氮气 97.0 165 [18] 6061Al+2%Sn+10%AlN 6061Al为10
Sn为43
AlN为5CW+HDPE+SA 17.5%
（质量分数）640 氮气 97.1 84 [20] Ti45Al 30 PW+LDPE+PP+SA+LPW+PEG+
Naphthalene32%（体积分数） 1480 真空 — — [23] Al — POM基 POM+Lucry G55 28%（质量分数） 665 氮气 90.0 [25] 231Al — POM+表面活性剂 30%（质量分数） 665 真空 92.0 — [25] Ti–6Al–4V 30 86%POM+5%HDPE+5%EVA+2%SA+
2%PW40%（质量分数） 1280 真空 94.8 — [23] Ti–6Al–4V 20 其他 PEG+PMMA+SA 40%（体积分数） 1330 真空 — — [24] 2. 铝合金注射成形的脱脂
脱脂是烧结前的必经步骤，也是注射成形中最重要、要求最严格的部分，生坯中含有体积分数40%～50%的有机粘结剂[30]，在脱脂过程中粘结剂被彻底脱除。不同粘结剂体系所用的脱脂方法不同，但通常情况下都是采用两步法来脱除，即在每一阶段脱除部分粘结剂组分，直至全部脱完。为了避免在脱脂过程中出现变形、鼓泡、开裂甚至崩塌等现象，脱脂时间应尽可能短，且脱脂速度不能过快[31]。Al合金常用的注射成形脱脂方式如图6所示，蜡基粘结剂体系的脱脂工艺为溶剂脱脂与热脱脂相结合，若采用POM基粘结剂则是催化脱脂与热脱脂相结合[32]。
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图 6 铝合金粉末注射成形三种脱脂方式及其主要特点Figure 6. Three typical debinding methods of the Al-MIM and the corresponding characteristics2.1 溶剂脱脂
溶剂脱脂过程模型如图7所示，即将生坯浸入脱脂溶液或溶剂蒸汽中，通过粘结剂–溶剂界面扩散至配体表面以脱去基体粘结剂，保留骨架粘结剂以维持生坯形状。溶剂脱脂的目的是在整个坯体中形成相互连接的孔隙，以便在后续热脱脂时，粘结剂骨干部分可以通过这些孔隙去除而不会破坏形状[33]。该过程由毛细管作用和溶剂的浓度梯度驱动，溶剂脱脂可分为三个阶段，第一阶段：溶剂与坯体表面的粘结剂直接接触，脱脂率相当高；第二阶段：溶剂通过毛细作用渗入成形体，它提取并溶解蜡分子，然后将其输送到周围的溶剂中，此阶段中溶剂脱脂速度减慢；第三阶段：当浓度达到平衡时，脱脂速度逐渐趋于平稳。己烷、正庚烷、甲苯、二氯甲烷等有机溶剂都可作为脱脂溶剂，通常需要根据粘结剂的种类来选择。王家惠等[34]研究了Ti–6Al–4V注射坯的溶剂脱脂行为，发现脱脂温度升高，脱脂率增加，而对注射坯的形状无较大影响。通过分析溶剂脱脂过程动力学，在相同温度下，正庚烷的扩散速率大于二氯甲烷，脱脂率更高。溶剂脱脂具有速度快、成本低等优势，能够提高生产效率，但过程中坯体易溶胀变形，且有机溶剂一般对环境和人体有害，须集中回收处理。
2.2 催化脱脂
催化脱脂是20世纪90年代初兴起的一种脱脂方法，被认为是目前最先进的脱脂工艺，其过程如图8[35]所示，采用酸性催化剂，将POM基粘结剂快速催化分解为小分子甲醛并去除，实现快速脱脂。催化脱脂过程的温度低于POM基粘结剂的熔点，故没有液相产生，利于坯体保持形状，保持构件精度。目前常用草酸作为催化剂，对环境友好，且脱脂后构件强度高。刘斌等[36]研究发现POM基粘结剂的催化脱脂效率随温度升高先增大后下降，在130 ℃时达到最大。同时，随催化剂流量增大，POM基粘结剂脱脂效率增大，但是当坯体厚度增大时，材料的脱脂率呈现越低趋势。
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2.3 热脱脂
热脱脂模型如图9所示，在对原料进行加热的同时，粘结剂组分中的有机物质发生热降解、氧化降解或挥发，并向坯体之外扩散。热脱脂的过程主要包含了液相毛细迁移和气相扩散两个方面[35]。在脱脂的初始阶段，组分中的小分子软化、挥发或降解，并且在生坯中逐渐产生贯通的多孔结构。随着加热时间的延长，其中的大分子成分发生明显的裂解，并且随着加热时间的延长，孔隙扩大，粘结剂裂解速度逐渐加快[37]。在脱脂过程中，当粘结剂完全溶解时，生坯材料进入预先烧结阶段，通过对金属粒子的加热使其在一定温度下产生形变，相互连接，从而使生坯材料的外形保持不变。热脱脂技术具有操作简便、设备投入少、不需要溶剂循环利用等优势，但其缺陷是工艺时间较长、生坯易发生变形，且易引入含碳杂质，降低产品质量[38]。
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图 9 热脱脂模型示意图：（a）初始阶段；（b）连通孔隙形成；（c）低熔点组元脱除；（d）高熔点组元脱除Figure 9. Schematic diagram of the thermal degreasing model: (a) initial stage; (b) connected pore formation; (c) removal of low melting point components; (d) removal of the high melting-point components罗蒙等[39]系统对比了蜡基粘结剂的一步热脱脂工艺和两类两步脱脂工艺（无水乙醇溶剂脱脂+热脱脂，正庚烷溶剂脱脂+热脱脂）。结果表明，完全热脱脂工序简单但耗时长达20 h，并且脱脂后生坯强度低；两步脱脂法脱脂后的生坯无缺陷，其中正庚烷两步法脱脂率高且速度快，但生坯强度较低、易开裂，乙醇两步脱脂法生坯强度高且乙醇溶剂价格低，安全无毒，但脱脂速率相对较慢。Qin等[40]采用三氯乙烯溶剂脱脂8 h，随后于流动N2气氛中进行热脱脂，成功制备出具有高导热率的复杂AlN零件。综上，每种脱脂方式都各有优势与不足，因此，在实际操作中需要根据粘结剂的组分与粉末原料的性质来选用合适的脱脂方法。
3. 铝合金注射成形坯件的烧结
作为注射成形的最后一道工序，烧结过程决定了产品的最终性能。与传统粉末冶金方法相比，金属粉末注射成形的烧结工艺具有相似性。在烧结过程中会发生物质的扩散传质和迁移，从而实现粉末颗粒的烧结，使得坯体的孔隙减小、体积收缩，且构件的线性收缩率一般为10%～20%。将铝合金粉末制成生坯，经脱脂后，在烧结过程中会同时发生合金化、组织均匀化和烧结致密化三个过程。
3.1 组织演变与致密化行为
为了了解铝合金烧结过程，邱婷婷等[41]研究了Al–Mg–Si–Cu系铝合金烧结过程的致密化行为与组织演变规律。结果表明，烧结致密化过程可分为三个阶段，如图10所示。在初始阶段（室温至460 ℃），坯体中首先形成Al–Mg共晶液相，留下孔洞，Mg通过液相扩散至Al或Al–Si粉末中，与粉体表面氧化物反应，从而破除致密氧化膜，同时Al、Cu发生相互扩散形成金属间化合物。此阶段形成的孔洞、热膨胀等现象会造成生坯的相对密度下降[42‒43]。第二阶段（460 ℃～560 ℃）为快速致密化阶段，前期形成的Al–Cu、Al–Si液相迅速充满粉末颗粒间隙或孔穴，使生坯的相对密度明显增加。这一时期的致密化机理主要是由毛细作用力造成的颗粒重排和由于溶解析出而造成的晶界平直化[44‒45]。第三阶段（560 ℃～600 ℃）为近全致密化阶段，此过程中液相的湿润性随温度升高而增大，发生晶粒的快速长大从而填充孔洞，最终实现烧结体的近完全致密，且通过延长保温时间或升高烧结温度可使烧结体的相对密度达到98%以上[46‒47]。
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Mohammadi等[48]研究了铝合金烧结过程中的相形成与组织演变。将三组Al–Zn–Mg–Cu合金粉末进行混合，压实后于氮气气氛中不同温度下烧结并观察微观组织变化。结果表明，在不同温度下烧结会形成不同的液相。在420 ℃时，Zn发生熔化形成液相；在450 ℃时形成Al–Mg和Al–Mg–Zn共晶液相；在500 ℃下完全形成Al–Zn–Mg三相共晶液相，并且大多数的Mg(Zn2,AlCu)相与Al2CuMg相在600 ℃下形成。但是伴随着这些液相的形成，容易产生溶胀现象，从而降低构件的尺寸精度。在铝合金中添加Mg元素也将显著提高合金的烧结强度，但在烧结过程中同样可能会发生体积膨胀和收缩，造成尺寸的显著变化。因此，为了进一步研究铝液相烧结时的膨胀机理，Crossin等[49]研究了Al–Mg–Si–Cu液相烧结时的膨胀与热重变化行为，发现不添加Si的合金在450 ℃时会出现膨胀峰，添加了Si的铝合金在564 ℃和590 ℃下会增加两个膨胀峰。研究人员认为不含Si的铝合金在448 ℃下形成了Al–Mg共晶液相，而对于含Si的铝镁合金，两个膨胀峰分别对应于该温度下形成的Al–Si与Al–Mg2Si共晶液相。同时，他们还认为膨胀是由于初始液体和Al2O3颗粒之间的润湿性差，在表面张力的作用下液体将紧密堆积的颗粒分离从而导致膨胀。Muthuchamy等[50]对比了传统烧结和微波烧结，指出微波烧结可以当作传统烧结的替代方案，研究发现微波烧结比传统烧结速度快且效率高，经时效硬化后微波烧结压块维氏硬度可达到HV 580.37，远远大于传统烧结压块，且其微观结构更为精细，耐腐蚀性能更好。
3.2 气氛与合金元素的作用
除钛以外，针对现有工业活性金属（铝或镁）的粉末注射成形研究尚未突破，其主要原因是该类金属活性高，工业化生产仍存在较大的安全隐患，标准化工序制程仍未推广；另一个原因是铝或镁合金粉末会与大气中的氧形成稳定的氧化物，并覆盖于金属粉末的表面，这层致密的氧化膜会抑制烧结过程中金属原子的扩散，从而阻碍致密化过程，导致烧结后的密度与理论值相差较大。因此，如何在烧结时破除氧化膜是铝合金粉末注射成形最具挑战性的技术之一。
Ni等[17]研究了烧结温度与保温时间对Al–Si合金注塑件微观组织与力学性能的影响行为，结果如图11所示。研究表明，经550 ℃烧结并保温3 h后的Al–Si合金具有最佳的综合力学性能。党文龙等[51]研究了Al–3.8Cu–1.0Mg–0.75Si铝合金粉末在高纯氮气、高纯氩气、高纯氢气和分解氨四种气氛下烧结后合金的微观组织和力学性能，其结果如表2所示。在高纯氮气气氛下烧结后的材料力学性能最好，且材料组织相对密度高，而在其他气氛烧结后均出现体积收缩的现象。Schaffer等[52]发现铝合金在氮气、氩气和真空中烧结速率最初相似，但随时间延长收缩速率发生变化。同时，作者发现氮气在铝合金的烧结中起重要作用的原因主要是AlN的形成。AlN能够破坏Al粉颗粒表面的氧化层从而促进扩散[53]，且在烧结后期，形成的AlN可降低孔隙中的压力，使孔隙能够最大程度的被填充，从而实现致密化。随后作者在氮气气氛下，分别于630、635、640和645 ℃下烧结保温2 h，获得的6061Al+AlN复合材料构件力学性能如表3[19]所示。研究结果[54‒55]表明，在氢气气氛中烧结会导致样品保持膨胀，其原因主要是氢在液态铝中的溶解度很高，可以沿着液体通道迁移并重新填充孔隙，并阻碍后续孔隙的填充。
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图 11 Al–Si合金在不同烧结温度（保温时间1 h）和不同保温时间（烧结温度550 ℃）条件下的力学性能[17]：（a）相对密度，1 h；（b）硬度，1 h；（c）抗拉强度，1 h；（d）相对密度，550 ℃；（e）硬度，550 ℃；（f）抗拉强度，550 ℃Figure 11. Mechanical properties of the Al–Si alloys sintered at different sintering temperatures (1 h) for different sintering times (550 ℃)[17]: (a) relative density, 1 h; (b) hardness, 1 h; (c) tensile strength, 1 h; (d) relative density, 550 ℃; (e) hardness, 550 ℃; (f) tensile strength, 550 ℃表 3 6061Al+Sn+AlN复合材料在不同烧结温度和热处理条件下力学性能[19]Table 3. Mechanical properties of the 6061Al+Sn+AlN composites sintered and heat-treated in different conditions[19]热处理条件 相对密度 / % 硬度，HRH 屈服强度 / MPa 抗拉强度 / MPa 伸长率 / % 630 ℃下烧结 94.7±0.6 75.3±1.7 80.8±3.5 134.6±23.6 1.66±0.88 635 ℃下烧结 96.4±0.4 80.2±0.9 82.0±3.6 149.7±28.3 2.33±1.88 640 ℃下烧结 97.1±0.1 80.2±0.9 84.0±3.6 184.7±9.2 6.63±3.26 645 ℃下烧结 96.9±0.1 80.0±1.4 79.5±2.4 168.3±16.7 4.65±2.48 640 ℃下烧结并T4处理 97.1±0.1 92.0±0.9 118.7±3.2 263.3±5.8 8.1±0.52 640 ℃下烧结并T6处理 97.1±0.1 96.9±0.7 — 264.3±11.1 — AA6061+2Sn烧结 97.5±0.4 68.2±2.4 75.0±7.2 157.0±11.3 9.47±3.77 AA6061+2Sn T4处理 97.5±0.4 81.8±2.8 78.2±3.4 208.8±4.2 10.41±0.69 AA6061+2Sn T6处理 97.5±0.4 96.1±0.5 278.6±13.1 303.2±19.3 — 注：T4处理，525 ℃处理1 h，水淬，自然时效250 h；T6处理，525 ℃处理1 h，水淬，175 ℃人工时效8 h。 添加合金元素或烧结助剂也可以提高Al合金粉末的烧结性能[56]。各合金元素在Al合金烧结时的作用如表4所示。MacAskill等[57]使用Mg改善了铝粉的烧结反应，同时能增强氮化作用，且当Mg质量分数为1.5%时，氮化作用达到最大。Lumley等[58]发现Mg通过形成尖晶石相MgAl2O4改善液体与固体铝颗粒之间的湿润性，且能够破坏氧化铝薄膜，且这个过程在低浓度Mg时尤为显著。另外在烧结过程中，Mg可以通过固相扩散至金属–氧化物表面处被还原[59]。Sercombe和Schaffer[60]研究了Al–Cu烧结的影响因素，发现微量元素In、Bi、Sb、Pb，特别是Sn的添加能促进Al–Cu合金的烧结。它们在Al基体中的扩散速度比Cu快，并优先与Al中的空位结合。这降低了Cu扩散到基质中的速率，使烧结时的液相增多，促进了液相烧结并且提高烧结密度。同时Sn可以与Al形成一些亚稳态的Sn–Al相，并在固溶退火后转变为SnAl3相，从而增强铝合金的强度和硬度。随后该研究团队研究了Si和Sn对Al–Cu–Mg合金烧结的影响。结果显示在氩气气氛下Sn对烧结有阻碍作用，原因是Sn表面张力比Al低，导致其偏析到液–气界面，降低了体系的表面张力，从而导致毛细压力的降低，不利于润湿液体的烧结。在氮气气氛下，Si和Sn共同作用有利于合金的致密化过程。Pan等[61]将原子数分数1%的Sn粉加入到TiAl粉末中，烧结得到相对密度高达99.1%、线收缩率9.3%的合金构件，其力学性能与未掺杂Sn元素的TiAl基合金相比均有明显提升。研究发现，Sn有利于细化片层晶团尺寸，使烧结组织均匀化，同时Sn主要固溶于γ-TiAl相，使晶胞体积增加。杜智渊等[10]在氮气气氛下添加少量Sn进行Al–Cu–Mg–Si合金的烧结。当Sn含量较低时能有效促进合金的烧结致密化，当Sn质量分数为0.5%时，相对密度达到98%，抗拉强度达到224 MPa，合金性能随Sn含量升高而降低。Schaffer等[62]指出Cu在烧结时可以与Al形成一种强有力的固溶体，并促进合金的再结晶过程，提高合金的硬度、强度和加工性能。图12为Al–Cu–Mg合金添加Sn、Si后在590 ℃、氮气气氛下烧结后淬火的扫描电子显微形貌。可以看出，在加入Sn、Si后烧结过程产生的孔洞变少，当Sn、Si共同存在时，效果更显著，烧结后的组织更致密。
表 4 合金元素在Al合金烧结时的作用Table 4. Role of alloying elements in Al alloy sintering![]()
图 12 Al–Cu–Mg合金及添加合金元素后烧结显微组织[62]：（a）Al–3.8Cu–1Mg；（b）Al–3.8Cu–1Mg–0.1Sn；（c）Al–3.8Cu–1Mg–0.7Si；（d）Al–3.8Cu–1Mg–0.7Si–0.1SnFigure 12. Microstructures of the Al–Cu–Mg alloys added with different elements after sintering[62]: (a) Al–3.8Cu–1Mg; (b) Al–3.8Cu–1Mg–0.1Sn; (c) Al–3.8Cu–1Mg–0.7Si; (d) Al–3.8Cu–1Mg–0.7Si–0.1Sn4. 铝合金注射成形展望
铝合金的粉末注射成形受到越来越多关注，但其在发展过程中仍面临以下几大挑战：（1）生产球形铝合金粉末的成本较高，不利于工业的大规模生产；（2）铝合金粉末的生产安全问题需要形成行业标准，推动其在龙头企业中进行工程化应用；（3）目前适用于铝合金粉末注射成形的粘结剂体系较少，使用的粘结剂大多借鉴于其他金属，因此注射成形铝合金的粘结剂的研发仍处于瓶颈阶段，实用性进程仍较缓慢；（4）铝合金注射成形构件的力学性能较不锈钢与钛合金低，且存在烧结困难，粉末原料成本较高而没有得到广泛的普及。针对现阶段Al-MIM中存在的问题，有以下几点展望：
（1）铝合金气雾化球形粉末的制备成本较高，可以尝试改进现有的制备流程和设备的能源效率，通过自动化或者流程优化来减少后处理和品质控制的成本，并建立粉末储存与管控实施标准。
（2）优化蜡基粘结剂的组成与配比，改善蜡基存在的尺寸精度低、塑性差等问题；同时优先选择具有低残留、低分解温度的骨干粘结剂组元，以改善蜡基粘结剂的湿润性，提高粉末装载量并有效控制铝合金组分。
（3）POM基粘结剂的压坯强度高、保型性好，无相分离，且其粘度高，可快速脱脂且不变形，适用于连续自动化生产。因此，开展新型POM基铝合金喂料体系设计，通过添加适量抗氧化剂或表面改性剂，以提高铝合金喂料的稳定性。
（4）针对Al合金粉末表面形成稳定的氧化膜会阻碍烧结致密化的问题，可优化烧结气氛并控制氧含量，如加大氮气气流量；同时建立添加剂和微量元素与铝合金烧结行为和性能的对应关系，形成具有高相对密度与高强度的注射成形铝合金牌号。
（5）针对铝合金注射成形的工程应用需求，开发更多种类的新型铝合金成分体系，提高其物理性能和力学性能，并发展新的注射成形工艺，包括设计新型模具、改进注射成形设备、优化工艺参数等。
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图 5 铝合金注射成形喂料粘结剂设计的影响要素及其评价方法
Figure 5. Influencing factors and evaluation methods of the feeding binder design for the aluminum alloy injection molding
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图 6 铝合金粉末注射成形三种脱脂方式及其主要特点
Figure 6. Three typical debinding methods of the Al-MIM and the corresponding characteristics
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图 9 热脱脂模型示意图：（a）初始阶段；（b）连通孔隙形成；（c）低熔点组元脱除；（d）高熔点组元脱除
Figure 9. Schematic diagram of the thermal degreasing model: (a) initial stage; (b) connected pore formation; (c) removal of low melting point components; (d) removal of the high melting-point components
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图 11 Al–Si合金在不同烧结温度（保温时间1 h）和不同保温时间（烧结温度550 ℃）条件下的力学性能[17]：（a）相对密度，1 h；（b）硬度，1 h；（c）抗拉强度，1 h；（d）相对密度，550 ℃；（e）硬度，550 ℃；（f）抗拉强度，550 ℃
Figure 11. Mechanical properties of the Al–Si alloys sintered at different sintering temperatures (1 h) for different sintering times (550 ℃)[17]: (a) relative density, 1 h; (b) hardness, 1 h; (c) tensile strength, 1 h; (d) relative density, 550 ℃; (e) hardness, 550 ℃; (f) tensile strength, 550 ℃
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图 12 Al–Cu–Mg合金及添加合金元素后烧结显微组织[62]：（a）Al–3.8Cu–1Mg；（b）Al–3.8Cu–1Mg–0.1Sn；（c）Al–3.8Cu–1Mg–0.7Si；（d）Al–3.8Cu–1Mg–0.7Si–0.1Sn
Figure 12. Microstructures of the Al–Cu–Mg alloys added with different elements after sintering[62]: (a) Al–3.8Cu–1Mg; (b) Al–3.8Cu–1Mg–0.1Sn; (c) Al–3.8Cu–1Mg–0.7Si; (d) Al–3.8Cu–1Mg–0.7Si–0.1Sn
表 1 铝合金及钛铝合金的粘结剂体系及注射成形构件的力学性能
Table 1 Binder systems of the Al and Ti–Al alloys and the mechanical properties of injection molded components
材料体系
（质量分数）粉末粒径 /
µm粘结剂 组分（质量分数） 粘结剂含量 温度 / ℃ 气氛 相对密度 / % 抗拉强度 / MPa 参考文献 7429Al 35 蜡基 PW+HDPE +SA+PJ 40%（质量分数） 720 真空 98.2 96 [16] Ti47Al 30 PW+PE+SA 32%（体积分数） 1360 氩气 — — [21] Al–Si 10 62%CW+35%HDPE+3%SA 27%（质量分数） 550 氮气 95.5 154 [17] 6061Al+2%Sn 6061Al为10
Sn为4352%CW+45%HDPE+3%SA 17%（质量分数） 620 氮气 97.0 165 [18] 6061Al+2%Sn+10%AlN 6061Al为10
Sn为43
AlN为5CW+HDPE+SA 17.5%
（质量分数）640 氮气 97.1 84 [20] Ti45Al 30 PW+LDPE+PP+SA+LPW+PEG+
Naphthalene32%（体积分数） 1480 真空 — — [23] Al — POM基 POM+Lucry G55 28%（质量分数） 665 氮气 90.0 [25] 231Al — POM+表面活性剂 30%（质量分数） 665 真空 92.0 — [25] Ti–6Al–4V 30 86%POM+5%HDPE+5%EVA+2%SA+
2%PW40%（质量分数） 1280 真空 94.8 — [23] Ti–6Al–4V 20 其他 PEG+PMMA+SA 40%（体积分数） 1330 真空 — — [24] 
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表 2 不同烧结气氛下铝合金烧结的密度、硬度与尺寸变化率[51]
Table 2 Density, hardness, and dimensional change rate of the sintered Al alloys in different sintering atmospheres[51]
烧结气氛 密度 / (g·cm−3) 相对密度 / % 硬度，HRB 尺寸变化率 / % 高纯氮气 2.66 97.1 23 −1.65 分解氨 2.45 89.4 12 3.82 高纯氢气 2.43 88.7 8 5.02 高纯氩气 2.48 90.5 6 3.07
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表 3 6061Al+Sn+AlN复合材料在不同烧结温度和热处理条件下力学性能[19]
Table 3 Mechanical properties of the 6061Al+Sn+AlN composites sintered and heat-treated in different conditions[19]
热处理条件 相对密度 / % 硬度，HRH 屈服强度 / MPa 抗拉强度 / MPa 伸长率 / % 630 ℃下烧结 94.7±0.6 75.3±1.7 80.8±3.5 134.6±23.6 1.66±0.88 635 ℃下烧结 96.4±0.4 80.2±0.9 82.0±3.6 149.7±28.3 2.33±1.88 640 ℃下烧结 97.1±0.1 80.2±0.9 84.0±3.6 184.7±9.2 6.63±3.26 645 ℃下烧结 96.9±0.1 80.0±1.4 79.5±2.4 168.3±16.7 4.65±2.48 640 ℃下烧结并T4处理 97.1±0.1 92.0±0.9 118.7±3.2 263.3±5.8 8.1±0.52 640 ℃下烧结并T6处理 97.1±0.1 96.9±0.7 — 264.3±11.1 — AA6061+2Sn烧结 97.5±0.4 68.2±2.4 75.0±7.2 157.0±11.3 9.47±3.77 AA6061+2Sn T4处理 97.5±0.4 81.8±2.8 78.2±3.4 208.8±4.2 10.41±0.69 AA6061+2Sn T6处理 97.5±0.4 96.1±0.5 278.6±13.1 303.2±19.3 — 注：T4处理，525 ℃处理1 h，水淬，自然时效250 h；T6处理，525 ℃处理1 h，水淬，175 ℃人工时效8 h。
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