SLM制造铝合金的显微组织和性能
本文综述了增材制造Al合金的现状，主要聚焦显微组织表征以及机械性能。在AM制造铝合金时存在的显微组织和缺陷的形成从冶金学的角度进行了分析，同时对发展的高性能铝合金也进行了讨论。
1.1 机械性能
1.1.1 微观结构特性和加工条件的影响
众所周知，硅在材料可铸性和Al-Si合金的机械性能方面起着重要作用。在传统的凝固合金中，硅相的针状或板状形状在拉伸加载和塑性变形的早期阶段导致局部剪切，并迅速导致裂纹和断裂的产生和扩展。然而，在L-PBF中，在共晶区域和熔池中形成的球形硅纳米尺寸相可以抵抗局部剪切力。这导致裂纹产生和扩展受到抑制，并提高了延展性和强度。相关文献表明，与传统铸造材料相比，这提高了AM亚共晶Al-Si合金的拉伸性能。此外，除了共晶硅颗粒和初生铝晶粒的微观结构细化之外，L-PBF结构的这些高拉伸性能还归因于硅在铝基体中的非平衡溶解度。与亚共晶合金类似，过共晶合金的强度也通过细化初生硅和共晶硅相来提高。
此外，与传统铸造相比，Al-Si L-PBF部件在垂直构建方向与水平方向的微观结构存在差异，导致各向异性特征。使用后期处理不容易控制这种各向异性的拉伸强度和延展性的各向异性。相比之下，虽然在L-PBF中可以看到Al-Si合金的各向异性特性，但在不同的制造条件下可以获得良好的拉伸性能。并且大多数文献都指出，这两种材料中的Al-Si合金的拉伸强度方向基本相同。
另外还观察到改变扫描策略，如改变填充样式和轮廓，会显著改变纹理并提高拉伸性能，这主要是由于裂纹扩展路径的改变。值得注意的是，L-PBF样品还具有良好的韧性，但这种影响对构建和扫描方向等加工参数非常敏感。
大多数研究人员注意到，L-PBF样品的疲劳性能比铸造样品差。已发现拉伸残余应力、孔隙和未熔化的颗粒的存在是造成这种情况的可能原因。此外，已经观察到断裂最常发生在熔池边界的热影响区(HAZ)。HAZ的大小很大程度上取决于L-PBF加工参数，这为调整HAZ和熔池中的热梯度提供了一种现成的方法。具体来说，陡峭的梯度降低了HAZ的大小，这在理论上是有益的，因为它减少了断裂的机会。对不同环境(如Ar、N2和He)的影响的研究得出结论，Ar和N2产生的样品与He相比具有更优异的机械性能(尤其是延展性)。这可以通过孔簇的形成来解释。
1.1.2 热处理影响
通过固溶和时效热处理可以进一步提高AlSiMg合金的拉伸性能。除了硅之外，这些合金还含有不同量的Mg和Cu，以通过沉淀强化来提高机械性能。总体而言，正如Edwards、Donlon等人以及其他参考文献所研究的那样，老化过程中的沉淀机制遵循亚稳相和稳定相的演变。结果发现沉淀顺序为：超饱和固溶体(SSSS)→独立的Mg、Si和Cu原子簇→GP(Guinier-Preston)区→针状β′′→棒状β′→板状β。
对通过L-PBF加工的各种增材制造Al-Si合金的热处理以及基板温度与所得微观结构之间的关系进行了大量研究。发现热环境也是确定L-PBF建造样品机械性能的关键参数。例如，Siddique等人研究了AlSi12的机械性能作为建造制造速率、基板预热和建造后热处理的函数。他们的结果表明，这些参数会影响通过L-PBF生产的零件的微观结构并提高其疲劳性能。虽然Buchbinder等人发现预热基板会导致晶粒粗化和硬度降低，对于AlSi10Mg，它实际上有利于最大限度地减少最终显微组织中的缺陷。加热的建造板还可以增强零件与平台的附着力，并减少残余应力和热应力。
尤其需要注意不同条件下的硅颗粒形态，以及机械性能的演变。这些合金最常用的热处理是ASTM–T4、T5、T6和T7。共晶硅相的尺寸、形状和分布对Al-Si合金的力学性能有重要影响。图1显示了退火处理过程中共晶硅的微观结构演变示意图。已经表明，由于在L-PBF过程中遇到的极端冷却速率，在铝晶界处形成球形硅颗粒(直径<100nm)。通过增加退火温度或时间，共晶硅生长并且总数密度降低。人们认为，这种微观结构解释了高拉伸延展性(AlSiMg合金高达25%)，但它的产生是以牺牲屈服和极限拉伸强度为代价的。尽管如此，Al-Si合金的微观结构可以通过改变热处理步骤来调整。
▲图1 退火过程中PBF处理样品的微观结构演变示意图。富含硅的区域用红色表示。
▲图2 上图：经L-PBF处理的A357(AlSi7Mg0.6)合金和铸件A357的硬度曲线。下图：SLM制造的Al-7Si-0.6Mg的镀铬析出相的路径
此外，与传统铸造相比，L-PBF处理的样品所经历的快速冷却速度会导致比平衡微观结构更高的溶质过饱和度现象，这被称为溶质捕获。Rao等人研究了通过L-PBF处理的AlSi7Mg0.6合金，其中铝基质中的初始硅浓度为5.4wt%，在535°C溶液处理1小时后降低到0.5wt%。因此，在L-PBF处理的合金中获得的铝中硅和镁的高过饱和度可能允许直接人工时效。此外，过饱和度明显高于传统溶液处理过程中所能达到的水平。与溶液热处理L-PBF和铸造所达到的硬度相比，这可以产生更高的峰值硬度(图2)，因此可以得出结论，标准沉淀强化热处理可能不是L-PBF合金的最佳选择。事实上，大多数所需的微观结构都可以通过使用比ASTM T6推荐的更低的温度和更短的溶液热处理来获得（如在540°C下只需不到2小时)。
总之，亚共晶和过共晶Al-Si合金都可以通过L-PBF轻松加工。由于L-PBF处理的样品快速凝固，显著细化了微观结构，与传统铸造相比，这会使强度增加。然而，延展性和疲劳性能恶化，主要是由于残余应力、孔隙、未熔化的颗粒和热影响区。L-PBF处理过的样品的延展性可以通过适当的热处理来提高，但这通常是以强度为代价的。因此，在为实际应用设计零件时，牢记PBF工艺的这些优点和缺点至关重要。
2. AM锻造铝合金
高强度可热处理锻造铝合金(如2系、6系和7系)在航空航天和汽车工业中非常重要。因此，在过去五年中，这些合金已成为对增材制造有吸引力的候选材料。然而，许多实验研究报道了通过PBF处理高强度商业锻造铝合金存在困难，因为它们会发生凝固裂纹/热裂纹(图3)。高角度晶界(HAGB)的高体积分数(沿建造方向取向)和这些边界处溶质合金元素在连续凝固和重熔过程中逐渐富集(图4)，以及固态扩散，导致沿晶界偏析引起的热裂纹。这些合金在焊接过程中的开裂现象归因于特定的特性，如固相线和液相线温度之间的差异、热膨胀系数(CTE)、凝固收缩和熔融相流动性差。此外，与近共晶AlSiMg合金(图5(b))相比，它们具有相对较大的凝固范围。较大的凝固范围和凝固偏析的综合影响导致打印过程中出现热裂纹。
▲图3 通过L-PBF制造的2024(Al-Cu)高强度铝合金。EBSD图显示了HAGB和LAGB的GB分布。结果还表明，热裂纹主要集中在HAGB上。
▲图4 2024(Al-Cu)微观结构显示出Cu在晶界处的强烈偏析和这些区域中的裂纹产生。
▲图5 Thermo-Calc生成的相分数演变(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。高强度2系和7系合金具有长冷冻范围(>100℃)，导致热裂敏感性增加。5系中Sc和Zr的相演化表明Al3Sc和Al3Zr相的形成早在初生铝之前，它们作为初生铝的有效成核位点，随后消除了凝固过程中的裂纹。6系合金具有高度的裂纹敏感性，因为它们含有大约1wt%的Mg2Si，根据裂纹敏感性曲线产生更高的热裂纹敏感性。
▲图6 焊缝金属化学成分对各种铝合金相对裂纹敏感性的影响。
在焊接文献中，观察到的裂纹分为三类：(i)凝固型裂纹(由于热撕裂)，(ii)液化型裂纹(由于元素在晶界处偏析)以及(iii)固态开裂(由于应力)。这种从传统制造工艺(例如铸造和焊接)中获得的基础知识可用于为AM的开发提供信息。例如，已经确定铝合金中不同合金元素与焊接裂纹敏感性之间存在相关性(图6)。感兴趣的读者可以在参考文献中找到更多关于焊接和AM之间相似性的信息。
此外，高强度铝合金通常含有挥发性元素(例如锌、镁、锂)，这可能会由于L-PBF期间的蒸发而导致微观结构改变。已经观察到，在某些情况下，由于某些合金元素的蒸发而导致的成分变化甚至可能增加开裂敏感性。在下一节中，将提供结果概述，以及一些关于高强度铝合金微观结构的有前景的新研究。
2.1 2系(铝-铜)
Al-Cu 2系列合金可以沉淀硬化，具有高比强度、良好的断裂韧性和优异的疲劳性能。商用2系合金主要包含Cu和Mg，并添加Si和其他少量元素，如Zn、Mn、Fe、Ti、V。根据成分，合金可能形成多达五个平衡沉淀相，如θ (Al2Cu)，S (Al2Mg(Cu,Si,Zn)，Si，Mg2Si和Q(Al4CuMg6Si6)。2系合金在α+S相场的析出顺序为：SSSS(超饱和固溶体)→溶质簇→GPB(Guinier-Preston-Bagaryatsky)区+溶质簇→GPB区+溶质簇+S→S。
已经尝试通过L-PBF加工各种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过程中，这些合金形成柱状初生铝晶粒，具有<100>纹理和极细的过饱和的细胞树突状枝晶结构。大多数研究都指出，2系合金难以使用L-PBF进行加工，因为它们在构建过程中具有很高的热裂敏感性。Karg等人比较了2022和2024合金的L-PBF可加工性，并得出结论，与2022合金相比，2024合金产生更高的密度，并且对孔隙形成和开裂的敏感性更低。作者将此归因于2024中较高的硅浓度，这可能导致熔体粘度降低。
Kumar等人报道了通过调制扫描速度和功率在不同能量密度下加工2024合金的研究。他们观察到缺陷的发生(包括热裂、气孔、未熔合孔、球化等)可以通过优化加工条件来减少但不能完全消除(图7)。熔池的过热被认为是确定缺陷性质的关键因素。通过提供增加的能量输入，减少了空隙的形成。这是因为熔体流动性增加导致在凝固过程中填充收缩空隙，这可能是由于在给定扫描速度下增加激光功率会加剧热梯度并增加过热熔池体积。然而，高输入能量增加了热撕裂的发生。此外，柱状晶粒的生长以及它们之间的液膜(Cu偏析)产生了沿晶界发生热裂纹的敏感性。能量输入不足会导致不规则的熔合孔或位熔合缺陷，导致粉末熔化不完全以及空隙和间隙的不完全填充(瑞利不稳定性)。这是由于在低激光功率下熔池中的过热度不足，降低了熔体流动性并导致收缩空隙的不完全填充。
▲图7 SEM照片显示了经L-PBF处理的2024合金样品中形成的各种缺陷。
▲图8 SLM制造的铝合金随着扫描速度和激光功率变化时，在扫描间距为H = 0.11 mm 和粉末层厚度为 T = 0.05 mm的轮廓图
能量密度也会影响建造表面的粗糙度，进而影响机械性能。在Karg等人关于2219铝合金的工作上，样品在预热条件下制造，温度为200ºC，其中在样品和基板之间使用支撑结构以减轻开裂。在这里，通过控制和降低L-PBF加工过程中的冷却速度来抑制开裂的可能性，这基本上最大限度地减少了基板和样品之间的热传递。还注意到构建的拉伸性能和孔隙百分比对组件几何形状高度敏感。这归因于基板上样品的大横截面积，以及高达5 vol%的孔隙率，导致拉伸性能较差。Koutny等人研究了2618合金并建立了相对密度和机械性能之间的关系。据观察，当合金由于应力而具有大的凝固范围时，会形成凝固裂纹。
为防止裂纹形成，通过使用支撑结构降低了热梯度。使用400ºC的加热平台和较低的激光扫描速度，不会提高样品质量，反而会引发气孔。另一种防止热裂纹的方法是增加2系合金中的硅含量，因为硅促进了熔体的流动性。Wang等人通过添加通过气体雾化产生的额外硅粉来研究Al-3.5Cu-1.5Mg-1Si合金。他们的工作允许制造没有任何热裂纹的建造体。建造后对样品进行的拉伸测试显示屈服强度为225MPa，极限拉伸强度为370MPa(伸长率为5.53%)。T6热处理后，屈服强度和极限抗拉强度分别增加到约370MPa和约460MPa，但延伸率(6.3%)没有明显变化。
他们得出结论，样品的塑性受Q相形成的影响，这与Mg2Si和AlxMny相有关。这些相的形成导致了凹陷的断裂表面。经T6热处理后，在铝基质中生成的纳米Al2Cu(Mg)沉淀物基本上可以最大限度地减少基质和样品之间的热传递。与印刷样品相比，T6热处理后在铝基质中生成的纳米Al2Cu(Mg)沉淀物提供了更多的屈服强度和极限拉伸强度。然而，Brice等人观察到沉积过程中镁的蒸发，这对沉淀机制有显著影响，他们得出结论，镁含量的变化导致Al2Cu(θ)相沉淀显著减少，导致机械性能变差。然而，同样重要的是要注意在高强度铝合金中添加更多的硅会降低机械性能，并且合金的成分可能不适合结构应用。因此，目标不仅是制造无裂纹的部件，还要获得良好的强度和延展性。这可以通过仔细选择合金元素和/或有效成核粒子来实现。
最近，Tan等人研究了一种2024合金，其中添加了0.7wt%的Ti纳米颗粒以抑制热裂纹并细化初生铝晶粒。他们证明了具有L12有序结构的原位Al3Ti纳米颗粒的形成。经T6热处理后，这些样品的拉伸强度为435MPa，延伸率为10%，与常规制造的锻造样品相当。Aeromet开发了含有约4.5wt% TiB2颗粒的A20X™合金(Al-4.5Cu-0.3Mg-0.7Ag-3.5Ti)，且具有良好的机械性能。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处理后会形成具有高抗压强度(>1000MPa)的纳米共晶微观结构。
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