激光选区熔化成形高强铝合金晶粒细化抑制裂纹研究现状

刘小辉，刘允中

(华南理工大学 国家金属材料近净成形工程技术研究中心，广州 510641)

高强铝合金通常指2×××(Al-Cu)和7×××(Al-Zn)系铝合金，具有较高的比强度、良好的耐蚀性和耐磨性，被广泛应用于航空航天、汽车等领域中。高强铝合金的传统加工方法主要有铸造和塑性加工等，随着航空航天工业的发展，这些传统加工方法越来越难以满足复杂零部件加工的需求，一种“自下而上”的增材制造技术应运而生。

金属增材制造(additive manufacturing, AM)是一种基于离散-堆积成形思想的快速成形技术，一般利用高能热源根据预设轨迹熔化原料，进而逐层累加成三维实体。其加工过程不需要传统机械加工的模具及毛坯，具有较高的设计自由度和加工柔性，理论上可成形任意形状的零部件，并且作为一种近净成形技术减少了材料消耗，简化了零部件的加工程序。金属增材制造常用的热源包括激光、电子束和电弧等，原料主要分为金属粉末和丝材等类型。激光选区熔化(selective laser melting, SLM)，又称激光粉末床熔融(laser powder bed fusion, LPBF)，是一种基于粉末层熔化的增材制造技术，以分层熔化、逐层叠加的方式制备复杂零部件，被广泛应用于金属增材制造领域。然而，与常规铸态合金不同，SLM成形金属材料具有非平衡凝固的特点，晶粒倾向于沿着成形方向(building direction, BD)外延生长，最终形成具有明显择优取向的柱状晶组织[1-2]。粗大的柱状晶组织易产生显微组织和性能的各向异性，尤其是对于热裂纹敏感性高的合金来说，粗大的柱状晶组织容易导致周期性的热裂纹。因此，目前使用的上千种合金中，可用于SLM成形的金属材料种类十分有限，比较常见的有镍基合金(如Inconel 718[3]，Inconel 625[4]等)、钛基合金(如TC4[5])、铁基合金(如316L[6])以及CoCr合金[7]等。然而，SLM成形铝合金存在一定困难，原因在于铝合金的高反射率导致激光能量利用率较低，同时高导热系数造成热量快速散失到粉末层或凝固部位，阻碍了SLM过程中的可控熔炼。当前SLM成形铝合金主要集中于铸造性能良好的Al-Si系合金，如AlSi10Mg和Al12Si等[2,8]，而航空航天等领域应用较广的高强铝合金(Al-Cu和Al-Zn系列铝合金)研究尚不够充分，主要原因在于高强铝合金的合金元素含量高、凝固温度区间宽，焊接性较差，在SLM过程中具有较大的热裂倾向。

如何通过控制凝固过程来调控合金显微组织以获得所需的性能，一直是凝固领域的重要问题之一。众所周知，金属材料凝固过程中晶粒细化可以减少缩孔、降低热裂敏感性并改善组织的均匀性和性能的各向同性，进而提高材料的强度和塑性[9]。因此SLM成形铝合金的晶粒细化也一直吸引着研究者的极大关注。本文对近年来激光选区熔化成形高强铝合金显微组织控制的研究现状进行了总结，分析了SLM成形高强铝合金所面临的主要困难和未来发展趋势。

1 SLM成形高强铝合金显微组织

图1(a)为SLM过程示意图，通常，SLM过程中激光束快速、重复的加热方式使熔池具有独特的热环境，比如较高的冷却速率(103～106K/s)和较大的温度梯度(≈10-6K/m)[10-12]。对于给定成分的合金，凝固过程中晶体生长形态取决于温度梯度(temperature gradient,G)和生长速率(growth rate,R)的比值，较低的G/R有利于等轴树枝晶的形成(图1(b))[13-17]。与熔焊过程类似，在熔体过热情况下SLM过程中均匀形核难以发生，在缺乏有效的非均匀形核剂的情况下，晶粒易于在母材晶粒表面与铝熔体之间的固液界面处形核[16，18]。熔池边界处的结晶过程一旦启动，较高的G/R值导致晶粒将连续不断地以柱状树枝晶的形式朝着熔池中心生长[16，19]。铝合金晶粒生长过程中的结晶取向大多沿着〈001〉方向，并且垂直于散热较快的熔池边界的等温线，而沿着边界等温线方向的生长受到抑制，因此容易产生沿着成形方向的粗大柱状晶组织[1,12，20-21]，如图1(c)，(d)所示。

图1 SLM成形高强铝合金

与铝合金焊接类似，高强铝合金SLM成形过程中形成的热裂纹主要可以分为液化裂纹和凝固裂纹[22]。液化裂纹通常出现在合金元素含量较高的铝合金中，此类合金在凝固过程中析出大量低熔点共晶相，当热影响区内的共晶相受热重新熔化时形成了液化裂纹。液化裂纹在SLM成形高强铝合金中较为少见，目前为止鲜有研究涉及SLM成形高强铝合金凝固过程中液化裂纹的形成机制及其影响因素[2]。凝固裂纹又称结晶裂纹，是SLM成形高强铝合金中最常见的热裂纹，由此产生的SLM成形性较差等问题是当前研究所面临的主要挑战[23-25]。因此，本文中热裂纹主要指在凝固的最后阶段糊状区晶粒之间的残余液膜导致的凝固裂纹。凝固裂纹的形成机制较为复杂，一般认为，凝固裂纹是凝固收缩和热收缩引起的应力与凝固过程中的冶金过程(包括晶粒间桥连和共晶相的形成)相互作用的结果[22，26]。高强铝合金由于凝固温度区间宽，促进了凝固过程中溶质的晶间偏析，当糊状区柱状晶间的狭长枝间通道补缩受阻时形成“薄液膜”，随后冷却过程中“薄液膜”在凝固收缩、热应力作用下被“撕裂”，产生沿着成形方向的凝固裂纹。由于柱状晶间容易聚集更多的溶质、产生更长的裂纹路径，粗大的柱状晶组织通常比细小的等轴晶组织更容易萌生热裂纹[1,27]。可见，热裂纹与凝固温度区间和柱状晶的凝固方式密切相关。

SLM成形材料的性能取决于加工过程中形成的显微组织，对晶粒结构具有较高的敏感性，晶粒细化是抑制高强铝合金固有热裂属性的关键(图1(e))[1,12]。Montero-Sistiaga等[28]认为晶粒尺寸的减小会影响裂纹的形成和扩展。凝固过程中细小的等轴晶结构更容易通过抑制张力来适应糊状区的应变，以避免枝晶的取向并阻止裂纹扩展。现有SLM成形高强铝合金的研究主要集中在通过SLM成形工艺参数优化和材料成分设计来调控显微组织，如图1(f)所示。工艺参数优化主要通过激光功率、扫描速率、扫描间距、铺粉层厚度、基板预热温度和扫描策略等条件的优化来改变熔池凝固过程中的热条件，以达到降低合金裂纹敏感性的目的。材料成分设计则主要是采用微合金化元素或纳米形核颗粒对铝合金粉末进行改性以控制凝固过程，促进凝固过程中的非均匀形核或提高对晶粒生长的限制作用来细化晶粒。表1[1,12，21，27，29-50]为常见的SLM成形高强铝合金的力学性能，可见，在未经改性的情况下SLM成形高强铝合金力学性能与锻造高强铝合金相比仍有较大提升空间，且存在明显的各向异性[1,8,29]；近十年来，结合SLM成形工艺参数优化及高强铝合金成分设计，SLM成形高强铝合金的力学性能已经基本达到传统锻件水平。

表1 激光选区熔化成形高强铝合金晶粒细化和力学性能

2 SLM成形高强铝合金显微组织调控

当前研究中SLM成形高强铝合金显微组织调控主要指对晶粒结构和热裂纹敏感性的控制，通常采用晶粒细化的方法来抑制凝固过程中的开裂和柱状晶生长。在铸造领域常见的晶粒细化方法有热控法、物理法和化学法[51]。热控法是通过改变凝固过程中的热力学条件来影响凝固组织，包括提高冷却速率和降低浇铸温度等途径实现晶粒细化；物理法是指在熔体凝固过程中施加振动或搅拌作用获得细小的晶粒；化学法是一种向熔体中添加少量物质促进非均匀形核或抑制晶粒生长以达到细化晶粒和改善凝固组织的方法，如铸铝工业中常通过Al-Ti-C和Al-Ti-B等中间合金的添加来细化铝合金凝固组织。SLM过程中，由于较高的冷却速率和温度梯度的不平衡凝固，促进粗大的柱状晶向细小的等轴晶转变面临着较大的挑战：改变SLM工艺参数可对熔池热环境产生一定影响，但对高强铝合金热裂现象改善有限[1,52-53]；激光定向能量沉积增材制造过程中引入高强度超声振动可促进TC4等材料中柱状晶向等轴晶转变[54]，但该方法对设备要求较高；近年来，添加经济有效的晶粒细化剂(如形核颗粒或者具有晶粒生长限制作用的合金元素等)以细化晶粒在高强铝合金增材制造领域得到了发展，并取得了显著的成果。

2.1 工艺参数优化

SLM成形过程具有与快速凝固类似而又更加复杂的热力学和动力学行为，考虑到SLM存在大量的工艺参数可供调试，目前有较多研究尝试通过工艺窗口或扫描策略的调整来改变熔池的热过程(如温度梯度和过冷度等)，降低G/R促进等轴晶形成，进而降低裂纹敏感性[55]。Bartkowiak等[56]研究了SLM成形高强铝合金和自主开发的Al-Cu，Al-Zn系粉末的可能性，单道成形实验结果证明了SLM成形高强铝合金具有较大的应用潜力。此后，SLM成形高强铝合金的研究逐渐引起了研究者重视。研究发现[29,57-58]，通过工艺参数优化可以在一定程度上抑制SLM成形2×××(Al-Cu)系高强铝合金中的裂纹，但是成形效率却因此受到影响。Zhang等[29,57]采用SLM技术在较低的扫描速率(5 m/min)下成功制备了无裂纹的Al-Cu-Mg试样，试样近乎全致密(致密度达99.8%)，在细晶强化和固溶强化作用下，试样抗拉强度和屈服强度分别达到了402 MPa和276 MPa，伸长率约6.5%。然而，当扫描速率增加时，试样裂纹敏感性增大，仍难以实现Al-Cu-Mg合金高效快速成形(图2(a))。Nie等[58]通过工艺参数优化，进一步证实SLM可以制造无裂纹、高密度的Al-Cu-Mg试样，但是依然仅能在较低的扫描速率(≤15 m/min)下才能避免开裂。Tan等[52]研究发现工艺参数的调整并不能完全抑制SLM成形2024铝合金中柱状晶的形成，这是容易产生热裂纹的主要原因。

图2 不同扫描速率下SLM成形高强铝合金OM形貌

7×××(Al-Zn)系铝合金具有更高的强度，然而，目前仅依靠SLM工艺参数优化还难以有效抑制7×××系高强铝合金中的热裂纹。Kaufmann等[59]研究了SLM成形EN AW 7075铝合金的可行性，通过工艺参数的调控制备了致密度达99%的试样，但是所有SLM成形试样都出现了热裂纹，这些裂纹通常也易出现在EN AW 7075铝合金焊接过程中。Qi等[53]研究发现扫描速率对SLM成形Al7050中熔池形貌有较大影响，采用合适的扫描速率可降低裂纹密度，但是依然无法根除热裂纹(图2(b))。同时，降低扫描速率虽然可以减少裂纹的数量，但由于增加了内应力会使得开裂程度增加。此外，7×××系铝合金含有较多的低熔点Zn，Mg等合金元素，在SLM的过程中这些合金元素烧损较多[60]。烧损量与工艺参数密切相关，而Zn，Mg作为7×××系铝合金的主要强化元素，其性能也会因此而降低，同时金属蒸气来不及逸出也会留下气孔等缺陷。可见，如何通过工艺优化与合金成分设计相结合实现无裂纹高强度的7×××铝合金SLM成形是当前研究亟需解决的技术难题。

综上，高强铝合金对激光吸收率低、热导率高、易氧化、含有大量易烧损合金元素，有很强的热裂倾向。工艺参数优化对SLM成形高强铝合金显微组织控制和性能调控都有很重要的意义，然而，工艺参数优化难以达到普适性。对于具有极高熔化和冷却速率的SLM而言，工艺参数对凝固方式的影响十分复杂，实际应用中任何微小的变化，如零件的几何形状、成形方向以及SLM成形设备之间的差异都可能导致不同的热条件，需要重新优化工艺参数[61]。因此，拓宽SLM成形高强铝合金工艺窗口以适应所有可能的变化；探索新的显微组织调控机制，以实现高强铝合金结构和性能的精准调控成为当前研究的重点。

2.2 物理法细化晶粒

在传统的铸造领域，对熔体凝固时施加机械振动或搅拌[62]、电磁振动[63]或超声波振动[64]等物理方法具有一定的晶粒细化效果。焊缝的晶粒细化也一直是焊接领域的研究热点，晶粒细化可以提高焊缝的强度和塑性，改善其在凝固过程中的抗热裂能力[65]。许多物理方法如超声波搅拌[65]、高频振动[66-67]、电磁搅拌[68]以及电弧脉冲和电弧振荡[69]等被应用到焊缝的晶粒细化和裂纹抑制中。然而，SLM过程中熔池尺寸较小、存在时间短，限制了该方法在SLM成形高强铝合金晶粒细化等领域的应用。Todaro等[54]在激光定向能量沉积过程中，对成形平台施加高强度超声振动，在不改变合金成分的情况下，细化了TC4和Inconel 625等材料的晶粒。Zhang等[70]研究了超声振动与重熔处理对激光定向能量沉积Al-12Si合金显微组织和力学性能的影响，发现熔池中的超声波作用不仅可以将材料的致密度从95.4%提高到99.1%，而且可以将初生α-Al树枝晶的最大尺寸由277.5 μm细化至87.5 μm，材料力学性能也因此得到提高。尽管这些研究表明超声波振动在增材制造合金晶粒细化领域具有较大的应用潜力，但是不同于激光定向能量沉积技术，基于粉末床熔融的SLM过程中引入超声波细化晶粒面临着一定挑战，比如超声波等物理场可能对粉末层造成破坏等。将超声波探针插入熔池或采用高能脉冲激光源是SLM成形高强铝合金晶粒细化的一种可能途径[17,65]，然而目前尚未见采用物理方法实现SLM过程中高强铝合金晶粒细化和裂纹抑制的报道，相信随着增材制造技术的发展该方法将展现出其独特的优势。

2.3 添加晶粒细化剂

2.3.1 添加形核颗粒

添加陶瓷颗粒或金属间化合物等充当α-Al非均匀形核质点以细化晶粒是一种改善高强铝合金SLM成形性和力学性能的行之有效的方法。等轴晶形成需要较大的过冷度，在凝固界面前沿提供高密度的非均匀形核质点可降低等轴晶粒形成所需的临界过冷度，进而细化晶粒[71]。在铝工业中，晶粒细化通常通过添加中间合金以促进非均匀形核并限制凝固过程中的晶粒生长来实现，即孕育处理[51]。目前用来调控SLM成形高强铝合金的形核颗粒主要包括碳化物(如TiC)和硼化物(如CaB6,TiB2)等陶瓷颗粒，其中以TiB2颗粒最为常见[21,27,33,72]。

早期的形核粒子理论认为，碳化物/硼化物是铝熔体中潜在的形核剂，熔体中的非均匀形核质点密度越高，最终晶粒越细。Wang等[73]通过SLM制备了TiB2/Al-3.5Cu-1.5Mg-1Si复合材料，发现添加TiB2后Al-3.5Cu-1.5Mg-1Si平均晶粒尺寸减小了近90%，裂纹得以消除。胡亮等[31]发现1%(质量分数，下同)的纳米TiB2颗粒可使SLM成形2024铝合金试样的柱状晶转化为等轴状或短棒状，平均晶粒尺寸由19.9 μm细化至4.25 μm(图3(a))，并且致密度由97.3%提升至98.2%。Wen等[74]研究了激光定向能量沉积2024铝合金，发现2024铝合金组织呈粗大的柱状晶且具有明显的择优取向，而3% TiB2/2024铝合金则呈由细小的等轴晶组成的无织构组织。Lei等[75]通过增材制造制备了TiB2/ZL205复合材料，获得了由平均晶粒尺寸为13.3 μm的等轴晶组成的无裂纹组织。此外，Mair等[27]发现SLM成形2024铝合金中添加2% CaB6纳米颗粒可诱导柱状晶向等轴晶转变，从而改善SLM加工性能，如图3(b)所示。然而，当熔体中单独引入碳化物/硼化物时，颗粒的形核效率较低，并且受到颗粒尺寸分布、熔体中过冷度不足、重力场和团聚的限制[71,76-78]。实际上，有研究表明添加的形核颗粒中不超过1%的颗粒可作为活性形核质点，并且随着形核剂添加量的增加，形核效率将进一步下降[79-80]。万达远等[81]采用SLM制备了TiB2/7075复合材料，发现TiB2颗粒与铝基体之间为非共格界面。Liu等[21]研究表明SLM过程中1% TiC单独加入2024铝合金时，虽然晶粒也有所细化(图3(c))，但是TiC颗粒出现在晶粒内部的概率较小，表明凝固过程中大部分TiC颗粒失去了形核作用。

图3 SLM成形碳化物/硼化物改性高强铝合金的晶粒细化

尽管TiB2在铝合金SLM成形过程中展现出了良好的晶粒细化作用，然而，当合金中含有Zr，Cr以及高含量的Si等元素时，Al-Ti-B中间合金的细化能力会明显减弱甚至消失，即细化“中毒”效应[51,82]。同时，SLM成形高强铝合金中TiB2的引入常常通过氟盐原位反应生成TiB2或者依靠机械混合外加TiB2颗粒。前者存在熔渣难以去除、释放有毒氟化物气体及工艺复杂等问题；后者虽工艺简便，但纳米级TiB2与铝合金粉末机械混合时易团聚，且在SLM的过程中TiB2颗粒较稳定难以通过溶解-析出的方式分散均匀，因此，SLM成形试样中容易产生孔隙，导致力学性能不佳[73,83]，限制了TiB2在高强铝合金SLM成形中的广泛应用。

研究人员认识到，Al3Ti金属间化合物颗粒是比碳化物/硼化物更有效的形核剂[71]。这一点在增材制造高强铝合金中已经得到证实，研究者采用预合金化或机械混合的方式将Ti引入到高强铝合金粉末中，通过观察原位反应生成的Al3Ti与α-Al存在共格界面，发现Al3Ti可有效充当α-Al非均匀形核质点[21,39,40，45]。其他与Al晶格错配度小的Al3M(M=Zr，Ta，Nb，V和Sc等)类铝化物颗粒也是增材制造铝合金中细化晶粒的有效形核剂[1,34,40,43-44,61]。值得注意的是，这些金属间化合物颗粒很难通过外加法引入，多是通过熔体内的原位反应生成。因此，目前的研究侧重于通过添加Ti，Zr或昂贵的稀土元素Sc等元素来改性高强铝合金，以靶向形成Al3M类形核剂。此时，熔体中形核剂的密度过度依赖于铝和外加合金元素之间的原位反应，加之在凝固过程中通常也只有小部分铝化物实际起到活性形核剂的作用(比如Al3Sc中仅有2%～3%的颗粒可起到形核质点的作用)[84]，那么为了获得足够密度的形核质点，需要外加更多的合金元素，从而导致成本增加及铝合金密度过高。

2.3.2 微合金化

微合金化是指通过少量合金元素的添加改善铝合金显微组织，现已成为提高铝合金抗裂性和力学性能的另一种有效方法。溶质生长限制理论认为，除强效的形核剂外，具有良好偏析能力的溶质对铝合金的晶粒细化也至关重要[71,85]。溶质元素可以在固液界面前沿形成一个成分过冷区，激活固液界面前沿存在的形核剂，限制枝晶的生长。偏析元素对固液界面前沿晶粒的生长限制能力可以采用生长限制因子(growth restriction factor, GRF)来量化。GRF定义为[71]：

GRF=m(k-1)C0

(1)

式中：m为液相线斜率；k为溶质分配系数；C0为合金中的溶质浓度。较大的GRF保证了固液生长界面前沿成分过冷区的快速生成。成分过冷区可以限制晶粒生长，激活生长界面前沿的形核颗粒[71]。同时，固液界面推进速率的减缓又保证了有更多的晶粒形核，晶粒得以细化[80]。铝合金中典型溶质元素的生长限制作用如表2所示[71]。

表2 铝合金中典型偏析元素的生长限制作用[71]

为了提高SLM成形高强铝合金的抗裂性，国内外研究者对合金成分设计进行了许多尝试[29,38]。如今，添加微量钪(Sc)、锆(Zr)、钛(Ti)、钽(Ta)、钒(V)和硅(Si)等合金化元素已成为SLM成形高强铝合金中消除裂纹和改善可成形性的重要方法之一。

(1)SLM成形含Sc/Zr高强铝合金

由表2可知，Sc，Zr等元素具有中等的生长限制作用，其主要通过原位反应形成Al3(Sc,Zr)金属间化合物颗粒，促进α-Al非均匀形核而细化晶粒。如图4(a)所示，在熔池中温度梯度和作为形核剂的Al3(Sc,Zr)颗粒的双重作用下，合金显微组织通常呈现出柱状和等轴晶粒交替的特征[44,86]。目前，高强铝合金微合金化主要可分为预合金气雾化法、机械混合外加法和静电组装技术等途径。预合金气雾化法是指在高强铝合金熔炼过程中加入合金元素，然后通过气雾化法制备预合金化粉末。Zhou等[43]采用预合金化Al-6Zn-2Mg-1(Sc+Zr)粉末制备了致密无裂纹的AlZnMgScZr合金，试样中生成了与基体呈共格界面关系的Al3(Sc,Zr)颗粒，促进了α-Al的非均匀形核。为了进一步降低原材料成本，经济的无/少Sc的高强铝合金正在逐渐发展[87-88]。然而，由于元素间熔点差异较大，通过预合金气雾化制备复合粉末的成分难以有效控制，且工艺复杂，成本较高。机械混合法是指通过物理方法将气雾化铝合金粉末与微合金化颗粒混合均匀，工艺简便，成本较低且便于成分调控。Zhang等[34]通过机械混合的方法将纯Zr粉与Al-Cu-Mg合金粉末混合，发现Zr的添加可促进SLM成形Al-Cu-Mg合金中柱状晶向等轴晶转变(图4(b))，降低合金裂纹敏感性，具有超细晶粒的Zr/Al-Cu-Mg合金展现出了更好的力学性能和更宽的工艺窗口，试样抗拉强度可达451 MPa，但是伸长率仅有2.67%。在此基础上，Nie等[36]进一步优化了SLM工艺参数，研究了Zr含量对Al-Cu-Mg-Mn合金性能的影响，结果表明试样最大抗拉强度可达493.3 MPa，伸长率11.5%。

Zr等金属粉末存在活性高、易氧化和易爆炸等问题，限制了该方法的大规模工业化应用。Martin等[1]提出了通过静电组装技术在铝合金粉末表面涂覆ZrH2颗粒代替Zr颗粒的新方法，为SLM成形高强铝合金的微合金化处理提供了一个较好的解决方案。如图4(c)所示，SLM打印过程中，ZrH2受热分解后向熔池提供Zr元素，依靠Zr与Al熔体间的原位反应靶向生成Al3Zr形核剂，得到了由均匀细小的等轴晶粒组成的7075合金。该方法既避免了预合金化粉末重复熔炼造成形核颗粒的粗化，又消除了生产过程中Zr金属粉末的安全隐患。詹强坤等[46]采用机械混合法研究了ZrH2含量对SLM成形含锆7×××铝合金晶粒细化和裂纹抑制的影响，发现随着复合粉末中ZrH2含量增加，SLM成形试样的柱状晶逐渐转化为细小的等轴晶组织，裂纹也随之减少，当ZrH2含量为1.5%时，试样平均晶粒尺寸为1.6 μm，热裂现象完全消失。试样经T6热处理后抗拉强度和伸长率达到了锻件水平。但是，有研究表明Zr元素对Al-Cu-Mg-Mn合金起到裂纹抑制作用的同时，对合金力学变形行为也产生了重大影响，随着合金中Zr含量的增加，应力-应变曲线逐渐由平滑流动转变为锯齿流动，当Zr含量达到1%时，合金拉伸过程中出现了明显的屈服现象[34,36]。

(2)SLM成形含Ti高强铝合金

Ti作为一种具有强烈生长限制作用的合金元素(如表1所示)，不仅能限制晶粒生长，而且通过原位反应生成的Al3Ti相是一种非常高效的形核剂，在铸造铝合金的晶粒细化过程中已备受关注，如发展了Al-Ti系等中间合金[89]，但是实际应用过程中发现Al-Ti系中间合金的晶粒细化效果并不理想，并且经过长时间保温后会产生衰退现象，原因在于α-Al非均匀形核过程中起到主要形核质点作用的Al3Ti会逐渐溶解[51]。通常，Al3Ti有两种晶型，即四方结构的D022-Al3Ti和立方结构的L12-Al3Ti。根据晶格匹配(edge-to-edge matching, E2EM)模型可知，相比于平衡相D022-Al3Ti，亚稳相L12-Al3Ti与α-Al之间具有更小的晶格错配度，更能促进α-Al的非均匀形核[21,90]，但是冷却速率较低的常规铸造过程倾向于形成平衡相D022-Al3Ti，这也是铝合金铸造过程中添加Al-Ti系中间合金晶粒细化效果不佳的重要原因之一。SLM熔池的快速凝固特点有利于形成亚稳相L12-Al3Ti，因此Ti元素对SLM成形高强铝合金裂纹抑制及其强韧化具有重要价值。Ti的引入可有效促进SLM成形高强铝合金的晶粒细化和柱状晶向等轴晶转变，进而抑制热裂纹，改善力学性能[21,39-40,45,50]。Zhang等[40]通过预合金化方法制备了Al-2.25Cu-1.8Mg-1.5Ti合金，经Ti改性后，合金中热裂纹得以消除，形成均匀、细小的等轴晶组织，抗拉强度和屈服强度分别为426.4 MPa和293.2 MPa，伸长率为9.1%。Tan等[39]通过机械混合法制备了Ti纳米颗粒改性2024铝合金复合粉末。如图4(d)所示，SLM成形2024铝合金由宽度约10～80 μm、长约数百微米的柱状晶组成，而SLM成形Ti/2024则由平均晶粒尺寸约2 μm的等轴晶组成，经T6处理后抗拉强度和伸长率分别为(432±20) MPa和(10±0.8)%。力学性能尚有较大提升空间，限制力学性能进一步提高的原因可能是Ti纳米颗粒性质活泼，在SLM过程中不可避免地暴露在空气中时易发生氧化。为了避免Ti颗粒的氧化，通过TiH2颗粒代替Ti改性高强铝合金粉末是一种降低铝合金裂纹敏感性、改善合金力学性能的极具潜力的方法。例如，Liu等[21]发现2024铝合金中1% TiH2的添加可有效细化晶粒，降低合金裂纹敏感性。SLM打印过程中，TiH2受热分解后向熔池提供Ti元素，一方面Ti元素与Al熔体反应生成形核颗粒L12-Al3Ti，另一方面具有较高生长限制因子的多余Ti溶质元素可进一步改善高强铝合金的SLM成形性[21,50]。

(3)SLM成形含Si高强铝合金

高强铝合金SLM过程中热裂敏感性高与其固有的凝固温度区间宽有关[1]。在铸造铝合金中，常常通过Si元素的添加来改善铝的加工性能。Si可以通过形成低熔点的共晶组织来降低熔体的凝固温度区间，同时能提高熔体流动性、降低热膨胀系数。此外，由表(2)可知Si元素也具有一定的生长限制作用。

Montero-Sistiaga等[28]发现Si能提高Al7075铝合金的SLM成形性，添加4% Si后成功抑制了Al7075铝合金中的热裂纹，认为Si能降低合金熔点，缩短凝固温度区间；形成低熔点的共熔体，在凝固的最后阶段回填到裂纹中；降低热膨胀系数，提高流动性；Si也具有一定细化晶粒的作用。如图4(e)所示，随着Si含量的增加，合金中直径小于5 μm的晶粒逐渐增多。Casati等[47]也发现Si的加入对Al-Zn-Mg-Cu合金的SLM成形性有积极的影响。SLM成形Al-Zn-Si-Mg-Cu合金在凝固的最后阶段，含Si共晶相的形成缩小了凝固的脆弱温度区间，改善了晶间区域的液体供给。合金经T5处理后抗拉强度达到了(449±12) MPa，但是伸长率仅为(1.3±0.2)%。显然，Si的添加在改善合金SLM成形性和显微组织的同时会对力学性能尤其是塑性产生不利影响。因此，为了获得更好的SLM成形性以及强度和塑性之间的平衡，Si含量必须根据给定的基础合金成分进行调整。Otani等[91]优化了SLM成形Al7075合金中Si的添加量。随着Si含量的增加试样中孔隙和裂纹被抑制，并且达到预期致密所需的激光体积能量密度降低，但是合金显微硬度和抗拉强度提高的同时，塑性降低。经优化后认为，对于SLM成形Al7075，Si添加量为5%时，既可消除热裂纹，同时又能保证抗拉强度和塑性的平衡。

图4 SLM成形微合金化高强铝合金的晶粒细化

2.3.3 复合改性高强铝合金

在常规铸造凝固过程中，形核颗粒与具备高生长限制因子的合金元素共同掺入可以协同细化铝合金晶粒。如前所述，对于高强铝合金在SLM过程中的晶粒细化，研究者做了许多出色的研究，但目前主要集中在加入单一形核颗粒(如TiB2，CaB6等)或微合金化元素(如Ti，Ta等)来调控合金的显微组织。事实上，当形核颗粒单独加入时，由于非均匀形核所需过冷度不足，大量形核颗粒分布在晶界而失去充当非均匀形核质点的作用；虽然微合金化法能同时引入形核颗粒和强生长限制元素，但是面临着原位反应生成的形核颗粒数量不足的问题。鉴于此，微合金元素和形核颗粒复合添加以改善高强铝合金SLM成形性的方法开始受到关注。

欧阳盛等[50]通过机械混合法向AA7075合金粉末中同时引入TiB2和TiH2，发现TiH2和TiB2的复合能够显著抑制SLM成形试样中的裂纹，并且随着TiH2含量增加，试样中的柱状晶转变为平均晶粒尺寸为1.38 μm的等轴晶。TiH2添加量为1.4%的复合材料，抗拉强度和屈服强度分别为360 MPa和328 MPa，伸长率为12.0%。经T6热处理后，性能进一步提升，抗拉强度和屈服强度分别提高到461 MPa和394 MPa，伸长率增加至15.3%。Li等[48]开发了一种新型Si和Zr改性Al-Zn-Mg-Cu (Al7075)预合金化粉末，发现Si和Zr能有效地抑制SLM成形Al-Zn-Mg-Cu中的热裂纹，原因在于SLM成形过程中低熔点富硅共晶相能填充裂纹，并且原位反应生成的Al3Zr可细化晶粒。如图5(a)所示，Zhou等[49]提出亚微米Si和TiB2的共同掺杂能够减少Al-Zn-Mg-Cu合金凝固收缩，细化晶粒，同时提高其断裂韧性，因此合金具有较高的抗拉强度((556±12) MPa)和屈服强度((455±4.3) MPa)。基于经典的晶粒细化理论，Liu等[21]设计了一种由TiC纳米陶瓷颗粒和TiH2颗粒组成的新型晶粒细化剂，该晶粒细化剂可有效地调控SLM成形高强铝合金的显微组织和力学性能。添加的TiC纳米颗粒以及原位反应生成的Al3Ti既可以充当凝固过程中α-Al非均匀形核的质点，又可以充当颗粒增强体的作用；而过量的Ti溶质则可起到提供形核所需的过冷、激活凝固界面前沿形核颗粒活性的作用，已成核晶粒的生长也将进一步受到溶质和纳米颗粒的限制作用。TiC和TiH2共掺杂后，AA2024合金的晶粒由平均晶粒面积729.0 μm2(等效平均晶粒尺寸约为30.47 μm)的柱状晶转变为平均晶粒面积为3.4 μm2(等效平均晶粒尺寸约为2.08 μm)的等轴晶，第二相形貌也随之转变为网状，进而从本质上消除了热裂纹。在细晶强化和Orowan强化的共同作用下，材料的强度和塑性同时得到了提高。进一步验证发现，该晶粒细化剂对SLM成形AlZnMgCu合金也有显著的晶粒细化作用(如图5(b))，得益于柱状晶和热裂纹的消除，SLM成形(TiC+TiH2)/AlZnMgCu合金抗拉强度和伸长率分别提升至(593±24) MPa和(10.0±2.5)%，达到了传统锻件水平[12]。

图5 SLM成形合金元素和形核颗粒复合改性高强铝合金晶粒细化

值得注意的是，高强铝合金作为一种可热处理强化铝合金，经热处理后合金中析出大量沉淀相对力学性能有显著强化效应。然而，SLM工艺具有冷却速率极高和非平衡凝固的特点，产生的独特显微组织(如基体中固溶较高的溶质原子)往往不同于传统高强铝合金。同时，常规高强铝合金成分并不是为适应SLM成形工艺而设计，微合金化元素或纳米形核颗粒的添加改善高强铝合金SLM成形性的同时，合金成分和显微组织也发生了改变，现阶段研究主要依据传统热处理制度对SLM成形高强铝合金进行热处理[1,39]。常规高强铝合金热处理工艺可能与SLM成形高强铝合金并不兼容，这也是造成试样热处理后达不到预期力学性能的原因之一，需要针对SLM成形高强铝合金的成分及显微组织特点重新调整热处理工艺以获得更好的综合性能。

3 SLM成形新型高强铝合金

SLM为具有复杂形状的铝合金部件一体化成形提供了机会，然而大多数常规高强铝合金成分难以适应SLM工艺特点，在SLM成形过程中普遍存在热裂纹等缺陷。为了提高SLM成形性，基于传统的2×××和7×××系高强铝合金成分进行微合金化或孕育处理是一种可行的方法。从合金成分设计的角度出发，近年来针对SLM成形工艺特点专门开发了一系列新型高强铝合金，主要包括AlMgScZr以及AlMnSc等系列合金。

3.1 AlMgScZr系新型高强铝合金

Sc和Zr微合金化是一种改善铝合金焊接性和力学性能的常用方法。熔体中生成的Al3(Sc,Zr)颗粒既可以作为α-Al的晶粒细化剂和抑制再结晶晶粒长大的弥散颗粒，也可以作为析出强化相，研究表明Al中Sc含量每增加0.1%，合金强度增加约40～50 MPa[84,92-93]。AlMgScZr系新型高强铝合金(又称Scallmalloy®)是欧洲空中客车集团专门为增材制造而设计的合金[93]。Schmidtke等[93]开发的Al-4.5Mg-0.66Sc-0.51Mn-0.37Zr合金(即ScallmalloyRP®)经过人工时效后屈服强度和抗拉强度分别达到了500 MPa和520 MPa，平均伸长率约14%。Spierings等[92]发现Scallmalloy®(Al-4.6Mg-0.66Sc-0.49Mn-0.42Zr)合金由熔池边界附近的细晶区(平均晶粒尺寸约0.6～1.05 μm)和熔池内部的粗晶区(平均晶粒尺寸约15 μm)组成，采用较低的能量密度有利于进一步细化熔池边界附近的晶粒。熔池内外温度场分布和Al3(Sc,Zr)颗粒析出行为差异是导致显微组织中细晶区和粗晶区交替出现的原因：在熔池底部析出大量的Al3(Sc,Zr)和氧化物颗粒可以促进α-Al非均匀形核，产生细晶区，而在温度高于800 ℃的熔池内部温度梯度较大，大部分形核颗粒被溶解，柱状晶粒外延生长形成粗晶区[94-96]。

Scallmalloy®合金中含有较多昂贵的稀土元素Sc(≥0.66%)，而降低Sc含量会导致Al-6.2Mg-0.36Sc-0.09Zr合金晶粒粗化、热裂和力学性能显著下降[96]。为了缓解这一矛盾，Li等[97]研究了Al-xMg-0.2Sc-0.1Zr合金中Mg含量对显微组织和力学性能的影响，随着Mg含量从1.5%增加到6%，虽然晶粒逐渐细化，但是合金裂纹敏感性增大，只有当进一步加入1.3% Si时热裂纹才被抑制。通过进一步微调合金成分，设计了一种新型Al-8.0Mg-1.3Si-0.5Mn-0.5Sc-0.3Zr合金，平均晶粒尺寸约2～10 μm，凝固过程中Al-Mg2Si共晶相的形成有助于抑制热裂纹。成形态合金抗拉强度和伸长率分别为497 MPa和11%，由于热处理工艺的不同，合金抗拉强度在506～550 MPa之间变化，伸长率约8%～17%。

3.2 AlMnSc系新型高强铝合金

AlMnSc系合金是另一种专门为SLM工艺开发的新型高强铝合金之一[98-99]。Jia等[99]利用SLM快速凝固的特点，将大量的溶质原子固溶在Al基体中，开发的Al-Mn-Sc系合金(Al-4.52Mn-1.32Mg-0.79Sc-0.74Zr)表现出出色的时效硬化和高温稳定性。在SLM过程中未见凝固裂纹和明显的冶金缺陷，由于熔池边界附近形成了大量的初生Al3(Sc,Zr)颗粒，合金也呈现出细晶区和粗晶区交替的特点，粗晶区和细晶区平均晶粒尺寸分别约3 μm和650 nm。成形态合金平均屈服强度和伸长率分别约438 MPa和19%，在300 ℃温度下时效5 h后屈服强度和伸长率分别为560 MPa和18%，表明Al-Mn-Sc合金具有良好的SLM成形性并且只需简单的热处理工艺即可达到较高的力学性能，为SLM制造复杂的高性能轻质结构件提供了新的方向。

4 未来发展趋势

高强铝合金是一种重要的轻质结构材料，激光选区熔化增材制造技术为最大程度上发挥高强铝合金在汽车轻量化设计和航空航天等领域的优势作用提供了新的途径。然而，由于高强铝合金在SLM凝固过程中的高热裂敏感性，SLM成形高强铝合金与Al-Si系合金相比起步较晚，固有热裂敏感性高和力学性能不理想仍然是当前SLM成形高强铝合金所面临的主要挑战。添加合金元素或陶瓷颗粒等形核剂可显著细化晶粒改善合金显微组织并消除裂纹，对改善力学性能有良好的作用。但总的来说，SLM成形高强铝合金的研究才刚刚起步，在应用之前还有许多研究工作需要进一步开展。

(1)SLM成形高强铝合金的综合性能评价。当前研究主要集中于通过裂纹抑制及晶粒细化来改善合金力学性能，在应用之前其他的性能如热性能、疲劳性能、耐磨和耐腐蚀等需要综合考虑，但是迄今为止该方面研究较少。

(2)SLM成形高强铝合金的后处理工艺。SLM成形高强铝合金与传统加工工艺不同，SLM具有快速冷却和重复加热的特点，容易产生未熔合、气孔等缺陷。为保证服役安全，迫切需要必要的致密化手段，比如热等静压技术等；合金元素及纳米形核颗粒的引入对合金熔体物理冶金特性及凝固过程将产生较大影响，由此产生的独特非平衡显微组织和内应力与常规铝合金存在差异，其热处理工艺及强韧化机制要复杂得多，如微合金化元素的添加将导致脆性金属间化合物Al3M相的形成，在热处理过程中，合金元素与基体间的相互作用机制及形核颗粒的结构、分布和形貌等演变规律及其在拉伸变形过程中的变形规律还不清晰。

(3)新型高强铝合金成分设计与性能调控。当前工业中使用的高强铝合金是为了适应传统铸造-锻造工艺而设计，高强铝合金由于具有较高的激光反射率和热导率、较大的凝固温度区间和热裂敏感性，在SLM过程中易产生热裂纹以及结构和性能的各向异性，需要对现有高强铝合金体系进行重新设计和改善，最大程度地保持高强度和最佳凝固性能，以适应于SLM工艺特点。激光或者电子束增材制造过程中，熔池的过热和合金元素的蒸发将不可避免地导致实际合金成分偏离原始成分，铝合金中Mg和Zn元素的损失不仅会降低沉淀强化效应，也会降低扫描轨迹的稳定性。此外，合金元素的烧损可能导致熔池中非均匀形核质点的数量下降，这也是导致柱状晶生长的重要原因之一。因此，开发适用于SLM成形的新型高强铝合金，掌握“工艺参数-元素烧损-力学性能”的内在规律，探讨合金元素及形核颗粒对SLM成形高强铝合金裂纹抑制及合金综合性能的影响规律，对扩展SLM成形高强铝合金的工业化应用将具有重要意义。

(4)SLM成形高强铝合金晶粒细化剂的设计与细化机制。在铸铝过程中添加中间合金实现晶粒细化的内在机制始终尚未明确，虽然经过长期实践积累的丰富经验可为SLM成形高强铝合金用晶粒细化剂的选取与设计指明大致的方向，但SLM与传统铸造工艺间的差别势必造成常规中间合金在SLM实际应用过程中难以适用，比如晶粒细化剂的性态、添加方式、组成和含量等需要结合SLM工艺特点及基础合金成分重新调整。因此，探索SLM过程中晶粒细化剂的作用机制对晶粒细化剂的设计将具有重要的理论指导价值。此外，随着人工智能技术的兴起，如何借助数值模拟和机器学习来指导晶粒细化剂及工艺参数的选择，建立一个可靠的打印材料数据库以减少打印过程中的试错过程对SLM成形高强铝合金的发展也十分关键。