增材制造中高強鋁合金的缺陷與力學(xué)性能研究進展

李雯哲，錢 鋒,2*，程興旺,2,3

(1 北京理工大學(xué) 材料學(xué)院，北京 100081；2 北京理工大學(xué)沖擊環(huán)境材料技術(shù)國家級重點實驗室，北京 100081；3 北京理工大學(xué) 唐山研究院，河北 唐山 063003)

鋁合金因具有比強度高、導(dǎo)熱導(dǎo)電性良好和耐腐蝕等優(yōu)點，一直作為最重要的輕質(zhì)金屬結(jié)構(gòu)材料被廣泛應(yīng)用于航空航天、交通運輸、電力傳輸、機械制造、核電和建筑等國家戰(zhàn)略產(chǎn)業(yè)[1]。如今這些行業(yè)的快速發(fā)展不僅要求鋁合金具有優(yōu)良的服役性能，對其制備過程也提出了越來越高的要求，傳統(tǒng)的減材制造方法已難以滿足對鋁合金零件高效敏捷、綠色環(huán)保的制備要求。因此，探索更為穩(wěn)定、智能的鋁合金零件制備方法成為鋁合金行業(yè)亟待解決的難題。增材制造是一種新興的快速成形技術(shù)，其本質(zhì)是以數(shù)字化模型為基礎(chǔ)，在計算機的指令下，將金屬粉末或絲材通過逐道次、逐層制造的方式制備成三維金屬零件。因此，增材制造能夠擺脫模具的限制，以近凈成形的方式高效制備結(jié)構(gòu)高度復(fù)雜的金屬零件，為鋁合金零件的制備提供了嶄新的思路。然而，增材制造往往采用激光束或電子束作為能量源，使合金在極高的溫度梯度和冷卻速率條件下發(fā)生凝固；此外，中高強鋁合金具有高熱導(dǎo)率和激光反射率、寬凝固溫度范圍等本征性質(zhì)。因此，采用增材制造技術(shù)制備的中高強鋁合金零件中易形成諸多缺陷，其中熱裂紋問題最為嚴(yán)重，損害零件的力學(xué)性能和使用安全性，限制其實際生產(chǎn)應(yīng)用。本文總結(jié)了增材制造中高強鋁合金零件中的缺陷類型及其成因，并從優(yōu)化工藝參數(shù)、合金成分和添加形核劑三個方面，重點討論消除增材制造中高強鋁合金零件中缺陷，改善其力學(xué)性能的進展和發(fā)展趨勢。

1 中高強鋁合金

鋁合金是以純鋁為基礎(chǔ)的合金總稱，主合金元素有銅、硅、錳、鋅、鎂等，微量合金元素包括鎳、鐵、鈦、鉻、鋰等[1]，根據(jù)主合金元素的不同可分為八大類鋁合金[2]。其中2×××(Al-Cu)，6×××(Al-Mg-Si)和7×××(Al-Zn-Mg)系鋁合金為中高強鋁合金，都屬于可熱處理強化型鋁合金，經(jīng)過固溶+高溫人工時效(160～200 ℃)熱處理后可達到峰值時效(T6)狀態(tài)。T6態(tài)中高強鋁合金的高密度納米析出強化相阻礙位錯運動，產(chǎn)生時效強化效果使其強度達到最高值。

2/6/7×××系中高強鋁合金中的合金元素含量較低，都屬于變形鋁合金[3]。目前鋁合金零件的制備主要依靠“鑄造—變形加工—去除切削—熱處理”流程[4]，首先通過熔煉和鑄造生產(chǎn)出鋁合金鑄坯錠，隨后對其進行軋制、擠壓、冷拔、鍛造或冷沖變形加工，制成板、帶、管、棒或線狀鋁合金零件半成品，最終通過去除處理(如銑削、鋸切等方式)和熱處理得到自由形狀鋁合金零件成品。

不難看出，上述傳統(tǒng)制造過程會產(chǎn)生大量工業(yè)廢氣廢水、鋁灰廢渣和工業(yè)噪聲等。進入21世紀(jì)以來，世界各國普遍意識到“節(jié)能減排，綠色發(fā)展”的必要性，我國更是提出“努力爭取2060年前實現(xiàn)碳中和”的奮斗目標(biāo)，因此，響應(yīng)國家優(yōu)化能源結(jié)構(gòu)、建立健全綠色低碳循環(huán)發(fā)展的號召，探索更為環(huán)境友好的中高強鋁合金制造方法成為亟待解決的難題。

2 金屬增材制造

2.1 金屬增材制造特點

金屬增材制造的過程可分為4步：(1)通過計算機輔助設(shè)計-計算機輔助制造(CAD-CAM)軟件建模，設(shè)計出所需要的復(fù)雜結(jié)構(gòu)[5]；(2)將三維模型轉(zhuǎn)化為STL格式的文件，即將物體模型的所有表面都近似處理為多邊形結(jié)構(gòu)[6]；(3)將STL格式的模型分切成無數(shù)個橫截面，即逐層切片[7]；(4)指導(dǎo)打印機逐層、逐行、逐點打印。金屬增材制造顛覆了傳統(tǒng)減材制造的流程規(guī)劃和理念模式，對傳統(tǒng)制造業(yè)向現(xiàn)代制造業(yè)的轉(zhuǎn)變產(chǎn)生了深刻影響[8-9]。增材制造的顯著特征可概括為以下3點：(1) 近凈成形，僅需要少量甚至無須后加工，一方面節(jié)省大量工序而節(jié)約制造成本，另一方面節(jié)約大量原材料而提高材料利用率；(2) 敏捷成形，成形速率快，提高實際生產(chǎn)效率；無須模具，在前期產(chǎn)品設(shè)計階段可以隨時根據(jù)設(shè)計好的成品來調(diào)試，從而實現(xiàn)設(shè)計快速迭代而縮減反復(fù)開模所耗費的成本及時間；(3) 自由成形，通過逐層制造擺脫模具限制，提高設(shè)計自由度和制造靈活度，可以實現(xiàn)高度復(fù)雜結(jié)構(gòu)制造，提高產(chǎn)品的個性化程度。

2.2 金屬增材制造技術(shù)分類

目前金屬直接增材制造技術(shù)可大致分為直接能量沉積技術(shù)(direct energy deposition，DED)和粉末床熔融技術(shù)(powder bed fusion，PBF)。其中，DED又可分為激光熔融沉積(laser melting deposition，LMD)和電弧增材制造(wire arc additively manufacture，WAAM)，PBF又可分為選區(qū)激光熔融(selected laser melting，SLM)和電子束選區(qū)熔融(electron beam selective melting，EBSM)。表1為各類增材制造技術(shù)及其特點[10]。DED適用于大體積零件制造，其中LMD更適用于材料-結(jié)構(gòu)-性能一體化制造，而WAAM具有低成本的特點；PBF則更適用于小尺寸精密零件制造，其中SLM制造的零件精度更高、表面質(zhì)量更好，而EBSM制造產(chǎn)生的殘余應(yīng)力更低。因此，研究人員可以根據(jù)金屬零件的用途選擇合適的增材制造技術(shù)，利用合適的金屬粉末或絲材制造出金屬零件成品或半成品。

表1 各類增材制造技術(shù)及其特點[10]Table 1 Different additive manufacturing techniques and features[10]

3 增材制造中高強鋁合金的缺陷

圖1 合金凝固過程中的凝固速率、溫度梯度和晶粒形貌之間的關(guān)系[15]Fig.1 Relationship between solidification rate,temperature gradient and microstructure during alloy solidification[15]

3.1 熱裂紋

鋁合金在增材制造過程中表現(xiàn)出極高的熱裂紋敏感性，其中以凝固裂紋問題最為嚴(yán)重。熱裂紋往往會沿著粗大柱狀晶之間的晶界開裂，并貫穿于多層打印層之間，嚴(yán)重損害其機械強度、疲勞壽命和斷裂韌度。鋁合金極高的熱裂紋傾向性主要與本征性質(zhì)有關(guān)。

(1)熱導(dǎo)率較高[25]。在增材制造很高的加工溫度下，鋁合金凝固時很難獲得足夠的過冷度，因此凝固形核率低，普遍形成柱狀晶的微觀結(jié)構(gòu)。

(2)激光反射率高[26]。對于波長為1064 nm的激光吸收率僅為5%～15%，為了使鋁合金粉末充分熔化凝固，需要提高增材制造過程中的激光功率[27]，故加工過程中的溫度梯度和冷卻速率進一步提高，形成的柱狀晶較其他材料而言也更為粗大。

圖2 增材制造鋁合金的凝固行為[29](a)凝固曲線；(b)不同凝固溫度區(qū)間下的凝固機理圖Fig.2 Solidification behavior of additively manufactured aluminium alloys[29](a)solidification curves;(b)schematic representation of solidification under different temperature ranges

(3)中高強鋁合金的凝固溫度范圍普遍較大(固/液相線距離遠)[28]。如7075鋁合金的凝固范圍為Δ170 K(如圖2(a)橙色線所示)，而AlSi10Mg合金的凝固范圍僅為Δ30 K(如圖2(a)藍色線所示)[29]。因此，不同于AlSi10Mg中的短小枝晶，中高強鋁合金凝固時有較長時間處于液固共存狀態(tài)(糊狀區(qū))，在缺少形核位點的情況下進而形成枝晶和枝晶間液體長通道(圖2(b))[29]，這將導(dǎo)致：①枝晶內(nèi)和枝晶間在凝固過程中的凝固程度不同，易引入熱應(yīng)力而促進熱裂紋萌生[30-31]；②糊狀區(qū)的枝晶網(wǎng)絡(luò)錯綜復(fù)雜，阻礙液體向體積收縮區(qū)域流動，導(dǎo)致中高強鋁合金的流動性差，難以彌補體積收縮區(qū)域的體積變化，從而促進熱裂紋萌生[28,32]。

(4)合金在激光增材制造凝固過程中溫度梯度極大，易引入大量熱應(yīng)力[33-34]，再加上中高強鋁合金的熱膨脹系數(shù)大[27]，凝固時體積收縮明顯，極易在柱狀晶薄弱晶界處形成熱裂紋(凝固裂紋)[35]，且由于柱狀晶較為粗大，熱裂紋往往會存在于數(shù)層打印層之間。

(5)合金元素在增材制造快速凝固過程中來不及充分擴散，易在能量、結(jié)構(gòu)、成分起伏較大的晶界處富集[29]。因此，當(dāng)鋁合金完全凝固后，在柱狀晶間的晶界處會形成大量脆性金屬間化合物，在逐層累積的熱應(yīng)力作用下容易作為熱裂紋萌生源而發(fā)生開裂(液化裂紋)。

3.2 孔洞

孔洞的存在也會降低材料的致密度而損害其性能。中高強鋁合金在增材制造過程中易形成匙孔、氣孔和未熔合缺陷(圖3)。

孔洞特征和形成原因為：

(1)匙孔：大型不規(guī)則孔洞(圖3(a))。鋁合金粉末中的Mg，Zn等元素沸點較低，分別為1107 ℃和907 ℃。在較高激光能量作用下易發(fā)生選擇性蒸發(fā)，產(chǎn)生朝向熔池底部的、大于液態(tài)金屬表面張力的反沖壓力，形成輪廓凹凸不平、內(nèi)部空腔的匙孔。

(2)氣孔：球形孔洞(圖3(b))是增材制造金屬中最普遍的孔洞類型。鋁合金粉末的吸濕度較高[36-37]，水分子在高激光功率的作用下形成氫氣，而氫氣在液態(tài)、固態(tài)鋁合金中的溶解度變化極大，分別為0.65 mL/100 g和0.034 mL/100 g[6,38]，即在鋁合金凝固時氫氣的溶解度降低近100%。但是，鋁合金在3D打印過程中的凝固速率極快，這部分多余的氫氣來不及充分擴散而被困在固態(tài)鋁合金中，最終形成氫孔。

(3)未熔合缺陷：小型不規(guī)則孔洞(圖3(c))。鋁合金粉末的激光反射率高，導(dǎo)致激光熔融過程中用于熔化合金粉末顆粒的激光能量不足，使相鄰層之間的熔融重疊不充分，從而導(dǎo)致相鄰層間形成未熔合孔洞。

圖3 各類孔洞尺寸示意圖 (a)匙孔；(b)氣孔；(c)未熔合缺陷Fig.3 Schematic diagrams of different porosities (a)keyhole;(b)gas pore;(c)lack of fusion defect

此外，鋁合金粉末的流動性較差[39-40]，難以連續(xù)、穩(wěn)定地送入熔池中，再加上鋁合金粉末顆粒表面易形成合金氧化物，均導(dǎo)致鋁合金粉末顆粒與基材接觸不良?；谧钚”砻婺茉?，液態(tài)金屬在表面張力的作用下可能會收縮為球形，這種球化作用同樣會使鋁合金形成未熔合缺陷。

3.3 元素揮發(fā)

增材制造過程中的激光能量較高，若合金中某些元素的沸點低于合金母材沸點，則可能會發(fā)生選擇性蒸發(fā)。表2為SLM增材制造鋁合金的化學(xué)成分。鋁合金粉末中的Mg，Zn等元素在較高激光功率熔融時易揮發(fā)[25]，合金成分易發(fā)生波動而引起成分變化，這將改變材料的凝固組織、力學(xué)性能和耐腐蝕性等。

表2 SLM增材制造鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 2 Chemical compositions of SLM additively manufactured aluminum alloys(mass fraction/%)

3.4 氧化現(xiàn)象

由于氧化鋁的熱力學(xué)穩(wěn)定性較高，鋁合金粉末表面極易產(chǎn)生氧化膜。盡管增材制造過程中不斷充入惰性氣體，但真空腔室中仍會有0.1%～0.2%的氧氣殘留，這導(dǎo)致在逐層打印過程中會發(fā)生氧化現(xiàn)象[9]。一方面，增材制造過程中的氧化現(xiàn)象會顯著降低增材制造鋁合金的零件質(zhì)量；另一方面，打印層之間的氧化會導(dǎo)致下一打印層中的合金粉末顆粒團聚，使粉末分布不均勻，嚴(yán)重損害零件的結(jié)構(gòu)完整性和精度。因此，抑制氧化膜的形成不僅可以提高增材制造鋁合金零件的質(zhì)量，還可以有效改善其力學(xué)性能。

4 增材制造中高強鋁合金的研究進展

研究表明，增材制造金屬零件中普遍存在孔洞缺陷[41]。這種缺陷是難以避免的，即使后續(xù)進行熱處理(如應(yīng)力釋放、退火和熱等靜壓等)和表面處理(如機械/電解拋光、噴丸處理和振動磨削等)也很難將其完全消除[42-44]。然而，增材制造金屬零件中的熱裂紋是可以消除的。

4.1 優(yōu)化工藝參數(shù)

優(yōu)化工藝參數(shù)[28,45-46]，是通過調(diào)控合金凝固時的冷卻速度和溫度梯度，控制柱狀晶的生長，減少熱應(yīng)力的逐層累積，最終達到消除增材制造中高強鋁合金零件中的熱裂紋的目的。

增材制造常規(guī)的工藝參數(shù)主要包括激光功率、掃描速度、掃描策略、激光移動間距、層厚和束斑直徑等。LMD增材制造工藝參數(shù)還包括送粉速率。目前研究大多通過調(diào)控激光功率和掃描速度這2個工藝參數(shù)來抑制熱裂紋的形成。

Caiazzo等[47]采用LMD制備2024鋁合金零件，研究發(fā)現(xiàn)在送粉速率為3 g/min、束斑直徑為3 mm下，激光功率為2.5 kW、掃描速度為420 mm/min是最佳的工藝參數(shù)，此時零件的幾何穩(wěn)定性最好、表面質(zhì)量最佳。Zhang等[13]采取SLM制備Al-Cu-Mg(成分近2024)鋁合金，研究發(fā)現(xiàn)通過調(diào)控掃描速度和激光間隔距離，將激光能量密度提高至340 J/mm3以上可以保證零件致密度并消除其中的熱裂紋，其原始態(tài)抗拉強度可達402 MPa。Deng等[48]采用SLM制備2124鋁合金零件，研究發(fā)現(xiàn)使用中空結(jié)構(gòu)的柵欄支架可以有效釋放熱應(yīng)力，從而抑制熱裂紋形成。激光功率為150 W、掃描速度為100 mm/s時的零件致密度最高、力學(xué)性能最佳，原始態(tài)抗拉強度可達301 MPa。Oko等[49]采用SLM制備7075鋁合金零件，研究發(fā)現(xiàn)適當(dāng)提高激光功率、降低掃描速度和激光移動距離可以有效提高零件致密度和硬度。

此外，研究人員發(fā)現(xiàn)當(dāng)采用PBF增材制造金屬零件時，粉末床溫度也可作為工藝參數(shù)變量進行調(diào)控，從而減弱熱應(yīng)力的累積而抑制熱裂紋萌生。Kenevisi等[50]采用EBSM制備2024鋁合金零件，研究發(fā)現(xiàn)在將粉末床溫度固定為350 ℃的基礎(chǔ)上，通過調(diào)控掃描速度將輸入能量密度控制在43 J/mm3時的零件致密度最高、力學(xué)性能更佳，原始態(tài)抗拉強度可達314 MPa。Uddin等[45,51]采用SLM制備6061鋁合金零件，研究發(fā)現(xiàn)將粉末床溫度從室溫提高至500 ℃可以有效抑制熱裂紋形成，但其力學(xué)性能仍遠低于鑄造6061鋁合金(硬度54HV，屈服強度60 MPa，抗拉強度130 MPa，均勻伸長率15%)。Maamoun等[52]采用SLM制備6061鋁合金零件，在將粉末床溫度固定為200 ℃的基礎(chǔ)上，研究發(fā)現(xiàn)在激光功率為370 W、掃描速度為1000 mm/s、激光間隔距離為0.19 mm(能量密度為47.2 J/mm3)時的熱裂紋尺寸最小、數(shù)量最少，此時抗拉強度達最大值為184 MPa。然而，Kaufmann等[12]采用SLM制備7075鋁合金零件時，研究發(fā)現(xiàn)將粉末床溫度提高至200 ℃并不能有效抑制熱裂紋的形成。

4.2 優(yōu)化合金成分

優(yōu)化合金成分可以通過調(diào)控合金中Si，Ni等元素的含量，提高共晶相的含量，并縮小合金凝固時的溫度范圍，從而改善合金的流動性并抑制合金的熱膨脹；也可以通過調(diào)控合金中Zr，Sc等元素的含量，提高鋁合金凝固時的成分過冷度，從而提高凝固形核率而細化晶粒形貌，最終達到抑制熱裂紋的萌生。

Montero-sistiaga等[53]和Otani等[54-55]均采取SLM制備7075鋁合金零件，研究發(fā)現(xiàn)提高合金中Si元素的含量可以使原粗大柱狀晶明顯細化，解決了熱裂紋問題(圖4(a)～(d)[53])，其原始態(tài)抗拉強度可達537 MPa，伸長率9.7%。Li等[56]采用SLM制備7075鋁合金零件，研究發(fā)現(xiàn)引入Si和Zr元素可以促使形成等軸-柱狀雙晶粒結(jié)構(gòu)(圖4(e))，有效抑制熱裂紋的產(chǎn)生，在激光功率為300 W時可達到最佳力學(xué)性能，原始態(tài)屈服強度為397 MPa，抗拉強度為446 MPa，伸長率為6.5%。

在采用SLM制備6061鋁合金零件方面，Mehta等[57]通過氣霧化制備了6061-0.01Zr鋁合金粉末，Carluccio等[58]和Qbau等[59]制備了6061-Sc鋁合金粉末。研究發(fā)現(xiàn)，引入Zr或Sc元素可以細化粗大柱狀晶，并在熔池邊界處形成等軸晶(圖4(f),(g)[57])，有效抑制熱裂紋的萌生和外延生長，顯著改善SLM增材制造6061鋁合金的力學(xué)性能，其中6061-0.01Zr的原始態(tài)抗拉強度為268 MPa，伸長率為26.5%。

圖4 7075(a)和7075-4Si(b)的OM圖[53]， 7075(c)[53]，7075-4Si(d)[53]，7075-Si-Zr(e)[56]，6061(f)[57]和6061-0.01Zr(g)[57]的EBSD圖Fig.4 OM images of 7075(a) and 7075-4Si(b)[53],EBSD images of 7075(c) [53]，7075-4Si(d)[53],7075-Si-Zr(e)[56],6061(f)[57] and 6061-0.01Zr(g) [57]

4.3 添加形核劑

添加形核劑引入異質(zhì)形核位點可以促進柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變，利用等軸晶粒比柱狀晶更易旋轉(zhuǎn)和變形、更能承受高熱應(yīng)力的特點而減弱熱裂紋傾向性，并削弱成品零件的各向異性。目前研究普遍采用在中高強鋁合金粉末中引入含Zr，Sc或Ti元素的形核劑，從而增加形核位點。

圖5 SLM增材制造7075(a)和7075/ZrH2(b)的SEM圖[29]，7075(c)[29]，7075/ZrH2(d)[29]，6061-2%YSZ(e)[46]的EBSD圖，以及6061-2%YSZ(f)的OM圖[46]Fig.5 SEM images of SLM additively manufactured 7075(a) and 7075/ZrH2(b)[29],EBSD images of 7075(c)[29],7075/ZrH2(d)[29],6061-2%YSZ(e)[46],and OM image of 6061-2%YSZ(f)[46]

4.3.1 添加含Zr/Sc元素的形核劑

Martin等[29]采用SLM制備6061和7075鋁合金零件時，通過在鋁合金粉末中加入ZrH2形核劑粉末，成功將粗大柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶晶粒形貌，基本消除熱裂紋(圖5(a)～(d))。Opprecht等[46,60]采取SLM制備6061鋁合金零件，并通過加入2%(體積分數(shù))的YSZ粉末(94.3ZrO2-3.6Y2O3-1.7HfO2-0.4Al2O3)形成明顯的等軸-柱狀雙晶粒結(jié)構(gòu)，此時等軸晶區(qū)域面積足夠大，可以完全消除其中的熱裂紋(圖5(e),(f))[46]。通過透射電子顯微鏡和X射線衍射分析，Opprecht認為在激光作用下YSZ顆粒首先熔化或發(fā)生其他化學(xué)反應(yīng)，釋放出大量Zr原子，在隨后的凝固過程中以Al3Zr第二相的形式在熔池邊界處析出，為α-Al的凝固提供大量形核位點，從而促使在熔池邊界處形成等軸晶。

4.3.2 添加含Ti元素的形核劑

Tan等[61]采用SLM制備2024鋁合金零件，并通過在2024鋁合金粉末中加入純Ti納米顆粒，成功將粗大柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉容S晶(圖6(a)～(d))，并完全消除熱裂紋，其T6態(tài)的屈服強度為286 MPa，抗拉強度為432 MPa，伸長率為10%。Carluccio等[58]采用SLM制備6061鋁合金零件，并通過在6061鋁合金粉末中添加TiBor?細化劑，成功將粗大柱狀晶完全轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。

Lei等[62]和Jiang等[63]采用LMD制備7075鋁合金零件，并通過加入4%(質(zhì)量分數(shù))的TiB2形核劑粉末，成功將粗大柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶(圖6(e),(f))[62]，其平均晶粒尺寸降低至16.8 μm，硬度提高至128HV。Chen等[64]采用LMD制備2024鋁合金零件，并通過加入0.5%(質(zhì)量分數(shù))的TiB2形核劑粉末，成功將粗大柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，其平均晶粒尺寸從431 μm降低至114 μm。Wang等[65]采用SLM制備Al-3.5Cu-1.5Mg-1Si(成分近2024)鋁合金零件，研究發(fā)現(xiàn)加入5%(體積分數(shù))的TiB2形核劑粉末可以產(chǎn)生明顯的晶粒細化效果，其原始態(tài)平均晶粒尺寸從23 μm降低至2.5 μm，原始態(tài)屈服強度從157 MPa提高至191 MPa。

5 結(jié)束語

增材制造常規(guī)的工藝參數(shù)可分為能量相關(guān)工藝參數(shù)和幾何相關(guān)工藝參數(shù)。能量相關(guān)工藝參數(shù)包括激光功率、掃描速度、束斑直徑等，與金屬粉末顆粒的逐點熔化有關(guān)，主要保證提供連續(xù)的能量輸入；而幾何相關(guān)工藝參數(shù)包括激光間隔距離、層厚、掃描方式等，體現(xiàn)了各掃描軌道和各層的熔融制造存在一定間隔。由于增材制造逐點、逐道次、逐層的制造特點，故在制造過程中存在本征的層間停留時間等非常規(guī)工藝參數(shù)，這些增材制造工藝參數(shù)也會對成品零件的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能產(chǎn)生顯著影響。

圖6 SLM增材制造2024(a)和2024-Ti(b)OM圖[61]，SLM增材制造2024(c)[61]和2024-Ti(d)[61]，LMD增材制造7075(e)[62]和7075-4TiB2(f)[62]的EBSD圖Fig.6 OM images of SLM additively manufactured 2024(a) and 2024-Ti(b)[61],EBSD images of SLM additivelymanufactured 2024(c)[61] and 2024-Ti(d)[61],LMD additively manufactured 7075(e)[62] and 7075-4TiB2(f)[62]

合金成分決定了溶質(zhì)原子的分布情況和擴散過程，而溶質(zhì)原子是產(chǎn)生成分過冷的根本原因，因此合金成分對晶粒形貌有著決定性作用。在增材制造中高強鋁合金時，可以通過調(diào)控合金元素含量而優(yōu)化合金成分，也可以通過添加形核劑而引入異質(zhì)形核位點，二者都可以用于改善增材制造中高強鋁合金的微觀組織并提高其力學(xué)性能。

總而言之，工藝參數(shù)和合金成分是影響增材制造中高強鋁合金的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的兩個關(guān)鍵性因素，二者相互影響、相互依存，均通過控制熱作用和溶質(zhì)再分配作用而影響增材制造中高強鋁合金的微觀組織和力學(xué)性能。然而，當(dāng)前有關(guān)增材制造中高強鋁合金的研究中，針對工藝參數(shù)和合金成分的優(yōu)化探索較為分裂，在未來，需要將二者相結(jié)合、相配合，以綜合改善增材制造中高強鋁合金的微觀組織和力學(xué)性能。

值得注意的是，增材制造鋁合金時Mg，Zn等元素的揮發(fā)會使合金成分發(fā)生波動，在通過調(diào)控合金元素含量或添加形核劑而優(yōu)化晶粒形貌的研究中，合金成分更是發(fā)生明顯改變。此時，適用于傳統(tǒng)鋁合金的熱處理方法已不再適用于增材制造鋁合金，因此，未來需要進一步探索增材制造鋁合金的最佳熱處理工藝，從而獲得高強塑性增材制造鋁合金。