王凱冬,劉允中,,詹強坤,黃斌

選區激光熔化(selective laser melting,SLM)技術以增材制造思想為基礎,根據零件的二維切片信息選區熔化金屬粉末,并逐層堆疊,實現復雜結構件的高性能、高精度成形[1],在航空航天、生物醫療等領域具有廣闊的應用前景[2,3]。Al-Cu系高強鋁合金的密度低、強度高、疲勞性能優良[4],常用于制造飛機骨架、航天器結構件等[5]。采用SLM技術制備Al-Cu系合金可簡化復雜零件的制造過程,滿足航空航天領域對輕質高強復雜結構件的需求,并能縮短研發周期[6]。但是Al-Cu系合金的凝固區間較寬,在SLM成形過程中易產生周期性裂紋,熱裂問題亟待解決[7],相關研究較少。

微合金化法改性粉末能夠顯著細化SLM成形鋁合金的晶粒,從而抑制熱裂紋[8],是提高高強鋁合金成形件性能的主要途徑之一。目前,有關SLM成形高強鋁合金的研究大多集中于工藝參數優化以及加入形核劑產生的晶粒細化機制和強化機制[9~15]方面,采用的形核劑主要通過直接添加(TiB2[15]、Al-Ti-C-B[13]等)或化合物原位反應(Al3Ti[14]、Al3Zr[9]、Al3Sc[12])獲得。在有關SLM成形Al-Cu系合金的研究中,Zhang等[10]和Nie等[16]利用純Zr粉原位生成形核劑Al3Zr和ZrO,制備出的Al-Cu-Mg合金高致密且無裂紋,掃描速率提升至250 mm/s時,抗拉強度達493 MPa,伸長率約為3%,塑性較低可能與ZrO的出現有關；Tan等[14]以Ti為晶粒細化劑,得到抗拉強度為432 MPa的熱處理態2024鋁合金,Al3Ti形核劑與α-Al晶格錯配度低,可顯著細化鋁合金晶粒；Wang等[11]在Al-3.5Cu-1.5Mg-1Si合金中直接添加5%TiB2(體積分數),沉積態試樣的平均晶粒尺寸細化至2.5 μm,合金壓縮屈服強度提升了約25%。在SLM成形Al-Cu系合金領域,不同方式添加形核劑均可不同程度細化晶粒、提升合金的力學性能,但是迄今鮮有研究報道對比直接添加形核劑和原位生成形核劑對SLM成形Al-Cu系合金的顯微組織與力學性能的影響,其在晶粒細化以及力學性能和成形效率提升方面存在的異同也尚不明晰。

Al3Zr熱穩定性高,與α-Al晶格錯配度低于0.52%[9],是鋁合金常用的形核劑,Al3Zr顆粒制備工藝相對簡單[17,18],原位合成Al3Zr的晶粒細化劑(Zr[10]、ZrH2[9])成本也較低,因此本工作采用亞微米Al3Zr和ZrH2作為晶粒細化劑,分別用于直接添加Al3Zr顆粒和原位生成Al3Zr形核劑。采用低掃描速率(200 mm/s)和中高掃描速率(600 mm/s)制備SLM成形含鋯Al-Cu-Mg合金,并對沉積態試樣進行T6熱處理。對比分析不同方式添加Al3Zr對SLM成形Al-Cu-Mg合金顯微組織與力學性能的影響,為SLM成形Al-Cu系合金的研究提供實驗依據。

1實驗方法

采用粒徑較粗的ZrH2(圖1a)與高純Al粉(圖1b)為原料,利用熱擴散反應法合成Al3Zr,并通過高能球磨法細化Al3Zr,制備過程均為Ar氣氣氛保護。Al3Zr顆粒的XRD譜如圖1c所示,顯微組織如圖1d所示,其平均粒徑約為500 nm。原位晶粒細化劑ZrH2采用高能球磨法制得,平均粒徑約為500 nm,顯微組織如圖1e所示。Al-Cu-Mg合金粉末是采用組合霧化法制備的2024鋁合金粉末,顯微組織如圖1f所示,平均粒徑約為28 μm,其化學成分(質量分數,%)為：Cu 4.28,Mg 1.72,Mn 0.60,Si、Fe、Zn、Cr、Ti微量,余量為Al。采用低能球磨組裝修飾法制備Al3Zr/Al-Cu-Mg和ZrH2/Al-Cu-Mg合金復合粉末,Al3Zr和ZrH2顆粒的添加量均為0.45% (原子分數)。復合粉末的顯微組織如圖2所示,復合粉末球形度良好,亞微米顆粒均勻分布于鋁合金球形粉表面。

圖1

圖1原材料的顯微組織以及Al3Zr顆粒的XRD譜

Fig.1Morphologies of coarse ZrH2particles (a), high-pure Al powders (b), Al3Zr particles (d), fine ZrH2particles (e), and Al-Cu-Mg alloy powders (f), and XRD spectrum of Al3Zr particles (c)

圖2

圖2Al3Zr/Al-Cu-Mg和ZrH2/Al-Cu-Mg合金復合粉末的顯微組織

Fig.2Low (a, c) and high (b, d) magnified morphologies of Al3Zr/Al-Cu-Mg (a, b) and ZrH2/Al-Cu-Mg (c, d) alloy composite powders

采用EOS-M290選區激光熔化設備成形Al-Cu-Mg合金,設備額定激光功率400 W,成形空間為250 mm × 250 mm × 325 mm。激光束的體能量密度公式(E,J/mm3)為[19]：

式中,P為激光功率,v為掃描速率,h為掃描間距,t為鋪粉層厚。200 mm/s低掃描速率和600 mm/s中高掃描速率匹配的激光功率分別為200和250 W,掃描間距為90 μm,鋪粉層厚為30 μm,激光能量密度則分別為370和154 J/mm3,掃描策略選用相鄰鋪粉層旋轉67°,基板預熱為180℃,保護氣為Ar氣。

T6熱處理工藝為：試樣在TNX1100-20箱式熱處理爐內進行520℃、1 h固溶處理,水淬至室溫；在DF-101S恒溫油浴鍋進行時效處理,時效溫度150℃,時效時間10 h,空冷至室溫。

試樣打磨至金屬光澤,采用Archimedes排水法根據實際密度/理論密度推導試樣的相對致密度(W),計算公式為：

式中,m1為試樣在空氣中的質量,m2為試樣在去離子水中的質量,ρ1為去離子水的密度,室溫下為0.9982 g/cm3,ρ2為試樣的理論密度。根據混合法則計算合金的理論密度,Al-Cu-Mg合金取2024鋁合金的理論密度,為2.78 g/cm3,ZrH2的理論密度為5.60 g/cm3,Al3Zr顆粒的理論密度為4.10 g/cm3。對試樣進行粗磨、拋光后,在DM 15000M光學顯微鏡(OM)下觀察試樣內部缺陷。采用搭載背散射電子衍射(EBSD)探頭的NOVA NANOSEM 430場發射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣的顯微組織、晶粒取向等,采用SEM自帶的能譜儀(EDS)分析物相成分,利用HKL Channel 5軟件計算晶粒的相關數據。顯微組織觀察的試樣采用Keller試劑腐蝕15 s,EBSD測試的試樣通過離子拋光消除表面因機械拋光引起的應力。采用D8 Advance X射線衍射儀(XRD)分析試樣物相,采用JEM-2100F場發射透射電子顯微鏡(TEM)觀察試樣的物相及分布。采用UTM5105電子萬能試驗機測試試樣的室溫拉伸性能,試樣平行段尺寸為14 mm × 3 mm × 1.5 mm,拉伸速率為1 mm/min,測試3次取平均值,并在SEM下觀察試樣的斷口形貌。

2實驗結果

2.1成形質量

添加與未添加Al3Zr形核劑的SLM成形Al-Cu-Mg合金的橫截面顯微組織如圖3所示,致密度見圖4。試樣成形的激光能量密度為370和154 J/mm3。添加形核劑消除了SLM成形Al-Cu-Mg合金中常見的熱裂紋,試樣內部存在孔隙。當激光能量密度為370 J/mm3時,無晶粒細化劑以及晶粒細化劑為Al3Zr和ZrH2的試樣的致密度分別為98.2%、98.7%、97.2%；激光能量密度減小,致密度降低。在SLM成形過程中,熔池湍流吸入的少量氣體(保護氣以及低熔點金屬蒸氣等)在熔池的高凝固速率下來不及逸出,致使試樣均不完全致密[20]。另外,ZrH2于540℃左右開始分解析出H2,從而導致試樣孔隙增多[21]。

圖3

圖3不同激光能量密度成形的不同成分沉積態Al-Cu-Mg合金的橫截面顯微組織的OM像

Fig.3Cross-sectional OM images of as-built Al-Cu-Mg (a, d), Al3Zr/Al-Cu-Mg (b, e), and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (c, f) alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3(a-c) and 154 J/mm3(d-f)

圖4

圖4添加與未添加形核劑的沉積態Al-Cu-Mg合金的相對致密度

Fig.4Relative densities of as-built Al-Cu-Mg alloys with or without nucleating agents

2.2顯微組織

添加與未添加Al3Zr形核劑的SLM成形Al-Cu-Mg合金的縱截面顯微組織如圖5所示。由圖5a和d可知,沉積態Al-Cu-Mg合金的粗大柱狀晶貫穿整個熔池,熔池底部存在少量等軸晶。如圖5b、c、e和f所示,添加形核劑后,試樣組織晶粒細化顯著,少量短柱狀晶在熔池內部沿豎直方向生長,部分熔池內部完全凝固為等軸晶。在SLM成形過程中,熔池底部高溫液相與已凝固的固相接觸產生一定過冷區,促進α-Al形核；熔池內部的凝固速率較低,等軸晶形成受到抑制。

圖5

圖5370 J/mm3激光能量密度成形的不同成分沉積態Al-Cu-Mg合金的縱截面顯微組織

Fig.5Microstructures of vertical-section in as-built Al-Cu-Mg (a, d), Al3Zr/Al-Cu-Mg (b, e), and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (c, f) alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3

圖6為添加與未添加Al3Zr形核劑的沉積態Al-Cu-Mg合金的反極圖(IPF)和晶粒尺寸分布圖,試樣SLM成形的激光能量密度為370 J/mm3。由圖6a和d可知,沉積態Al-Cu-Mg合金的晶粒多為[001]晶向,沿打印方向織構明顯,平均晶粒尺寸約為15.69 μm,晶界存在數百微米長裂紋。圖6b和e表明直接添加Al3Zr削弱了試樣的[001]織構,試樣平均晶粒尺寸細化至1.88 μm。而含有原位生成Al3Zr的試樣平均晶粒尺寸更小,約為1.28 μm,晶粒無擇優取向,如圖6c和f所示。

圖6

圖6370 J/mm3激光能量密度成形的不同成分的沉積態Al-Cu-Mg合金縱截面的反極圖和晶粒尺寸分布圖

Fig.6Inverse ploe figures (IPFs) (a-c) and grain size distribution images (d-f) of the vertical-section of Al-Cu-Mg (a, d), Al3Zr/Al-Cu-Mg (b, e), and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (c, f) alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3(Insets in Figs.6e and f are partial enlarged figures)

2.3物相

添加與未添加Al3Zr形核劑的沉積態Al-Cu-Mg合金的XRD譜如圖7所示。除α-Al外,沉積態合金中均可見θ-Al2Cu相和S-Al2CuMg相衍射峰,其他物相含量較少,難以辨別,可認為θ相和S相是沉積態Al-Cu-Mg合金的主要第二相。

圖7

圖7添加與未添加形核劑的沉積態Al-Cu-Mg合金的XRD譜

Fig.7XRD spectra of as-built Al-Cu-Mg alloys with or without nucleating agents

圖8為直接添加Al3Zr顆粒的沉積態Al-Cu-Mg合金的TEM像、選區電子衍射(SAED)花樣和EDS元素分布圖,試樣的成形激光能量密度為370 J/mm3。在合金內部,第二相Al3Zr的形貌分為立方狀和不規則顆粒狀。立方狀Al3Zr為fcc結構的L12-Al3Zr相,與α-Al晶格錯配度低,L12-Al3Zr與α-Al界面的SAED花樣顯示部分L12-Al3Zr在基體中作為α-Al的形核襯底,與α-Al保持良好的位向關系(圖8b)。而未能充當形核質點的L12-Al3Zr大多分布于晶界,與α-Al位向差較大(圖8c)。圖8a中不規則顆粒相由數個小顆粒構成,不易構建衍射斑點,EDS結果(圖8d)說明其富含Zr元素,推測含有外加Al3Zr顆粒相,除Al外不規則顆粒相處也存在只含有Cu元素以及同時含有Cu、Mg元素的物相,很可能是θ相和S相。因此,不規則顆粒相不完全由外加Al3Zr顆粒相組成。文獻[22,23]中也存在類似現象,可認為Al3Zr顆粒為θ相和S相提供了析出位點。

圖8

圖8370 J/mm3激光能量密度成形的直接添加Al3Zr的沉積態Al-Cu-Mg合金TEM像、SAED花樣和EDS元素分布圖

Fig.8Bright field TEM image (a), SAED patterns ofL12-Al3Zr/Al with (b) or without (c) coherent interface, and EDS element maps (d) of as-built Al3Zr/Al-Cu-Mg alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3

原位生成Al3Zr的沉積態Al-Cu-Mg合金的明場像和SAED花樣如圖9所示,試樣的成形激光能量密度為370 J/mm3。利用ZrH2原位反應得到的Al3Zr均為L12-Al3Zr,試樣內部存在更多分布于晶內的L12-Al3Zr,該部分L12-Al3Zr大多可作為α-Al異質形核的有效襯底(圖9b和c)。此外,試樣內部未發現不規則顆粒狀Al3Zr,從側面證明了圖8a和d中含Zr不規則顆粒相并非在SLM成形過程中析出,為外加Al3Zr顆粒。

圖9

圖9370 J/mm3激光能量密度成形的含原位生成Al3Zr的沉積態Al-Cu-Mg合金的TEM像及SAED花樣

Fig.9Bright field TEM image (a) and SAED patterns ofL12-Al3Zr/Al interface along [001]Al(b) and [112]Al(c) of as-built in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3

圖10為采用不同激光能量密度成形的含鋯Al-Cu-Mg合金沉積態試樣的SEM背散射像。從圖中也可以看出基體中分布有L12-Al3Zr相。當激光能量密度降至154 J/mm3時,在直接添加Al3Zr顆粒的試樣中存在尺寸可達20 μm的團聚相(圖8c),EDS結果顯示其Al與Zr的原子比約為3∶1 (表1),可認為是Al3Zr晶粒細化劑未完全分散所致。亞微米顆粒表面能較高,易團聚,低能球磨可初步分散亞微米顆粒；在SLM成形過程中,熔池內的Marangoni對流能進一步使晶粒細化劑分散。但是隨著掃描速率增大,激光能量密度降低,Marangoni對流減弱[24],部分團聚態Al3Zr顆粒分散受阻,殘留于基體。而ZrH2的分散對Marangoni對流的依賴較小,幾乎不受激光能量密度的影響,ZrH2的起始分解溫度約為540℃,低于鋁合金熔點,不易保留于基體,逸出的H2也能起攪動熔池的作用。

圖10

圖10不同激光能量密度成形的不同成分沉積態含鋯Al-Cu-Mg合金的SEM背散射像

Fig.10SEM backscatter images of as-built Al3Zr/Al-Cu-Mg (a, c) and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (b, d) alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3(a, b) and 154 J/mm3(c, d) (Inset in Fig.10a shows theL12-Al3Zr precipitates)

表1圖10c中團聚相的EDS分析結果 (%)

Table 1EDS analysis results of agglomerated phases in Fig.10c

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一般需要通過熱處理提高Al-Cu-Mg合金的綜合力學性能,圖11為370 J/mm3激光能量密度成形的含鋯Al-Cu-Mg合金熱處理態試樣的SEM背散射像。熱處理后,不同方式添加Al3Zr的合金顯微組織相似,組織中不連續的網狀共晶相消失,存在顆粒狀或針狀第二相。固溶處理促使Cu、Mg等元素溶解于Al基體,因此晶界共晶相消失；人工時效處理促使S相、θ相等第二相均勻析出[14,15]。

圖11

圖11370 J/mm3激光能量密度成形的熱處理態含鋯Al-Cu-Mg合金的SEM背散射像

Fig.11SEM backscatter images of heat-treated Al3Zr/Al-Cu-Mg (a) and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (b) alloys prepared with the laser energy density of 370 J/mm3

2.4力學性能與斷口形貌

添加與未添加Al3Zr形核劑的Al-Cu-Mg合金沉積態與熱處理態試樣的室溫拉伸性能如圖12所示。沉積態Al-Cu-Mg合金為低應力脆性斷裂,采用370 J/mm3激光能量密度成形的試樣抗拉強度僅為(234 ± 7) MPa,伸長率為(3.4% ± 0.3%)；而采用154 J/mm3激光能量密度成形的試樣中存在大量熱裂紋,幾乎無拉伸性能。不同方式添加形核劑均可增強合金的綜合力學性能,原位生成Al3Zr對合金性能的提升更為顯著。當激光能量密度為370 J/mm3時,直接添加Al3Zr和原位生成Al3Zr的沉積態試樣的抗拉強度分別為(358 ± 2)和(369 ± 9) MPa；當掃描速率增大,激光能量密度降至154 J/mm3時,抗拉強度分別下降了9.2%和3.8%。含原位生成Al3Zr合金的伸長率比含外加Al3Zr顆粒的合金高出30%。圖12b顯示在熱處理后,試樣的抗拉強度增加了約120 MPa,伸長率未有明顯提升。其中,在高激光能量密度下,直接添加Al3Zr的試樣強度最高,抗拉強度為(493 ± 2) MPa。圖13為采用370 J/mm3激光能量密度成形的含鋯Al-Cu-Mg合金沉積態和熱處理態試樣的斷口形貌。含鋯Al-Cu-Mg合金斷口除了分布有孔隙外,均為韌窩特征,斷裂方式為韌性斷裂。原位生成Al3Zr的試樣斷口中韌窩更大、更深。在熱處理后,合金韌窩內均可見大量第二相顆粒。

圖12

圖12采用不同激光能量密度成形的不同成分Al-Cu-Mg合金的沉積態與熱處理態試樣的力學性能

Fig.12Mechanical properties of Al-Cu-Mg alloys with different components in as-built condition (a) and heat-treated condition (b) prepared with different laser energy density (UTS—ultimate tensile strength, YS—yield strength, El—elongation)

圖13

圖13370 J/mm3激光能量密度成形的含鋯Al-Cu-Mg合金沉積態與熱處理態試樣的斷口形貌

Fig.13Fracture morphologies of Al3Zr/Al-Cu-Mg (a, c) and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (b, d) alloys in the as-built condition (a, b) and after heat-treated condition (c, d) prepared with the laser energy density of 370 J/mm3(Insets show the fracture morphologies at high magnifications)

3分析討論

SLM成形的熔池溫度高、冷卻速率大、尺寸小,沿豎直方向的溫度梯度高達105~106K/s[25],熔池內過冷區較窄,α-Al形核困難[26],易依附于已有晶粒沿溫度梯度方向外延生長。SLM成形鋁合金的熔池凝固速率(約為106K/s[27])與溫度梯度具有相同的數量級。雖然Hunt[28]指出溫度梯度與凝固速率的低比值有利于促進等軸晶形成,但是相鄰熔道通過重熔使得熔池表面的細晶區的晶粒重新長大,因此沉積態Al-Cu-Mg合金仍然主要由柱狀晶構成。而Al3Zr形核劑在熔體中可作為α-Al的形核質點,使晶粒擺脫外延生長模式,平均晶粒尺寸僅為1~2 μm,合金的[001]織構顯著削弱。根據Scheil-Gulliver凝固模型可知[26],柱狀枝晶間交叉接觸形成的封閉區域無法獲得液相補縮,Al-Cu系合金凝固區間寬,在液相快速凝固過程中產生應力集中,熱裂紋易萌生于晶界；在添加形核劑后,半固態熔體中的等軸晶通過旋轉、變形更易促進液相補縮[9],避免產生空腔,緩解熱應力,抑制了裂紋。

在高溫鋁熔體中,晶粒細化劑Al3Zr顆粒和ZrH2顆粒均利用Al3Zr形核劑促進α-Al形核,但是2者提供的形核質點有所差異,原位生成Al3Zr的試樣晶粒更細。進一步探討不同方式添加Al3Zr的合金中含鋯相的演變,示意圖見圖14。如圖14a所示,不同于傳統鑄造鋁合金,在SLM成形過程中,鋁合金熔池的最高溫度超過1600℃[29,30],平衡相熔點約為1577℃的Al3Zr可通過溶解和熔化2種方式實現物相演變。在Al3Zr/Al-Cu-Mg復合粉末的SLM成形過程中,激光能量輸入使Al-Cu-Mg粉末熔為液相,熔池溫度升高,Zr元素擴散速率迅速增大[31],Al3Zr顆粒加速溶解；當熔池溫度超過Al3Zr熔點時,Al3Zr開始熔化。高冷卻速率使得Al3Zr顆粒溶解和熔化過程均無法充分進行,因此鋁熔體中包含有Zr原子和殘留的Al3Zr顆粒,又因為熔池溫度超過Al3Zr熔點的時間極短,外加Al3Zr顆粒以溶解為主。L12-Al3Zr是Al-Zr合金體系中原位反應和沉淀析出的初生相[31],隨著熔池溫度降低,Zr原子以L12-Al3Zr形式析出,L12-Al3Zr在液相中與殘留的Al3Zr顆粒均可促進α-Al形核。隨著溫度進一步降低,L12-Al3Zr開始在固相晶界處析出。而SLM冷卻速率大,L12-Al3Zr來不及發生平衡相變而保留于基體內部[32]。如圖14b所示,在添加ZrH2的試樣中,L12-Al3Zr不僅通過過飽和的Zr元素沉淀析出。穩定性低的ZrH2在鋁合金粉末未熔時即開始分解,形成的Zr單質隨后被卷入熔池原位反應得到L12-Al3Zr,Zr的穩定性低,除了溶解于鋁熔體外,均發生了原位反應。不完全溶解或不完全熔化的L12-Al3Zr保留于鋁熔體中,此時,α-Al的形核襯底為液相中原位生成的L12-Al3Zr和后析出的L12-Al3Zr。L12-Al3Zr與α-Al晶格錯配度較小[9],可降低臨界過冷度[25],易促進α-Al形核；如XRD結果(圖1c)所示,由于常規工藝條件下L12-Al3Zr不穩定,制備的外加Al3Zr顆粒為Al3Zr平衡相,Al3Zr平衡相的形核能力弱于L12-Al3Zr。ZrH2提供的形核質點完全為L12-Al3Zr,因此具有更好的形核效果。

圖14

圖14沉積態含鋯Al-Cu-Mg合金中含鋯相演變的示意圖

Fig.14Schematics of Zr phase evolution in as-built Al3Zr/Al-Cu-Mg (a) and in-situ Al3Zr/Al-Cu-Mg (b) alloys

直接添加Al3Zr和原位生成Al3Zr均提高了沉積態Al-Cu-Mg合金的綜合力學性能,原因除了與成功消除合金中熱裂紋有關,也受到合金晶粒細化以及沉淀相和溶質原子數量增多的影響。以370 J/mm3激光能量密度成形的試樣為例,由圖6可知晶粒細化劑Al3Zr和ZrH2分別使沉積態Al-Cu-Mg合金的晶粒由15.69 μm細化至1.88和1.28 μm。合金屈服強度與晶粒尺寸的關系可用Hall-Petch公式表示,晶粒細化提升的強度(ΔσHall-Petch)為[11]：

式中,k為Hall-Petch常數(k取值0.13 MPa/m2 [16]),d1、d0為有、無晶粒細化劑試樣的平均晶粒尺寸。因此,晶粒細化劑Al3Zr和ZrH2通過細化晶粒分別使沉積態試樣屈服強度增加了約62和82 MPa,占各自屈服強度提升值的44.3%和62.1%。而Al3Zr第二相釘扎基體組織,可起彌散強化作用；過飽和Zr元素通過固溶強化提高了合金的變形抗力。同時,細晶組織促進合金內部晶粒間的協調變形,使合金塑性變形較為均勻,也改善了合金塑性。在熱處理后,較多細小第二相(S相、θ相等)從基體中析出,可充當強化相,進一步提高了合金強度。

ZrH2雖然增多了合金的孔隙,但是提供的形核劑為原位生成的L12-Al3Zr和后析出的L12-Al3Zr,更有利于提高沉積態Al-Cu-Mg合金的綜合力學性能。首先,利用ZrH2獲得的形核質點均為L12-Al3Zr,形核效果更好,合金的變形抗力更大,合金的塑性提升也更為顯著。其次,與外加Al3Zr顆粒相比,L12-Al3Zr與基體間的結合強度較高,更多數量的L12-Al3Zr更有利于提高合金的強度。此外,如圖10所示,當掃描速率增大、激光能量密度降低時,晶粒細化劑Al3Zr顆粒分散受阻,在組織中作為較大硬脆相,致使試樣強度下降較快；原位生成Al3Zr幾乎無需強Marangoni對流分散晶粒細化劑,可適用于Al-Cu-Mg合金的較高速率成形。

4結論

(1) 直接添加Al3Zr和原位生成Al3Zr分別使SLM成形Al-Cu-Mg合金的平均晶粒尺寸由15.69 μm細化至1.88和1.28 μm,均可消除熱裂紋。

(2) 原位生成Al3Zr提供的形核劑具有更好的形核能力。利用ZrH2獲得的形核質點均為形核能力較強的L12-Al3Zr,較易促進α-Al形核；而外加Al3Zr顆粒在鋁熔體中的溶解和熔化過程均無法充分進行,提供的形核質點為L12-Al3Zr和形核能力較弱的外加Al3Zr顆粒。

(3) 含原位生成Al3Zr的SLM成形Al-Cu-Mg合金的綜合力學性能更好,熱處理態試樣的抗拉強度可達(485 ± 10) MPa,伸長率為(11.2% ± 0.5%),直接添加Al3Zr的合金伸長率僅約為8.5%。原位生成Al3Zr幾乎無需強Marangoni對流分散晶粒細化劑,可使Al-Cu-Mg合金適用于較高速率成形；外加Al3Zr顆粒的分散依賴于高的激光能量密度,致使采用600 mm/s掃描速率成形的沉積態試樣抗拉強度僅為(325 ± 25) MPa。