耿遙祥,,唐浩,許俊華,張志杰,喻利花,鞠洪博,江樂,簡江林

增材制造(additive manufacturing,AM)技術可突破諸如鑄造、鍛造、軋制和擠壓等傳統制造工藝的限制,實現高幾何復雜度金屬零件的直接近凈成形[1]。金屬AM技術主要包括以同步送粉(或送絲)激光熔覆為主要技術特征的激光立體成形技術和以粉末床為主要技術特征的選區激光(或電子束)熔化技術(selective laser melting,SLM或selective electron beam melting,SEBM)[2]。SLM技術基于分層制造、層層疊加的成形原理,采用高功率密度激光對金屬粉末進行選擇性熔化,直接獲得高性能、高致密度的金屬零件,可實現復雜金屬零件的近凈成形[3,4]。SLM成形過程中熔體的冷卻速率極快(103~106K/s)[5],可獲得具有獨特微觀組織和遠超元素固溶極限的高過飽和固溶體合金,從而為合金組織和性能的優化提供了契機[6]。

目前,SLM技術已經成熟應用于鈦合金、高溫合金、不銹鋼等多種合金體系[7]。鋁合金因其高比強度和耐大氣腐蝕等優點,廣泛應用于航空航天和汽車制造等領域[8]。由于鋁合金粉末存在激光反射率高、分散性差和導熱率高等特點,其與SLM工藝的融合性較差[9]。2xxx、6xxx和7xxx系高強鋁合金是航空航天領域常用的鋁合金材料,然而,高濃度的合金化元素和寬的凝固區間使得這些沉淀強化鋁合金在SLM成形過程中容易產生熱裂紋,惡化其力學性能。雖然Zr和Si等合金化元素的加入可增加鋁合金凝固過程中的形核點,減少或消除鋁合金在SLM成形過程中產生的熱裂紋,但其強度遠低于其傳統變形鋁合金[10~13]。因此,當前獲得應用的SLM成形鋁合金主要集中在以Al-Si和Al-Si-Mg為代表的4xxx鑄造鋁合金和基于5xxx的Al-Mg-(Sc, Zr)變形鋁合金體系。Al-Si系鋁合金具有優異的SLM成形性和寬的工藝窗口,所獲得合金具有獨特的亞微米胞狀顯微組織及高Si固溶度,從而使得合金的力學性能明顯優于同成分的鑄造合金,但該類SLM成形合金的屈服強度(YS)往往低于300 MPa,延伸率低于10%[14~17]。雖然高溫時效處理可以有效提升SLM成形Al-Si系鋁合金的塑性,但由于網格狀共晶Si組織的分解和粗化,導致合金的強度降低明顯[18,19]。盡管在前期工作中[6,20,21],基于SLM技術熔體快速凝固的特點,通過增加Al-Si-Mg合金中的Mg含量有效提升了合金的強度,使得SLM成形AlSiMg1.4合金的YS超過340 MPa,抗拉強度(UTS)超過520 MPa,并保持約7%的延伸率,但該類合金的力學性能依然有待提高。

Al-Mg-(Sc, Zr)鋁合金具有優良的耐腐蝕和焊接性能,為國內外超塑性成形研究焦點合金體系之一[22~24]。Scalmalloy®為歐洲空客集團開發的SLM專用高強Al-Mg-Sc-Zr鋁合金[25]。該合金以Al-Mg-(Sc, Zr)為基礎,通過增加Sc和Zr元素來提升合金的力學性能,其YS超過500 MPa,延伸率大于14%。Spierings等[26~28]對Scalmalloy®合金的組織和力學性能進行了系統的研究,結果表明,SLM成形Al-Mg-(Sc, Zr)合金由熔池底部的細小等軸晶和熔池內部的較粗大柱狀晶構成,初生的Al3(Sc, Zr)納米顆粒為α-Al晶粒提供了大量的隨機形核點,促進了等軸晶的形成,有效抑制了SLM成形過程中熱裂紋的產生,增加了合金的SLM成形性和力學性能。經適當時效處理后,由于次生Al3Sc納米顆粒的析出,使得樣品的強度大幅提升?？紤]到Al-Mg相的腐蝕敏感性,Jia等[29,30]用Mn替代Mg,研究了SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)合金的力學性能。一次Al6Mn和Al3(Sc, Zr)納米顆粒在晶界處的析出,抑制了α-Al晶粒在高溫下的回復再結晶及長大,該合金經300℃時效處理后具有最佳的力學性能,其YS超過570 MPa,延伸率超過15%,明顯優于Scalmalloy®合金。Li等[31]通過增加Al-Mg-(Sc, Zr)鋁合金中Mg的含量及引入合金化元素Si,設計了成形性和力學性能優異的Al-8.0Mg-1.3Si-0.5Mn-0.5Sc-0.3Zr (質量分數,%,下同)鋁合金,經適當時效處理后,該合金的YS超過520 MPa,UTS可達550 MPa。前期工作[32~34]研究了高Mg含量(~15%)Al-Mg-(Sc, Zr)鋁合金的SLM成形性和力學性能。結果表明,該合金具有良好的SLM成形性,最低孔隙率約為0.3%,Mg含量的增加有效提升了合金的強度,使其明顯高于相同Sc和Zr含量的SLM成形Al-Mg-(Sc, Zr)鋁合金[35]。Wang等[36]的研究結果表明,SLM成形Al-Mg-(Sc, Zr)鋁合金中等軸晶和柱狀晶帶間的特殊應變分配導致附加背應力硬化,提高了材料的應變硬化能力,使得該類材料具有強度和塑性的良好結合。盡管SLM成形Al-Mg-(Sc, Zr)鋁合金因其良好的SLM成形性、高強度、低各向異性和高組織穩定性而受到廣泛的研究,但其強度依然低于傳統變形高強鋁合金[37]。因此,有必要進一步提升SLM成形鋁合金的強度。

基于SLM成形技術熔體快速凝固的特點,同時增加固溶強化元素和析出強化元素的含量是提升SLM成形鋁合金力學性能的有效手段[25,34],但固溶元素含量的提高會增加SLM成形合金中的內應力,降低合金的成形性。增加合金熔體凝固過程中形核點的數量,細化晶粒是提升鋁合金SLM成形性的關鍵因素之一[28]。對于含Sc和Zr改性的SLM成形Al-Mg合金,其成形過程中一次析出的Al3(Sc, Zr)納米顆粒作為α-Al凝固過程中的形核點,可起到細化晶粒的效果,從而有效釋放合金成形過程中產生的內應力,增加合金的SLM成形性和塑性。Jia等[29]的研究結果表明,在SLM成形Al-Mg-(Sc, Zr)鋁合金中加入Mn元素可降低合金的腐蝕敏感性,同時,一次析出的Al6Mn納米顆粒同時分布于等軸晶和柱狀晶的晶界處,可有效抑制合金的回復再結晶,增強合金的熱穩定性。因此,本工作基于Al-Mg-Sc-Zr合金,用Mn部分替代Mg,并同時提高Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)合金中固溶強化元素(Mn + Mg)和時效析出強化元素(Sc + Zr)的含量,設計了Al-5.5Mn-2.7Mg-1.0Sc-0.9Zr新成分SLM專用鋁合金,系統研究了合金的SLM成形性及時效溫度對合金組織和力學性能的影響。

1實驗方法

采用真空N2霧化方法制備Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)合金粉末,用Icp2060t等離子體掃描光譜儀(ICP)測試粉末和SLM成形樣品的化學成分,測量結果見表1。鋁合金粉末和SLM成形樣品的成分接近。篩取直徑15~53 μm區間(平均粒徑為25.5 μm)的合金粉末進行SLM成形實驗,實驗所用設備型號為FS121M。樣品的SLM成形工藝參數為：激光功率190 W,激光掃描速率700~1300 mm/s,光斑直徑100 μm,激光掃描間距100 μm,鋪粉厚度30 μm,相位角67°。成形樣品尺寸為：長 × 寬 × 高 = 35 mm × 15 mm × 35 mm。應用Axioskop2 型金相顯微鏡(OM)和JSM-6480掃描電子顯微鏡(SEM)觀察SLM成形樣品的顯微組織。應用SEM附帶的能譜儀(EDS)分析樣品的成分。應用電子背散射衍射(EBSD)分析樣品的取向關系和晶粒尺寸。應用D8 Focus X 射線衍射儀(XRD,CuKα,波長0.15406 nm)測試SLM成形樣品的晶體結構。采用Archimedes排水法測量樣品的密度。樣品的相對密度由測量密度/理論密度獲得。樣品的理論密度通過以下公式進行計算[28]：

表1Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)粉末及選區激光熔化(SLM)成形樣品的化學成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) powder and selective laser melting (SLM)-formed specimen

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式中,D為合金的密度；Al%、Mn%、Mg%、Sc%、Zr%和Fe%分別為Al、Mn、Mg、Sc、Zr和Fe元素的質量分數；DAl、DMn、DMg、DSc、DZr和DFe分別為Al、Mn、Mg、Sc、Zr和Fe單質的密度。依據式(1)計算獲得Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)合金的理論密度為2.804 g/cm3。應用HRS-150 型顯微硬度儀測試SLM成形及時效處理樣品的Vickers硬度,載荷為300 g,保壓時間為15 s。采用CMT5205型微機控制電子萬能拉伸試驗機測試樣品的壓縮性能,應變速率2 × 10-4s-1,所用棒狀樣品直徑為3 mm,軸向長度為6 mm,兩端面平行且垂直于軸向。樣品的時效處理和力學性能測試均在以激光掃描速率為700 mm/s時獲得的樣品上進行。樣品的時效條件為：100~500℃時效處理2 h。為更加合理地表征樣品的壓縮性能及觀察樣品變形過程中應力的變化,論文中涉及到的壓縮性能曲線均以真應力-應變曲線進行表征。

2實驗結果與討論

2.1粉末及成形樣品

圖1a為Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)合金粉末樣品的表面SEM像,插圖顯示了粉末樣品的尺寸分布?？芍?大部分粉末為規則球形,球形粉末表面光滑,有利于增加樣品成形過程中的粉末流動性。少量粉末顆粒呈現不規則形狀,這些不規則粉末是由于氣霧化時未完全凝固的液滴在飛行過程中與已凝固的粉末發生碰撞,包覆在粉末表面而形成[6,38],粉末樣品的平均粒徑D50為25.5 μm。粉末樣品內部致密,不存在孔洞等缺陷(圖1b),有利于SLM成形樣品的致密度的增加[38]。不同激光掃描速率下獲得的SLM成形樣品不存在變形等宏觀缺陷(圖2)。

圖1

圖1Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)粉末樣品表面及剖面SEM像及粉末尺寸分布

Fig.1Surface (a) and section (b) SEM images of Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) powder (Inset in Fig.1a shows the size distribution of powder,D50—average particle diameter)

圖2

圖2SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品宏觀照片

Fig.2Photography of SLM-formed Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) samples

2.2樣品的成形性及顯微組織

SLM成形性反映的是樣品成形質量的好壞,一般利用樣品的相對密度直觀地表征樣品的成形性[39]。圖3為SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品的相對密度隨激光掃描速率的變化曲線?？芍?樣品的相對密度隨激光掃描速率的增加逐漸降低,由700 mm/s時的99.9%降低至1300 mm/s時的99.0%,但整體表現出良好的SLM成形性。為分析樣品相對密度變化的原因,圖4給出了激光掃描速率分別為700、900和1100 mm/s時獲得樣品橫截面的OM像及對應樣品上表面的SEM像(插圖)。當激光掃描速率為700 mm/s時,樣品上表面光滑,樣品內部只存在少量細小的冶金孔(圖4a),這些冶金孔主要是由于粉末中的水蒸氣經高溫分解后產生的H2或Mg蒸氣殘存在樣品中所致[40]。當激光掃描速率增加到900和1100 mm/s時,成形樣品表面出現球化現象(圖4b和c)。樣品上表面小直徑球化顆粒的產生主要是由于在高激光掃描速率下,熔池內部熔體不穩定性增加,小顆粒熔滴濺到樣品表面所致[41],見圖4b。而樣品表面大直徑球化顆粒的產生是由于在高激光掃描速率下,激光輸入能量密度降低,不足以熔化大顆粒粉末,這些大顆粒粉末被周圍熔體包覆,使得其尺寸可達數百微米。這些大直徑球化顆粒底部往往伴隨熔體未填充縫隙,再加之樣品表面的過渡球化也會導致下一層粉末的不當沉積,在激光進行下一層掃描的過程中,熔融金屬很難完全填充到樣品中的縫隙,最終導致樣品中產生跨越幾個熔池的未熔合孔(鑰匙孔)[42],見圖4b和c。未熔合孔一旦產生,其數量和尺寸會隨激光掃描速率的增加而增加,從而增加樣品的孔隙率,降低樣品的相對密度[43]。

圖3

圖3SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品相對密度隨激光掃描速率的變化曲線

Fig.3Evolution of the relative density of the SLM-formed Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) samples with the scanning rate

圖4

圖4不同激光掃描速率下獲得SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品的OM像及樣品上表面SEM像

Fig.4OM and upper surface SEM images (insets) of the SLM-formed Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) samples manufacturing at the scanning rates of 700 mm/s (a), 900 mm/s (b), and 1100 mm/s (c)

圖5為SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品縱剖面的OM像和SEM像。樣品具有SLM成形合金典型的疊層分布熔池結構[44],經金相腐蝕液(Keller試劑)腐蝕后,熔池內部為亮白色,熔池邊界顏色較暗(圖5a)。樣品中有不規則塊狀組織析出,經EDS分析其成分為Al75.3Sc11.8Zr12.9(原子分數) (圖5b中插圖),接近Al3(Sc, Zr)析出相的化學成分,表明合金中的Sc和Zr含量已經超過了SLM技術熔體快冷的固溶極限。EBSD分析表明,樣品熔池邊界為細小等軸晶,熔池內部為較粗大柱狀晶粒帶(圖6a),柱狀晶具有明顯<100>取向,晶粒的平均尺寸約為4 μm。等軸晶的形成是由于熔池邊界冷卻速率較慢,當合金熔體凝固時,Al3(Sc, Zr)首先在熔體中析出[31],這些納米粒子作為α-Al晶粒的形核中心,產生強烈的晶粒細化效果,細小隨機取向等軸晶的存在也是SLM成形Al-Mg-(Sc, Zr)鋁合金具有良好SLM成形性和低力學各向異性的主要原因[45,46]。隨著凝固的進行,熔體冷卻速率增加,由于熔體內Sc和Zr元素濃度降低及Al3(Sc, Zr)粒子析出動力學受限,熔池內部不再有Al3(Sc, Zr)粒子析出,在形核劑減少的情況下,熔池內部熔體沿冷卻方向形成擇優取向的柱狀晶粒。

圖5

圖5激光掃描速率為900 mm/s時SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品縱剖面的OM像和SEM像及析出相成分分析

Fig.5Longitudinal section OM (a) and SEM (b) images of the SLM-formed Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) sample manufacturing at a scanning rate of 900 mm/s (Inset in Fig.5b shows the composition analysis (atomic fraction) of precipitates)

圖6

圖6激光掃描速率為900 mm/s時SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品EBSD分析結果

Fig.6EBSD orientation map (a) and pole figures (b) of the SLM-formed Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) sample manufacturing at a scanning rate of 900 mm/s

2.3時效溫度對樣品組織和力學性能的影響

圖7給出了SLM成形樣品經不同溫度時效2 h后的OM像?？芍?隨著時效溫度的升高,樣品熔池內部襯度逐漸變暗,熔池邊界逐漸模糊。SEM觀察結果表明,隨著時效溫度的增加,熔池內部點蝕坑的數量逐漸變多,深度逐漸變深(圖8),在OM像中表現為襯度變暗,表明樣品的耐蝕性逐漸降低。XRD測試結果表明,未經時效處理樣品主要由α-Al和Al6Mn相構成(圖9),當時效溫度為200和300℃時,Al6Mn衍射峰的強度稍有增加,α-Al衍射峰向高角度偏移。這主要是由于合金中大尺寸Sc原子在時效過程中析出,與Al原子形成了Al3Sc納米顆粒,降低了α-Al固溶體的晶格常數,使得α-Al的衍射峰向高角度偏移,由于Al3Sc納米顆粒極為細小(約幾個納米),且其衍射峰與α-Al的衍射峰重疊,很難在XRD譜中進行標定[29,47]。當時效溫度升高到400和500℃時,樣品中開始有大量Al6Mn化合物析出,由于α-Al中小尺寸Mn原子的含量降低,導致α-Al的衍射峰向低角度偏移。鋁合金中Al6Mn含量的增加和晶粒的長大會降低其在Keller試劑中的耐蝕性,經金相腐蝕液腐蝕后會在α-Al晶粒內部和晶界處出現大量的點蝕坑。

圖7

圖7SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品經200、300、400和500℃時效處理2 h后的OM像

Fig.7OM images of SLM-formed Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) samples aged at 200oC (a), 300oC (b), 400oC (c), and 500oC (d) for 2 h

圖8

圖8SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品經200、300、400和500℃時效處理2 h后熔池內部的SEM像

Fig.8SEM images of molten pool of SLM-formed Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) samples aged at 200oC (a), 300oC (b), 400oC (c), and 500oC (d) for 2 h

圖9

圖9SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品經不同溫度時效2 h后的XRD譜

Fig.9XRD spectra (a) and local enlargement (b) of the SLM-formed Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) samples aged at different temperatures for 2 h

隨著時效溫度的升高,SLM成形樣品的Vickers硬度先增大后減小,當時效溫度為350℃時,樣品的硬度具有最大值,約為(218 ± 5) HV (圖10a)。樣品的壓縮屈服強度和抗壓強度隨時效溫度的變化趨勢與硬度一致,時效溫度為300℃時具有最大值,分別為(653 ± 3) MPa和(752 ± 7) MPa (圖10c)。所有樣品的壓縮延伸率均超過60% (圖10b)。當時效溫度超過200℃時,樣品在壓縮后期均出現了不同程度的加工軟化現象,其中以300℃時效樣品最為明顯。這可能是由于當時效溫度超過200℃時,α-Al晶粒內部開始有Al3Sc納米粒子析出,這些第二相粒子提供了更多的形核質點和儲存能,使得樣品在壓縮過程中容易發生動態回復再結晶,發生加工軟化。由于300℃時效樣品具有最高濃度的第二相粒子,因此其加工軟化現象更加明顯。圖10d給出了本工作獲得的合金力學性能與典型SLM成形鋁合金及傳統變形AA7075鋁合金[6,12,33,48]力學性能的對比結果?？芍?本工作的Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)合金具有最大的壓縮屈服強度,超過傳統T6時效處理后的AA7075鋁合金。

圖10

圖10SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品經不同溫度時效處理后的Vickers硬度、壓縮真應力-真應變曲線、壓縮力學性能及與其他鋁合金壓縮性能對比結果

Fig.10Vickers hardnesses (a), compressive true stress-true strain curves (b), compressive mechanical properties (c) of SLM-formed Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr) samples aged at different temperatures for 2 h, and a comparison with others aluminum alloys (d)

2.4強化機理

SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)合金高強度的獲得是細晶強化、固溶強化和析出強化共同作用的結果。

合金晶粒的細化主要是由于：(1) SLM成形過程中熔體急速冷卻大幅提升了合金的溫度過冷,增加了α-Al晶粒的隨機形核點,細化了晶粒；(2) SLM成形合金的凝固始于熔池邊緣并向熔池內部擴展,在此過程中,溶質元素從晶粒中排出,從而在凝固界面前沿的液相區形成擴散場,當鋁合金中的溶質元素的平衡分配系數k0小于1時,會在合金凝固前沿的液相處發生成分過冷[49],由于鋁合金中Mg、Mn和Sc元素的k0均小于1[50],其在Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)合金中含量的提升會增加成分過冷度,促進晶體的隨機形核,細化晶粒；(3) 由于Al3(Sc, Zr)納米顆粒會首先在熔池邊界處析出,這些納米粒子作為α-Al晶粒的形核中心,也會產生強烈的晶粒細化效果[45]。因此本工作獲得的SLM成形鋁合金的晶粒尺寸遠小于傳統鑄造或變形Al-Mg-(Sc, Zr)合金[51]。依據經典的Hall-Petch關系,晶粒的細化會在合金中引入高密度的晶界,從而阻礙位錯的移動,增加合金的強度[52]。

SEM、EDS和XRD (圖5b和圖9)分析結果表明,SLM成形態樣品中存在Al6Mn和大塊Al3(Sc, Zr)析出相,表明該鋁合金中的Sc、Zr和Mn溶質元素的含量已經超過了SLM熔體快冷工藝的固溶度極限,但可使得這些合金化元素在α-Al中具有最大固溶量。與基體周圍的Al原子相比,這些原子的原子尺寸和剪切模量差別較大,可在晶格中產生局部應變場,與位錯相互作用阻礙其自由移動,進而提高材料的屈服強度[29,53]。

在低溫時效過程中,由于Sc的擴散系數遠高于Zr元素,Al3Sc納米顆粒首先在α-Al晶粒內部析出[30]。而α-Al中超高的Sc固溶量也為高密度Al3Sc的析出創造了條件。這些Al3Sc納米顆粒尺寸往往較小,為1~2 nm[29],且與基體共格。Al3Sc納米顆粒在合金中的強化為有序強化、共格強化、模量錯配強化和位錯切過強化機制的共同作用結果[31],其中模量錯配強化為SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)鋁合金的主要強化機制[29]。因此,高密度Al3Sc納米顆粒的析出是合金經低溫時效后硬度和強度獲得大幅提升的主要原因。當時效溫度超過400℃時,(1) Al6Mn晶粒的大量析出及晶粒尺寸的長大(圖8),使得Mn元素的固溶強化效果降低；(2) Al3Sc顆粒長大并逐漸與α-Al基體失共格,析出強化作用減弱；(3) 由于基體中的Sc和Zr元素不斷向Al3Sc顆粒擴散,并形成Al3(Sc, Zr)核殼結構(顆粒內部富Sc外部富Zr)[54],導致α-Al中Sc和Zr元素固溶量降低,Sc和Zr元素的固溶強化作用減弱。最終使得樣品的強度迅速降低。

3結論

(1) SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品的相對密度隨激光掃描速率的增加而降低。當激光掃描速率為700 mm/s時樣品具有最大相對密度99.9%。在高激光掃描速率下,由于激光能量密度的降低,無法完全熔化大顆粒粉末,導致樣品中未熔合孔洞的產生,相對密度降低。

(2) SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品具有細等軸晶和較粗大柱狀晶組織,平均晶粒尺寸約為4 μm。由于合金中Mn、Sc和Zr元素的含量超過了其在α-Al中的固溶極限,使得樣品中有Al6Mn和塊狀Al3(Sc, Zr)相析出。

(3) 當時效溫度≤ 350℃時,由于Al3Sc納米顆粒的大量析出導致SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)樣品的硬度和強度大幅提高。當時效溫度為300℃時,樣品的壓縮屈服強度和抗壓強度分別達到(653 ± 3)和(752 ± 7) MPa,超過現有報道的大多數鋁合金。繼續升高時效溫度后,由于二次Al6Mn晶粒的析出與長大、Al3Sc粒子的粗化及部分合金元素固溶強化作用失效,導致樣品的強度降低。

(4) 極細的晶粒、達到α-Al固溶極限的溶質含量及高密度Al3Sc粒子的共同作用使SLM成形Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)合金具有高硬度和高強度。

(5) 本工作獲得的SLM專用Al-(Mn, Mg)-(Sc, Zr)鋁合金的SLM成形性和力學性能優異,具有廣闊的應用前景。