激光选区熔化成形ZrH2/6060铝合金的显微组织与力学性能

涂诚，刘允中，胡亮，周志光

激光选区熔化成形ZrH2/6060铝合金的显微组织与力学性能

涂诚，刘允中，胡亮，周志光

(华南理工大学 国家金属材料近净成形工程技术中心，广州 510640)

在6060铝合金雾化粉末中加入1%(质量分数，下同)的亚微米级ZrH2粉末，经过低能球磨制备1%ZrH2/AA6060复合粉，然后采用SLM(selective laser melting,激光选区熔化)成形工艺制备含锆的6060铝合金，表征和测试不同SLM工艺条件下合金的显微组织与力学性能，研究添加ZrH2对6060铝合金显微组织与力学性能的影响。结果表明：添加1%亚微米级ZrH2后，6060铝合金的致密度由93.8%提高至97.8%，成形试样开裂得到抑制，表面球化现象减弱，表面质量显著提高，表面平整，未出现较大孔洞等缺陷；材料的晶粒显著细化，尺寸由56 μm减小至3 μm。与6060铝合金相比，含锆铝合金的抗拉强度、屈服强度、伸长率、显微硬度分别提高26.0%，73.0%，126.8%和21.8%。

激光选区熔化；6060铝合金；ZrH2；显微组织；力学性能

激光选区熔化(SLM)是一种重要的金属增材制造技术[1]。与传统成形方法相比，激光选区熔化技术具有加工周期短、效率高，可制造形状复杂和结构精细的产品及零件，制件的综合性能、尺寸精度及表面质量优异的特点[1−3]。目前，SLM技术已用于铁基合金、铝合金、钛及钛合金、铜合金、镍基合金等材料的制备[5−8]，并逐步走向实际应用。由于铝合金具有激光吸收率低、热导率高、易氧化等特点，因此其SLM成形难度大，工艺成熟度较低。近年来，SLM技术制备铝合金的研究受到广泛重视，主要集中在AlSi10Mg和AlSi12等铸造铝合金[9−10]；而对于变形铝合金，由于其固液相凝固区间较大，易出现热裂纹，导致SLM成形件性能差。MARTIN等[11]通过静电自组装的方法制备ZrH2/AA7075复合粉末，并采用3D打印技术制备了无裂纹的含Zr的AA7075复合材料，经T6热处理后，材料的抗拉强度达到417 MPa，伸长率为5.4%。但静电组装工艺复杂，在组装过程中易引入新的杂质，难以去除，影响制件性能。张虎等[12]通过机械混合的方法制备2%Zr/AA2024复合粉末，并经SLM成形制备的块体复合材料抗拉强度达到451 MPa，屈服强度达到446 MPa。但机械混合法不适合制备颗粒细小的Zr/AA2024复合粉末，并由于纯Zr粉易氧化，在混粉和成形过程中易吸入氧从而影响制件性能。目前关于SLM成形6XXX系铝合金的研究报道很少，打印件的致密度最高为97.1%，强度仅为150 MPa左右[13−14]，远低于同成分铸件的性能。ZrH2在空气中稳定，当温度高于200 ℃时，ZrH2能与铝基体自发反应生成Al3Zr[15]，Al3Zr粒子能起到细化晶粒的作用，但过多ZrH2会使材料产生较多的气孔。GRIFFITHS等[16]通过SLM成形制备的Zr含量(质量分数)为1.12%的Al-Mg-Zr合金，析出的Al3Zr粒子使得合金内形成细小的等轴晶。李大武等[17]发现在Al基体中添加1%以下ZrH2时，合金内的孔洞较小且数量较少。因此，本文作者针对6XXX系铝合金中6060铝合金的SLM成形技术开展研究，通过低能球磨将亚微米ZrH2颗粒均匀分散在基体6060铝合金粉末表面上，然后采用SLM成形工艺制备成含锆铝合金，研究在不同SLM工艺条件下合金的显微组织与力学性能，并与未添加ZrH2的6060铝合金进行对比，研究结果对于解决6XXX系铝合金在SLM成形中易出现热裂纹问题、制备出高性能的6060铝合金具有重要意义。

1 实验

1.1 原料粉末

原材料为国内某公司采用组合雾化法制备的6060铝合金粉末和高能球磨制备的亚微米ZrH2粉末，平均粒径分别为29.6 μm和0.5 μm。6060铝合金粉末的化学成分列于表1，氧含量为5.2×10−4。

表1 6060铝合金粉末的化学成分

1.2 材料制备

在6060铝合金粉末中加入1%ZrH2粉末，采用低能短时球磨工艺制备ZrH2/AA6060复合粉末，所用球磨机为南京南大仪器有限公司的QM-3SP4型行星式球磨机。图1所示为ZrH2和6060铝合金原料粉末以及1%ZrH2/AA6060复合粉末的微观形貌。由图1(a)和(b)可见，6060铝合金粉末呈规则的球形，亚微米ZrH2颗粒为不规则片状。经过低能球磨后，6060铝合金粉末仍保持规则的球形，亚微米ZrH2颗粒分布在微米级6060铝合金粉末表面。同时，球磨后复合粉末的氧含量基本保持不变，为5.70×10−4。

采用西安铂力特公司的BLT−S200型选区激光熔化设备，分别对6060铝合金粉末和1%ZrH2/AA6060复合粉末进行SLM成形，得到2种6060铝合金块体材料。SLM成形激光功率分别为250 W和300 W，扫描速度分别为400，550，700，850，1 000，1 150和1 300 mm/s，扫描间距0.1 mm，基板经过180 ℃预热，块体材料的尺寸分别为10 mm×10 mm×10 mm和12 mm×86 mm×33 mm。为了防止吸附于粉末中的水分在SLM成形过程中与铝反应，从而出现氧化物等缺陷[18]，在SLM成形前，将粉末在真空干燥箱中进行干燥，温度为60 ℃，干燥时间为8 h。

1.3 性能测试

采用阿基米德排水法测定SLM成形的6060铝合金和含锆铝合金块体材料的密度。成形样品经砂纸研磨、抛光后，采用HF腐蚀20~30 s，然后用Leica DML 5000型金相显微镜和NOVA NANOSEM 430型场发射扫描电镜对材料表面形貌和显微组织进行观察和分析。用DHV−1000Z型数显显微维氏硬度计测定材料的硬度，载荷和保压时间分别为200 g和15 s。按照ASTM(B557M-10)标准，将块体合金加工成标距为25 mm和横截面尺寸为6 mm×3 mm的拉伸试样，在Instron5967型电子万能实验机上测试材料的室温拉伸性能，测试3个试样，取平均值，并对拉伸断口形貌进行观察和分析。

图1 粉末原材料及ZrH2/AA6060复合粉末的SEM形貌

(a) 6060 aluminum powders; (b) Submicron ZrH2powders;(c), (d) ZrH2/AA6060 composite powders

2 结果与讨论

2.1 致密度

图2所示为激光功率和扫描速度对SLM成形6060铝合金致密度的影响。由图可见，对于未添加ZrH2的6060铝合金，随扫描速度增大，致密度先增加后减小，在激光功率为250 W、扫描速度为850 mm/s时，致密度达到最大值，为93.6%。当扫描速度较低时，由于激光能量密度大，熔池不稳定，易产生飞溅，在已成形表面冷却后形成球状颗粒，出现球化现象，不连续的球化物使得成形表面凹凸不平，影响下一层粉末的铺粉质量，层与层之间冶金结合较差，导致合金内部出现孔隙等缺陷[19]，进而降低6060铝合金的致密度。而在高扫描速度下(＞850 mm/s)，由于扫描速度过快，能量输入不充足，合金粉末不能充分熔化，液相不充足，合金在凝固时易出现缩孔和裂纹等缺陷；同时，合金表面存在较多的未熔化粉末，也使得表面凹凸不平，影响下一层铺粉质量，出现孔隙等缺陷，这两者的共同作用导致材料致密度下降。对于用1%ZrH2/AA6060复合粉制备的6060+Zr合金，不同激光功率下合金的致密度随扫描速度的变化规律有所不同。激光功率为250 W时，致密度随扫描速度增大而逐渐减小，这是由于随扫描速度增大，激光能量输入减少，激光在单个粉末颗粒的停留时间变短，导致粉末可能未完全熔化，粉末颗粒被液相包裹形成粘度较大的球体，而相邻球体之间的上下颈部由于没有充足的液相填充而形成孔洞和凹坑，从而降低合金的致密度。而激光功率为300 W时，含锆的铝合金与不含锆的6060铝合金的致密度呈现相同的变化规律，均随扫描速度增大而先增大后减小，并在扫描速度为850 mm/s时达到最大值，为97.8%。但6060+Zr合金的致密度变化幅度较小，对SLM工艺参数的敏感程度更低，当激光功率为300 W时，其致密度变化范围为96.5%~97.8%，而6060铝合金的致密度为88.9%~ 92.8%。

从图2还看出，与6060铝合金相比，含Zr铝合金的致密度显著提高，尤其在扫描速度为400 mm/s时，其致密度由88.8%~89.4%提高到97.5%~96.5%。这是由于球形6060铝合金粉末表面的ZrH2能减少铝基体粉末对激光的反射，提高粉体对激光的吸收率[20]，产生了充足的液相；此外，金属粉末熔化量增加，液相温度升高，使得液相流动性更好，进而抑制球化现象[19]，成形质量提高。上述结果表明，在激光功率为300 W，含Zr的6060铝合金的成形质量最好，致密度在96.0%以上。

2.2 表面形貌

SLM技术能够制造形状复杂的零件，但由于SLM成形是逐层制造，存在累积效应，较差的表面质量影响下一层铺粉质量，导致出现孔隙、表面粗糙不平整等缺陷，进而影响制件的质量[2]，成为制约该技术实际应用的一个重要因素。图3所示为激光功率为300 W，不同扫描速度下SLM成形的6060铝合金表面SEM形貌。由图可见，所有不含Zr的6060铝合金表面均存在裂纹和球化现象，扫描速度为850 mm/s时合金表面存在球形度较好的未熔化粉末，并出现较大缩孔，孔洞直径约为0.5 mm。当扫描速度增大到1 300 mm/s时，孔洞的数量增多、尺寸减小，这是由于能量输入不足，粉末熔化不完全，导致液相不充足，不能及时补缩，从而出现缩孔。此外，随扫描速度增大，球化现象逐渐加剧，未熔化粉末增多。相比之下，含Zr的铝合金表面质量明显改善，表面未出现孔洞、裂纹，球化现象明显减弱，表面球化颗粒较少，表面较平整。这是由于在SLM成形6060铝合金过程中，较高的氧含量使得合金形成较多氧化物，进而在熔池表面形成氧化膜，氧化膜的出现不利于熔池与固体基板的润湿，容易导致球化现象的产生[19]。而通过低能球磨制备的1%ZrH2/AA6060复合粉末，其氧含量较6060铝合金粉末相比并没有明显增加，但复合粉体中的亚微米ZrH2提高了粉末对激光的吸收率，粉末熔化量增多，熔体粘度和表面张力随温度升高而降低，液相的流动性变好，易于在基体表面铺展，从而抑制或减弱球化现象，同时抑制缩孔的形成[19]。但值得注意的是，随扫描速度增加，合金表面存在较小的起伏，这是由于激光能量密度下降，熔池温度降低，使得液相流动性变差，从而使合金表面出现起伏。

(a), (b), (c) 6060 alloys with scanning speed of 400, 850 and 1 300 mm/s, respectively;(d), (e), (f) 6060+Zr aluminum alloy with scanning speed of 400, 850 and 1 300 mm/s, respectively

2.3 显微组织

图4所示为扫描速度为400 mm/s、不同激光功率下SLM成形的铝合金横截面(XOY面)金相组织。从图4(a)和(b)可见，未添加ZrH2的6060铝合金出现明显的裂纹，裂纹沿晶界扩展，当激光功率为300 W时裂纹更明显，平均晶粒尺寸约为56 μm，而所有含锆合金均未出现裂纹，且晶粒显著细化，当激光功率为300 W时，平均晶粒尺寸约为3 μm。这表明在6060铝合金中以ZrH2的形式添加Zr，晶粒细化效果显著。晶粒尺寸对金属材料的室温力学性能具有显著影响，晶粒不均匀或者晶粒粗大易引起各向应力和应力集中，而晶粒细化使晶界增多，从而提高材料的室温强度和塑性。

图5所示为激光功率300 W，扫描速度400 mm/s时6060+Zr合金的横截面(XOY面)SEM背散射电子图和EDS元素面扫描分析结果。从图5(a)看到，灰色的基体上弥散分布着黑色的析出相。此外，灰色基体上还存在椭圆形状的亮白色析出相。对图5(a)中方框内区域进行EDS面分析，结果表明Mg元素和Si元素均匀分布在基体中，Zr元素集中分布于亮白色第二相。根据实验合金成分判断黑色析出物可能为Mg2Si。表3所列为亮白色第二相的EDS元素分析结果，发现亮白色析出相主要由Al与Zr组成，其原子比接近3:1。ZrH2能够与Al基体反应生成Al3Zr，因此确定椭圆形状的亮白色析出相为Al3Zr。Al3Zr颗粒与Al基体具有相似的晶格常数，因而能提供形核场所，起到异质形核作用，达到细化晶粒的效果。同时，细小的晶粒能够抵抗SLM成形中的热应力以及凝固收缩导致的应力，从而抑制成形过程中出现热裂[11−12]。所以6060+ Zr铝合金均未出现裂纹，且晶粒显著细化(见图4所示)。

图4 不同激光功率下的6060合金横截面(XOY面)金相组织

(a), (b) AA6060 alloys, laser power are 250 and 300 W, respectively; (c) 6060+Zralloys, laser power is 250 W; (d), (e) 6060+Zr alloys, laser power is 300 W

图5 6060+Zr 铝合金的横截面(XOY面)SEM背散射电子图和方框内区域的EDS元素面扫描分析结果

(b), (c), (d), (e) EDS analysis results of Al, Mg, Si and Zr element, respectively

表3 图5(a)中亮白色析出相的EDS分析结果

2.4 拉伸性能与显微硬度

致密度是影响SLM成形试样力学性能的重要因素之一。为进一步研究添加ZrH2对6060铝合金力学性能的影响，对在激光功率300 W和扫描速度700 mm/s时(致密度接近98%且表面成形质量好)成形的6060和6060+Zr合金进行硬度与拉伸性能测试。图6所示为铝合金表面的维氏硬度，由图可见，不含锆的6060铝合金表面显微硬度(HV)范围为41.8~56.3，6060+Zr铝合金的表面显微硬度为54.61~63.7，表明在6060合金粉末中添加ZrH2，可使合金的平均硬度明显提高，HV由50.4提升到61.4。原因在于ZrH2的加入能够细化晶粒，由于细晶强化效应，材料硬度得到提升。同时，沉淀相Al3Zr起到一定的弥散强化作用，也能使材料的硬度提高。此外，6060铝合金的硬度波动范围较大，而6060+Zr合金的硬度分布均匀，波动范围明显减小。这是由于SLM成形的6060合金致密度不高，内部存在较多缺陷，导致材料的显微硬度波动较大，而ZrH2的加入改善了成形质量，提高了材料的致密度，因而显微硬度波动减小。

图6 6060铝合金与6060+Zr铝合金的显微硬度

表4所列为6060铝合金与6060+Zr铝合金的室温拉伸性能。据文献报道[14]，SLM成形6XXX系列铝合金的抗拉强度只能达到150 MPa左右，传统工艺成形的6060型材抗拉强度为170 MPa，屈服强度为130 MPa，伸长率≥8%[21]。本研究中，SLM成形6060铝合金的平均抗拉强度为154 MPa，平均屈服强度只有96 MPa，平均伸长率为7%，且伸长率的波动范围较大，这是由于材料的致密度低，存在较多孔洞、裂纹等缺陷，严重影响其拉伸性能，并使其性能不稳定。添加ZrH2后，材料的拉伸性能显著提高，抗拉强度从154 MPa提高到195 MPa，屈服强度从96 MPa提高到167 MPa，伸长率从7%提高到16%，超过了传统工艺制备的6060合金性能。其原因在于SLM“逐层”成形，具有快速加热和快速凝固的特点，导致凝固区间较大的变形铝合金易出现周期性热裂纹，而ZrH2的加入能够细化晶粒，并抑制裂纹的出现。根据Hall-Petch公式[22]：

式中：y为材料的屈服强度；0为移动单个位错时产生的晶格摩擦阻力；为材料相关的常数；为晶粒尺寸。由式(1)可知，晶粒尺寸越小，材料的屈服强度越高，所以，ZrH2的加入可提高AA6060铝合金的屈服强度。同时，ZrH2与Al基体反应生成沉淀相Al3Zr，起沉淀强化作用，阻碍位错和晶界的运动[12]。在细晶强化和沉淀强化的共同作用下，6060+Zr铝合金的强度和塑性均显著提高。

表4 SLM成形6060铝合金的拉伸性能

图7所示为6060铝合金室温拉伸断口形貌。从图7(a)和(b)可见，未添加ZrH2的6060铝合金断口上存在较多的未熔化粉末和较大孔洞，从图7(b)可见断口上存在解理台阶，台阶上有许多撕裂棱和波纹，解理台阶较密集。此外，断口上存在一定数量的韧窝，由此推测6060铝合金的断裂为韧窝型断裂和准解理断裂的混合型断裂模式。从图7(c)和(d)可见，6060+Zr合金断口上有大量韧窝，韧窝形状呈圆形或者椭圆形，撕裂棱未发生明显变形，属于典型的微孔聚集型断裂。从宏观断口看，出现了明显的缩颈，属于延性断裂。从图7看出，ZrH2的加入使得SLM成形6060铝合金的断口形貌发生显著变化，断裂机制从混合型断裂变为延性断裂。这是由于ZrH2的加入使得材料的晶粒更细小，致密度提高，孔洞、裂纹等缺陷显著减少，细小的晶粒使单位体积中晶粒数增多，材料的总变形分布在更多的晶粒中，减少了应力集中，变形更均匀，从而使材料的塑性提高。

图7 6060 铝合金的室温拉伸断口形貌

(a), (b) 6060 alloys; (c), (d) 6060+Zr alloy

4 结论

1) 在6060铝合金粉中加入1%的亚微米级ZrH2粉末，经过短时低能球磨制备的ZrH2/AA6060复合粉体，ZrH2分布在基体合金表面，可抑制SLM成形过程中的球化现象，材料致密度显著提高，由93.6%提高至97.8%。

2) 在6060铝合金中加入ZrH2，晶粒显著细化，平均晶粒尺寸由56 μm减少到3 μm，并抑制SLM成形过程中热裂纹的出现。

3) ZrH2可显著提高6060铝合金的拉伸性能，材料的抗拉强度由153.8~155.6 MPa提高到194.3~ 195.5 MPa，屈服强度由91.2~101.6 MPa提升至166.0~ 167.5 MPa，伸长率由5.0%~9.2%提升至15.5%~ 16.7%。

[1] 杨永强, 陈杰, 宋长辉, 等. 金属零件激光选区熔化技术的现状及进展[J]. 激光与光电子学进展, 2018, 55(1): 9−21. YANY Yongqiang, CHEN Jie, SONG Changhui, et al. Current status and progress on technology of selective laser melting of metal parts[J]. Laser & Optoelectronics Progress, 2018, 55(1): 9−21.

[2] MUMTAZ K, HOPKINSON N. Top surface and side roughness of Inconel 625 parts processed using selective laser melting[J]. Rapid Prototyping Journal, 2009, 15(2): 96−103.

[3] 杨全占, 魏彦鹏, 高鹏, 等. 金属增材制造技术及其专用材料研究进展[J]. 材料导报, 2016(s1): 107−111. YANG Quanzhan, WEI Yanpeng, GAO Peng, et al. Research progress of metal additive manufacturing technologies and related materials[J]. Materials Repotrts, 2016(s1): 107−111.

[4] 赵志国, 柏林, 李黎, 等. 激光选区熔化成形技术的发展现状及研究进展[J]. 航空制造技术, 2014, 463(19): 46−49. ZHAO Zhiguo, BAI Lin, LI Li, et al. Status and progress of selective laser melting forming technology[J].Aeronautical Manufacturing Technology, 2014, 463(19): 46−49.

[5] YU H, YANG J, YIN J, et al. Comparison on mechanical anisotropies of selective laser melted Ti-6Al-4V alloy and 304 stainless steel[J]. Materials Science & Engineering A, 2017. 695: 92−100.

[6] MAO Z, ZHANG D Z, JIANG J, et al. Processing optimisation, mechanical properties and microstructural evolution during selective laser melting of Cu-15Sn high-tin bronze[J]. Materials Science & Engineering A, 2018, 721:125−134.

[7] 张虎, 聂小佳, 朱海红, 等. 激光选区熔化成形高强Al-Cu- Mg合金研究[J]. 中国激光, 2016(5): 78−84. ZHANG Hu, NIE Xiaojia, ZHU Haihong, et al. Study on high strength Al-Cu-Mg alloy fabricated by seletive laser melting[J]. Chinese Journal of Lasers. 2016(5): 78−84.

[8] WANG X, CARTER L N, PANG B, et al. Microstructure and yield strength of SLM-fabricated CM247LC Ni-superalloy[J]. Acta Materialia, 2017, 128(Complete): 87−95.

[9] LI X P, JI G, CHEN Z, et al. Selective laser melting of nano-TiB2, decorated AlSi10Mg alloy with high fracture strength and ductility[J]. Acta Materialia, 2017, 129(Complete): 183−193.

[10] SIDDIQUE S, IMRAN M, WYCISK E, et al. Influence of process-induced microstructure and imperfections on mechanical properties of AlSi12 processed by selective laser melting[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2015, 221: 205− 213.

[11] MARTIN J H, YAHATA B D, HUNDLEY J M, et al. 3D printing of high-strength aluminium alloys[J]. Nature, 2017, 549(7672): 365.

[12] ZHANG H, ZHU H, NIE X, et al. Effect of Zirconium addition on crack, microstructure and mechanical behavior of selective laser melted Al-Cu-Mg alloy[J]. Scripta Materialia, 2017, 134: 6−10.

[13] LOH L E, LIU Z H, ZHANG D Q, et al. Selective laser melting of aluminium alloy using a uniform beam profile[J]. Virtual and Physical Prototyping, 2014, 9(1): 11−16.

[14] DJURAEV A, Porosity Reduction and Characterization of Aluminium Components Produced by Additive Manufacturing[D]. Trondheim：Norwegian University of Science and Technology, 2017.

[15] 牛向荣, 毛昌辉, 杨剑, 等. ZrH2/6063Al复合材料界面反应研究[J]. 粉末冶金技术, 2013, 31(4): 253−258.NIU Xiangrong, MAO Changhui, YANG Jian, et al. Study on interfacial reaction of ZrH2/6063Al composites[J]. Powder Metallurgy Technology, 2013, 31(4): 253−250.

[16] GRIFFITHS S, Rossell M D, Croteau J, et al. Effect of laser rescanning on the grain microstructure of a selective laser melted Al-Mg-Zr alloy[J]. Materials Characterization, 2018,143: 34−42.

[17] 李大武, 李杰, 李涛, 等. 以ZrH2为发泡剂的泡沫铝制备和表征[J]. 中国有色金属学报: 英文版, 2011(2): 346−352. LI Dawu, LI Jie, LI Tao, et al. Preparation and characterization of aluminum foams with ZrH2as foaming agent[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011(2): 346−352.

[18] WEINGARTEN C, BUCHBINDER D, PIRCH N, et al. Formation and reduction of hydrogen porosity during selective laser melting of AlSi10Mg[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2015, 221: 112−120.

[19] 张格, 王建宏, 张浩. 金属粉末选区激光熔化球化现象研究[J]. 铸造技术, 2017(2): 262−265. ZHANG Ge, WANG Jianhong, ZHANG Hao. Research progress of balling phenomena in selective laser melting[J]. Foudry Technology, 2017(2): 262−265.

[20] LI X P, JI G, CHEN Z, et al. Selective laser melting of nano-TiB2, decorated AlSi10Mg alloy with high fracture strength and ductility[J]. Acta Materialia, 2017, 129(Complete): 183−193.

[21] 周文标, 王中霞, 胡永忠. 均匀化退火工艺对6060铝合金挤压材力学性能的影响[J]. 轻合金加工技术, 2012, 40(7): 47−50. ZHOU Wenbiao, WANG Zhongxia, HU Yongzhong. Effect of homogenization treatment on mechanical properties of 6060 aluminum alloy extrusions[J]. Light Alloy Fabrication Technology, 2012, 40(7): 47−50.

[22] HANSEN N. Hall-petch relation and boundary strengthening[J]. Scripta Materialia, 2004, 51(8): 801−806.

Microstructures and mechanical properties of ZrH2/6060 aluminum alloy fabricated by selective laser melting

TU Cheng, LIU Yunzhong, HU Liang, ZHOU Zhiguang

(National Engineering Research Center of Near-net-shape Forming Technology for Metallic Materials, South China University of Technology, Guangzhou 510640, China)

The 6060+1%ZrH2composite powder was prepared by short-time low energy ball milling with 1% (mass fraction ,the same as below) submicron ZrH2powder added into 6060 aluminum alloy atomized powder. Then 6060 aluminium alloy containing zirconium was prepared by Selective laser melting (SLM) forming process. The microstructures and mechanical properties of 6060 aluminium alloy were analyzed and tested with different SLM process conditions. The effects of ZrH2addition on the microstructures and mechanical properties of 6060 aluminium alloy were studied. The results show that the density of 6060 aluminium alloy increases from 93.8% to 97.8% after adding 1% submicron ZrH2, and the cracking of formed sample is restrained. The surface spheroidization phenomenon is weakened, the surface quality is remarkably improved, the surface is smooth, and there are no large pores and other defects. The grain size of the formed sample is significantly refined from 56 μm to 3 μm. Compared with 6060 aluminum alloy without sub-micron addition of ZrH2, the tensile strength, yield strength, elongation and micro-hardness of AA6060+Zr specimens increase by 26.0%, 73.0%, 126.8% and 21.8% respectively.

selective laser melting;6060 aluminum alloy; ZrH2;microstructure; mechanical property

TG146.2+1

A

1673-0224(2019)04-349-09

国家重点研发计划资助项目(2017YFB0305800)；广东省科技计划资助项目(2014B010129002，2016B090913001)

2019−02−21；

2019−03−17

刘允中，教授，博士。电话：020-87110081；E-mail: yzhliu@scut.edu.cn

(编辑 汤金芝)