CN114457267B - 一种slm专用高强铝合金及其slm成型的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种SLM专用高强铝合金及其SLM成型的方法，属于铝合金增材制造专用材料技术领域。本发明提供的SLM专用高强铝合金在Si和Ti元素的协同作用下不仅极大地降低了合金的开裂倾向，同时在Si和Ti元素的协同作用下引入了双强化相对Al‑Cu‑Mg系合金进行了显著强化，使其更适用于SLM工艺，丰富了增材制造铝合金的材料体系。实验结果表明，本发明提供的SLM专用高强铝合金在经SLM成型后制备得到的高强铝合金的屈服强度可达465～481MPa，抗拉强度可达539～543MPa，延伸率可达9.7～12.1％，致密度能够达到99.99％，无任何裂纹等缺陷。

Description

一种SLM专用高强铝合金及其SLM成型的方法
技术领域
本发明涉及铝合金增材制造专用材料技术领域，尤其涉及一种SLM专用高强铝合金及其SLM成型的方法。
背景技术
激光增材技术(LAM)主要包括以同步粉末送进为特征的激光立体成型(LSF)技术和基于粉末床成型的激光选区熔化(SLM)技术。在SLM成型过程中，由于激光束光斑尺寸较小，约为100μm，因此，熔池的冷却速率可达104～106℃/s，熔池内液相熔体快速熔凝过程可以显著细化凝固组织、提升基体的固溶强化效果，以实现高性能金属构件的快速制造。然而，由于大部分铝合金熔点低、激光反射率高、凝固区间宽、粉末流动性差的特点，导致在SLM工艺制备铝合金时，特别是制备高强铝合金时仍面临工艺窗口窄、成型效率低、易开裂以及工艺参数难以控制等一系列问题。因此，需要开发一种SLM工艺专用的铝合金原料粉末。
目前，用于SLM成型的铝合金体系大多数来源于已有的传统铸造和焊接使用的铝合金原料，传统高强铝合金由于合金化程度较高，普遍具有很高的热裂敏感性。因此，SLM专用高强铝合金的设计通常是首先考虑如何避免铝合金在SLM制备中的热裂问题，再考虑如何实现铝合金的强韧化。通常的思路主要有两种，一是通过合金化设计，减小合金的凝固温度区间，降低热裂倾向，同时通过高强铝合金中的自身强化相析出达到沉淀强化；第二种方法是引入第二相颗粒实现细化晶粒，提高合金强度。
其中，对于合金化设计方案，Maria等人研究了低于4wt.％Si的加入对7075铝合金SLM成型热裂行为的影响，发现随着Si含量的增加，SLM制备的合金裂纹数量显著减小，致密度得到了明显的提升。Si的加入形成了低熔点共晶相，在凝固的最后阶段回填枝晶间的区域从而降低合金的开裂倾向。然而，当Si添加后，不论是沉积态试样还是经过热处理的试样，其强度均低于传统的7075-T6铝合金，主要原因是Zn元素在SLM过程中大量烧损，烧损量达到了33％，导致强化相η(MgZn2)含量减少。Zhang和Nie等人均发现Zr的添加可以扩宽Al-4.24Cu-1.97Mg合金SLM制备的工艺窗口，并有效提高合金的力学性能。他们发现，在Zr含量为2wt.％时，抗拉强度最高，接近500MPa，延伸率却不足5％，继续增加Zr含量，合金抗拉强度开始下降，延伸率提高为6％，呈现明显的强塑失配。Zhang、Tan等人分别向Al-2.25Cu-1.8Mg、Al-3.7Cu-1.21Mg合金中引入1.5wt.％Ti、1wt.％Ti元素获得了全等轴组织的SLM显微组织。Zhang等人通过热力学计算，发现引入Ti元素可以通过细化晶粒消除Al-Cu-Mg合金的裂纹。同时，Tan等人通过T6热处理后，发现Al-3.7Cu-1.21Mg-1Ti合金中析出了纳米S相(Al2CuMg)，获得了屈服强度为288MPa，抗拉强度为432MPa，延伸率为10％的试样，并且消除了力学性能各向异性。但是，即使消除了热裂纹，合金的强度仍然未能突破500MPa。可见，以上合金化设计并不能得到兼具高强度和无热裂纹的铝合金。
对于引入第二相颗粒实现细化晶粒以有效降低合金开裂倾向的方案，Zhou等人通过在SLM成型Al-5.43Zn-2.65Mg-1.40Cu铝合金中同时加入4wt.％Si与2wt.％TiB2颗粒制备出了无裂纹的Al-Zn-Mg-Cu+Si+TiB2试样。虽然试样在经过T6热处理后，抗拉强度达到了500MPa，但其延伸率不足5％，这可能与TiB2颗粒的团聚有关。因此，从外部直接引入增强相的方法容易导致颗粒团聚，从而在受力过程中诱发裂纹形核，进而降低材料的力学性能恶化了铝合金的力学性能。
因此，亟需提供一种SLM专用高强铝合金，在SLM成型过程中可有效抑制铝合金开裂问题的同时还能够获得高强度。
发明内容
本发明的目的在于提供一种SLM专用高强铝合金及其SLM成型的方法，本发明提供的SLM专用高强铝合金能够适用于SLM成型工艺，不会在成型过程中发生开裂，而且具有高强度。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种SLM专用高强铝合金，按质量百分比计包括如下组分：Cu4.1～4.4％，Mg 2.9～3.2％，Si 1.9～2.2％，Ti 0.6～0.9％和余量Al。
优选地，所述SLM专用高强铝合金，按质量百分比计包括如下组分：Cu4.1～4.3％，Mg 2.9～3.1％，Si 2.0～2.1％，Ti 0.6～0.8％和余量Al。
优选地，所述SLM专用高强铝合金为经原子气雾化方法制备得到的球形粉末。
优选地，所述球形粉末的粒径为5～80μm。
优选地，所述球形粉末的松装密度为1.35～1.45g/cm3。
本发明还提供了上述技术方案所述的SLM专用高强铝合金的SLM成型的方法，包括：
采用计算机绘制SLM成型所需的三维模型后，以SLM专用高强铝合金为原料，在基板表面进行SLM成型，得到高强铝合金；
所述SLM成型的激光功率为280～340W，所述SLM成型的激光扫描速率为100～1000mm/s。
优选地，所述SLM成型的激光扫描间距为80～120μm。
优选地，所述SLM成型时每层粉末成型的厚度为25～35μm。
优选地，所述SLM成型时每层粉末成型的层间旋转角度为65～70°。
优选地，所述基板在使用前进行预热，所述预热的温度为120～180℃。
本发明提供了一种SLM专用高强铝合金，按质量百分比计包括如下组分：Cu4.1～4.4％，Mg 2.9～3.2％，Si 1.9～2.2％，Ti 0.6～0.9％和余量Al。本发明提供的SLM专用高强铝合金，通过在Al-Cu-Mg系合金的基础上同时引入Si和Ti元素，在Si的作用下能够形成低熔点共晶相，在凝固的最后阶段回填枝晶间的，从而降低合金的开裂倾向；同时在Ti的作用下形成亚稳态的D022-Al3Ti相，其可以作为有效的异质形核核心并促进等轴晶的形成，有利于晶粒细化，进一步提高合金的抗热裂能力并有效提高了铝合金的强度，弥补了单独添加Si元素的不足。因此，本发明提供的SLM专用高强铝合金在Si和Ti元素的协同作用下不仅极大地降低了合金的开裂倾向，同时在Si和Ti元素的协同作用下引入了双强化相对Al-Cu-Mg系合金进行了显著强化，使其更适用于SLM工艺，丰富了增材制造铝合金的材料体系。实验结果表明，本发明提供的SLM专用高强铝合金在经SLM成型后制备得到的高强铝合金的屈服强度可达465～481MPa，抗拉强度可达539～543MPa，延伸率可达9.7～12.1％，致密度能够达到99.99％，无任何裂纹等缺陷。
附图说明
图1为本发明实施例1～12使用的SLM专用高强铝合金的粉末粒度分布图；
图2为本发明实施例1～12使用的SLM专用高强铝合金的粉末的扫描电镜图；
图3为本发明实施例1～12在不同SLM成型参数下制备的高强铝合金的截面光镜图；
图4为本发明实施例9使用的SLM专用高强铝合金的粉末的XRD图和经SLM成型方法制备得到的高强铝合金样品的XRD图；
图5为本发明实施例9使用的SLM专用高强铝合金的粉末的显微组织；
图6为本发明实施例9经SLM成型方法制备得到的高强铝合金样品的显微组织；
图7为本发明实施例9经SLM成型方法制备得到的高强铝合金样品的EBSD扫描图像；
图8为本发明实施例9经SLM成型方法制备得到的高强铝合金样品的室温拉伸测试得到的应力-应变曲线；
图9为本发明对比例1～12在不含有Ti的条件下制备的12组铝合金样品的截面光镜图；
图10为本发明对比例13～24在不含有Ti和Si的条件下制备的12组铝合金样品的截面光镜图；
图11为本发明对比例3制备的铝合金在室温下进行拉伸测试3次得到的应力-应变曲线图；
图12为本发明对比例13制备的铝合金在室温下进行拉伸测试3次得到的应力-应变曲线图。
具体实施方式
本发明提供了一种SLM专用高强铝合金，按质量百分比计包括如下组分：Cu4.1～4.4％，Mg 2.9～3.2％，Si 1.9～2.2％，Ti 0.6～0.9％和余量Al。
按质量百分比计，本发明提供的SLM专用高强铝合金包括Cu4.1～4.4％，优选为4.1～4.3％，更优选为4.2％。本发明通过添加Cu并将其含量控制在上述范围内，可以使其与其他合金元素结合形成纳米析出相以提高铝合金的强度。
按质量百分比计，本发明提供的SLM专用高强铝合金包括Mg 2.9～3.2％，优选为2.9～3.1％，更优选为3.0％。本发明通过添加Mg并将其含量控制在上述范围内，可以在铝合金中析出细小的S相(即Al2CuMg)的基础上，与Q相(Al-Cu-Mg-Si)、β’-Cu相同步析出实现协同强化，进一步提升铝合金的强度。
按质量百分比计，本发明提供的SLM专用高强铝合金包括Si 1.9～2.2％，优选为2.0～2.1％。本发明通过添加Si并将其含量控制在上述范围内，能够在Si的作用下能够形成低熔点共晶相，在凝固的最后阶段回填枝晶间隙，从而降低合金的开裂倾向。
按质量百分比计，本发明提供的SLM专用高强铝合金包括Ti 0.6～0.9％，优选为0.6～0.8％，更优选为0.7％。本发明通过添加Ti并将其含量控制在上述范围内，能够在Ti的作用下形成亚稳态的D022-Al3Ti相，其可以作为有效的异质形核核心并促进等轴晶的形成，有利于晶粒细化，进一步提高合金的抗热裂能力并有效提高了铝合金的强度，弥补了单独添加Si元素的不足。
按质量百分比计，本发明提供的SLM专用高强铝合金包括余量Al。
在本发明中，所述SLM专用高强铝合金优选为经原子气雾化方法制备得到的球形粉末。本发明对所述原子气雾化方法没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的原子气雾化方法即可。本发明通过选择SLM专用高强铝合金经原子气雾化方法制备得到的球形粉末，能够保证合金粉末具有优良的流动性，从而更有利于合金粉末快速受热并充分熔化，提高成型效率和成型质量。
在本发明中，所述球形粉末的粒径优选为5～80μm，更优选为15～53μm，最优选为20～50μm。在本发明中，所述球形粉末的松装密度优选为1.35～1.45g/cm3，更优选为1.38～1.42g/cm3，最优选为1.40g/cm3。本发明通过控制球形粉末的粒径和松装密度在上述范围内，能够保证合金粉末具有优良的流动性，从而更有利于合金粉末快速受热并充分熔化，提高成型效率和成型质量。
本发明提供的SLM专用高强铝合金在Al-Cu-Mg系合金基础上进一步添加了Si和Ti元素元素，能够在Si和Ti元素的协同作用下不仅极大地降低了合金的开裂倾向，同时在Si和Ti元素的协同作用下引入了双强化相对Al-Cu-Mg系合金进行了显著强化，使其更适用于SLM工艺，丰富了增材制造铝合金的材料体系。
本发明还提供了上述技术方案所述SLM专用高强铝合金的SLM成型的方法，包括：
采用计算机绘制SLM成型所需的三维模型后，以SLM专用高强铝合金为原料，在基板表面进行SLM成型，得到高强铝合金；
所述SLM成型的激光功率为280～340W，所述SLM成型的激光扫描速率为100～1000mm/s。
本发明采用计算机绘制SLM成型所需的三维模型后，以SLM专用高强铝合金为原料，在基板表面进行SLM成型，得到高强铝合金。本发明通过以SLM专用高强铝合金为原料并结合SLM成型工艺，利用SLM技术快速凝固的技术特点，极大程度的细化合金显微组织，降低合金的开裂倾向，扩宽了铝合金的SLM加工工艺窗口，极大地提高了铝合金的SLM制备效率以及合金强度。
在本发明中，所述SLM专用高强铝合金在使用前优选进行干燥；所述干燥的氛围优选为真空；所述干燥的温度优选为100～150℃，更优选为120～140℃；所述干燥的保温时间优选为3～5h，更优选为4h。本发明通过对原料在真空环境下进行干燥，不仅能够在真空环境下除去原料中的气体，还能够去除原料中的水分，更有利于提高高强铝合金的致密性和强度。
在本发明中，所述基板优选为铝基板。
在本发明中，所述基板在使用前优选进行预热，所述预热的温度优选为120～180℃，更优选为140～160℃，最优选为150℃。本发明通过对基板进行预热并将其预热温度控制在上述范围内，可以降低初始打印时铝合金底层金属的冷热冲击，避免由于温差较大而形成裂纹。
在本发明中，所述SLM成型时每层粉末成型的厚度优选为25～35μm，更优选为27～32μm，最优选为29～30μm。本发明通过控制SLM成型时每层粉末成型的厚度在上述范围内，可以使各层间的铝合金紧密结合，组织更加致密，有效抑制热裂纹的形成与扩展，从而更有利于获得致密度高的高强铝合金。
在本发明中，所述SLM成型时每层粉末成型的层间旋转角度优选为65～70°，更优选为66～69°，最优选为67～68°。本发明通过控制SLM成型时每层粉末成型的层间旋转角度在上述范围内，可以使各层间的铝合金紧密结合，组织更加致密，有效抑制热裂纹的形成与扩展，从而更有利于获得致密度高的高强铝合金。
在本发明中，所述SLM成型的激光功率为280～340W，优选为290～330W，更优选为300～320W，最优选为310W。本发明通过控制SLM成型的激光功率在上述范围内，可以保证SLM专用高强铝合金原料获得适宜的热输入量，避免高能激光束导致原料中的微量合金元素烧损以及避免形成较高的层间热应力，从而保证高强铝合金具有优异的强度并避免铝合金成型时开裂。
在本发明中，所述SLM成型的激光扫描速率为100～1000mm/s，优选为200～800mm/s，更优选为300～700mm/s，最优选为400～600mm/s。本发明通过控制SLM成型的激光扫描速率在上述范围内，可以使SLM专用高强铝合金原料获得适宜的熔化速率和堆垛速率，保证层间结合紧密，有效抑制热裂纹的形成。
在本发明中，所述SLM成型的激光扫描间距优选为80～120μm，更优选为90～110μm，最优选为100μm。本发明通过控制SLM成型的激光扫描间距在上述范围内，可以使高强铝合金在成型过程中获得适宜的冷却速率，避免激光束在高度重合导致层间重复受热，从而使熔池快速凝固以获得晶粒细小的组织，更有利于提高铝合金的强度。
本发明提供的SLM专用高强铝合金的SLM成型的方法不仅可以有效抑制成型过程中开裂倾向严重的问题，而且制备效率和成型精度高，扩大了SLM加工工艺窗口并同步提升了铝合金强度，降低了高强铝合金的制备成本，能够实现规模化生产。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
本实施例提供的SLM专用高强铝合金，按质量百分比计由如下组分组成：Cu4.2％，Mg 3.04％，Si 2.1％，Ti 0.67％和余量Al；SLM专用高强铝合金为经原子气雾化方法制备得到的球形粉末；球形粉末的粒径为15～53μm，球形粉末的松装密度为1.40g/cm3。
所述SLM专用高强铝合金的SLM成型的方法，具体为以下步骤：
采用计算机绘制SLM成型所需的三维模型后，以SLM专用高强铝合金为原料，在基板表面进行SLM成型，得到高强铝合金；
其中，所述SLM成型的激光功率为280W，激光扫描速率为100mm/s，激光扫描间距为100μm，SLM成型时每层粉末成型的厚度为30μm，每层粉末成型的层间旋转角度为67°；基板为铝基板且在使用前进行预热，预热的温度为150℃；SLM专用高强铝合金在使用前先在真空氛围下进行干燥，干燥的温度为120℃，干燥的保温时间为4h。
实施例2
将实施例1中的SLM成型的激光扫描速率替换为200mm/s，其余技术特征与实施例1相同。
实施例3
将实施例1中的SLM成型的激光扫描速率替换为400mm/s，其余技术特征与实施例1相同。
实施例4
将实施例1中的SLM成型的激光扫描速率替换为600mm/s，其余技术特征与实施例1相同。
实施例5
将实施例1中的SLM成型的激光扫描速率替换为800mm/s，其余技术特征与实施例1相同。
实施例6
将实施例1中的SLM成型的激光扫描速率替换为1000mm/s，其余技术特征与实施例1相同。
实施例7
将实施例1中的SLM成型的激光功率替换为340W，其余技术特征与实施例1相同。
实施例8
将实施例1中的SLM成型的激光功率替换为340W，激光扫描速率替换为200mm/s，其余技术特征与实施例1相同。
实施例9
将实施例1中的SLM成型的激光功率替换为340W，激光扫描速率替换为400mm/s，其余技术特征与实施例1相同。
实施例10
将实施例1中的SLM成型的激光功率替换为340W，激光扫描速率替换为600mm/s，其余技术特征与实施例1相同。
实施例11
将实施例1中的SLM成型的激光功率替换为340W，激光扫描速率替换为800mm/s，其余技术特征与实施例1相同。
实施例12
将实施例1中的SLM成型的激光功率替换为340W，激光扫描速率替换为1000mm/s，其余技术特征与实施例1相同。
对比例1
分别将实施例1中的SLM专用高强铝合金的组分替换为如下组分(按质量百分比计)：Cu4.3％，Mg 3.16％，Si 1.96％和余量Al，以及将实施例1中的SLM成型的激光功率替换为260W，其余技术特征与分别与实施例1相同，制备得到不含有Ti的Al-Cu-Mg-Si合金。
对比例2～6
将对比例1中的SLM成型的激光扫描速率依次替换为200mm/s、300mm/s、400mm/s、600mm/s、800mm/s，其余技术特征与对比例1相同，将以上参数替换后的方案依次作为对比例2～6。
对比例7～12
分别将对比例1～6中的SLM成型的激光功率替换为280W，其余技术特征分别与对比例1～6相同，将以上参数替换后的方案依次作为对比例7～12。
对比例13
将实施例1中的SLM专用高强铝合金的组分替换为如下组分(按质量百分比计)：Cu4.34％，Mg 2.96％和余量Al，其余技术特征与实施例1相同，制备不含有Si和Ti的Al-Cu-Mg合金。
对比例14～18
将对比例13中的SLM成型的激光扫描速率依次替换为200mm/s、300mm/s、400mm/s、600mm/s、800mm/s，其余技术特征与对比例13相同，将以上参数替换后的方案依次作为对比例14～18。
对比例19～24
分别将对比例13～18中的SLM成型的SLM成型的激光功率替换为300W，其余技术特征分别与对比例13～18相同，将以上参数替换后的方案依次作为对比例19～24。
性能测试
将本发明实施例1～12使用的SLM专用高强铝合金的粉末进行粒度分布测试，得到的粒度分布测试图如1所示。由图1可以看出，本发明使用的SLM专用高强铝合金的粉末主要为D10＝21.5μm，D50＝33.1μm，D90＝50.9μm。
将本发明实施例1～12使用的SLM专用高强铝合金的粉末采用扫描电镜观察粉末形貌，得到的扫描电镜图如图2所示。由图2可以看出，本发明实施例1～12使用的SLM专用高强铝合金的粉末的粒径相对均匀，绝大多数粉末形貌均呈现均匀的球形。
将本发明实施例1～12在不同SLM成型参数下制备的高强铝合金采用OLYMPUSLEXT ols4000光学显微镜进行截面形貌观察，得到的截面光镜图如图3所示；其中，图3中(a)～(i)依次为实施例1～12在不同参数下制备的高强铝合金的截面光镜图。由图3可以看出，在SLM成型工艺的不同参数下，均未出现任何裂纹缺陷，仅存在极其微小的孔隙和微量的聚集沉淀相。
将本发明实施例9使用的SLM专用高强铝合金的粉末和经SLM成型方法制备得到的高强铝合金样品采用X射线衍射仪测试金相组成，得到的XRD图如图4所示。由图4可以看出，本发明实施例9使用的SLM专用高强铝合金的粉末和经SLM成型方法制备得到的高强铝合金样品均由α-Al相、Al2CuMg相、Al2Cu相和Mg2Si相组成。
将本发明实施例9使用的SLM专用高强铝合金的粉末采用Tescan MIRA3XMU扫描电子显微镜进行显微组织观察，得到的显微组织图如图5所示。由图5可以看出，本发明实施例9使用的SLM专用高强铝合金的粉末球形度较好，并且包含小尺寸的卫星粉末。
将本发明实施例9经SLM成型方法制备得到的高强铝合金样品采用Tescan MIRA3XMU扫描电子显微镜进行显微组织观察，得到的显微组织图如图6所示。由图6可以看出，本发明实施例9经SLM成型方法制备得到的高强铝合金呈现非均匀组织，晶粒细小，无任何缺陷。
将本发明实施例9经SLM成型方法制备得到的高强铝合金样品采用Tescan MIRA3XMU电镜配备的电子背散射衍射探头进行EBSD测试，得到的EBSD扫描图像如图7所示。由图7可以看出，细晶区与粗晶区沿沉积方向交替分布，细晶区晶粒取向随机，晶粒细小，粗晶区呈现一定的织构，晶粒尺寸大于细晶区晶粒尺寸。
将本发明实施例9经SLM成型方法制备得到的高强铝合金样品在室温下进行拉伸测试3次，得到的应力-应变曲线如图8所示。由图8可以看出，本发明提供的经SLM专用高强铝合金经SLM成型方法制备得到的高强铝合金样品的屈服强度可达465～481MPa，抗拉强度可达539～543MPa，延伸率可达9.8～12.3％。
将本发明对比例1～12和对比例13～24在不同合金成分下制备的24组铝合金样品采用OLYMPUS LEXT ols4000光学显微镜进行截面形貌观察，得到的截面光镜图分别如图9和图10所示；其中，图9为本发明对比例1～12在不含有Ti的条件下制备的12组铝合金样品的截面光镜图，图9中(a)～(I)依次为对比例1～12的铝合金样品的截面光镜图，图10为本发明对比例13～24在不含有Ti和Si的条件下制备的12组铝合金样品的截面光镜图，图10中(a)～(i)依次为对比例13～24的铝合金样品的截面光镜图。由图9～10可以看出，未引入Ti元素时，当激光扫描速率达到600mm/s，出现沿沉积方向的热裂纹，继续增加扫描速度到800mm/s，热裂更加严重，几乎横贯整个试样。在未引入Si、Ti元素时，当激光扫描速率达到400mm/s，试样出现热裂纹，激光增加扫描速度到600mm/s，热裂更加严重。
将本发明对比例3制备的铝合金在室温下进行拉伸测试3次，得到的应力-应变曲线分别如图11所示；将本发明对比例13制备的铝合金在室温下进行拉伸测试3次，得到的应力-应变曲线分别如图12所示。由图11～12可以看出，对比例3中Si的引入使合金屈服强度由234.7±9.6MPa提高为327.9±6.0MPa，屈服强度抗拉强度由281.1±8.2MPa提升为418.7±12.2MPa，延伸率由2.5±0.1％提高为4.0±0.7％，但是仍低于实施例9的强度和延伸率。
综上可知，本发明提供的SLM专用高强铝合金在Si和Ti元素的协同作用下不仅极大地降低了合金的开裂倾向，同时在Si和Ti元素的协同作用下引入了双强化相对Al-Cu-Mg系合金进行了显著强化；而且本发明通过控制SLM成型的工艺参数能够进一步保证制备得到的高强铝合金具有高强度并有效抑制热裂纹以及其他缺陷。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种SLM专用高强铝合金，按质量百分比计包括如下组分：Cu4.1～4.4％，Mg 2.9～3.2％，Si 1.9～2.2％，Ti 0.6～0.9％和余量Al。
2.如权利要求1所述的SLM专用高强铝合金，其特征在于，按质量百分比计包括如下组分：Cu 4.1～4.3％，Mg 2.9～3.1％，Si 2.0～2.1％，Ti 0.6～0.8％和余量Al。
3.如权利要求1或2所述的SLM专用高强铝合金，其特征在于，所述SLM专用高强铝合金为经原子气雾化方法制备得到的球形粉末。
4.如权利要求3所述的SLM专用高强铝合金，其特征在于，所述球形粉末的粒径为5～80μm。
5.如权利要求3所述的SLM专用高强铝合金，其特征在于，所述球形粉末的松装密度为1.35～1.45g/cm3。
6.一种如权利要求1～5任意一项所述SLM专用高强铝合金的SLM成型的方法，包括：
采用计算机绘制SLM成型所需的三维模型后，以SLM专用高强铝合金为原料，在基板表面进行SLM成型，得到高强铝合金；
所述SLM成型的激光功率为280～340W，所述SLM成型的激光扫描速率为100～1000mm/s。
7.如权利要求6所述的方法，其特征在于，所述SLM成型的激光扫描间距为80～120μm。
8.如权利要求6所述的方法，其特征在于，所述SLM成型时每层粉末成型的厚度为25～35μm。
9.如权利要求6或8所述的方法，其特征在于，所述SLM成型时每层粉末成型的层间旋转角度为65～70°。
10.如权利要求6所述的方法，其特征在于，所述基板在使用前进行预热，所述预热的温度为120～180℃。
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CN114457267B (zh) * 2022-03-08 2022-10-14 西北工业大学 一种slm专用高强铝合金及其slm成型的方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111496244A (zh) * 2020-04-27 2020-08-07 中南大学 一种增材制造高强铝合金粉及其制备方法和应用
CN112518168A (zh) * 2019-09-18 2021-03-19 南京理工大学 一种Al-Cu-Mg铝合金材料及其制备方法
CN113042748A (zh) * 2021-03-09 2021-06-29 中北大学 一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6823928B2 (en) * 2002-09-27 2004-11-30 University Of Queensland Infiltrated aluminum preforms
CN114457267B (zh) * 2022-03-08 2022-10-14 西北工业大学 一种slm专用高强铝合金及其slm成型的方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112518168A (zh) * 2019-09-18 2021-03-19 南京理工大学 一种Al-Cu-Mg铝合金材料及其制备方法
CN111496244A (zh) * 2020-04-27 2020-08-07 中南大学 一种增材制造高强铝合金粉及其制备方法和应用
CN113042748A (zh) * 2021-03-09 2021-06-29 中北大学 一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法
CN113684403A (zh) * 2021-08-17 2021-11-23 北京工业大学 一种用于3d打印的高强铝合金粉及其制备方法

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