激光選區(qū)熔化成形YSZ/7075鋁合金的顯微組織與力學(xué)性能

劉新亮,胡永俊,李艷輝,張欣悅,王岳亮,盧冰文,董東東,馬文有,劉敏

（1.廣東工業(yè)大學(xué) 材料與能源學(xué)院，廣東 廣州510006；2.廣東省科學(xué)院新材料研究所，現(xiàn)代材料表面工程技術(shù)國家工程實(shí)驗(yàn)室，廣東省現(xiàn)代表面工程技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣東廣州510651）

選擇性激光熔化技術(shù)（Selective Laser Melting，SLM）是利用高能激光束選擇性熔化金屬粉末的堆疊成型的快速成形技術(shù)［1-2］．7075高強(qiáng)度鋁合金具有高強(qiáng)度、高比剛度、易于加工、耐腐蝕性能好等優(yōu)點(diǎn)，是航空航天工業(yè)中主要的輕質(zhì)高強(qiáng)復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的主要材料之一［3］．由于7075鋁合金熔化流動性差、反射率高及熱導(dǎo)率高，使得其在SLM成形過程中極易形成高孔隙率和熱裂紋，降低了SLM成形7075鋁合金試樣的力學(xué)性能，限制了SLM成形7075高強(qiáng)度鋁合金的工程化．目前關(guān)于SLM成形7075鋁合金的相關(guān)研究較少，高強(qiáng)度鋁合金的SLM成形存在難成形、易開裂、低性能等關(guān)鍵技術(shù)問題有待解決［4-5］．為此，J.H.Martin［6］運(yùn)用靜電組裝的方法，將ZrH2納米粉末均勻地附著在7075鋁合金粉末上，反應(yīng)生成的Al3Zr在SLM成形過程中可改善凝固模式，得到細(xì)小等軸晶．但通過靜電自組裝工藝制備復(fù)合粉體時，粉末存在含氧量不易控制，且混合后粉末表面的有機(jī)物難以去除干凈等問題，使得該工藝在推廣應(yīng)用受到制約．哈爾濱工業(yè)大學(xué)的Jiang Bi等 人［7-8］將0.4%的Sc和0.25%的Zr添 加到AA7075鋁合金中，在高能量密度下裂紋缺陷消失，平均晶粒尺寸明顯減小至2.6 μm，抗壓強(qiáng)度和納米硬度分別為621 MPa和1.85 GPa，但這種SLM成形7075鋁合金改性方式依賴于昂貴的稀土元素，成本較高，而最終達(dá)到的力學(xué)性能特別是拉伸性能并不能讓人滿意．M.Opprecht等人［9］提出一種消除鋁合金激光熔化熱裂紋的方法，并以6061鋁合金為研究對象，將不同數(shù)量的釔穩(wěn)定氧化鋯（Yttriastabilized zirconia，YSZ）通過湍流干混合添加到6061鋁合金粉末中，結(jié)果表明：添加2%的YSZ可以完全避免激光束熔化成形技術(shù)（Laser beam melting，LBM）成形6061鋁合金試樣熔池邊界出現(xiàn)連續(xù)分布的網(wǎng)狀裂紋．該研究相對于Sc和Zr改性鋁合金，以成本低廉的YSZ替代了昂貴的Sc和Zr稀土元素，成本顯著降低，且明顯消除鋁合金熱裂紋．

利用SLM技術(shù)制備了7075鋁合金和YSZ/7075復(fù)合材料試樣，研究了SLM工藝參數(shù)和YSZ添加含量對7075鋁合金試樣微觀組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響．

1 原料及方法

1.1 原料

氣霧化7075鋁合金粉末，湖南寧鄉(xiāng)吉唯信金屬粉體有限公司生產(chǎn)，其成分列于表1．圖1為7075鋁合金粉末的微觀形貌和粒徑分布統(tǒng)計(jì)圖．從圖1可以看出，粉末顆?；境是蛐?，部分呈橢圓形，平均粒徑約為34.10 μm．

表1 7075鋁合金粉末的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 7075 aluminum alloy powder w/%

圖1 7075合金粉末形貌及粒度統(tǒng)計(jì)圖（a）粉末形貌；（b）粉末粒度統(tǒng)計(jì)Fig.1 Statistical diagram of morphology and particle size of 7075 alloy powder（a）7075 powder；（b）7075 powder particle size statistical chart

釔穩(wěn)定的氧化鋯（YSZ）粉末，上海肴戈合金材料有限公司生產(chǎn)，其化學(xué)成分列于表2．YSZ/7075復(fù)合粉末采用機(jī)械混合法制備，YSZ質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為1%，2%和3%，混粉時間為3 h，混粉用長度為1.5 cm的彎曲鋁絲，混粉轉(zhuǎn)速設(shè)置為30 r/min．圖2為YSZ粉末及YSZ/7075復(fù)合粉末的表面形貌圖．從圖2可見：YSZ粉末由直徑約50 nm大小的單個顆粒組成，形貌呈球形，由于納米YSZ顆粒表面能較大，YSZ顆粒團(tuán)聚后納米粉平均粒徑約為160~190 nm；YSZ/7075復(fù)合粉末球形度良好，納米顆粒在7075鋁合金粉末表面分布比較均勻．

圖2 YSZ粉末及YSZ/7075復(fù)合粉末形貌掃描電鏡照片（a）YSZ粉末；（b）YSZ/7075復(fù)合粉末表面形貌Fig.2 SEM of YSZ powder and YSZ/7075 composite powder（a）YSZ powder；（b）surface morphology of composite powder

表2 YSZ粉末的化學(xué)成分Table 2 Chemical composition of YSZ powder

1.2 工藝參數(shù)

試驗(yàn)使用EOSINT M290（EOS Gmbh）成形設(shè)備的光纖激光器，其最大輸出功率為400 W、激光光斑直徑100 μm、最大掃描速度ν為7000 mm/s．成形時連續(xù)通入氬氣，控制氧含量低于0.1%，試驗(yàn)鋪粉層厚t為20 μm，激光掃描間距s為100 μm，預(yù)熱溫度為150℃，掃描相位角為67 °．能量密度E=

1.3 表征方法

采用阿基米德排水法，測量樣品的相對密度．在Leica Dmirm-MW550型金相顯微鏡下觀察試樣孔洞及裂紋情況，以Keller試劑作為腐蝕劑且腐蝕樣品40 s，并在金相顯微鏡下初步觀察試樣在低倍率下的顯微組織．用Nova Nano-SEM430型場發(fā)射掃描電子顯微鏡，對SLM成形的7075鋁合金和YSZ/7075復(fù)合材料試樣的組織及形貌進(jìn)行觀察和分析，同時觀察拉伸斷口形貌．采用Smartlab-9KW型X射線衍射儀對試樣進(jìn)行物相分析，采用MH-5D型數(shù)字顯微硬度計(jì)測試試樣的顯微硬度，通過Shimadzu AG-X型萬能材料試驗(yàn)機(jī)測量SLM成形拉伸樣品的拉伸性能．

2 結(jié)果與討論

2.1 相對密度

圖3 為能量密度和YSZ添加量對試樣相對密度的影響．從圖3（a）7075鋁合金未添加YSZ時SLM激光能量密度與試樣相對密度變化的關(guān)系可見，塊體試樣的激光能量密度的范圍是64.7~462.5 J/mm2，未添加YSZ的7075鋁合金塊體試樣的相對密度隨著能量密度的升高先上升后下降，能量密度為153.125 J/mm2時（激光功率為245 W，掃描速度為800 mm/s）塊體相對密度最高為95.42%．這是因?yàn)椋旱图す饽芰棵芏葧r，粉末熔化不充分，形成未熔氣孔和裂紋，內(nèi)部缺陷的增加造成塊體密度較低；隨著激光功率的增加，粉末吸收的激光能量也隨著增加，激光熔化成形時熔池中液相的潤濕性和流動性較好，粉末熔化較為完全，提高了試樣相對密度；高激光能量密度時，粉末熔化易形成不穩(wěn)定的液相熔池，導(dǎo)致液相小球飛濺產(chǎn)生的球狀顆粒增加，造成球化現(xiàn)象降低了試樣的相對密度，且在高能量密度下，熔池溫度過高造成低熔點(diǎn)的元素容易燃燒并產(chǎn)生金屬蒸汽，而SLM掃描速度非?？?，冷卻速度可達(dá)1×106~1×108K/s，導(dǎo)致低熔點(diǎn)金屬蒸汽幾乎沒有從熔池中逃逸出來而形成孔洞缺陷［10］，這些因素均降低了試樣的相對密度．從圖3（b）YSZ添加量分別為0%，1%，2%和3%的SLM成形YSZ/7075復(fù)合材料試樣的相對密度與激光能量密度之間的關(guān)系圖可見：添加了1%和2%的YSZ的混合粉末塊體試樣的相對密度較未添加的更高，這是因?yàn)閅SZ的加入提高了鋁粉對激光的吸收，且陶瓷顆粒的加入有利于鋁合金熔化后凝固結(jié)晶時的形核，細(xì)化了晶粒，減少了孔隙和裂紋，得到更高的相對密度，當(dāng)YSZ添加量為2%時制備的試樣的相對密度最大為96.96%；但添加3%的YSZ納米顆粒的復(fù)合材料試樣相對密度波動較大，在較低能量密度下樣品的相對密度大幅度降低，這可能是因?yàn)榈湍芰肯路勰┤刍煌耆?，過多的納米YSZ陶瓷顆粒降低了粉末的流動性造成的，而能量密度較高時鋁液流動性提高，陶瓷顆粒在熔融鋁液中充當(dāng)異質(zhì)形核質(zhì)點(diǎn)，使試樣相對密度提高到94.1%，但仍處于較低水平．

圖3 能量密度和YSZ添加量對樣品相對密度的影響（a）能量密度；（b）YSZ添加量Fig.3 Effect of energy density and YSZ addition on relative density of samples（a）energy density；（b）YSZ addition

2.2 表面微觀組織

在SLM成形過程中，由于SLM成形是逐層累積，缺陷也會逐層累積，導(dǎo)致表面粗糙度大及內(nèi)部缺陷的產(chǎn)生，嚴(yán)重時會卡住刮刀導(dǎo)致SLM成形失?。畧D4為激光功率270 W、掃描速度800 mm/s時不同YSZ添加含量的試樣表面SEM形貌．從圖4可以看出：未添加YSZ和YSZ添加含量為1%的試樣表面存在較嚴(yán)重的球化和裂紋，表面熔池搭接錯亂，存在較多球形未熔粉末及較大的縮孔，并且分布較多長而深的裂紋；YSZ添加量為2%時，試樣表面質(zhì)量高，熔道較為連續(xù)，孔洞和裂紋的數(shù)量和尺寸明顯減少，未熔粉末數(shù)量減少，表面球化現(xiàn)象減弱，這是由于添加了YSZ的復(fù)合粉末提高了粉末對激光的吸收率，粉末熔化更加完全，鋁液的粘度和表面張力隨溫度升高而降低，改善了液相的流動性，這有利于熔池與鋁基體的潤濕，抑制了表面球化現(xiàn)象，從而減少了表面的缺陷；YSZ添加量為3%時，過量的陶瓷相降低了面與面之間的冶金結(jié)合［11］，致使試樣表面質(zhì)量下降，形成了數(shù)量較多和孔徑較大的孔洞．結(jié)果顯示，添加適量的YSZ具有優(yōu)異的抑制7075鋁合金SLM成形過程中內(nèi)部缺陷的作用．

圖4 不同添加量的YSZ/7075復(fù)合材料試樣表面SEM圖（a）7075鋁合金；（b）YSZ為1%；（c）YSZ為2%；（d）YSZ為3%Fig.4 SEM images of YSZ/7075 composite samples with different additions（a）7075 aluminum alloy；（b）YSZ mass fraction is 1%；（c）YSZ mass fraction is 2%；（d）YSZ mass fraction is 3%

圖5 所示為激光功率270 W、掃描速度800 mm/s時不同YSZ添加量的SLM復(fù)合材料試樣橫截面的金相圖片．從圖5可見：未添加YSZ和YSZ含量為1%的試樣中均存在球形孔洞和沿晶界分布的網(wǎng)狀裂紋，但與未添加YSZ的試樣相比，含量1%的樣品的孔洞、裂紋的數(shù)量和尺寸明顯減少；YSZ含量為2%時，孔洞數(shù)量和直徑最小，網(wǎng)狀裂紋幾乎消失；當(dāng)YSZ含量增加至3%時，孔洞由球形變?yōu)椴灰?guī)則形狀，并且重新出現(xiàn)裂紋，裂紋的長度較短，裂紋的數(shù)量比YSZ含量2%的試樣有所增加．這是由于YSZ的添加帶來了兩方面的影響：第一，7075鋁合金粉末表面包覆YSZ陶瓷顆粒后，一部分激光能量被YSZ吸收，直接作用于鋁合金粉末的有效激光能量減少，使得試樣相對密度下降；第二，隨著熔融的鋁液中YSZ含量增多鋁液的粘度增高［12］，當(dāng)YSZ含量低于2%時一部分激光能量被YSZ吸收，降低了熔池與基體粉末的熱梯度，同時減少了熔融鋁液中低熔點(diǎn)合金元素Mg元素的蒸發(fā)，且一定程度上粘度上升使得金屬蒸汽氣泡難以匯聚長大和相互吸收，因此孔洞的數(shù)量和尺寸較??；然而，當(dāng)YSZ含量增大至3%時，表面覆蓋的過量YSZ顆粒大大降低鋁合金實(shí)際吸收的激光能量，低的激光能量難以重新熔化上層未熔合的粉末，逐層累積下擴(kuò)展為較大缺陷，且熔池的粘度過大降低了鋁液的流動性［13］，凝固時孔洞得不到補(bǔ)充，阻礙了層與層之間的冶金結(jié)合，因此孔洞形狀不規(guī)則且數(shù)量和尺寸增加，3%的YSZ復(fù)合材料試樣在高能量密度下的相對密度比低能量密度下的明顯提高．

圖5 不同添加量的YSZ/7075復(fù)合材料試樣橫截面金相圖（a）7075鋁合金；（b）YSZ為1%；（c）YSZ為2%；（d）YSZ為3%Fig.5 Metallographic diagram of cross section of YSZ/AA7075 composite with different additions（a）7075 aluminum alloy；（b）YSZ mass fraction is 1%；（c）YSZ mass fraction is 2%；（d）YSZ mass fraction is 3%

2.3 顯微組織及物相

圖6 所示為YSZ粉末、7075鋁合金試樣和不同添加含量YSZ/7075復(fù)合材料試樣的XRD圖譜．從圖6可見：三組試樣的圖譜中都僅觀察到α-Al峰，且三組樣品均檢測出微弱的CuAl2峰，由此可見有微量CuAl2析出；在二組塊體試樣中，均未發(fā)現(xiàn)ZrO2峰．

圖6 粉末及樣品試樣的XRD圖譜Fig.6 XRD patterns of powder and sample

圖7 為同一成形參數(shù)下添加不同含量YSZ的復(fù)合材料試樣的熔道SEM圖．從圖7可見：在試樣的縱截面可以看到一些平行的的不連續(xù)激光掃描軌跡，層與層的熔道搭接非常明顯，熔池邊界處分布著一些細(xì)小的晶粒，熔道上熔池的形態(tài)呈規(guī)則的鱗片狀；半橢圓形熔池，其寬度約為150~250 μm、深度約為40~70 μm．

圖7 SLM成形YSZ不同含量試樣的縱截面SEM圖（a）7075鋁合金；（b）YSZ為1%；（c）YSZ為2%；（d）YSZ為3%Fig.7 SEM of longitudinal section of YSZ samples with different content formed by SLM（a）7075 aluminum alloy；（b）YSZ mass fraction is 1%；（c）YSZ mass fraction is 2%；（d）YSZ mass fraction is 3%

SLM成形7075鋁合金的力學(xué)性能與其微觀結(jié)構(gòu)息息相關(guān)［14］．圖8所示激光功率270 W、掃描速度800 mm/s時不同YSZ添加量的SLM復(fù)合材料試樣的縱截面的SEM圖．從圖8（a）和圖8（b）可以看出：未添加YSZ試樣中存在較多粗大的晶粒，平均晶粒尺寸為20.4 μm；當(dāng)YSZ添加量為1%時，晶粒有所細(xì)化［15］，平均晶粒尺寸為4.97 μm，但晶粒形貌仍為粗大的柱狀晶．從圖8（c）YSZ添加量2%的試樣的單個熔池的SEM放大圖可以看到明顯的三晶區(qū)結(jié)構(gòu)，這是由于SLM設(shè)備所用的點(diǎn)狀激光具有高斯熱分布［16］，在熔池的中心線達(dá)到最高溫度，并且向外逐漸降低溫度，最終熔融鋁液從熔池中心線區(qū)流向較冷的熔池邊界區(qū)，熔池的中心為粗柱狀晶和等軸晶組成，在熔池的邊界形成了一些細(xì)小的等軸晶及少量短棒狀晶，由于金屬液的流體流動和傳熱的共同作用，YSZ顆粒形成了非均勻形核位點(diǎn)，且熔池邊界溫度梯度大，熔池邊界處晶粒明顯細(xì)化，形成底層的半圓形細(xì)晶區(qū)，緊接著細(xì)晶區(qū)的是一層柱狀晶粒所組成的區(qū)域，柱狀晶區(qū)長度約為30 μm，細(xì)晶區(qū)形成后各個熔池邊界的溫度升高，細(xì)晶區(qū)前液相的過冷度迅速減少，細(xì)晶區(qū)上層晶核沿過冷度最大的方向，即熔池中心法線方向擇優(yōu)生長，熔池心部還有少量粗大的等軸晶［17］．從圖8（d）可見，當(dāng)YSZ添加量增大至3%時，晶粒會進(jìn)一步細(xì)化，幾乎全部轉(zhuǎn)化為等軸晶形貌，熔池邊界消失．根據(jù)粒徑統(tǒng)計(jì)結(jié)果發(fā)現(xiàn)，在同一工藝參數(shù)下不含YSZ的試樣平均晶粒尺寸為20.4 μm，添加YSZ后晶粒明顯細(xì)化至8 μm以下，當(dāng)YSZ添加量為1%，2%及3%時試樣的平均晶粒尺寸分別為4.97，4.26和3.95 μm．這是因?yàn)閅SZ陶瓷相充當(dāng)了非均勻形核的質(zhì)點(diǎn)，降低了表面能和形核阻力，促使熔池在較小的過冷度下進(jìn)行多處非均勻形核，從而消除柱狀晶使晶粒細(xì)化，其中YSZ為3%的樣品晶粒平均粒徑最小，熔池邊界無法辨識，但試樣相對密度很低，且存在較多的內(nèi)部孔洞和裂紋缺陷．當(dāng)YSZ為2%的樣品仍存在少量柱狀晶和等軸晶，但其晶粒平均粒徑較YSZ為3%的樣品差距不大，內(nèi)部缺陷更少，相對密度提升顯著，因此2%為YSZ最佳添加量．從圖8（e）和圖8（f）可見，納米YSZ發(fā)生較為嚴(yán)重的團(tuán)聚及長大，其平均尺寸約為1~3 μm，SLM成形過程中過量的YSZ顆粒覆蓋在鋁合金粉末表面，減少了粉末的有效能量輸入，使鋁液的粘度提升，鋁液的流動性降低．分析表明，由于SLM成形過程中熔池的Maragoni效應(yīng)有利于納米YSZ陶瓷顆粒在熔池的均勻分布［18］，但由于納米顆粒表面積大，較大的表面能效應(yīng)和較差的鋁液流動性減弱削弱了Maragoni效應(yīng)，YSZ無法在熔池中均勻擴(kuò)散，而在晶界和熔池邊緣發(fā)生團(tuán)聚長大，這導(dǎo)致YSZ為3%的試樣內(nèi)部孔洞缺陷和微裂紋較2%的試樣大大增多，從而降低了試樣的相對密度．

圖8 SLM成形不同含量YSZ試樣的SEM圖（a）7075鋁合金；（b）YSZ為1%；（c）YSZ為2%；（d），（e）和（f）YSZ為3%Fig.8 SEM of YSZ samples with different content formed by SLM（a）7075 aluminum alloy；（b）YSZ mass fraction is 1%；（c）YSZ mass fraction is 2%；（d），（e）and（f）YSZ mass fraction is 3%

2.4 力學(xué)性能

表3 所示為功率270 W、掃描速度800 mm/s時7075鋁合金及YSZ/7075復(fù)合材料選擇性激光熔化成形試樣顯微硬度及拉伸性能的變化趨勢．由表3可以看出，不含YSZ的試樣的平均顯微硬度為84 HV，加入YSZ后成形試樣顯微硬度有明顯提升，其中YSZ為2%的復(fù)合粉末成形試樣的平均顯微硬度可達(dá)120 HV，成形試樣隨著YSZ添加含量的增加顯微硬度變化不大，但平均顯微硬度均遠(yuǎn)遠(yuǎn)高出未添加YSZ鋁合金成形試樣的平均顯微硬度84 HV．

圖9 為SLM成形鋁合金拉伸斷口SEM圖．從圖9（a）可見，未添加YSZ的7075鋁合金試樣由于橫截面的沿晶界分布的網(wǎng)狀裂紋而呈現(xiàn)低應(yīng)力斷裂，斷口可見小尺寸解理平面與臺階及平行的條狀平行撕裂棱，且斷口幾乎沒有韌窩而呈現(xiàn)明顯的沿柱狀晶界脆性斷裂．從圖9（b）可見，當(dāng)YSZ添加量為1%時，復(fù)合材料試樣中仍存在較多沿晶界分布的網(wǎng)狀裂紋，這極大地降低了試樣的拉伸性能，斷口呈現(xiàn)脆性斷裂．從圖9（c）和圖9（d）可見，當(dāng)YSZ添加量分別為2%和3%時，試樣斷口的大部分區(qū)域都呈典型的韌窩特征，小部分區(qū)域還能觀察到脆性斷裂的解理平臺特征，其斷裂模式為韌-脆混合型斷裂，其結(jié)果與拉伸試樣結(jié)果（表3）一致．拉伸結(jié)果表明，YSZ為3%的復(fù)合材料試樣的拉伸性能略低于YSZ為2%的復(fù)合材料合金試樣．根據(jù)霍爾-佩奇公式可知，晶粒越細(xì)屈服強(qiáng)度越高．式中：σ0為常數(shù)，反應(yīng)晶體內(nèi)對變形的阻力，大體相當(dāng)于單晶體金屬的屈服強(qiáng)度；K為常數(shù)，表征晶界對強(qiáng)度影響的程度，與晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)；d為多晶體各晶粒的平均尺寸．YSZ為3%的試樣細(xì)晶強(qiáng)化后，其晶粒較YSZ為2%的試樣更為細(xì)小．由于YSZ納米顆粒對晶界遷移起釘扎作用［19］，晶粒變細(xì)小等軸晶后，同樣的變形量，更多的變形分散在晶粒內(nèi)進(jìn)行，變形的不均勻性小，引起的應(yīng)力集中更?。煌瑫r，晶粒越細(xì)小晶界的曲折越多，更不利于裂紋的傳播，在斷裂過程中可吸收更多的能量，表現(xiàn)出較高的斷裂韌性．這就是YSZ為3%試樣較YSZ為2%試樣相對密度低和內(nèi)部缺陷較多，而拉伸性能只略低于YSZ為2%試樣的原因，因?yàn)榧?xì)晶強(qiáng)化削弱了裂紋對拉伸性能的影響．2%的YSZ復(fù)合材料試樣的抗拉強(qiáng)度209 MPa、屈服強(qiáng)度為196 MPa和延伸率4%，其硬度及強(qiáng)度的提高來源于YSZ陶瓷相起到彌散強(qiáng)化作用而帶來的細(xì)晶強(qiáng)化作用，延伸率提高源于相對密度提高、試樣內(nèi)部缺陷減少及細(xì)晶強(qiáng)化帶來的強(qiáng)韌化效果［20］．而YSZ過量時YSZ顆粒團(tuán)聚長大，團(tuán)聚后的YSZ顆粒相當(dāng)于孔洞引起應(yīng)力集中，大大降低了試樣的延伸率．

表3 不同YSZ含量的鋁合金力學(xué)性能Table 3 Mechanical Properties of aluminum alloy with different YSZ content

圖9 不同YSZ含量的鋁合金拉伸斷口SEM圖（a）7075鋁合金；（b）YSZ為1%；（c）YSZ為2%；（d）YSZ為3%Fig.9 SEM of tensile fracture of aluminum alloy with different YSZ content（a）7075 aluminum alloy；（b）YSZ mass fraction is 1%；（c）YSZ mass fraction is 2%；（d）YSZ mass fraction is 3%

3 結(jié)論

（1）未添加YSZ的SLM成形的7075鋁合金試樣，其相對密度隨著激光能量密度的增加先增大后減少，當(dāng)激光功率為270 W、掃描速度為800 mm/s時，SLM成型試樣相對密度最高為95.42%．同時，試樣表面均分布沿晶界的網(wǎng)狀裂紋，嚴(yán)重降低了試樣的力學(xué)性能，成形工藝的優(yōu)化并不能降低網(wǎng)狀裂紋的數(shù)量和尺寸，其抗拉強(qiáng)度低于50 MPa，SLM過程中過快的冷卻速度是形成試樣表面網(wǎng)狀裂紋的原因．

（2）添加納米YSZ顆?？梢哉{(diào)控7075鋁合金的顯微組織，當(dāng)YSZ添加量為2%時，試樣表面幾乎無裂紋，且粗大柱狀晶向細(xì)小等軸晶及少量短棒狀柱狀晶轉(zhuǎn)變，平均晶粒尺寸較未添加YSZ試樣的明顯細(xì)化，從20.4 μm降低至4.26 μm，這是因?yàn)榧{米YSZ顆粒在SLM成形過程中充當(dāng)異質(zhì)形核的質(zhì)點(diǎn)造成的細(xì)晶強(qiáng)化效果．

（3）YSZ/AA7075試樣力學(xué)性能顯示：當(dāng)YSZ添加含量為2%時，YSZ/7075復(fù)合材料試樣的抗拉強(qiáng)度209 MPa、屈服強(qiáng)度為196 MPa及延伸率為4%；當(dāng)YSZ添加量提高至3%時，成型試樣的晶粒幾乎全部轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小等軸晶，內(nèi)部孔洞和微裂紋較2%試樣有所增加，導(dǎo)致相對密度和力學(xué)性能的下降．這是因?yàn)檫^量的YSZ納米粉體降低了7075鋁合金粉末的流動性，導(dǎo)致在成形過程中孔洞和微裂紋的形成，然而細(xì)晶強(qiáng)化機(jī)制削弱了裂紋的影響，因此力學(xué)性能下降不明顯．