随着航空航天、 汽车工业等领域对轻量化、高性能金属材料的迫切需求，铝硅合金因其优异的比强度、耐腐蚀性和成形性备受关注[1-3]。 选区激光熔化(selective laser melting, SLM)技术通过逐层熔融金属粉末实现近净成形，尤其适用于复杂结构件的快速制造。 其核心原理是通过高能激光束在保护气氛中精确熔化金属粉末，实现材料的快速熔化和凝固[4]。 该技术利用计算机辅助设计(computer aided design, CAD)软件控制激光束的运动轨迹，使其按照预设的三维模型路径逐层扫描粉末床。 由于激光束具有极高的能量密度和扫描速度，金属粉末在瞬间熔化后迅速冷却固化，形成致密的金属层[5-8]。 通过这种逐层叠加的制造方式，最终精确制备出复杂几何形状的三维金属零件。
如图1 所示，SLM 技术将三维实体模型进行数字化切片处理，转化为二维层状数据，再由计算机控制实现分层制造[9]。
图1 SLM 设备原理图[9]
Fig.1 Schematic diagram of the SLM equipment[9]
选区激光熔化技术突破传统分层制造模式，开创增材制造新范式。 与传统减材工艺不同，该技术通过逐层叠加成形原理直接构建复杂零件， 不仅省去专用模具制备环节，更大幅提升材料利用率并缩短产品研发周期，为制造业革新注入强劲动力[10]。尤其值得关注的是，在制造含复杂内腔结构、微细特征或超薄壁构件的零件时， 该技术具有显著优势。 相较于传统加工需多道工序协同的局限，SLM技术可实现复杂几何构件的整体成形， 彻底消除焊接、装配等中间环节，简化产品设计与生产流程[11]。
本文将重点分析SLM 不同体系铝硅合金熔池的动态变化， 综述SLM 铝硅合金微观组织特征、力学性能和热处理对力学性能的影响， 并对未来铝硅合金的成分改性进行展望。
1 熔池动态行为研究
选区激光熔化过程中，激光与金属粉末/基板作用形成的熔池呈现复杂动态特征。 当温度梯度形成时，熔体表面张力差异触发Marangoni 对流，驱使熔融金属由中心向外围迁移[12-13]。 在此过程中，粉末经历吸热-熔融-凝固相变，涉及传导、对流、辐射等多模式传热机制。精准解析熔池形貌演变规律(包括长宽深三维特征)及其传热传质特性成为控制成形质量的关键突破口[14]。
在激光作用下，金属粉末快速熔融形成熔池，随后在基板散热作用下急速冷却并完成凝固。 熔池的凝固行为直接影响SLM 材料的性能，研究者常结合实验与数值模拟方法构建凝固组织演化模型， 用于优化凝固结构设计及工艺参数调控。 通过解析SLM凝固过程中的晶体形核与生长规律， 可定向调控微观组织特征，最终实现材料性能的精准优化[15]。
1.1 SLM 参数对熔池形成的影响
典型SLM 熔池呈现椭圆形几何特征，其尺寸参数(长/宽/深)直接影响成形精度。 图2 显示AlSi10Mg合金单道熔池横截面呈不规则椭圆， 而多层堆叠则形成鱼鳞状交叠结构[14,16]。 研究表明，激光功率与扫描速度分别主导熔池宽度与深度：扫描速度恒定时，功率提升同步增大熔宽与熔深；功率固定时，降速则加深熔池。值得注意的是，过大的熔池会降低近净成形精度，因此需通过功率-速度参数协同优化实现形貌精准调控[17]。
图2 SLM 熔池：(a)SLM 成形产生的熔池形貌；(b)平行于激光扫描平面；(c)垂直于激光扫描平面[14,16]
Fig.2 SLM molten pool:(a)molten pool morphology generated by SLM;(b)parallel to the laser scanning plane;(c)perpendicular to the laser scanning plane[14,16]
亚共晶铝合金AlSi10Mg 凭借其高硅含量实现轻量化优势， 较窄的凝固温区有效抑制热裂纹缺陷，加之优异流动性与激光吸收特性[18]，使其成为SLM 领域成熟材料体系。 向召伟等[19]系统考察了激光功率、扫描速率及光斑直径对熔池形貌的调控规律(图3)。 实验结果表明，功率提升与扫描降速协同作用下，熔池纵向扩展尤为显著。 但需注意，过高能量密度易引发材料飞溅缺陷[20]。 光斑直径的增大会轻微缩减熔池长度， 但对宽度和深度影响较小[12]，当扫描速度恒定在0.5 m/s 时，功率从100 W增至200 W，熔池宽度从80 μm 增至150 μm，深度从50 μm 增至120 μm； 而当功率固定为150 W 时，扫描速度从0.3m/s 降至0.1 m/s， 熔池深度从80 μm增至180 μm[19]。
图3 熔池长、宽和深及长宽比和宽深比：(a)不同激光功率；(b)不同扫描速率；(c)不同激光束直径[19]
Fig.3 Length,width and depth of the molten pool,aspect ratio and width-to-depth ratio:(a)different laser powers;(b)different scanning rates;(c)different laser beam diameters[19]
1.2 SLM 铝硅合金的凝固过程
铝硅合金熔池动态凝固过程中，熔池中Marangoni 对流可以促进合金元素快速扩散，而激光扫描形成的底部-心部温度梯度主导了凝固进程。 如图4c所示[21-23]，决定微观组织演化的关键凝固参数——温度梯度G 与冷却速率R(达105～106 K/s[24])呈现显著空间异质性：熔池底部及上部高G 区域形成柱状晶，心部低G 区域则析出等轴晶。 从图4a 和b 中观察到柱状晶粒为主要晶粒结构， 图4d 显示等轴晶优先在堆垛中心富集，而柱状晶则占据表层优势生长区域。 Liu 等[25]通过AlSi10Mg 织构分析指出，这种双态晶粒结构源于熔池边界的形核效应与柱状晶向等轴晶的转变机制。
图4 铝硅合金熔池动态凝固：(a)沿扫描方向晶粒组织模拟；(b)沿扫描方向的凝固行为；(c)沿扫描方向晶粒组织模拟；(d)EBSD 分析沿堆垛方向晶粒图[21-23]
Fig.4 Dynamic solidification of the aluminium-silicon alloy molten pool:(a)grain structure simulation along the scanning direction;(b)solidification behaviour along the scanning direction;(c)grain structure simulation along the scanning direction;(d)EBSD analysis along the stacking direction of the grain map[21-23]
1.3 纳米颗粒添加对铝硅合金的凝固影响
目前SLM 成形铝硅合金存在塑性不足(水平伸长率约7%，垂直约4%)、各向异性显著等问题，为突破这些性能瓶颈，学界通过颗粒掺杂策略开发复合材料体系[26]。 在铝基复合材料体系中，SiC 作为经典增强体展现出独特优势。 Simchi 与Godlinski[27]的研究表明，添加5%(体积分数)SiC 可显著提高SLM成形铝合金的相对密度， 其机理在于熔融过程中SiC颗粒能提高铝合金的稳定性，改善表面成形质量。
Gu 等[28]通过数值模拟对比发现，SiC/AlSi10Mg与TiB2/AlSi10Mg 复合粉末的激光吸收率(分别为0.37～0.59 和0.34～0.49)显著高于基体合金。 增强相通过强化激光-粉末耦合效应， 使复合材料的熔池尺寸明显增大：如图5 所示，AlSi10Mg 合金熔池最小，而SiC 增强体系的熔池扩展最为显著[29]。 这种界面效应为熔池动力学调控提供了新思路。
图5 SLM 合金与复合材料的熔池形貌：(a)AlSi10Mg 合金；(b)SiC/AlSi10Mg；(c)TiB2/AlSi10Mg；(d)熔池尺寸变化[29]
Fig.5 Molten pool morphology of SLMed alloy and composite materials:(a)AlSi10Mg alloy;(b)SiC/AlSi10Mg;(c)TiB2/AlSi10Mg;(d)change in size of the molten pool[29]
相较于SiC，TiB2 展现出更优的增强潜力，其纳米级颗粒可有效降低复合材料孔隙率[30]。Tan 等[31]开发的TiB2 表面修饰AlSi10Mg 粉末成功制备出高致密材料。 这种增强体兼具弥散强化与作异质形核剂双重功能[32-33]，通过晶粒细化显著提升材料硬度、塑性及抗拉强度。Xi 等[34]的系统研究揭示当TiB2 含量从1%增至5%时， 复合材料晶粒尺寸从6.32 μm锐减至1.55 μm，高含量下更形成均匀等轴晶结构，其抗拉强度较基体提升25%。孙苗等[35]通过纳米ZrO2颗粒增强AlSi10Mg 合金，发现0.3%ZrO2 的添加采用SLM 成形复合材料，经180 ℃/2 h 热处理后获得最佳强塑性匹配，抗拉强度达481.74 MPa，屈服强度达331.03 MPa，伸长率达8.56%，且横向和纵向性能均优于基体合金， 强化机制包括纳米颗粒的弥散强化与异质形核细化晶粒作用。 叶寒等[36] 在WC/Al-Si10Mg 体系中发现Al 基体中存在大量过饱和固溶Si，为后续性能优化提供新视角。 Thijs 等[37]通过EBSD 分析(图6)，结果显示熔池中呈现出沿热流方向生长的粗大柱状晶， 且由熔池边界向熔池中心生长，垂直于成形方向的熔池边界处，晶粒大多为呈随机取向的细小等轴晶。 Xiao 等[38]EBSD 分析(图7)证实，TiB2 的引入不仅促进柱状晶向等轴晶转变，还实现晶粒尺寸数量级缩减。
图6 SLM 成形AlSi10Mg 合金平行和垂直于成形方向的EBSD 图[37]
Fig.6 EBSD diagram of the SLM-formed AlSi10Mg alloy parallel and perpendicular to the forming direction[37]
图7 SLM 成形x%TiB2/AlSi10Mg 复合材料侧视图中观察到的微观组织：(a～c)0.5%；(d～f)2%；(g)5%；(h)8%；(i) 平均晶粒直径随TiB2 颗粒含量的变化，插图为对应的晶粒长径比演变[38]
Fig.7 Microstructure observed in the side view of SLMed x%TiB2/AlSi10Mg composite:(a～c)0.5 wt.%;(d～f)2 wt.%;(g)5 wt.%;(h)8 wt.%;(i)average grain diameter changes with TiB2 and particle content.The illustration shows the evolution of the corresponding grain length-diameter ratio[38]
研究表明， 在铝基复合材料基体中添加至少两种类型的增强颗粒可以实现多相协同增强效果，并获得优异的力学性能。
2 SLM 成形铝硅合金的国内外研究现状
铝硅铸造合金如AlSi10Mg、AlSi7Mg 等被广泛应用于汽车和航空航天工业[39]。 如图8 所示[40]，其成分接近共晶点，熔点较低，凝固温度范围较窄。因此，近共晶铸造合金具有良好的铸造性能和较少的缩孔率，更适合于加工[41]。通过SLM 成形的Al-Si 合金兼具细晶强化与快速凝固优势， 显著提升了综合力学性能，但其微观组织特征与力学性能仍存在优化空间。
图8 Al-Si 合金相图[40]
Fig.8 Al-Si alloy phase diagram[40]
2.1 Al-Si 合金的微观组织特征
在SLM 过程中，Al-Si 合金的微观组织受到快速熔化和快速冷却的影响，形成了独特的网状共晶结构。 如图9[42]，这种结构主要由细晶区(MP fine)和粗晶区(MP coarse)组成，细晶区位于熔池中心，保留了完整的网状共晶Si 结构，占据绝大部分的晶粒且都具有较小尺寸， 而具有较大尺寸以及具有网状结构的粗晶区和网状组织完全被破坏的热影响区(heat affected zone,HAZ)则位于熔池边缘，由于受到相邻熔池的热量输入，原有的网状结构被破坏[43-44]。 这种网状共晶Si 结构赋予了SLM Al-Si 合金比传统铸造Al-Si 合金更优异的力学性能。 然而，热影响区的存在使材料在这些区域容易萌生裂纹， 成为材料的脆弱区域。 此外，由于SLM 过程中的温度梯度，Al-Si 合金的晶粒取向存在各向异性，如图10 所示[45]。 在选区激光熔化Al-Si 合金中存在着大量的具有相似晶粒取向的柱状晶， 使材料出现明显的各向异性，影响材料性能[30]。
图9 SLM-ZrO2/AlSi10Mg 的微观结构：(a)ZrO2/AlSi10Mg 三维构建；(b)xy 平面的SEM 像；(c)xz 平面的SEM 像[42]
Fig.9 Microstructure of SLM-ZrO2/AlSi10Mg:(a)three-dimensional construction of ZrO2/AlSi10Mg;(b)SEM image of the xy plane;(c)SEM image of the xz plane[42]
图10 SLM-AlSi10Mg 沿打印方向的EBSD 反极图[45]
Fig.10 EBSD IPF map of SLM-AlSi10Mg along the printing direction[45]
Al-Si 合金在熔化和凝固过程中有两个特征温度：溶解温度(Td)和分支温度(Tb)[46-47]。 当温度低于Td 时，液相中含有从粉末中分离出来的富铝和富硅颗粒。当温度高于Td 时，这些粒子开始熔化。当温度高于Tb 时，熔融Al 和Si 均匀分布在液相中。Td(AlSi10Mg:1 020 ℃±30 ℃,AlSi12:1 080 ℃±30 ℃)和Tb(AlSi10Mg:1 170 ℃±30 ℃,AlSi12:1 090 ℃±30 ℃)都显著高于Al-Si 合金的共晶温度(557 ℃)[48-49]。 在熔池中，大部分区域的温度在Td 和Tb 之间，因此大部分熔体处于过热状态，导致Al 和Si 分布不均匀。此外，激光与材料相互作用时间短、液相扰动和毛细作用也导致了微观结构的不均匀性[49]。Al-Si 相图表明，AlSi10Mg 在凝固过程依次经历了匀晶反应L→α 和共晶反应L→α+Si,在SLM 过程中，Si 和Al 基体中的固溶度可达到8.89%(原子分数)[46]，远超过平衡溶解度。 在凝固过程中，由于热过冷导致α-Al 的异质形核，α-Al 的连续凝固导致残余液相中Si 的浓度逐渐增加，使液相成分逐渐向共晶范围移动，最终在α-Al 周围形成Al-Si 共晶网络[50-52]。 图11a 和b 为超细胞状结构网络， 其平均直径约50 nm， 这在SLM 成形Al-Si 合金研究中经常能观察到 [53-54]。 从EBSD 可以看出，平均晶粒尺寸约为10 μm(图11c)，这比胞状结构尺寸大了一个数量级。 铸态Al-Si 合金的Si 相呈棒状或针状，组织较粗(图11d)。 与传统方法制备的Al-Si 合金相比，SLM 制备的超细共晶组织具有更好的力学性能。
图11 SLM 成形与铸造Al-Si 合金组织对比：(a)SLM 成形Al-Si 合金低倍显微组织；(b)SLM 成形Al-Si 合金高倍显微组织；(c)SLM 成形Al-Si 合金EBSD 图；(d)铸造Al-Si 合金显微组织[53-54]
Fig.11 Microstructure comparison between selective laser melted and cast Al-Si alloys:(a)low-magnification microstructure of an Al-Si alloy formed via SLM;(b)high-magnification microstructure of an Al-Si alloy formed via SLM;(c)EBSD diagram of an Al-Si alloy formed via SLM;(d)microstructure of a cast Al-Si alloy[53-54]
2.2 SLM 成形Al-Si 合金的力学性能
SLM 成形Al-Si 合金的力学性能优势与其超细亚稳态胞状结构密切相关。 研究表明，这种独特的微观组织可通过细晶强化效应显著提升材料硬度和强度[55]。 如表1 所示[56-63]，SLM 成形AlSi10Mg 的维氏硬度达到130～150 HV， 较EN 1706 标准压铸合金提升约100%[64]。 值得注意的是，残余应力对性能的影响具有双重性：当控制在合理范围内时，其诱导的位错增殖效应可进一步强化材料，成为硬度提升的附加机制[65]，同时也有助于增强零件的耐磨性能。
表1 不同文献中SLM 成形Al-Si 合金的力学性能
Tab.1 Mechanical properties of SLM-fabricated Al-Si alloys reported in different studies
MaterialsConditionHardness(HV)YS/MPaUTS/MPaEf/%Reference AlSi10Mg As-SLMed-～270～375～4[56]As-SLMed～136-～396～3.5[57]As-SLMed139～146-～360～6[58]As-SLMed～133～322～434～5.3[46]SLM+solution at 450 ℃～90～196～282～13.4[46]SLM+solution at 550 ℃～60～90～168～23.7[46]SLM+T6～78-～187～19.5[46]As-SLMed125～268～333～1.4[59]SLM+T6～103～239～292～3.9[59]As-SLMed-～255～377～1.2[60]SLM+annealing-～158～256～9.9[60]SLM+T6-～210～284～4.9[60]SLM+solution-～110～190～25[50]As-SLMed-～260～380～3[61]SLM+annealing-～95～140～15[61]AlSi7Mg0.3As-SLMed-～200～40012～17[62]AlSi7Mg0.75As-SLMed～150354.9427.72.54[63]SLM+annealing～110275.4360.24.57[63]AlSi12
SLM 工艺的快速凝固特性促使合金产生显著的细晶强化与固溶强化效应， 使成形试样的屈服强度(YS=250～350 MPa)和极限抗拉强度(UTS=380～450 MPa)全面超越传统铸造[54]及粉末冶金制备的Al-Si 合金[56]。 但需指出，不同研究报道的强度差异主要源于SLM 工艺参数波动导致的微观结构变化，包括致密度波动(孔隙缺陷)、织构强度差异及胞状结构尺寸分布等[66]。
尽管具备高强度特征，SLM 成形铝硅合金的塑性表现仍存在明显缺陷： 其水平与垂直方向的伸长率分别仅为7%和4%， 呈现出严重的各向异性特征。 这种低塑性不仅增加了构件在极端载荷下的脆性断裂风险，还会降低疲劳寿命，直接影响航空航天部件的服役可靠性。更为严峻的是，自冲铆接等关键装配工艺要求材料伸长率≥10%，而现有SLM 铝硅合金难以达标。 深入分析表明，塑性不足的根源在于：①柱状晶主导的织构特征。晶粒沿热梯度方向外延生长，形成贯穿多熔池的粗大柱状晶，严重限制位错滑移。 ②微观组织梯度。 熔池边界的热影响区与中心区存在显著结构差异， 导致变形协调性降低。③残余应力集中。 快速冷却引发的内应力在柱状晶界处富集，成为裂纹优先萌发位点。
上述缺陷本质上是SLM 逐层成形机制与Al-Si合金凝固特性的共同作用结果， 需要通过成分设计与工艺创新实现突破。
2.3 热处理对SLM 成形Al-Si 合金力学性能的影响
热处理是调控SLM 成形Al-Si 合金性能的核心手段， 其作用主要体现在组织优化与力学性能协同提升两方面。如图12 所示，Li 等[48]的研究表明，热处理促使过饱和α-Al 基体中的Si 元素析出， 并通过Ostwald 熟化机制实现Si 颗粒的粗化与球化。 随着处理时间延长(15 min→4 h)或温度升高，Si 颗粒平均尺寸从亚微米级增至1～2 μm， 数量密度降低，熔池形貌特征逐渐消失[61]。 这种组织演变显著影响材料的力学性能。
图12 SLM 成形Al-12Si 热处理后的组织：(a)15 min;(b)30 min;(c)2 h;(d)4 h[47]
Fig.12 Microstructure of Al-12Si formed by SLM after heat treatment:(a)15 min;(b)30 min;(c)2 h;(d)4 h[47]
研究表明[67]，T6 处理使网状Si 相溶解、断裂并最终转变为弥散分布的近球形颗粒。 这种形貌的显著改变能产生优异的应力分散效应， 从而在提升材料塑性的同时， 保留大部分由细晶和过饱和固溶体贡献的强度，实现强塑性的良好匹配。 共晶Si 相的演变过程受多重因素调控。 除Al/Si 界面能外，熔体局部浓度梯度与(111)Si//(200)Al 的取向关系共同主导Si 相的形核与生长[48]。高温热处理时，热激活促使Si沿密排面(111)择优生长，形成尺寸均匀的球形颗粒(图12d)， 其应力分散效应显著优于传统铸造的片状/针状Si 相。 值得注意的是，过度热处理(＞300 ℃)可能诱发第二相析出： 弥散分布的Mg2Si 相可强化合金，而针状AlFeSi 相则会损害塑性[63]，需通过成分设计精确控制。
当前研究聚焦于AlSi10Mg、Al-12Si 等近共晶合金，其中SLM 成形AlSi10Mg 已实现接近全致密(＞99.9%)、抗拉强度＞400 MPa 的优异性能。 然而，其本质仍属铸造铝合金体系，即便经过优化，也难以替代7000 系(高强度)或2000 系(耐热性)锻造铝合金，在航空航天高承载部件中的应用仍受限。 未来需通过微合金化与多尺度组织调控，突破强度-塑性-各向异性的协同优化瓶颈。
3 结论与展望
3.1 结论
(1)选区激光熔化过程中，激光功率与扫描速度对铝硅合金熔池尺寸具有差异化调控作用， 激光功率主导熔池宽度，扫描速度决定熔池深度，二者协同优化可有效控制熔池形貌以保障成形精度。 熔池内温度梯度(105～106 K/s)与冷却速率的空间异质性导致柱状晶(高梯度区)与等轴晶(低梯度区)双态晶粒结构形成，是材料力学性能各向异性的关键成因。
(2)SLM 成形铝硅合金因快速凝固形成独特的网状共晶结构， 细晶强化与固溶强化使其力学性能显著优于传统铸造合金： 维氏硬度达130～150 HV，屈服强度250～350 MPa，极限抗拉强度380～450 MPa。然而，其塑性不足(水平/垂直伸长率7%/4%)且各向异性严重，主要源于柱状晶织构主导、微观组织梯度及残余应力集中等问题。
(3)热处理通过Ostwald 熟化机制促进过饱和α-Al基体中Si 相的析出、粗化与球化，可将伸长率提升至23.7%，但会伴随强度下降(约168 MPa)。 过度热处理(＞300 ℃)可能诱发强化相(如Mg2Si)或脆性相(如AlFeSi)析出，需通过成分设计精准控制第二相演化。
(4)当前近共晶铝硅合金(如AlSi10Mg)虽在致密度(＞99.9%)和强度(＞400 MPa)上表现优异，但受限于铸造合金本质， 难以满足航空航天高承载需求。未来需聚焦微合金化(如Al-Nb-B 细化剂、Sr 变质剂)与多尺度组织调控，突破强度-塑性-各向异性的协同优化瓶颈， 推动改性合金的工程化应用与标准化认证。
3.2 展望
根据国内外研究现状， 作者认为未来研究方向可从以下方面进行。
(1)选择A1-Nb-B 细化剂处理A1Si10Mg 合金，与A1-Ti-B 相比，可预防Si 中毒，并且微量添加不会形成陶铝复合材料。
(2)选择Sr 变质剂处理A1Si10Mg 合金，通过Sr元素的添加对合金微观组织进行调控， 改善合金组织中Si 的形貌与分布，并引入AlxSiySr1-x-y 共晶相增塑。
(3)针对航空航天工业的应用需求，开展A1Si10Mg的合金优化及成分设计， 并利用选区激光熔化制备高强AlSi10Mg 合金，研究方向具有鲜明特色。
通过Al-Nb-B 细化剂与Sr 变质剂的协同作用，可有效改善SLM 成形铝硅合金的塑性与各向异性。本研究不仅为航空航天领域提供高性能材料解决方案， 也为其他金属增材制造材料的成分设计提供理论参考。未来需进一步探索多组元微合金化策略，并推动改性合金的标准化认证。
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