6181H18铝合金同步冷却热成形工艺研究华南理工大学学报

铝合金热冲压成形质量影响因素摘要：全球汽车产业正向着更加安全环保的方向发展，因此，在保证安全的情况下减轻车身质量成为各大汽车制造商实现节能减排的主要措施。

铝合金因其密度小，比强度高，耐锈蚀等优点，成为汽车轻量化技术中替代钢板的首选。

但铝合金室温成形性差、回弹较大，采用传统的钢板成形方法难以实现形状复杂车身覆盖件的精确成形。

随着变形温度的升高，其塑性变形能力有很大的提高，变形抗力也下降，因此，考虑采用热冲压成形工艺来实现铝合金的成形。

铝合金热冲压成形技术具有成形性好、零件成形精度高、生产效率高等优点。

关键词：铝合金热冲压成形；质量影响因素；近年来，由于科技手段的不断进步，人们对铝镁钛等轻金属及其合金的认识越来越全面深入。

轻合金所具有的各种特殊优异性能和发展潜力促使世界各国越来越重视对轻合金材料的研究开发与推广应用。

铝合金作为较早被研究开发的轻合金之一，近几十年来发展迅速，已在交通、航空航天等重要领域有了广泛应用，其中交通运输工业已成为铝及铝材的第一大用户。

1.概述铝合金属Al-Mg-Si 系合金，可通过热处理提高其强度。

因其拥有较高的比强度、较好的塑性、良好的抗腐蚀性、可焊接性，在汽车、铁路客车、航空航天等领域扮演着越来越重要的角色。

本文铝合金作为研究对象，构思将经过固溶保温后的铝板快速转移到模具上热冲压成形，保压阶段利用模具内置的冷却水系统对成形后的构件快速淬火冷却，最后对其进行人工时效热处理强化，即固溶−热冲压成形−淬火保压−时效热处理成性工艺路线，已期实现汽车车身覆盖件等复杂曲面难变形构件高性能、高精度形性协同制造，解决汽车轻量化对高性能铝合金复杂钣金件的迫切需求。

二、铝合金热冲压成形质量影响因素1.仿真模型的建立。

目前，热冲压成形的典型车身零件主要包括：车门防撞梁、前后保险杠、B 柱等。

可以发现：此类零件以U 型弯曲特征为主，并带有一些复杂的局部成形位置，如局部胀形。

因此，本研究中以带凸包的U 型件为对象，建立有限元模型进行铝合金热冲压成形仿真分析，分析构件的几何特征，构件宽度远大于厚度，适合采用壳单元，采用单元对构件进行网格划分。

精 密 成 形 工 程第16卷 第3期 152JOURNAL OF NETSHAPE FORMING ENGINEERING 2024年3月收稿日期：2024-01-07 Received ：2024-01-07 基金项目：国家自然科学基金（52075400，52275368）；湖北省重点研发计划（2021BAA200）；湖北省科技重大专项（2022AAA 001）；湖北省自然科学基金（2023AFA069）Fund ：The National Natural Science Foundation of China (52075400, 52275368); The Key Research and Development Program of Hubei Province (2021BAA200); Major Program of Hubei Province (2022AAA001); Hubei Provincial Natural Science Foun-dation of China (2023AFA069)引文格式：陈庆洋, 庞秋, 胡志力, 等. 7075高强铝合金构件冷成形强化机制研究[J]. 精密成形工程, 2024, 16(3): 152-158. CHEN Qingyang, PANG Qiu, HU Zhili, et al. Cold Forming Strengthening Mechanism of 7075 High-strength Aluminum Alloy Components[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2024, 16(3): 152-158. *通信作者（Corresponding author ） 7075高强铝合金构件冷成形强化机制研究陈庆洋1a ，庞秋2*，胡志力1a,1b ，刘祥3（1.武汉理工大学 a.现代汽车零部件技术湖北省重点实验室 b.汽车零部件技术湖北省协同创新中心 武汉 430070；2.武汉东湖学院 机电工程学院，武汉 430212；3.东实（武汉）实业有限公司，武汉 430000） 摘要：目的 针对7075高强铝合金构件在固溶-淬火-时效处理过程中成形精度低的问题，提出了7075高强铝合金预强化冷成形工艺，研究7075高强铝合金构件冷成形强化机制。

铝合金h18热处理铝合金H18是常见的高强度铝合金之一，它具有良好的耐腐蚀性、可塑性和良好的加工性能，被广泛应用于航空、航天、汽车、电子等领域。

为了进一步提高铝合金H18的力学性能，通常需要进行热处理。

下面本文将对铝合金H18的热处理进行详细介绍。

一、热处理的原理及分类热处理是将金属材料加热到一定温度，保温一段时间后，再进行冷却处理的一种方法，能够对金属材料的微观组织和力学性能产生显著的影响。

热处理的分类有很多种方式，根据热处理温度可以分为退火、正火、淬火等；根据热处理时间可以分为短时热处理和长时热处理等；根据冷却方式可以分为自然冷却和强制冷却等。

铝合金H18的热处理一般采用退火和时效两种方式。

退火是将铝合金H18加热到高温区域进行保温后自然冷却，主要目的是改善材料的可加工性能和形变性能，并调整其晶粒尺寸；而时效则是将加热保温的铝材料冷却到室温后，在适当的温度下长时间保温，来达到对材料的调质和强化作用。

二、铝合金H18热处理过程的具体步骤1. 预处理：准备待热处理的铝合金H18，包括取样、切割等，同时应注意其表面的清洁和光洁度，以保证热处理效果。

2. 退火处理：将铝合金H18加热到500-600℃的退火温度区间，在此保温2-3小时，然后自然冷却。

退火过程中，铝合金H18的晶粒将不断长大，形成少量的粗大晶粒，具有粗大晶粒的铝合金H18材料具有良好的塑性和韧性。

3. 冷却：热处理后的铝合金H18材料需要经过自然冷却，以达到保持材料状态的目的。

4. 时效处理：将冷却后的材料再次加热到170-180℃，在此保温8-24小时，然后快速冷却。

时效处理后，铝合金H18材料的力学性能得到显著改善，具有更高的强度和硬度。

三、铝合金H18热处理后的性能表现经过退火处理的铝合金H18材料，具有很好的可加工性能和形变性能，适用于需要复杂形状和精密尺寸的产品制造。

经过时效处理的铝合金H18材料，具有更高的强度和硬度，适用于高强度和高耐磨的产品制造，例如航空航天、汽车、电子等领域。

钛合金薄壁构件快速加热冷模热冲压成形技术进展
王克环;常澍芃;丁锐;黄帅军;温泽华;刘钢
【期刊名称】《塑性工程学报》
【年(卷),期】2024(31)1
【摘要】为了解决钛合金薄壁构件热成形效率低、成本高、组织性能控制难度大等问题,近年来钛合金冷模热冲压成形技术受到关注。

在该新技术中利用室温模具对加热后的钛合金板材进行快速冲压成形和模内快速冷却,由于取消了模具加热,可以变革性地提高钛合金薄壁构件成形效率、降低成本。

然而,与传统等温成形不同,在冷模热冲压成形过程中,钛合金板材温度不断下降,这对钛合金成形极限、回弹及组织性能等的控制提出了全新的挑战。

分析了钛合金薄壁构件冷模热冲压成形技术特点及存在的问题,归纳了快速加热对钛合金组织性能的影响规律,综述了钛合金薄壁构件快速加热冷模热冲压成形工艺进展,最后对该技术未来的发展方向进行了展望。

【总页数】11页(P15-25)
【作者】王克环;常澍芃;丁锐;黄帅军;温泽华;刘钢
【作者单位】哈尔滨工业大学金属精密热加工国家级重点实验室;哈尔滨工业大学材料科学与工程学院;空基信息感知与融合全国重点实验室;航天海鹰(哈尔滨)钛业有限公司
【正文语种】中文
【中图分类】TG306
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5.轻质合金薄壁异形构件快速精密热成形技术及应用
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航空航天铝合金材的热处理工艺航空航天铝合金材料常采用热处理工艺来提高其强度、硬度和耐腐蚀性能。

以下将介绍一种广泛应用于航空航天铝合金材料的热处理工艺——时效处理工艺。

时效处理是航空航天铝合金材料常用的热处理方法之一，其目的是通过在一定温度下保温一段时间，使合金中的析出相细化并均匀分布，从而提高材料的机械性能。

该工艺主要分为两个步骤：首先是固溶处理，即将工件加热至较高温度，使固溶相（固溶体）中的合金元素彻底溶解，形成均匀的固溶溶液；其次是时效处理，即将固溶处理后的材料迅速冷却到室温，并在较低温度下保温一段时间，使合金元素在固溶体中析出并形成细小的析出相。

时效处理工艺的关键参数包括保温温度、保温时间和冷却速度。

保温温度决定了合金元素的析出速度和析出相的尺寸，一般选择在合金元素析出时达到最大溶固溶解度的温度范围内。

保温时间决定了合金元素的析出程度，需根据合金材料的具体要求进行调整。

冷却速度影响合金中析出相的形态和分布，一般要求快速冷却以避免析出相过大而导致材料脆性增加。

时效处理的主要优点是可以显著提高航空航天铝合金的强度和硬度，并保持良好的可加工性。

此外，时效处理还能提高材料的耐腐蚀性能和疲劳寿命。

它广泛应用于航空发动机叶片、飞机结构件、车身外壳等关键零部件的制造中。

综上所述，时效处理是航空航天铝合金材料常用的热处理工艺之一。

通过固溶处理和时效处理这两个步骤，可以使合金中的合金元素均匀分布，并形成细小的析出相，从而显著提高材料的强度和硬度。

时效处理不仅能够满足航空航天领域对材料性能的要求，还能保持良好的可加工性和耐腐蚀性能。

这使得时效处理在航空航天铝合金材料的制造中具有广泛的应用前景。

航空航天行业对材料的要求极高，尤其是航空航天铝合金材料。

这些材料需要具备出色的强度、硬度、耐腐蚀性能和疲劳寿命，以承受各种极端条件和挑战。

为了满足这些要求，航空航天铝合金材料经常通过热处理工艺进行改善。

除了时效处理工艺，航空航天铝合金材料还应用了许多其他热处理工艺，如固溶处理、退火处理和淬火处理等。

激光粉末床熔融增材制造耐热铝合金的研究进展目录1. 内容描述 (2)1.1 研究背景 (2)1.2 研究目的 (3)1.3 研究意义 (4)1.4 国内外研究现状 (6)2. 激光粉末床熔融增材制造技术基础 (7)2.1 激光粉末床熔融增材制造原理 (9)2.2 激光粉末床熔融增材制造工艺 (10)2.3 激光粉末床熔融增材制造设备 (11)3. 耐热铝合金材料特性及制备方法 (12)3.1 耐热铝合金材料分类与性能 (14)3.2 耐热铝合金材料制备方法 (15)3.3 耐热铝合金材料的组织与性能表征 (17)4. 激光粉末床熔融增材制造耐热铝合金的工艺参数优化 (18)4.1 激光功率控制策略 (20)4.2 送粉量控制策略 (21)4.3 扫描速度控制策略 (23)4.4 气体流量控制策略 (24)5. 耐热铝合金激光粉末床熔融增材制造过程中的缺陷分析与控制.25 5.1 缺陷类型与成因分析 (27)5.2 缺陷产生的影响与控制方法 (29)5.3 缺陷检测与评价方法 (30)6. 耐热铝合金激光粉末床熔融增材制造的应用研究 (33)6.1 零件结构设计与优化 (35)6.2 零件性能预测与评估 (36)6.3 零件表面质量控制技术研究 (38)7. 结果与讨论 (39)7.1 工艺参数对耐热铝合金激光粉末床熔融增材制造性能的影响407.2 缺陷类型及其对产品质量的影响 (44)7.3 应用研究结果分析与讨论 (45)8. 结论与展望 (46)8.1 主要研究成果总结 (48)8.2 存在问题及展望未来研究方向 (49)8.3 对工业生产及应用的启示 (51)1. 内容描述本论文综述了激光粉末床熔融增材制造技术在耐热铝合金制备中的应用及研究进展。

激光粉末床熔融技术是一种基于高能激光束将金属粉末逐层熔化并凝固成形的先进制造工艺，具有设计灵活、生产效率高和材料利用率高等优点。

耐热铝合金作为一种在高温环境下具有优良性能的材料，在航空航天、汽车制造等领域具有重要的应用价值。

AlSi10Mg铝合金激光熔化沉积显微组织及力学性能LÜ Fei;TIAN Zongjun;LIANG Huixin;XIE Deqiao;SHEN Lida;XIAO Meng【摘要】为了提高同轴送粉激光熔化沉积技术AlSi10 Mg铝合金的成形质量,文中通过单道扫描试验、块体成形试验和拉伸性能测试研究不同工艺参数下试样致密度、组织和性能变化趋势及原因,并进行优化.结果表明:试样成形质量受能量密度和扫描间距影响;拉伸性能可通过减少组织缺陷、增强固溶强化效果两种方式提高.工艺优化后,单道表面光滑,无球化现象,块体试样致密度良好,无大尺寸孔隙和裂纹,致密度提高至99.2％;试样显微组织为具有定向快速凝固特征的Al-Si共晶形貌,存在胞晶、柱状树枝晶和发散树枝晶3种组织,随着冷却速率的增大,Si相在Al基体中的溶解度增加至7.6％,固溶强化效果增强.因此,通过工艺参数优化可得到性能良好的激光熔化沉积AlSi10 Mg试样,拉伸强度可达292 MPa,较铸件提高了33％.【期刊名称】《华南理工大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2018(046)010【总页数】9页(P117-125)【关键词】激光熔化沉积;AlSi10Mg铝合金;显微组织;显微硬度;拉伸性能【作者】LÜ Fei;TIAN Zongjun;LIANG Huixin;XIE Deqiao;SHEN Lida;XIAO Meng【作者单位】;;;;;【正文语种】中文【中图分类】TN249;TH164AlSi10Mg铝合金作为一种Al-Mg-Si系的亚共晶铝合金，具有强度高、耐腐蚀、导热性好、密度低等优点，被广泛应用于航空航天、汽车交通和能源动力等领域[1- 3].大尺寸复杂结构铝合金部件通常利用铸造结合锻造的工艺实现，但是存在周期长、成本高等缺点[4].激光熔化沉积(LMD)是应用于金属零部件的增材制造技术[5]，利用激光熔化同步供给的金属粉末，在基板上逐层累积而成形零件，可直接成形制备出近净成形的、具有快速凝固组织特征的大尺寸零部件[6- 8]，弥补了传统制造工艺在制备大尺寸、复杂形状、高性能结构件方面的不足，受到了广泛重视[9].LMD技术是一个能量传递、粉末输送和粉末凝固综合作用的直接沉积过程[10- 11].近年来，众多学者已开展如不锈钢[12]、镍基合金[13]、钛合金[14]、钛合金复合材料[15]等材料的激光熔化沉积研究，而由于AlSi10Mg具有对激光能量吸收率低、导热率高、易氧化等缺点[16- 17]，使其通过激光熔化成形具有一定难度，其中工艺与性能控制更是AlSi10Mg成形的难点，因此关于AlSi10Mg激光熔化沉积的研究目前鲜有报道.陈永城等[18]制备了4045铝合金薄壁试样，研究了成形试样热处理前后的显微组织演化，并测试其显微硬度，Javidani等[19]对AlSi10Mg铝合金的显微硬度和显微组织进行了研究.但是铝合金LMD工艺与显微组织及力学性能的关系还有待进一步研究.文中通过AlSi10Mg成形试验，结合组织分析、硬度测试和拉伸试验对AlSi10Mg成形参数进行研究和优化，进而改善成形件的力学性能，以期为高性能AlSi10Mg铝合金构件的激光熔化沉积研究提供实验数据和理论支撑.1 试样制备与试验方法1.1 试验材料和设备试验采用气雾化AlSi10Mg粉末，显微形貌如图1所示，粒径分布d50≈78μm.AlSi10Mg粉末的化学成分如表1所示.从图1中可看出粉末包含很多小颗粒，这些附着的小颗粒虽然会降低粉末的流动性，却能增大粉末的接触面积，提高粉末的能量吸收率[20].表1 AlSi10Mg粉末化学成分Table 1 Chemical compositions of AlSi10Mg powder成分SiFeCuMgMnZnAl质量分数/%9.880.430.0110.440.00860.01余量图1 AlSi10Mg粉末微观形状SEM照片Fig.1 SEM image of micro shape of AlSi10Mg powder试验采用自主研发的LDM8060激光熔化沉积成形设备，由Laserline IPG光纤激光器、GTV送粉器、同轴送粉打印头、惰性气体保护系统和多轴联动工作台等部件组成.其中，光纤激光器的最高输出功率为4 kW，聚焦光斑直径为3 mm，如图2(a)所示.成形时，粉末通过送粉器同步送到喷嘴并汇聚，激光束将其加热熔化，并使用高纯度氩气保护，避免铝合金成形过程中易产生的氧化等现象.图2(b)为具有一定高度的激光熔化沉积试样.1.2 试验过程基体材料为ZL104铝合金，试验前用砂纸打磨基体材料表面并用无水乙醇除去油污，待成形粉末进行烘干去水处理(烘干温度110 ℃，时间30 min).图2 LDM8060激光熔化沉积设备示意图及成形试样Fig.2 Schematic diagram of laser melting deposition equipment ofLDM8060 and deposition samples试验过程中，为研究激光能量密度对单道形貌的影响，首先进行单道扫描试验，激光功率为2 000～3 600 W，间隔400 W，扫描速度为360～840 mm/min,间隔120 mm/min.在此基础上，进一步研究块体成形试验中工艺参数(激光功率、扫描密度和扫描间距)对致密度、显微组织和拉伸性能的影响，矩形试块尺寸为50mm×200 mm×30 mm，扫描间距为1.5、2.0和2.5 mm，送粉量为1 r/min，扫描策略采用往复扫描.块体成形后，切割并制备测试试样.1.3 试样性能检测试样的致密度检测采用阿基米德排水法[21]，根据式(1)计算试样致密度.(1)式中，ρ为试样密度，ρethanol为无水乙醇密度，mair、methanol分别为试样在空气中和在无水乙醇中的质量.AlSi10Mg的标准密度ρc=2.68 g/cm3，则试样致密度ρrel可由式(2)计算得出:(2)使用电火花线切割切割试样，单道试样镶嵌后，用SiC砂纸将试样从#200磨至#3000，磨后试样表面无划痕，之后采用氧化铝水混合液为抛光液对试样进行抛光，抛光后试样用科勒试剂(蒸馏水95 mL、硝酸2.5 mL、盐酸1.5 mL、氢氟酸1 mL)腐蚀15 s.对单道试样的微观形貌使用Leica CMS Gmbh型金相显微镜观测后，选择Hitachi S-3400N Ⅱ型扫描电子显微镜对显微组织进行观察，采用HORIBA EX-250型能谱仪对显微组织进行元素分析，运用Image pro plus软件对组织进行测量分析.使用HY HV-1000A型显微硬度仪测定试样的显微硬度，载荷为50 g，加载时间为10 s.根据标准GB/T 16865—2013将试块加工成拉伸试样，使用WDW-100A型微机控制电子万能试验机对试样进行拉伸性能试验(室温300 K)，应变速率为1×10-4s-1，拉伸测试完成后使用QUANTA 3D FEG型扫描电子显微镜观察断口的表面形貌.2 试验结果与分析2.1 单道扫描试验由于激光功率(P)与扫描速度(V)均对成形质量有较大影响，且本试验中采用定光斑尺寸，故为简化计算，用激光线能量密度L来表征能量输入的强度(L=P/V).图3为不同激光线能量密度下的单道形貌.根据单道表面形貌，工艺参数分为3个区域：①线能量密度较低、球化较严重、单道连续性差区；②线能量密度合理、单道形貌质量较好区；③线能量密度较大、单道形貌质量下降区.当线能量密度在142.9J/mm(2 000 W/(840 mm/min))、200.0 J/mm(2 000 W/(600 mm/min))时，单道表面不连续且存在严重的球化现象；当线能量密度在320.0 J/mm(3 200W/(600 mm/min))、466.7 J/mm(2 800 W/(360 mm/min))时，单道表面质量较好，形成平整且连续的单道形貌，球化现象减轻；当线能量密度在600.0J/mm(3 600 W/(360 mm/min))时，单道表面出现波纹等缺陷，影响表面平整性，表面颜色加深，出现轻微的过烧现象.图3 不同线能量密度下单道的表面形貌和截面组织Fig.3 Morphologies and microstructures of single tracks under differentline energy densities线能量密度较低时，AlSi10Mg粉末受激光辐射的能量小，粉末不能充分熔化，液相与基体之间的结合强度低，产生的球化等现象使成形表面质量降低，且熔池截面中可以观察到未熔化的粉末，导致成形试样致密度较低，如图3(f)所示；同时AlSi10Mg在熔融的状态下，氢在其中的溶解度大幅度增大，当激光能量不足时，氢难以逸出，滞留在熔池中形成微小圆形气孔；随着线能量密度的增大，表面质量得以改善，连续且较为平整，熔池截面无大尺寸缺陷，如图3(g)所示；线能量密度继续增大，单道表面颜色加深，出现过烧现象，并呈现扁平化趋势，熔池截面出现不规则缺陷，这是由于线能量密度的增大导致熔池内部扰动加剧，在熔池内部形成漩涡，漩涡易将气体卷入熔池内部，凝固后即形成图3(h)所示的不规则孔隙缺陷.图3(j)、3(k)为在高倍光学显微镜下的熔池内部显微组织，两者均为柱状晶，但是随着线能量密度增大，组织粗化，这是由于线能量密度过大导致熔池内冷却速率降低.对这两种线能量密度下的熔池截面进行显微硬度测试，图3(j)对应的显微硬度为121 HV，图3(k)对应的显微硬度为109 HV，故线能量密度过大造成的组织粗化会导致试样性能降低.2.2 块体成形试验2.2.1 致密度分析扫描间距D控制着多道之间的搭接部分，改变扫描间距影响成形块体的致密度，图4(a)为不同扫描间距下成形块体致密度的变化趋势(L=266.7 J/mm(3 200W/(720 mm/min))).随着扫描间距从1.5 mm增加至2.5 mm，块体致密度从97.2%降低至94.8%，原因是随着扫描间距的增大，熔池不能完全覆盖搭接区域，造成搭接区域出现不连续空洞，从而导致致密度降低[22]；同时，随着扫描间距的减小，重熔区域增大，前道沉积层搭接区域在激光能量作用下重新熔化，区域内滞留气体可继续逸出，有利于内部孔隙缺陷的消除，提高致密度.如图4(b)所示，搭接区域内部较其他区域缺陷少.图4 扫描间距对成形块体的致密度的影响及重熔区域组织Fig.4 Influence of hatch spacing on relative density and microstructure of remelting area图5为不同工艺参数对块体试样致密度的影响，图6为不同参数下成形试样的垂直激光扫描方向显微组织，扫描间距D=1.5 mm.如图6(a)所示，激光线能量密度较低(L=166.7 J/mm)时，显微组织中存在未熔化粉末和较多气孔，致密度较低，为93.9%；如图6(b)、 6(c)所示，随着线能量密度逐渐增大，不规则缺陷逐渐消失，试样致密度提高，致密度增加至97.2%，这是因为线能量密度的增大使粉末熔化更均匀，熔池表面张力及黏度随着温度的升高而急剧下降，熔池流动均匀，表面更加平整，致密度增大；如图6(d)所示，随着线能量密度继续增大(L=533.3J/mm)，组织中缺陷增多，致密度降低至94.7%，这与前文提到的熔池稳定性有关，能量输入增加，凝固时间延长，熔池不稳定性提高，合金液气化形成缺陷，使层与层之间的结合强度减弱，致密度反而降低.图5中可观察到P=2 800 W、扫描速度从480 mm/min(L=350 J/mm)降低到360 mm/min(L=466.7 J/mm)，试样致密度从99.2%降低至95.6%.2.2.2 组织演化分析扫描间距为1.5 mm，线能量密度为200～450 J/mm区间内试样致密度较好，取L=266.7 J/mm(P=3 200 W,V=720 mm/min,D=1.5 mm)的试样，对其显微组织进行分析，如图7所示.显微组织为初晶Al枝晶+Al-Si共晶亚稳态组织，随着沉积高度的逐渐增加，试样内部可以观察到3种不同形态的显微组织，靠近基板区域的胞晶、中部区域的柱状树枝晶和试样顶部远离基板的发散树枝晶.其中，柱状树枝晶占主导地位.图5 不同工艺参数对块体试样致密度的影响Fig.5 Influence of process parameters on relative density of LMD-processed samples图6 不同参数下成形试样的垂直激光扫描方向显微组织Fig.6 Optical microscope structures of LMD-processed samples under different parameters图7 不同区域试样的显微组织Fig.7 Optical microscope structures of LMD-processed samples in different regions激光熔化沉积过程具有冷却速度快、温度梯度高等特点，为快速凝固过程，凝固过程中沉积层的热量会通过3种方式散失.首先，通过传导的方式向前沉积层传递；其次，向基板区域传递；最后，通过辐射和对流的方式向气氛中散发.凝固时成形试样内部热流方向主要朝向基板和前沉积层，而通过气氛方式的效果较弱.显微组织在不同区域的演化受冷却速率和热流方向影响.成形过程开始时，基板充当一个良好的散热系统，冷却速率高，组织生长受阻，且热流方向主要为垂直基板方向，枝晶生长方向与热流方向相反，故形成垂直基板方向的细密胞晶，如图7(a)所示；随着成形高度的增加，基板的散热效果逐渐减弱，且热累积现象逐渐严重，冷却速率降低，组织由细密胞晶逐渐向较粗大的柱状树枝晶转变,如图7(b)所示；在试样顶部区域，热累积现象最为严重，向基板的散热作用减弱，而向周围气氛的多向散热比重增大，冷却速率最低，组织转变为发散树枝晶且较为粗大，如图7(c)所示. 图8为试样沿沉积方向的显微硬度变化曲线.根据显微组织的不同，试样3个区域显微硬度有明显变化，试样底部靠近基板区域具有最高的平均显微硬度(122 HV)；随着成形高度的增加，胞晶转化为柱状树枝晶，平均显微硬度降低为111 HV，显微硬度在该区域保持稳定；而到了远离基板的顶部区域，平均显微硬度降低至101 HV.因此，AlSi10Mg成形试样的显微硬度受冷却速率的影响较大，随着冷却速率的增加，组织细化，显微硬度增加.图8 底部到顶部区域硬度变化趋势Fig.8 Variation of microhardness all over of the sample from bottom areato top area2.2.3 固溶强化分析AlSi10Mg快速凝固过程中，Si相首先从液相中凝固析出，由于LMD过程中的高冷却速率，Si相过饱和固溶于Al基体中，Si相在Al基体中的含量可达到7.6%，远大于Si在Al中的最大饱和度(1.65%)[23]，Si相在Al基体中的过饱和固溶对LMD AlSi10Mg试样形成了固溶强化，提高了试样的力学性能.冷却速率Rc和二次枝晶距l的关系如下式所示[24- 25]：l=B(Rc)-n(3)式中，B、n为比例常数，B=47，n=0.33.易知，二次枝晶距l随着冷却速率Rc的增大而降低.图9(a)-9(c)为激光功率为3 200 W，扫描速度分别为480、600、720 mm/min下的SEM照片，二次枝晶距分别为3.24、2.99和2.65 μm，由式(3)可知，冷却速率分别为3 310、4 222和6 087 K/s，提高扫描速度能增大冷却速率，从而提高Si相在Al基体中的溶解度.图9(d)、9(e)分别为图9(a)、9(c)中1、2区域的EDS图谱，图中括号中数值前者表示相应元素质量分数，后者表示原子百分比，图9(f)为扫描速度对Al基体中元素质量分数的影响曲线，随着扫描速度从480 mm/min增加到720 mm/min，Al基体中Si元素含量从6.21%增加到7.62%，Si相在Al基体中的溶解度增加，固溶强化效果增强.但是，随着扫描速度的增大，显微组织中缺陷随之增多，影响力学性能.其对力学性能的影响将在下一节通过拉伸测试验证.图9 不同扫描速度下试样的显微组织Fig.9 Microstructure of LMD-processed samples under diffe-rent scanning speeds2.3 拉伸性能测试为消除前文中试样不同区域组织差异性对性能的影响，选择试样沿沉积方向中部区域的制备拉伸试样，激光功率P=3 200 W，扫描间距为1.5 mm，选择不同的扫描速度480、600、720、840 mm/min.图10(a)为拉伸试样在不同扫描速度下的拉伸强度和断裂延伸率，随着扫描速度的提高，试样拉伸强度和断裂延伸率呈先增大后减小的趋势.扫描速度为720 mm/min时，试样拉伸强度和断裂延伸率达到最大，分别为292 MPa和6.4%，应力-应变曲线如图10(b)所示.根据图10(a)的拉伸性能曲线，随着扫描速度的增大，试样致密度降低，但是拉伸强度却提高，这是由于在保证粉末能量吸收足够的前提下，提高扫描速度可增大冷却速率，进而增强固溶强化效果，如图9(d)、9(e)所示，有利于提高试样的拉伸性能.而随着扫描速度的进一步增大，组织内部缺陷对拉伸性能影响增大，拉伸强度降低，图11所示为拉伸试样断口形貌.图11(a)、11(b)中，激光功率P=3 200 W，扫描速度V=720 mm/min，断口宏观形貌比较平整，宏观塑性变形较小，且断口中存在显著的撕裂棱和韧窝形貌，为典型的准解理断裂;断口表面无明显的大尺寸缺陷.图11(c)、11(d)中，激光功率P=3 200 W，扫描速度V=840 mm/min，断口表面变得不规则且存在尺寸较大的缺陷孔，缺陷孔中可以发现未熔化的粉末颗粒，造成试样拉伸性能的降低.组织分析和拉伸测试表明，试样拉伸强度可通过减少缺陷和增强固溶强化效果两个方面来提高.在激光线能量密度L=266.7 J/mm(P=3 200 W，V=720 mm/min，D=1.5 mm)工艺参数下，拉伸强度为292 MPa，较铸造AlSi10Mg合金拉伸强度(220 MPa[26])提高了33%，达到压铸件水平，故通过激光熔化沉积技术可得到具有较高性能的AlSi10Mg试样.图10 拉伸性能关系曲线Fig.10 Relationship curves of tensile property图11 拉伸试样断口截面SEM照片Fig.11 SEM fracture images of tensile samples3 结论文中通过调整激光功率P、扫描速度V、扫描间距D制备激光熔化沉积AlSi10Mg 试样，探索了工艺参数对AlSi10Mg试样组织和性能的影响，主要得到了如下结论：(1)激光熔化沉积过程中，扫描间距为1.5 mm，线能量密度200～450 J/mm为制备AlSi10Mg试样最合适的工艺区间.该工艺区间内，单道表面光滑，无球化现象，试样致密度良好可达99.2%，组织内无大尺寸缺陷.(2)沉积层从底部到顶部冷却速度的降低导致组织中存在3种不同的晶粒形貌，分别为靠近基板的细密胞晶、中部区域的柱状树枝晶和顶部区域的发散树枝晶，显微硬度从底部到顶部随显微组织的变化逐渐降低.(3)提高扫描速度可增大冷却速率，从而增强固溶强化效果，提高试样性能.激光功率为3 200 W、扫描速度从480 mm/min提高到720 mm/min时，二次枝晶距从3.24 μm减小到2.35 μm，Si相在Al基体中的溶解度增加至7.62%，固溶强化效果增强.(4)减少孔隙等组织缺陷和增强固溶强化效果是提高试样拉伸性能的有效方式.在激光功率为3 200 W、扫描速度为720 mm/min、扫描间距为1.5 mm下，试样内部缺陷较少，Si相在Al基体中的溶解度为7.6%，经拉伸测试后，拉伸强度为292 MPa，高于铸件33%，达到压铸件水平.参考文献：【相关文献】[1] COLE G S,SHERMAN A M.Light weight materials for automotive applications[J].Materials Characterization,1995,35(1):3- 9.[2] VRANCKEN B,THIJS L,KRUTH J P,et al.Heat treatment of Ti6Al4V produced by selective laser melting:microstructure and mechanical properties [J].Journal of Alloys & Compounds,2012,541(541):177- 185.[3] PIKETT A K,PYTTEL T,PAYEN F.Failure prediction for advanced crashworthiness of transportation vehicles [J].International Journal of Impact Engineering,2004,30：853- 872.[4] YADROITSEV I,SHISHKOVSKY I,BERTRAND P,et al.Manufacturing of fine-structured 3D porous filter elements by selective laser melting [J].Applied SurfaceScience,2009,255(10):5523- 5527.[5] 王华明,张凌云,李安,等.高性能航空金属结构材料及特种涂层激光熔化沉积制备与成形研究进展[J].金属热处理,2008,33(1):82- 85.WANG Hua-ming,ZHANG Ling-yun,LI An,et al.Progress on laser melting deposition processing and manufacturing of advanced aeronautical metallic structural mate-rials and coatings [J].Heat Treatment of Metals,2008,33(1):82- 85.[6] 卢秉恒,李涤尘.增材制造(3D打印)技术发展 [J].机械制造与自动化,2013,42(4):1- 4.LU Bing-heng,LI Di-chen.Development of the additive manufacturing(3D printing) technology [J].Machine Building & Automation,2013,42(4):1- 4.[7] 左铁钏.21世纪的先进制造 [M].北京：科学出版社,2007.[8] 张冬云.激光直接制造金属零件技术发展综述 [J].中国机械工程,2006(s2):434- 438.ZHANG Dong-yun.Review of laser direct manufacturing for metallic parts [J].China Mechanical Engineering,2006(s2):434- 438.[9] BI G,SUN C N,NAI M L,et al.Micro-structure and mechanical properties of nano-TiC reinforced inconel 625 deposited using LAAM [J].Physics Procedia,2013,41(30):828- 834.[10] 王华明,张述泉,王向明.大型钛合金结构件激光直接制造的进展与挑战 [J].中国激光,2009,36(12):3204- 3209.WANG Hua-ming,ZHANG Shu-quan,WANG Xiang-ming.Progress and challenges of laser direct manufacturing of large titanium structural components [J].Chinese Journal of Lasers,2009,36(12):3204- 3209.[11] 陈德宁,刘婷婷,廖文和,等.扫描策略对金属粉末选区激光熔化温度场的影响 [J].中国激光,2016,43(4):68- 74.CHEN De-ning,LIU Ting-ting,LIAO Wen-he,et al.Temperature field during selective laser melting of metal powder under different scanning strategies [J].Chinese Journal of Lasers,2016,43(4):68- 74.[12] 王程锦,梁京,陈岁元,等.激光直接沉积成形15Cr21Ni7-xMo不锈钢显微组织及性能研究 [J].应用激光,2017(1):11- 16.WANG Cheng-jin,LIANG Jing,CHEN Sui-yuan,et al.Study on microstructures and properties of direct laser deposited 15Cr21Ni7-xMo stainless steels [J].AppliedLaser,2017(1):11- 16.[13] 李进宝,商硕,孙有政,等.Inconel 625激光直接金属沉积成形参数无量纲化及其对单道几何形貌的影响 [J].中国激光,2017,44(3):0302010- 0302010- 9.LI Jing-bao,SHANG Shuo,SUN You-zheng,et al.Para-meter nondimensionalization in laser direct metal deposition formation of inconel 625 and its influence on single track geometric morphology [J].Chinese Journal of Lasers,2017,44(3):0302010-1- 0302010- 9.[14] HUANG B Y,LI H X,ZHANG Y B,et al.Formability of TC11 titanium alloy fabricated by direct laser deposition [J].Rare Metal Materials & Engineering,2013,42:178- 182.[15] 孙景超,张永忠,黄灿,等.激光熔化沉积Ti60合金和TiCP/Ti60复合材料的显微组织及高温拉伸性能 [J].中国激光,2011,38(3):0303004- 1- 0303004- 6.SUN Jing-chao,ZHANG Yong-zhong,HUANG Can,et al.Microstructure and high temperature tensile properties of laser direct deposited Ti60 alloy and TiCP/Ti60 composites [J].Chinese Journal of Lasers,2011,38(3):0303004- 1- 0303004- 6.[16] 张能武,唐亚鸣.新编实用金属材料手册 [M].济南：山东科学技术出版社,2010.[17] 李念奎，凌杲，聂波，等．铝合金材料及其热处理技术 [M]．北京：冶金工业出版社，2014.[18] 陈永城,张述泉,田象军,等.激光熔化沉积4045铝合金显微组织及显微硬度 [J].中国激光,2015,42(3):0303008- 1- 0303008- 7.CHEN Yong-cheng,ZHANG Shu-quan,TIAN Xiang-jun,et al.Microstructure and microhardness of 4045 aluminum alloy fabricated by laser melting deposition [J].Chinese Journal of Lasers,2015,42(3):0303008-1- 0303008- 7.[19] JAVIDANI M,ARREGUIN-ZAVALA J,DANOVITCH J,et al.Additive manufacturing of AlSi10Mg alloy using direct energy deposition:microstructure and hardness cha-racterization [J].Journal of Thermal Spray Technology,2017,26:587- 597.[20] ZHU H H,FUH J Y H,LU L.The influence of powder apparent density on the density in direct laser-sintered metallic parts [J].International Journal of Machine Tools & Manufacture,2007,47(2):294- 298.[21] SPIERINGS A B,SCHNEIDER M,EGGENBERGER parison of density measurement techniques for additive manufactured metallic parts [J].Rapid PrototypingJournal,2011,17(5):380- 386.[22] LI Y,GU D.Parametric analysis of thermal behavior du-ring selective laser melting additive manufacturing of aluminum alloy powder [J].Materials & Design,2014,63(2):856- 867.[23] BASARIYA M R,SRIVASTAVA V C,MUKHOPADHYAY N K.Microstructural characteristics and mechanical properties of carbon nanotube reinforced aluminum alloy compo-sites produced by ball milling [J].Materials & Design,2014,64(9):542- 549.[24] DINDA G P,DASGUPTA A K,MAZUMDER J.Evolution of microstructure in laser deposited Al- 11.28%Si alloy [J].Surface & Coatings Technology,2012,206(8/9):2152- 2160.[25] JARFORS A E W.Solidification behaviour of Al-7% Si-0.3% Mg during rotary spray forming [J].Journal of Materials Science,1998,33(15):3907- 3918.[26] 黄伯云，李成功，石力开，等.中国材料工程大典(第4卷)：有色金属材料工程(上) [M].北京：化学工业出版社,2006:130- 133.。

铝合金H18状态生产流程详解标题：铝合金H18状态生产流程详解引言：铝合金H18状态是一种经过特定热处理工艺，具有优良机械性能和加工性的铝合金材料状态。

其在航空航天、汽车制造、电子设备及建筑行业等众多领域都有广泛应用。

本文将详细解读铝合金H18状态的生产流程。

正文：一、原材料准备阶段铝合金H18状态首先从精选优质原铝开始，通常选用高纯度铝锭与特定比例的合金元素（如镁、硅等）进行熔炼。

通过精准控制成分配比，确保最终铝合金材料满足H18状态所需的化学成分要求。

二、铸造与均质化处理熔炼后的铝合金液体被铸造成各种规格的铸锭，随后进行均匀化处理。

这一过程包括长时间的高温加热（通常在540-560℃之间），然后进行慢速冷却，目的是消除或减少铸锭内部的成分偏析和微观结构不均匀性，为后续变形加工提供良好的基础条件。

三、热轧与冷轧成型经过均质化处理的铸锭会进一步通过热轧或连铸连轧的方式制成厚板、薄板或者带材。

热轧过程中，材料在高温下发生塑性变形，形成初步的晶粒细化和组织优化。

之后，根据需要的厚度和尺寸要求，进行多道次冷轧，使铝合金板材达到H18状态所需的具体规格。

四、固溶热处理为了获得H18状态的特性，完成冷轧工序后，铝合金板材需进行固溶热处理。

该过程是将冷轧后的铝合金加热至接近其溶点的温度（对于常见的Al-Mg-Si系铝合金，一般在500-540℃范围内），使得合金中的强化相充分溶解于铝基体中，然后迅速水淬或风冷以实现过饱和固溶体状态。

五、人工时效处理最后一步是人工时效处理，也被称为硬化处理。

将固溶处理后的铝合金在一定温度（如170-190℃）下保温一定时间（可能几小时到几十小时不等），促使过饱和固溶体中的金属间化合物有序析出，从而显著提高材料的硬度和强度，使其达到并稳定在H18状态。

总结：铝合金H18状态的生产流程涵盖了从原料制备、熔炼铸造、热轧冷轧、固溶热处理到人工时效等多个关键步骤。

每一环节都对最终材料的性能有着直接影响。

喷射成形6061铝合金的热处理工艺刘丘林;刘允中;杜良;罗霞;谢金乐【期刊名称】《中国有色金属学报》【年(卷),期】2012(022)002【摘要】对喷射成形6061铝合金的热处理工艺进行研究,采用硬度测试、拉伸试验和透射电镜等研究固溶温度、时效温度和时效保温时间对合金显微组织和力学性能的影响规律.结果表明:随固溶温度的升高,合金硬度也随之升高,而其抗拉强度、屈服强度和断后伸长率则先增大后减小；合金硬度、抗拉强度和屈服强度随时效温度的升高先增大后减小,断后伸长率却一直减小；合金硬度、抗拉强度和屈服强度曲线随时效温保温时间的延长呈驼峰状变化,断后伸长率则变化不大,只在17h时有所增大；喷射成形6061铝合金的最佳热处理工艺为530℃固溶1 h+175℃时效8h.【总页数】8页(P350-357)【作者】刘丘林;刘允中;杜良;罗霞;谢金乐【作者单位】华南理工大学机械与汽车工程学院国家金属材料近净成形工程技术研究中心,广州510640;华南理工大学机械与汽车工程学院国家金属材料近净成形工程技术研究中心,广州510640;华南理工大学机械与汽车工程学院国家金属材料近净成形工程技术研究中心,广州510640;华南理工大学机械与汽车工程学院国家金属材料近净成形工程技术研究中心,广州510640;华南理工大学机械与汽车工程学院国家金属材料近净成形工程技术研究中心,广州510640【正文语种】中文【中图分类】TG146.2;TG376【相关文献】1.热处理工艺对6061铝合金显微组织及力学性能的影响 [J], 陈剑虹;李明娥;余江瑞;乔及森2.不同热处理工艺对6061铝合金塑性和硬度的影响 [J], 丁凤娟;贾向东;洪腾蛟;徐幼林;胡喆3.喷射成形7055铝合金热处理工艺与力学性能的研究 [J], 侯小虎;张秀云;郭强;王莹莹;裴杰4.喷射成形6061铝合金的显微组织与力学性能研究 [J], 刘丘林;王艳群5.挤压工艺对喷射成形6061铝合金组织与性能的影响 [J], 刘丘林;刘允中;肖文华;李凤仙因版权原因，仅展示原文概要，查看原文内容请购买。