凭借较高的强度与优良的导电、导热性，铜合金在航空、航天、军工等领域的电子元器件热管理中得到了广泛应用[1-3]。为满足特定工况对材料性能的精准要求，可通过合金化设计实现对铜及铜合金性能的定向调控。在Cu-Ag二元体系中，Ag元素可显著改善焊接性，通过降低液相线温度提高熔池流动性，促进界面熔合；在此基础上，在Cu-7%Ag(质量分数)等体系中引入Zr元素，可有效抑制晶粒粗化与沉淀相非连续析出，优化微观组织结构[4]。Ag与Zr的协同添加在提升强度的同时，对铜合金导电性影响较小，如Cu-7Ag-0.15Zr合金经过时效硬化后强度可超过800MPa，同时电导率保持在约70%IACS的高水平，具有较强的商业应用潜力[5]。然而，受到铜合金自身物理特性的制约，以及传统制造工艺在几何自由度方面的局限[6]，复杂结构铜合金零件的制备仍然面临挑战。
为满足电子元器件热管理部件对性能与结构日益增长的需求[7-9]，将具备优异导电与强度匹配特性的Cu-Ag-Zr作为材料，与选区激光熔化(selective laser melting,SLM)工艺相结合，受到学术界与工业界的广泛关注。SLM技术以高强度激光作为能量源，在金属粉床中逐层熔化选定区域，可突破传统制造工艺限制，直接成形复杂三维构件，且能够更好地发挥合金-结构一体化设计潜能[4,10-11]。
SLM技术可实现镍基高温合金、钛合金、模具钢等多种较高激光吸收率、低热导率合金的复杂构件成形[12]。铜合金属于高导热高光反射合金，对激光波长的敏感性较高。波长较短的绿光激光虽能有效提升铜合金对激光的吸收率，但其光学系统稳定性与成本高等问题仍制约了工业推广[13]。近红外激光(1 064～1 080nm)在吸收率方面虽不具备优势[14]，但其具有能量密度可调范围宽、光束质量稳定、成本较低及易于规模化生产等，通过采用较大能量密度输入的近红外激光技术手段制备铜合金仍是一种主流的工艺途径。
目前已开展了诸多基于近红外激光器的SLM成形铜合金的研究工作。Wu等[15]采用200W激光器，通过正交实验优化工艺参数制备了Cu-Al-Mn合金，但其相对密度(99.18%)较低。Ma等[16]和Salvan等[17]分别采用400和480W的近红外光纤激光器优化SLM工艺参数，成功将Cu-Cr-Zr合金相对密度提高至99.43%与99.4%，但在激光功率不高于400W的条件下，难以实现相对密度大于99.5%的铜及铜合金的高致密成形。张莎莎等[18]利用高功率光纤激光器获得了高体能量密度，成功制备出相对密度达99.9%的高铜合金部件。尽管高功率激光有助于提升相对密度，但当使用高于600W的输出激光功率时，SLM设备中的光学镜会因激光背反射而受损[19]。Robinson等[20]在开展不同Ag含量(10%、20%和30%)Cu-Ag合金的SLM原位合金化研究时，仍选用400W激光器以规避反射风险。前期工作多集中在Cu-Cr-Zr、Cu-Al-Mn和Cu-Ag等商用合金或模型合金的激光成形研究，针对极具商用前景的高强高导的Cu-Ag-Zr三元合金的近红外光纤激光器SLM成形致密化行为尚缺乏深入研究。
本文以名义成分Cu-7Ag-0.2Zr(质量分数，%)合金为研究对象，采用配置波长1 064nm的近红外光纤激光器的SLM成形装备，通过正交实验优化工艺参数，结合重熔工艺提升合金相对密度，确立高致密成形工艺窗口，通过微观结构表征深入分析孔隙形成机理，系统探讨工艺参数对合金组织与性能的影响。
1 实验材料与方法
1.1 实验材料
实验使用的原材料为气雾化方法制备的Cu-Ag-Zr合金粉末。采用电感耦合等离子体原子发射光谱法(ICP-OES，SPECTRO ACROS)分析粉末的化学成分，如表1所示。通过扫描电子显微镜(SEM，ZEISS，G300)进行粉末表征，如图1a和b所示，可见粉末具有较高的球形度，无明显空心粉，仅存在少量卫星粉末。采用激光微米粒度仪(Mastersizer，3000)对Cu-Ag-Zr粉末的粒径分布进行测定，其特征粒径D10、D50和D90分别为20.75、33.32和53.10 μm，粒径分布较为集中，如图1c所示。进一步使用紫外可见近红外分光光度计(PerkinElmer,Lambda 1050+)对粉末250～1 500nm波长内的光反射率进行测试，结果如图1d所示。在1 064 nm波长处，Cu-Ag-Zr粉末的吸收率为37.5%，表现出较高的激光反射特性。
图1 Cu-Ag-Zr合金粉末特性表征：(a) SEM照片；(b)截面SEM照片；(c)粉末粒径分布(PSD)；(d)粉末反射率-激光波长关系
Fig.1 Characterization of the properties of the Cu-Ag-Zr alloy powder:(a) SEM image;(b) SEM cross-sectional image;(c) powder size distribution(PSD);(d) powder reflectance versus laser wavelength
表1 实验用Cu-Ag-Zr粉末化学成分分析
Tab.1 Chemical composition analysis of the experimental Cu-Ag-Zr powder
(mass fraction/%)Element Ag Zr Fe C O N CuContent 7.06 0.17＜0.01＜0.001 0.022＜0.001 Bal.
1.2 实验方法
利用汉邦HBD-400工业级SLM增材制造系统成形Cu-Ag-Zr合金。该系统配备1064nm波长近红外光纤激光器，最大输出功率为500W。所有打印过程均在氩气保护气氛下进行，并严格控制工艺腔室内的氧浓度小于0.08%。实验采用预热至120℃的不锈钢基板作为成形基底，具体工艺参数如表2所示，主要包括激光功率150～500W，扫描速度200～1 000 mm/s，扫描间距40～150 μm，铺粉层厚为30 μm，上下相邻两层使用旋转67°的扫描方式(图2a)。为进一步提升材料相对密度，引入重熔工艺，其体能量密度(volumetric energy density,VED)设定为初始工艺的60%。打印完成后，使用线切割工艺将所有样品从基板上分离。
图2 SLM成形Cu-Ag-Zr合金的扫描策略和样品：(a)变角度扫描；(b)合金试样模型；(c) SLM制备Cu-Ag-Zr合金实物
Fig.2 Scanning strategies and samples for SLM-formed Cu-Ag-Zr alloys:(a) variable-angle scanning;(b) alloy specimen model;(c) photograph of SLM-fabricated Cu-Ag-Zr alloy
表2 Cu-Ag-Zr合金SLM成形参数
Tab.2 SLM processing parameters for the Cu-Ag-Zr alloyLaser Scanning speed Hatching layer Scanning power/W /(mm·s-1) space/μm thickness/μm Strategy150～500 200～1 000 40～150 30 67°angle rotation
为便于描述，对SLM加工过程中样品方向作如下定义：①刮刀方向(recoater direction,RD)为样品长度方向(X)；②垂直刮刀方向(vertical recoater direction,VRD)为样品宽度方向(Y)，因为旋转67°，X与Y方向在性能上无明显差异；③打印方向(building direction,BD)为样品高度方向(Z)。SLM成形试块尺寸统一为10mm×10mm×10mm。图2b展示了成形质量较好的Cu-Ag-Zr合金实物，样品外形完整，未见气孔、裂纹和缩松等宏观缺陷。
1.3 样品表征
在Cu-Ag-Zr样品打印完成后，采用德国自动热镶嵌机(ATM,Opal410)对试块进行镶样，并依次经磨抛工序制备金相试样。使用光学显微镜(OM,Axio observer 5)进行显微组织观察，采用两种腐蚀液对合金进行腐蚀，分别为5g FeCl3+50 mL HCl+100mL H2O溶液(晶界腐蚀)和10%(NH4)2S2O8溶液(熔池腐蚀)。进一步利用SEM及EDS对打印态样品进行显微结构与成分表征，并与相同成分的变形态Cu-Ag-Zr合金进行对比。采用配备电子背散射衍射(EBSD,ZEISS,G300)系统的热场发射扫描电镜对打印面(XOY面)和侧面(XOZ面)进行晶体取向与显微组织分析，EBSD试样由机械抛光方法制备。
采用维氏显微硬度计(Wilson,VH3000)对SLM成形样品进行显微硬度测试，实验条件为5N载荷、保载10s，每个样品至少测定5个有效点并取平均值作为最终结果。合金的热导率通过激光导热仪(NETZSCH,LFA 10)进行测定。
2 实验结果及讨论
2.1 工艺参数对SLM Cu-Ag-Zr合金缺陷的影响
在SLM制备Cu-Ag-Zr合金过程中，激光功率(P)、扫描速度(v)与扫描间距(h)是影响样品成形质量与打印效率的关键参数，采用正交实验方法，系统探索适用于该合金粉末的SLM工艺窗口。图3a展示了在固定h条件下，不同P与v所对应的VED与样品相对密度(ρ)之间的关系。图3b则为在相同P下，改变v与h时的VED-ρ响应曲线。结果表明，Cu-Ag-Zr合金的SLM成形工艺窗口较小。从图3a可见，在VED≈300J/mm3附近出现相对密度的峰值，且VED的轻微波动显著影响合金致密化程度。例如，在P=450W、v=450mm/s条件下可制备出高致密样品(ρ=99.87%±0.1%)，而当扫描速度降至350mm/s时，密度下降至约99%，类似规律在P=430 W时亦被观察到。在P=440W与460W条件下，随着v从300 mm/s增至900 mm/s，ρ呈现先增后降的趋势，尤其在P=440 W时密度差异高达1.67%，进一步表明P和v对Cu-Ag-Zr合金粉末的SLM加工行为具有显著影响。在h作为变量的情况下，尽管受实验条件限制未观察到明显的密度峰值，但在v=400 mm/s，h从110降低至60 μm时，ρ从约99.2%升至约99.9%，其中最佳相对密度(ρ=99.89%±0.02%)出现在v=400mm/s，h=60 μm的工艺组合下，如图3b所示。相同VED下采用更高激光功率有助于提升致密化效果，但在VED为200～400 J/mm3范围内，P=460W时该规律并不适用。综合分析表明，即使VED相近，采用不同P-v-h参数组合所获得的合金密度仍可能差异显著。这说明对于Cu-Ag-Zr这类高反射率金属材料，仅凭VED无法全面解释其致密化行为；扫描间距作为独立于P与v的关键变量，Cu-Ag-Zr在SLM成形过程对其具有较高敏感度(图3c)，与合金的相对密度存在强非线性关系，这一特征也明显区别于其他金属材料的SLM工艺规律[21]。
图3 体能量密度对样品相对密度(ρ)的影响曲线：(a) h不变，改变v与P施加不同的VED；(b) P不变，改变v与h施加不同的VED；(c) h对SLM成形Cu-Ag-Zr与其他合金ρ的影响曲线
Fig.3 Curve of the effect of the VED on the relative density(ρ) of the sample;(a) keeping h constant,varying v and P to apply different VED;(b) keeping P constant,varying v and h to apply different VED;(c) influence curve of SLM forming on the ρ of Cu-Ag-Zr and other alloys
图4对比了文献中不同VED成形的铜及铜合金与本文中Cu-Ag-Zr合金的相对密度[14,16-17,22-27]。通过重熔工艺，本文在约300 J/mm3条件下制备的Cu-Ag-Zr合金展现出更优的致密化水平，致密度达99.87%，表明结合工艺参数优化和重熔工艺可利用近红外激光SLM成形设备制备高致密的Cu-Ag-Zr合金，与绿激光光纤设备制备的铜合金相对密度相当。
图4 SLM成形铜及铜合金的相对密度与VED关系
Fig.4 Relationship diagram between the relative density and VED of SLM-formed copper and copper alloys
图5为以P和v为变量的未腐蚀样品的打印面(XOY面)的金相照片及对应的相对密度结果，箭头所指方向为P和v的增加方向。样品中可同时观察到未熔合孔隙(蓝色实线箭头标示)与近圆形气孔(红色虚线箭头标示)，各图像右上角标注了相应试样的实测相对密度。结果表明，在固定v下，样品ρ随P的提高而增加。在所有v下，P低于200W时制备的试样均出现沿扫描轨迹分布的未熔合孔隙，表明较低的功率水平不足以实现Cu-Ag-Zr粉末的完全熔化。在其他参数不变的情况下，提高P将使VED上升，粉末吸收能量增加，使得Cu-Ag-Zr粉末熔化更加充分，更高的能量输入不仅扩大了熔池的深度与宽度，延长了熔体高温停留时间，同时改善了合金熔液的铺展性能，有助于消除粉末颗粒间的空隙，降低孔隙率，进而提高相对密度。反之，当激光功率过低时，粉末吸收的能量变得太低而无法完全熔化，熔体的黏度增高、流动性下降，导致熔道之间的搭接质量恶化、连续性中断，产生未熔合缺陷，并削弱后续层间结合力[28]。P对合金相对密度的影响存在两个阶段，当P从164 W提升至400 W时，合金相对密度显著提高；然而功率从400W进一步增至440W时，改善效果不明显。特别需要指出的是，即使在400～460 W较高功率区间，若扫描速度超过400mm/s，仍会出现未熔合缺陷。P对相对密度影响权重较大，但仍需结合v、h等参数共同解释最终成形密度的变化规律。在其他工艺参数恒定的条件下，在164～440 W范围内，随着v的提高，Cu-Ag-Zr合金试样的ρ呈现逐渐下降的趋势。当v较低时，形成的缺陷主要为尺寸小于10 μm的近圆形孔洞。在粉末吸收能量较高的情况下(v≤400mm/s)，熔池具有强烈的马兰戈尼效应，导致保护气体卷入熔池且凝固时来不及从熔池中逸出，最终形成近似圆形的气孔[13]。高导热铜合金的熔池凝固较快，降低了凝固过程中气体逸出的可能性[23]，提高了孔隙形成的几率。当v较大时粉末吸收的激光能量不足，导致粉末熔化不充分且降低了层间与熔道间结合质量[18]，形成以未熔合为主的不规则孔隙，致使材料相对密度降低。
图5 不同激光参数成形Cu-Ag-Zr合金试样腐蚀前OM图像及其相对密度
Fig.5 Optical microscope images and relative densities of the Cu-Ag-Zr alloy samples before etching with different laser parameters
图6是以h和v为变量的未腐蚀样品的打印面(XOY面)光学显微照片，图中黑色箭头所指方向为h和v的增加方向。当h过低时(<60 μm)熔池重叠严重，导致能量过度积累、温度梯度升高、内应力增大。铜合金的高导热特性加剧了熔池失稳，形成了尺寸为20～100 μm的不规则匙孔(如红色直线箭头所示)。当h在60 μm时，相邻熔道之间重叠区域的粉末熔化充分，且能使其形成的熔体充分铺展，有效抑制了孔隙形成。当h过高时(120 μm)，相邻熔道重叠区过小甚至完全分离，导致能量输入过低和大量未熔化粉末残留[29]，形成尺寸达100～150 μm的未熔合孔隙，表现为沿扫描轨迹规则分布的孔洞(如无箭头直线所示)。
图6 不同激光参数成形Cu-Ag-Zr合金试样腐蚀前OM图像及其相对密度
Fig.6 Optical microscope images and relative densities of the Cu-Ag-Zr alloy samples before etching with different laser parameters
2.2 选区激光熔化Cu-Ag-Zr合金微观组织分析
为深入探究SLM成形Cu-Ag-Zr合金的致密化机制，对VED≈300 J/mm3下成形的试样进行了系统的微观组织分析。图7为SLM成形Cu-Ag-Zr合金不同方向、不同腐蚀液腐蚀后的光学显微照片。由于重熔工艺引起的相邻熔道及层间多次重熔与搭接，SLM成形的Cu-Ag-Zr合金块体YOZ面呈现不规则的“鱼鳞”状特征(图7a)。重熔工艺不仅形成了复杂的熔池轮廓，还促使首次扫描中未充分熔化的粉末颗粒发生二次熔化，从而有效减少了未熔合孔隙，如图8所示，合适的VED下重熔后未熔合孔隙明显减少。经特定腐蚀剂(5g FeCl3+50mL HCl+100mL H2O)处理后，SLM成形Cu-Ag-Zr合金的“鱼鳞”状特征不再明显，但呈现出显著的柱状外延生长特征，且晶粒尺寸较大。由于打印过程中的多次重熔，合金组织未出现明显的热影响区、熔池区及熔合区的典型分区，未形成符合高斯热源分布特征的传统微观组织形貌(图7b和c)。
图7 SLM成形Cu-Ag-Zr合金光学显微照片：(a)10%(NH4)2S2O8腐蚀的YOZ面；(b,c)5g FeCl3+50mL HCl+100mL H2O腐蚀的YOZ面和XOY面
Fig.7 SLM-formed Cu-Ag-Zr alloy optical microscope photographs:(a) YOZ surface etched with 10%(NH4)2S2O8;(b,c) YOZ surface and XOY surface treated with5 g FeCl3+50mL HCl+100mL H2O
图8 VED≈300 J/mm3SLM成形Cu-Ag-Zr合金重熔前后孔隙数量对比：(a)重熔前；(b)重熔后
Fig.8 Comparison of the pore counts in Cu-Ag-Zr alloy before and after remelting during SLM processing at VED≈300 J/mm3:(a) before remelting;(b) after remelting
图9展示了VED≈300 J/mm3下成形Cu-Ag-Zr合金的SEM-BSD像。Cu-Ag-Zr合金存在局部组织不均匀的特征，低倍下呈细小点状分布(图9a)，高倍下深坑状衬度明显(图9b虚线框内所示)。在不同晶粒间发现完全熔合的网格状共晶结构，该组织(实线圈内所示)由凝固末期形成的Cu-Ag共晶相混合物构成[30]。该合金高倍下无未熔合粉末颗粒，表明Ag与Zr元素的添加有效改善了铜合金的成形性能。
图9 SLM成形Cu-Ag-Zr样品的SEM-BSD像：(a)细小点状分布组织；(b)(a)中某区域放大图
Fig.9 SEM-BSD images of SLM-formed Cu-Ag-Zr samples:(a) fine dot-like microstructure;(b) magnified view of a region in(a)
图10进一步展示了VED≈300 J/mm3下SLM成形和传统铸锻造工艺制备的Cu-Ag-Zr试样微观组织与元素分布的差异，SLM成形合金组织无明显元素偏析。EDS元素面分布如图10b所示，Cu(绿色)与Zr(蓝色)分布均匀；Ag(黄色)虽存在一定分布不均，但未形成析出相。相比之下，传统铸锻态试样中可观察到明显的富Ag相(图10c)，与锻造态相比，SLM成形样品中Ag在基体中的固溶程度远高于锻造态。SLM过程中冷却速率可达106～108K/s，远高于传统铸造工艺的冷却条件[31]，抑制了Ag元素在凝固过程中的析出，从而使其更多地保留在铜基体中。
图10 Cu-Ag-Zr合金试样微观组织及成分分析：(a) SLM成形合金BSD像；(b)对应于图(a)中的EDS元素分布；(c)锻造态合金BSD像；(d)对应于(c)中EDS元素分布
Fig.10 Microstructure and composition analysis of the Cu-Ag-Zr alloy samples:(a) BSD image of the SLM-formed alloy;(b) corresponding EDS elemental distribution map for(a);(c) BSD image of the forged alloy;(d) corresponding EDS elemental distribution map for(c)
利用EBSD对SLM成形Cu-Ag-Zr合金的微观组织与织构进行进一步表征。测试面分别为合金试样的打印面(XOY面)与侧面(XOZ面)，其坐标系与图2a设定一致，即X//RD、Y//VRD，Z//BD。
图11展示了VED≈300 J/mm3下SLM成形Cu-Ag-Zr合金的EBSD分析结果。图11a～d与图11e～h分别对应打印面与侧面的晶粒取向图、反极图、晶界分布图及晶粒尺寸分布。打印面与侧面的平均晶粒尺寸分别约为2.57与2.83 μm(图11d和h)。打印面晶粒多数小于22.38 μm，存在大量熔道交叠形成的细小等轴晶；侧面晶粒尺寸大多低于23.87μm。统计结果显示，打印面的晶粒数量明显多于侧面，但晶粒大小却小于侧面。打印晶粒多呈柱状晶外延生长，因此从侧面观察到的晶粒为柱状晶截面，显示出较大的晶粒尺寸。
图11 SLM成形Cu-Ag-Zr合金样品EBSD分析：(a,e) XOY面及XOZ面晶粒取向；(b,f) XOY面及XOZ面反极图(Z//BD)；(c,g) XOY面及XOZ面晶界分布图；(d,h) XOY面及XOZ面晶粒尺寸分布
Fig.11 EBSD analysis of SLM-formed Cu-Ag-Zr alloy samples:(a) grain orientations of the XOY plane and XOZ plane;(b,f) reverse polarity maps of the XOY plane and XOZ plane(Z//BD);(c,g) grain boundary distribution maps of the XOY plane and XOZ plane;(d) grain size distribution maps of the XOY plane and XOZ plane
从图11a可见，晶粒的＜001＞晶向(FCC金属中晶体生长最快的方向)主要沿着BD方向分布。SLM成形过程中熔池内沿打印方向的垂直热梯度驱动晶粒主要沿＜100＞方向生长，且重熔能够进一步强化该现象[32]。但除打印方向外，扫描方向上的熔池边缘与中心之间也会产生温度梯度[33]，导致凝固过程中晶粒向中心生长[34]，如图11a中虚线箭头所示的激光扫描轨迹，这种水平热梯度会干扰和分散晶粒的生长取向，导致晶粒沿诸如＜101＞等其他方向生长。这两种热梯度的共同作用，扰乱了单一的＜100＞//BD择优生长，因此最终在样品中形成的＜100＞//BD织构较弱[35]。BD方向上的反极图(图11b))也表明＜001＞晶向与BD方向趋于一致，形成＜001＞//BD的弱织构，最高极密度2.1。该织构特征意味着沿打印方向拉伸时材料可能表现出较高的屈服强度。侧面晶粒未表现出明显的择优取向，该结论亦得到相应反极图验证(图11e和f)。
图11c和g分别展示了打印面与侧面的晶界分布，其中绿色线表示取向差为2°～15°的小角度晶界(large angle grain boundary,LAGB)，黑色线表示取向差>15°的大角度晶界(high angle grain boundary,HAGB)。统计结果显示，打印面LAGB比例为53.3%，HAGB为46.7%；而侧面LAGB比例较高，达57.7%，HAGB为42.3%。侧面可反映出比打印面更多的SLM成形熔池特征。熔池边缘区域温度梯度方向不同，导致晶体生长方向发生局部偏转，促使大量取向相近的晶粒相互交汇形成LAGB，促使侧面LAGB比例较高。SLM工艺固有的极高冷却速率导致合金非平衡凝固，使其晶粒内部产生大量晶格畸变和位错；高相对密度样品所对应的高能量输入也引入了较高的残余应力，这些因素使得合金中LAGB整体含量维持在较高水平。HAGB处原子排列混乱，易引起电子散射增强，从而降低材料的导电率[36]；试样中较低的HAGB含量有助于提升其导电性能。
2.3 不同工艺参数对Cu-Ag-Zr硬度的影响
在h固定的条件下，对P为400～450 W、v为500～900 mm/s区间内制备的样品进行打印面的维氏硬度测试，测试结果如图12a所示。硬度值受打印层间缺陷与组织各向异性影响存在一定波动，但整体仍集中分布于110～120 HV0.5范围内。其中，在P=420W、v=600mm/s的工艺参数组合下，样品硬度达到最高值122.6HV0.5。该峰值硬度可归因于以下两方面机制：①适宜的工艺参数促使形成均匀微观组织，避免元素偏析，使Ag在Cu基体中保持较高固溶度，产生固溶强化效应；②组织中较高比例的LAGB及其构成的位错网络能够有效阻碍位错运动，从而提供显著的位错强化贡献[37]。
图12 SLM成形Cu-Ag-Zr合金硬度分析：(a) h不变时，400～450W对应的500～900mm/s下打印的样品对应的YOZ面维氏硬度值；(b) P不变时，不同扫描间距对应的500、600、700、800mm/s扫描速度的维氏硬度值
Fig.12 Hardness analysis of SLM-formed Cu-Ag-Zr alloys:(a) Vickers hardness on the YOZ plane for samples printed at500～900mm/s under400～450W conditions with constant h;(b) Vickers hardness values at scanning speeds of500,600,700,and800mm/s corresponding to different scan spacings under constant P conditions
图12b展示了固定P，不同h对SLM成形样品硬度的影响。结果表明，在不同v条件下，样品硬度值均随h的增大呈现先升高后降低的趋势。h较小时，相邻扫描轨迹重叠区域能量叠加，易造成局部过热、熔池失稳及残余应力累积，导致成形件相对密度下降，进而力学性能下降。当h过大时，熔池宽度无法充分覆盖预设间距，致使未熔粉末残留并形成规则分布的孔隙缺陷[38]。因此硬度值呈现先增后降的非单调变化。
本文结合工艺筛选和重熔工艺制备的Cu-Ag-Zr合金实现了高硬度与高导热性的良好结合[14,16,26,39-44](图13)。研究显示，该合金在硬度方面达到或超过已报道的SLM成形Cu-Cr-Zr合金水平，并优于传统工艺制备的Cu-Ag-Zr合金；热导率达到了252W/(m·K)，高于多数SLM成形纯铜及Cu-Cr-Zr材料。SLM工艺在制备高强高导Cu-Ag-Zr合金方面具有很强的可行性。
图13 SLM成形Cu-Ag-Zr合金和多种方式制备的铜及铜合金热导率与硬度的关系
Fig.13 Relationships between the thermal conductivity and hardness of SLM-formed Cu-Ag-Zr alloys and copper and copper alloys prepared via various methods
3 结论
(1)在选定粉末粒径(20～53 μm)、基板预热温度(120 ℃)条件下，结合重熔策略可通过近红外激光SLM成形系统成功制备高致密块体Cu-Ag-Zr合金(ρ=99.87%)。相对密度超过99%的Cu-Ag-Zr合金的工艺窗口P=420～500W，VED≈300 J/mm3。
(2)SLM成形合金块体相对密度受激光功率(P)、扫描速度(v)及扫描间距(h)共同影响。P＜200W时，成形过程能量不足导致粉末未完全熔化，合金块体中存在大量未熔合孔隙；P＞400 W且v≤400 mm/s时，合金块体中未熔合孔隙减少，但出现少量匙孔。低v时，气体易卷入熔池，形成近圆形孔洞；高v时，合金块体则因能量不足产生未熔合孔隙。h＜60 μm时，熔池过度重叠能量累积，合金块体相对密度下降；h>60 μm时，熔池区能量过低，导致合金块体中出现分布规则的未熔合孔隙。
(3)SLM成形Cu-Ag-Zr合金在重熔作用下形成了复杂的熔池形貌并有效减少了未熔合孔隙。合金呈现出无明显元素偏析、Ag与Zr过饱和固溶的均匀组织，其晶粒沿打印方向外延生长并形成＜001＞//BD织构，且打印面晶粒尺寸显著细化；组织中小角度晶界占比高，具有较高的残余应力。
(4)通过SLM技术制造的高致密Cu-Ag-Zr合金块体，在固溶强化与位错强化的共同作用下，协同达成了较高的导热性能(252 W/(m·K))和力学性能(硬度122.6HV0.5)。
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