Введение

Технология селективного лазерного сплавления (СЛС) металлических порошков активно развивается в последнее десятилетие и в настоящее время является одним из наиболее освоенных методов аддитивного производства. Важное преимущество СЛС – возможность изготовления деталей сложной конфигурации без использования каких-либо штампов или инструментов, что сокращает цикл проектирования, приводит к экономии времени и снижению затрат в производстве [1–3]. Этот метод можно отнести к экологически чистым процессам, так как для него требуется меньше сырья для изготовления деталей, повышается коэффициент использования материала (КИМ) и минимизируются отходы вследствие способности порошка к переработке и возможности его повторного применения [2–5].

Благодаря топологической оптимизации и агрегации, применение процесса СЛС позволяет повысить весовую эффективность и функциональность изделий, что является важным фактором при создании легких конструкций новых летательных аппаратов авиационной и космической техники. Несмотря на то, что СЛС имеет ряд достоинств, позволяющих считать данный процесс технологией будущего, существуют и определенные недостатки этого метода, такие как высокая стоимость оборудования, высокие остаточные напряжения в деталях после СЛС, возможные трудности при получении требуемого качества поверхности и точности размеров деталей [6].

Наиболее интенсивные исследования при отработке технологии СЛС первоначально проводили на традиционных сплавах на основе железа, никеля и титана (316L, Ti6Al4V и IN-718), а затем номенклатуру материалов расширили и стали осваивать сплавы на основе меди, алюминия и магния. Алюминиевые сплавы являются одними из ключевых конструкционных материалов в мире для инженерных целей благодаря уникальному сочетанию таких свойств, как высокая удельная прочность, устойчивость к коррозии и т. д., поэтому их адаптация для технологии СЛС вызывает большой практический интерес [7]. Наиболее изученными сплавами на основе алюминия для получения изделий с применением СЛС являются сплавы систем Al–Si, Al–Mg–Sc, Al–Cu–Mg и Al–Zn–Mg–Cu.

При отработке технологии лазерного сплавления алюминиевых сплавов следует учитывать ряд следующих особенностей [8]: окисление поверхности порошка и его невысокая текучесть; низкая поглощающая способность лазерного луча и высокая отражательная способность к энергиям; повышенная склонность к образованию трещин и пористости; относительно высокие усадка при затвердевании и вязкость расплава. Такие трудности могут привести к образованию нежелательных структурных особенностей и дефектов, приводящих к снижению качества материала и неудовлетворительной точности размеров изделий [1, 9].

В деталях, изготовленных методом лазерного сплавления, формируются остаточные напряжения, которые могут приводить как к снижению механических свойств, так и к образованию трещин и разрушению материала. Данная проблема наблюдается во всех типах материалов – никелевых, титановых, алюминиевых сплавах и др. В этой связи актуально проведение операции термической обработки для устранения остаточных напряжений. Необходимо также контролировать остаточные напряжения и исследовать характер их распределения в объеме изготавливаемой детали. Для подобного исследования важными являются технологические параметры наплавки (скорость прохода лазера, мощность, величина перекрытия треков, стратегия прохождения луча и др.), а также геометрическая форма детали. Неразрушающие методы оценки остаточных напряжений наиболее перспективны для применения, так как не требуют фрагментации исследуемой детали. К ним относятся дифракционные методы, реализованные на гониометрах с применением рентгеновских трубок, синхротронных и нейтронных источников излучения [10–12].

В настоящее время наиболее изученными алюминиевыми сплавами для технологии СЛС являются сплавы AlSi12 и AlSi10Mg [13–15]. На примере этих сплавов на основе краткого обзора зарубежной научно-технической литературы далее приведены некоторые особенности структуры синтезированных алюминиевых сплавов, а также типичные дефекты, которые могут образовываться в процессе синтеза в зависимости от различных факторов. Кроме того, дополнительно приведены научно-технические литературные данные о структуре и механических свойствах алюминиевых сплавов других систем легирования (Al–Cu–Mg, Al–Mg–Sc, Al–Zn–Mg–Cu).

Сплавы системы Al–Si

Литейные сплавы системы Al–Si широко применяются в автомобильной и аэрокосмической промышленности: детали двигателей и теплообменники, применяемые в автомобилях, часто изготавливают из этих сплавов из-за их низкого коэффициента линейного теплового расширения (КЛТР), высоких износостойкости и удельной прочности [15–17].

Добавка кремния улучшает литейные свойства сплава, повышает прочность и снижает значения КЛТР [18]. Сплавы системы Al–Si с более низкой жидкотекучестью (Al–(0–4)Si) при СЛС требуют более высокой плотности энергии для образования однородной ванны расплава, чем это требуется для сплавов системы Al–Si с более высокой жидкотекучестью (Al–(7–20)Si), чтобы свести к минимуму трещины и получить максимальное уплотнение [19]. Поскольку кремний увеличивает жидкотекучесть сплава и сводит к минимуму интервал кристаллизации (вблизи точки эвтектики), то наблюдается тенденция к снижению трещинообразования при синтезе сплавов системы Al–Si, в отличие от алюминиевых сплавов других систем легирования (как с Si, так и без него) [20].

В сплавах на основе алюминия, полученных с применением СЛС, помимо трещин наиболее распространенными дефектами являются несплавления и поры различного типа – например, с формой замочной скважины (keyhole), что ухудшает механические свойства синтезированного материала. Возникновение пористости в алюминиевых сплавах во время СЛС зависит от различных факторов – в первую очередь от параметров синтеза, а также от содержания водорода в порошках и наличия влаги на поверхности порошков.

Например, характер образования пористости при СЛС хорошо изучен для сплава AlSi12 [21]. Установлено, что толщина слоя порошка оказывает значительное влияние на степень межслойной связи. Достаточно тонкий слой увеличивает степень связи, а следовательно, и среднюю плотность сплавления сплава, но это снижает скорость печати. Наоборот, недостаточное проникновение лазера в толстые слои порошка, вызванное низкими затратами лазерной энергии, приводит к неполному расплавлению частиц, в результате чего образуются поры [21]. Недостаточная плотность энергии часто приводит к несплавлению порошка и образованию больших пор с неправильной морфологией (рис. 1).

Рис. 1. Микроструктура сплава AlSi12, полученного методом СЛС [21]: а – образец с плотностью энергии 20 Дж/мм³, без нагрева платформы построения; образец с плотностью энергии 39,6 Дж/мм³, без нагрева платформы построения (б) и с ее нагревом до температуры 200 °С (в)

При расплавлении порошка под воздействием слишком высокой плотности энергии происходит чрезмерное испарение материала и образование брызг, что приводит к появлению пор в форме keyhole. В таких местах образуются узкие и глубокие ванны расплава. На такие поры существенное влияние оказывает текучесть жидкости внутри ванны расплава, градиент температуры, поверхностное натяжение жидкость/твердое тело и жидкость/пар. По сравнению с порами, образованными из-за отсутствия плавления, поры в форме keyhole оказывают меньшее негативное влияние на механические свойства.

Еще один тип дефектов, который встречается в алюминиевых сплавах, полученных с применением СЛС, – трещины. При СЛС часто наблюдаются горячие и ликвационные трещины. Горячие трещины возникают при развитии остаточных растягивающих напряжений из-за большого температурного градиента между областью расплава и областью затвердевания, тогда как ликвационные трещины возникают в частично или не полностью расплавленной зоне.

Сплавы AlSi10Mg и AlSi12, полученные методом СЛС, имеют ячеисто-дендритную структуру, состоящую из ячеек алюминиевого твердого раствора, разделенных богатыми кремнием границами [22]. В соответствии с закономерностями неравновесной кристаллизации первой образующейся фазой является твердый раствор алюминия, который выталкивает кремний к границам в соответствии с его растворимостью в алюминии в интервале кристаллизации [17]. Благодаря высокой скорости охлаждения алюминий затвердевает в ячеистой морфологии с повышенной растворимостью кремния. Остаточный кремний сегрегирует вдоль границ ячеек [23].

В работе [24] исследовалась структура сплава AlSi10Mg, полученного методом СЛС, а также структура сплава в литом состоянии. В синтезированном сплаве наблюдается микроструктура с непрерывными цепочками фазы кремния вдоль границ ячеек. Литой же сплав имеет грубую дендритную микроструктуру с неравномерным распределением фазы кремния в виде чешуек.

Ячеисто-дендритная структура сплавов системы Al–Si изменяется в зависимости от содержания Si [19]. С увеличением содержания кремния в сплавах системы Al–Si, полученных методом СЛС, формируются мелкие дендритные структуры с размером ячеек ~0,5 мкм. Границы ячеек декорированы выделениями Si, которые утолщаются при увеличении содержания Si больше 12 % (по массе) из-за зарождения первичных выделений Si вдоль границ [19].

В работе [25] с помощью растровой электронной микроскопии (РЭМ) провели детальный микроструктурный анализ сплава AlSi10Mg, полученного методом СЛС, и по-другому интерпретировали микроструктуру. Из результатов EBSD-анализа (дифракция обратного рассеяния электронов) показано наличие столбчатых кристаллитов, которые имеют длину до нескольких сотен микрометров, наряду с некоторыми равноосными зернами вдоль плоскости YZ (рис. 2). При этом сами кристаллиты состоят из отдельных структурных элементов – ячеек, ориентированных в одном кристаллографическом направлении.

В работе [22] проведены подробные исследования тонкой структуры сплава AlSi10Mg, полученного методом СЛС, с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). На ПЭМ-изображениях в плоскости YZ видны характерные длинные ячейки алюминия с одинаковой ориентацией между соседними ячейками (рис. 3).

Вдоль ячеек расположены субграницы, богатые кремнием. Наличие субграниц и алюминия на субграницах показано на темнопольном изображении, полученном в рефлексе (200)_Al (рис. 3, б). Картины микродифракции помогают понять ориентацию ячеек и их границ (рис. 3, в–е). Ячейки и границы ячеек (богатые алюминием) имеют одинаковую ориентацию, которая наблюдается по всей длине ячеек, несмотря на наличие субструктуры внутри каждой длинной ячейки. Ширина отдельных ячеек составляет ~500 нм (что аналогично данным для образцов, полученных методом СЛС, из сплава AlSi12), а частицы кремния на границах имеют случайную ориентацию.

Рис. 2. Изображения сплава AlSi10Mg после СЛС вдоль плоскости YZ, полученные с применением растровой электронной микроскопии [15]: а – дифракция обратного рассеяния электронов; б – изображение вторичных электронов; в – изображение обратного рассеяния

Рис. 3. ПЭМ-изображения образцов из сплава AlSi10Mg после СЛС вдоль плоскости YZ [22]:
а – светлопольное изображение; б – темнопольное изображение; в–е – картины микродифракции

Термическая обработка деталей после СЛС является важным этапом перед их отделением от платформы построения, поскольку позволяет избежать образования трещин и коробления, а также получить требуемую структуру и свойства материала.

Рис. 4. Схематическое представление эволюции микроструктуры синтезированных сплавов системы Al–Si в процессе отжига [19]

В работах [23, 26] изучено влияние термической обработки (отжига) на микроструктуру и механические свойства сплава AlSi12, полученного с применением СЛС. Показано, что микроструктура материала – ячеистая. Микроструктура при отжиге переходит в структуру композитного типа, которая состоит из матрицы алюминиевого раствора и отдельных частиц кремния, образованных при термообработке. В работе [20] отмечено, что кремний диффундирует и преимущественно осаждается на перекрытиях штриховки. На перекрытиях штриховок наблюдается в 2 раза больше частиц Si, чем в сердцевине штриховок. Кроме того, размер частиц Si в местах перекрытия штриховок больше, чем размер частиц Si, наблюдаемых в других местах того же образца. Схематическое преобразование исходной (ячеистой) микроструктуры СЛС в микроструктуру, подобную композиту, показано на рис. 4.

Сплавы системы Al–Cu–Mg

Сплавы системы Al–Cu–Mg относятся к термически упрочняемым сплавам и широко применяются в аэрокосмической отрасли [27]. Помимо меди эти сплавы могут содержать магний и кремний в качестве основных легирующих компонентов, а также такие элементы, как марганец, железо, ванадий и др. В зависимости от химического состава образуются следующие основные фазы: θ(Al₂Cu), S(Al₂Mg(Cu, Si, Zn), Si, Mg₂Si и Q(Al₄CuMg₆Si₆).

В работе [28] исследованы следующие сплавы системы Al–Cu–Mg составов, % (по массе): 2022 (Al–5Cu–0,5Mg), 2024 (Al–4Cu–1Mg), 2219 (Al–6Cu–0,5Mg), 2618 (Al–2,5Cu–1,5Mg–1Fe–1Ni), полученные с применением СЛС, в которых образуются столбчатые первичные зерна алюминия с текстурой <100> и формируется ячеисто-дендритная структура. Сплав 2024 обеспечивает более высокую плотность материала с меньшей склонностью к образованию пор и трещин по сравнению со сплавом 2022.

При исследовании сплава 2024, обработанного при различных плотностях энергии посредством изменения скорости и мощности сканирования, установлено, что появление дефектов (газовая пористость, непровары и т. д.) можно уменьшить, но не полностью устранить за счет оптимизации условий обработки (рис. 5) [28].

Отмечено, что перегрев ванны расплава является решающим фактором в определении природы дефектов. За счет увеличения подводимой энергии уменьшается образование пустот. Это происходит из-за повышенной текучести расплава, приводящей к заполнению усадочных пустот во время затвердевания. Повышенная мощность лазера при заданной скорости сканирования усиливает температурный градиент и увеличивает объем ванны перегретого расплава. Кроме того, рост столбчатых зерен приводит к склонности к образованию трещин по границам зерен (рис. 6).

Рис. 5. Дефекты структуры, образовавшиеся в синтезированном сплаве 2024 после СЛС (РЭМ) [28]

Рис. 6. Изображения микроструктуры синтезированного сплава 2024, иллюстрирующие сегрегацию меди на границах зерен и возникновение трещин в этих областях (РЭМ) [29]

В работе [30] при исследовании сплава 2024 с добавлением 0,7 % (по массе) наночастиц Ti для подавления горячих трещин и измельчения зерен первичного алюминия наблюдали образование in situ наночастиц Al₃Ti с упорядоченной структурой L1₂. После термообработки по режиму Т6 предел прочности при растяжении составил 435 МПа при удлинении 10 %, что сравнимо с материалом, изготовленным традиционным способом.

В работе [31] исследовали сплав Al–3,5Cu–1,5Mg–1Si путем дополнительного добавления порошка Si, полученного газовым распылением. По результатам исследований изготовлен материал без трещин. Испытания на растяжение образцов после изготовления материала показали следующий уровень механических свойств: предел текучести 225 МПа, предел прочности 370 МПа при удлинении 5,53 %. После термообработки по режиму Т6 предел текучести и предел прочности увеличились до 370 и 460 МПа соответственно, но удлинение (на 6,3 %) существенно не изменилось. Пришли к выводу, что на пластичность образцов влияет образование Q-фазы, а также фаз Mg₂Si и Al_xMn_y. Образование этих фаз привело к образованию ямочек на поверхности излома. Показано, что образование наноразмерных частиц Al₂Cu(Mg) в алюминиевой матрице после термообработки по режиму Т6 обеспечивает повышенный предел текучести и предел прочности по сравнению с образцами после СЛС.

В работе [32] изучали влияние добавки Zr на образование трещин, микроструктуру и механические свойства сплава системы Al–Cu–Mg, полученного методом СЛС. Добавление Zr позволило уменьшить образование трещин из-за формирования выделений Al₃Zr, которые действуют как зародыши для зерен α-Al во время затвердевания, что приводит к измельчению зерен. На рис. 7, а показаны крупные столбчатые зерна в сплаве Al–Cu–Mg, полученном методом СЛС, в то время как при добавлении Zr зерна становятся ультрамелкими или наноструктурными и равноосными (рис. 7, б, в). Распределение разориентации границ смещается в сторону большего угла при добавлении Zr (рис. 7, г, д). Кроме того, предел прочности при растяжении и предел текучести значительно повышаются при добавлении Zr ‒ с 393±20 и 253±9,8 МПа до 451±3,6 и 446±4,3 МПа соответственно. Однако удлинение уменьшается с 6±1,6 до 2,67±1,1 %.

Рис. 7. EBSD-карты для сплавов систем Al–Cu–Mg (а) и Al–Cu–Mg–Zr (б, в) для образцов, изготовленных со скоростью сканирования 5 (а, б) и 15 м/мин (в); г, д – распределение угла разориентации [32]

На рис. 8 показаны соответствующие поверхности излома образцов из сплавов систем Al–Cu–Mg и Al–Cu–Mg–Zr, полученные методом СЛС. В образцах из сплава системы Al–Cu–Mg с добавлением Zr обнаружены неглубокие ямки размером 0,4–0,9 мкм, что свидетельствует об относительно хрупком характере разрушения образца.

Рис. 8. Изображения поверхностей разрешения образца из сплава системы Al–Cu–Mg, изготовленного со скоростью сканирования 5 м/мин (а), и образца из сплава системы Al–Cu–Mg–Zr, изготовленного со скоростью сканирования 15 м/мин (б) [32]

Сплавы системы Al–Mg–Sc

Сплавы на основе системы Al–Mg относятся к термически неупрочняемым алюминиевым сплавам, имеют отличную коррозионную стойкость и хорошую свариваемость, широко применяются в ракетно-космической и авиационной промышленности [29]. Для сплавов системы Al–Mg термическая обработка (отжиг), необходимая для получения требуемой структуры и свойств материала, хорошо сочетается с обработкой для снятия внутренних напряжений после СЛС. Это дает дополнительное преимущество и делает эти сплавы привлекательными для аддитивного производства.

Сплавы системы Al–Mg, применяемые для СЛС, как правило, легируют цирконием и скандием, поскольку эти элементы увеличивают относительную плотность (до 99,2–99,9 %) при допустимых скоростях печати, а также значительно повышают прочность [29, 33]. В то же время даже небольшие добавки скандия в эти сплавы значительно увеличивают стоимость порошка, что ограничивает широкое применение скандийсодержащих сплавов системы Al–Mg.

Скандий и цирконий оказывают двойное влияние на улучшение свойств сплавов системы Al–Mg. Во-первых, частицы Al₃Sc и Al₃Zr, образующиеся во время кристаллизации, действуют как гетерогенные центры зародышеобразования для измельчения первичных зерен алюминия, что впоследствии повышает механические свойства (упрочнение по механизму Холла–Петча), а также предотвращает рост столбчатых зерен, ответственных за образование горячих трещин, которые являются проблемой для большинства существующих алюминиевых сплавов. Во-вторых, вторичные частицы Al₃Sc и Al₃Zr, образующиеся при обработке для снятия напряжений при температуре 275–325 °C, способствуют значительному дисперсионному упрочнению и термической стабильности при последующем нагреве (150–200 °C), что связано с медленной диффузией скандия и циркония в алюминии.

Наиболее известным сплавом системы Al–Mg–Sc за рубежом является сплав Scalmalloy, который разработан для аддитивного производства компанией Airbus Group и является самым прочным алюминиевым сплавом, используемым для аддитивного производства, с пределом текучести >470 МПа, пределом прочности >520 МПа и относительным удлинением на уровне 13 %.

В работе [29] исследования показали, что выделение фазы Al₃Sc приводит к повышению прочности на 40–50 МПа при увеличении содержания Sc на 0,1 % (по массе). В работе [34] исследовали сплав системы Al–xMg–Sc–Zr, изменяя содержание Mg с 1,5 до 6 % (по массе), с пониженным содержанием Sc (по сравнению со сплавом Scalmalloy). Микроструктура состояла из ультратонких ячеек кристаллизации диаметром 300–600 нм, внутри которых находились частицы Al₃(Sc, Zr) размером 2–15 нм. Предел прочности сплава, полученного методом СЛС, составил от 500 до 550 МПа, а удлинение: 8–11 %.

Сплавы системы Al–Zn–Mg–Cu

Сплавы системы Al–Zn–Mg–Cu являются термически упрочняемыми сплавами и широко применяются в аэрокосмической промышленности благодаря их высокой прочности. Однако эти сплавы очень склонны к образованию трещин во время процесса СЛС.

В работе [35] изучали изменение химического состава сплава 7075 до и после СЛС. Отмечено, что содержание Zn уменьшилось с 5,8 до 3,9 % (по массе), а Mg – с 2,6 до 2,1 % (по массе). Потеря содержания Zn и Mg может привести к ухудшению механических свойств сплава 7075, поскольку эти легирующие элементы стимулируют упрочнение твердого раствора и дисперсионное твердение фазы MgZn₂. При низких соотношениях Zn:Mg в сплаве 7075 может образовываться Т-фаза – (AlZn)₄₉Mg₃₂.

В работе [36] исследовали сплав 7075 путем предварительного нагрева базовой пластины до 200 °C. Однако результаты исследований не показали значительного снижения образования трещин.

В работе [32] исследовали влияние условий обработки на образование дефектов в сплаве 7075 состава Al–5Zn–1,5Cu–2,5Mg (% (по массе)), полученном с применением СЛС. Порошок сплава 7075 смешивали с частицами кремния в количестве от 1 до 5 % (по массе). Добавление кремния предотвращает образование и распространение микротрещин в сплаве 7075, изготовленном методом СЛС. Установлено, что содержание Si в образцах сплава 7075 в количестве 4 % (по массе) устранило образование микротрещин. Наблюдались также новая эвтектическая фаза и сильный эффект измельчения зерна, препятствующий образованию и распространению трещин. Исследование образцов сплава 7075 с содержанием Si в количестве 5 % (по массе) показало отсутствие трещин и формирование мелкого зерна первичного алюминия, при этом предел текучести составил 360 МПа, предел прочности 537 МПа при относительном удлинении 9,7 %. Установлено, что трещины присутствовали только в образцах из сплава 7075 с содержанием Si менее 2 % (по массе), а также наблюдались длинные (100–300 мкм) и широкие (50–100 мкм) зерна. Однако смешивание двух или более порошков может привести к неоднородному распределению элементов, что вызовет анизотропию механических свойств в деталях. Необходимо отметить, что большие добавки Si (16 % (по массе)) увеличивают хрупкость конструкций, изготовленных методом СЛС.

В работе [37] показано, что использование наночастиц Zr в порошке сплава 7075 приводит к образованию хорошо диспергированных интерметаллидов Al₃Zr, которые во время затвердевания действуют как центры зарождения первичного алюминия, образуя мелкозернистые равноосные зерна, подавляющие образование и распространение микротрещин. Механические свойства после термообработки по режиму Т6 составили: предел текучести 325–373 МПа, предел прочности 383–417 МПа при относительном удлинении на уровне 3,8–5,4 %.

Работа выполнена при поддержке ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ и при финансовой поддержке Министерства науки и высшего образования РФ (Соглашение № 075-11-2021-085 от 22.12.2021).

Заключения

В обзоре представлены некоторые аспекты формирования структуры сплавов на основе алюминия различных систем легирования, полученных с применением СЛС.

На примере сплавов AlSi12 и AlSi10Mg описаны особенности структуры, а также типичные дефекты, которые могут образовываться в процессе синтеза в зависимости от различных факторов.

Сплавы AlSi10Mg и AlSi12, полученные методом СЛС, имеют ячеисто-дендритную структуру, которая изменяется в зависимости от содержания Si и состоит из ячеек алюминиевого твердого раствора, разделенных обогащенными кремнием границами. С увеличением содержания кремния в сплавах системы Al–Si, полученных методом СЛС, формируются мелкие дендритные структуры с размером ячеек ~0,5 мкм. Границы ячеек декорированы выделениями Si, которые утолщаются при увеличении содержания Si >12 % (по массе).

Проанализировано влияние термической обработки (отжига) на микроструктуру и механические свойства сплава AlSi12, полученного с применением СЛС. Показано, что микроструктура материала ячеистая. При отжиге микроструктура переходит в структуру композитного типа, которая состоит из матрицы алюминиевого раствора и отдельных частиц кремния, образованных при термообработке.

Приведены научно-технические литературные данные о структуре и механических свойствах алюминиевых сплавов других систем легирования (Al–Cu–Mg, Al–Mg–Sc, Al–Zn–Mg–Cu).

Проанализировано влияние добавки Zr на образование трещин, микроструктуру и механические свойства сплава системы Al–Cu–Mg, полученного методом СЛС. Добавление Zr уменьшает образование трещин из-за формирования выделений Al₃Zr, которые действуют как зародыши для зерен α-Al во время затвердевания, что приводит к измельчению зерен, а также к улучшению механических свойств.

Введение скандия и циркония в сплавы системы Al–Mg приводит к улучшению механических свойств за счет образующихся во время кристаллизации частиц Al₃Sc и Al₃Zr, которые действуют как гетерогенные центры зародышеобразования для измельчения первичных зерен алюминия, а также предотвращают рост столбчатых зерен, ответственных за образование горячих трещин.

Добавление кремния в количестве 4–5 % (по массе) предотвращает образование и распространение микротрещин в сплавах системы Al–Zn–Mg–Cu, изготовленных методом СЛС. Установлено, что трещины присутствовали только в образцах сплава системы Al–Zn–Mg–Cu с содержанием Si менее 2 % (по массе). Большие добавки Si (16 % (по массе)) увеличивают хрупкость конструкций, изготовленных методом СЛС.

Использование наночастиц Zr в порошке сплава системы Al–Zn–Mg–Cu приводит к образованию интерметаллидов Al₃Zr, которые во время затвердевания действуют как центры зарождения первичного алюминия, образуя мелкозернистые равноосные зерна, подавляющие образование и распространение микротрещин.