铜的3D打印难题被破解？绿光vs红光，谁才是纯铜打印的黄金搭档

长三角G60激光联盟导读

本研究

首次

采用两台 1kW 连续波（CW）激光器 ——

绿光

与

红外（IR）波长，通过激光粉末床熔融（LPBF）工艺制备纯铜。铜是 LPBF 最难成形的材料之一，因其在红外辐照下具有高导热性

与

高反射率

，难以实现高致密度。本研究系统考察了以下内容：

LPBF 单道熔道稳定性与（激光功率、扫描速度）的关系三维试样的孔隙率成形显微组织打印态与热处理态试样的电学性能

结果表明：采用

红外高斯光束

或

绿光平顶光束

均可获得

99.5% 以上

的致密度，但绿光条件下

工艺窗口更宽、成形效率更高

。打印态组织以

柱状晶

为主，沿成形方向生长，主要呈现 ** 织构 **。通过 X 射线衍射峰宽化分析测得，打印态铜的位错密度约为

10¹⁵ m⁻²

。最终，LPBF 试样的电导率最高可达

95% IACS（国际退火铜标准）

。上述结果为选择合适的激光波长以优化纯铜 LPBF 工艺提供了全新且有价值的参考。

最近，由

法国PIMM实验室、AddUp公司等机构联合发表

在《Progress in AddiTive Manufacturing》上的研究，用1 kW绿色激光和红外激光“正面PK”，揭开了纯铜LPBF的核心密码。这项研究不仅为技术人员提供了明确的工艺方案，也让我们看到了纯铜复杂构件规模化生产的可能。

Nordet, G., Gorny, C., Coste, F. et al. Influence of laser wavelength on the powder bed fusion of pure copper. Prog Addit Manuf

10

, 1489–1509 (2025). https://doi.org/10.1007/s40964-024-00720-y

1 引言

激光粉末床熔融（LPBF）增材制造已成为设计与制备复杂几何构件最具创新性的技术之一。

至少 5 年来，研究者通过高速成像等专用诊断手段研究激光–粉末–熔池相互作用物理机制。这类诊断装置被应用于诸多实验室自研设备（如 Bidare 等 [1]），以及同步加速器上的时间分辨 X 射线透射成像等大科学装置（Zhao 等 [2]），可高分辨率观测熔化行为。

LPBF 可制备多种材料。

纯铜

是电子器件与热交换器领域的关键材料 [3]，但仍是 LPBF 中极难成形的材料：

对红外光反射率极高（～95%）导热系数极高（390 W・m⁻¹・K⁻¹）

这导致激光–材料能量耦合效率极低，与不锈钢、镍基合金、钛合金等常规 LPBF 材料相比，粉末冶金结合更难实现。

近年来，Jadhav 等 [4,5] 与 Colopi 等 [6] 系统研究了红外激光制备 LPBF 铜的工艺。早期研究指出，红外辐照下纯铜最高致密度仅为 98.5%。他们同时指出，采用

功率＞700 W

的激光器（高于传统 LPBF 设备）是实现铜致密化的关键，但如 Jadhav 等 [4] 所述，可能对光学系统造成损伤。同一团队近期工作 [5] 表明，采用 500 W 红外激光器、800 mm/s 扫描速度，配合

37.5 μm（1/e²）小光斑

促进

小孔效应

，可将铜致密度提升至 99.3%。另一方面，Colopi 等 [6] 使用 600 W–1 kW 红外激光器与 78 μm 光斑，证实

多道重熔

可获得近全致密铜（最高 99%），扫描速度＞1000 mm/s，成形速率达 2.6 cm³/h。

综上，红外激光可实现铜的 LPBF 成形，但需大幅调整工艺参数。Yan 等 [7] 近期纯铜研究则显示，在更低激光功率（250 W、400 W）与 100 μm 光斑下，仍可获得 99.1% 的高致密度。这可能部分归因于其采用 30 μm 超薄粉层，但低功率下组织中仍存在未熔合与未熔粉末。

文献中主要提出两种方案改善激光–铜能量耦合：

第一种：对铜粉表面改性以提高吸收率

例如，Jadhav 等 [8] 通过热处理获得 100 nm 氧化层，使粉床吸收率提升一倍（0.32→0.58），能量密度降低 40% 仍可达到 98% 的致密度。同一团队 [9] 在铜粉表面包覆碳颗粒，也获得类似致密化效果，但因碳、氧偏析导致

力学性能与电导率大幅下降（仅～39% IACS）

。Lindstrom 等 [10] 采用镍、锡涂层，同样使粉床吸收率提升约一倍，致密度提高，但未测量电导率。

然而，这类方法的致密度仍低于电子束粉末床熔融技术（＞99.9%），如 Thomas 等 [11] 近期工作所示。Jadhav 等 [12] 采用类似思路，在 0.3% 锡包覆铜粉上使用 500 W 红外激光、600 mm/s 扫描速度，获得 99.6% 致密度，但因锡合金化效应，电导率降至 80% IACS。此外，Hu 等 [13] 在 CuCrZr 合金中添加 Y₂O₃颗粒，成功提高激光吸收率并细化 LPBF 组织。

第二种：采用新型绿光或蓝光激光器提高铜的吸收率

绿光用于铜焊接早已得到验证（Engler 等，2011 [14]），近期也被应用于间隙焊接（Chung 等 [15]）。Punzel 等 [16] 证实，红外与绿光焊接均可通过摆动实现稳定，但绿光在飞溅抑制与表面质量方面更稳定。

此外，Nordet 等 [17] 发现，绿光辐照下 LPBF 单道熔池液态吸收率比红外高约 2 倍，虽小于固态吸收率差距（红外 4%，绿光 40%），但因 LPBF 中激光主要被液态层吸收，一定程度上削弱了绿光的相对优势。

Kohl 等 [18] 指出，红外光下铜

固态→液态吸收率突变（4%→12%）

易导致过程不稳定与飞溅；而绿光下固态→液态吸收率变化更平缓（40%→22%），工艺更稳定。

Hummel 等 [19] 成功使用 450 nm 蓝光大功率二极管激光器进行铜焊接，得益于蓝光整体吸收率更高。但目前商用蓝光二极管亮度仍有限，难以满足 LPBF 高扫描速度、小光斑要求。尽管近期已出现搭载 800 W 绿光激光器的工业 LPBF 设备 [20]，

但迄今为止，尚无公开发表的绿光激光制备铜粉床的系统工艺研究

。

因此，本研究在

同一 LPBF 成形仓

内，使用两台 1kW 连续波激光器 —— 红外（λ=1080 nm）与绿光（λ=515 nm），光斑直径接近，

系统对比红外与绿光 LPBF 工艺

，为核心目标。

总体研究目标：

分析红外与绿光工艺下的致密度表征成形组织，包括位错密度估算测量打印态与热处理态 LPBF 试样的电导率为多波长铜 LPBF 研究提供全面支撑。

绿光试验采用商用 1kW 连续波绿光激光器 Trumpf TruDisk 1020（515 nm），已在文献 [21] 中使用。168 mm 聚焦透镜在焦平面形成

90 μm 平顶光束

。

近红外 LPBF 试验采用 1kW SPI RedCube 激光器（1080 nm），400 mm 聚焦透镜获得

60–80 μm（1/e²）高斯光束

。使用大型 LPBF 成形舱（图 1a），已在 Sow 等 [20] 近期工作中详细介绍，可集成两台激光器，制备单道、三维立方体或长方体试样，氩气保护，氧含量＜500 ppm。

图 1 激光光束分布

：a 开放式 LPBF 装置；b 原理示意图；c 红外激光（高斯光束，直径 70 μm）；d 绿光激光（平顶光束，直径 90 μm）。

实验采用气雾化纯铜粉末，粒径分布 15–45 μm（图 2）。成形前，粉末在 UF 110 Memmert 烘箱中 60 °C 干燥至少 24 h，以改善铺粉性能。该可控干燥工序会在一定程度上改变粉末颜色，但对粉床吸收率影响适中。干燥工序主要用于提升铺粉条件与粉末流动性，但本研究未对干燥前后粉末进行流变学分析。采用聚合物铺粉器在成形平台上铺设 60–150 μm 厚的粉层。基板为 316L 不锈钢。所有三维立方体 / 长方体试样均在基板与试样之间制备 1 mm 高的支撑栅格。

图 2

Influence of laser wavelength on the powder bed fusion of pure copper

用于显微组织分析的试样经切割、环氧树脂镶嵌后，依次使用 SiC 砂纸（最高 4000 号）、3 μm 与 1 μm 金刚石悬浮液抛光，最后采用 OPS（硅胶）进行终抛。针对 EBSD 试样的特殊制备要求，将试样脱模后，使用 Struers Lectropol 5 电解抛光装置，以 D2 为电解液，在 18 V、20 s 条件下进行电解抛光。

采用 1/3 盐酸 + 2/3 醋酸 + 苦味酸饱和溶液进行化学腐蚀，用于光学显微观测。采用两种方法评估材料致密度：

化学腐蚀前的金相分析结合 ImageJ 图像分析；阿基米德双称重法（空气与乙醇中）。

EBSD 分析在 ZEISS EVO MA-40 扫描电镜上进行，配备 Nordif UF-1000 探头，使用 OIM DC Nordif 软件获取反极图（IPF）。

X 射线衍射测试主要用于分析峰宽化与二阶 / 三阶残余应力，采用 Cu 靶（λ=0.154 nm）与 XPERT PANalytical θ–2θ 测角仪。

首先在较宽的功率–扫描速度范围内获得（P，V）稳定性图，以确定每种波长下能够形成连续单道熔道的工艺区间。该熔道稳定性研究用于后续优选激光扫描参数。

PIMM 实验室开展的红外激光实验所用 LPBF 装置（图 1）与 Sow 等 [20] 所述一致。前期研究表明，功率低于 800 W 无法获得致密铜，因此在 1000 W、500 mm/s、200 μm hatch、60 μm 层厚条件下开展两组测试。由于长时间连续扫描可能导致光束散焦，每道之间设置 100 ms 停顿，以冷却光学元件并减小散焦影响。

第一组试样（IR 1–6）用于研究试样尺寸影响（表面积 5×5 mm² 至 21×21 mm²）。所有试样高度均为 5 mm（83 层），采用相同扫描策略：条纹扫描，反向条纹，hatch 200 μm，层间旋转 90°（仅 1 个试样为 67°），见表 2。

第二组试样（IR 7–12）通过改变扫描策略验证致密块体制备可行性，共测试三种扫描策略，见表 2。

（IR-7–8–9）测试棋盘扫描策略影响：不同棋盘尺寸（5×5 mm² 或 3×3 mm²），旋转角度 90° 或 67°。（IR-10）采用与 IR-5 相同的条纹策略与旋转角度。（IR-11–12）同样采用条纹策略，层间施加 75 μm 切片以减小搭接量。

最后，AddUp 公司利用优化后的扫描参数，在其自有 LPBF 设备上制备三维试样，以验证 PIMM 实验室的初步结果。

1 kW 绿光激光器及其扫描头安装在与文献 [20] 相同的 LPBF 装置上（图 1），但焦距更短，仅 170 mm。系统采用层间旋转 90° 与条纹扫描策略。所有试样均为 15 mm 立方体。研究三种粉层厚度：60 μm、100 μm、150 μm，以评估绿光对成形速率的潜在优势。功率（400–1000 W）、扫描速度（0.2–1 m/s）、hatch（100–300 μm）及对应孔隙率见表 3、表 4。

该组测试中，试样经切割、抛光（至 OPS 硅胶）后，在金相截面上测量致密度。使用光学显微镜以 ×100 倍率采集图像，二值化后通过黑色像素占比计算孔隙率。每个试样做 3–5 个切面以确定误差棒。

最后一组试验用于测量不同孔隙率下试样的电导率。试样为 25×10×5 mm 长方体，每个面均手工抛光后测试。通过实测体积结合单次称重法测量密度。

采用（P = 激光功率，V = 扫描速度）稳定性图是确定给定粉层厚度下初步最优工艺的常用方法，尽管并不充分。其目标是制备 LPBF 单道熔道，并通过简单表面分析确定无球化、无驼峰效应的稳定（P，V）区间。

分别采用红外与绿光开展试验。在铜基底上手动铺设约 100 μm 粉层，由于粉床压实率约 50%，实际层厚约 50 μm。

红外波长下单道稳定性图如图 3 所示，绿光如图 4 所示。首先可以注意到，纯铜上的连续 LPBF 熔道线性度与稳定性均低于常规 LPBF 合金（Fe、Ti、Ni 基），始终呈现振荡形态（图 3a、b 中 3 号熔道）。这反映出熔池润湿性有限，并受到周围粉床的局部扰动。该现象可归因于液态铜表面张力较低（γ=1.2 N/m）[22]，易导致熔池 / 气体界面失稳。

图 3

a 红外波长下 LPBF 单道（P，V）稳定性图；b （1）500 W–0.5 m/s、（2）750 W–0.5 m/s、（3）1000 W–0.5 m/s 的俯视图与截面。

图 4

a 绿光波长下 LPBF 单道（P，V）稳定性图；b （1）200 W–0.6 m/s、（2）300 W–0.6 m/s、（3）800 W–0.6 m/s、（4）800 W–0.2 m/s、（5）800 W–1 m/s 的俯视图。

总体而言，红外的稳定工艺区间远小于绿光。1080 nm 波长下，1000 W 仅有 4 个稳定速度：0.1、0.2、0.4、0.5 m/s；800 W 仅有 2 个：0.1、0.2 m/s。对图 3 中 3 号连续熔道（1000 W–0.5 m/s）进行截面与俯视分析，测得宽度 230 μm，深度 400 μm。

对于 515 nm 绿光，在更低功率下即可获得稳定熔道，主要在 400 W 以上。对比两图可见：

相同扫描速度下，绿光的稳定功率阈值约为红外的 1/2

：0.2 m/s 时从 700 W 降至 300 W；0.8 m/s 时从 1000 W 降至 500 W。以连续熔道为例，800 W–0.6 m/s（图 4 中 3 号）宽度 230 μm，深度 400 μm。

考虑到激光主要被熔池表面吸收，该结果与液态铜在 515 nm 下吸收率（23.5%）约为 1080 nm（11%）两倍的结论完全一致 [14,17]。

这表明：若以熔池表面吸收功率 A_Liq・P 构建（A_Liq・P，V）图，绿光与红外可获得相似的稳定工艺窗口。

由于 1080 nm 在 100 μm 粉层下工艺窗口较窄，本文后续三维工艺优化将红外限定在 800–1000 W，绿光限定在 400–1000 W。

PIMM 实验室采用 1 kW 近红外光纤激光器开展初步 LPBF 试验，优化致密度。制备不同成形截面的长方体试样（图 5），采用锯齿形条纹扫描，无轮廓扫描。该配置下，激光矢量平均长度与成形截面边长呈线性关系，范围为 5 mm×5 mm 至 21 mm×21 mm。

图 5

采用 1.08 μm 近红外波长制备的 LPBF 试样（无轮廓扫描）

实验参数列于表 2，包括按式 (1) 计算的

体积能量密度（VED）

。该 VED 定义为激光功率密度（W/m²）与扫描速度（m/s）的比值，依据 Fabbro [23] 的解析焊接模型选取，该模型指出归一化熔深与此类 VED 形式呈线性相关。

图 6 所示结果采用单一（P, V）参数：1000 W、0.5 m/s，搭接距离 200 μm，层厚 Δh = 60 μm。与钢、钛、镍基等常规材料工艺优化不同，红外试验中采用固定搭接距离的做法并不常见。但前期研究表明，小于 200 μm 的搭接距离并不能有效改善纯铜的致密度，因为此时激光会完全落在

贫粉区

内，导致吸收率降低、熔合不足。

图 6

（a）相同工艺下孔隙率随试样尺寸的变化；（b）5 mm×5 mm 试样（孔隙率 0.3%）与 15 mm×15 mm 试样（孔隙率 5%）的截面。

令人意外的是，结果（IR-1～IR-6）清晰表明：

孔隙率随成形面积增大而显著上升

，从小试样的 0.3% 升至大试样的 17%。可能的原因有两点：

当激光矢量长度 ΔXlaser 过大，对应的作用时间 Δtlaser = ΔXlaser/V 过长时，高功率下未充分冷却的光学元件会发生热致变化，导致激光

散焦

，如文献 [3] 所述。在本试验中，该效应预计在激光作用时间超过 0.0075/0.5 = 0.015 s 时出现。更常规的尺寸效应：更短的熔道长度可减少冷却时间，促进第 n 道与 n+1 道之间的局部预热，使熔道更宽、更利于致密化。但本试验在每道之间设置了 0.1 s 的停顿以防止光学元件过热，额外的冷却时间会限制熔池尺度的局部预热效应。因此，

最可能的解释是 1 kW 高功率下光学系统不稳定导致激光散焦

。无论如何，结果证实：采用近红外波长、约 70 μm 高斯光斑，可在纯铜上实现低于 0.5% 的孔隙率。

第二组采用改进扫描策略的实验验证了这一效应。使用

棋盘扫描策略

（3 mm×3 mm 或 5 mm×5 mm），可在 15 mm×15 mm×5 mm 长方体试样上获得约 0.7% 孔隙率的良好致密化效果。相同尺寸下，采用条纹扫描、层间旋转 67° 或 90°，则会产生 4%～6.5% 的孔隙率（图 7）。

图 7

扫描策略对 15 mm×15 mm×5 mm 试样孔隙率的影响（金相法评估）：（a）孔隙率随扫描策略的变化（实验数据对应表 2 中 IR-8 与 IR-10 试样）；（b）5 mm×5 mm 棋盘策略（孔隙率 0.7%）；（c）条纹策略 + 90° 旋转（L90），孔隙率 4.2%。

为抑制激光散焦效应，ADDUP 公司 LPBF 研究中心开展了最后一组 LPBF 试验，采用相同的 1 kW 光纤激光器，但高功率下光学系统更稳定。结果十分理想：当激光功率超过 800 W 时，材料致密度可达

99.8%

。该致密度高于已有文献中采用相近 [3,5] 或更低 [4] 红外功率的报道。试样在

深小孔模式

下成形，熔深 200～300 μm（图 9），熔池深径比（深度 e / 光斑直径 D）为 3～4。最终得出结论：采用近红外激光、约 80 μm 光斑、60 μm 层厚，

功率大于 800 W

时，可获得 99.5% 以上的纯铜致密度。图 8 所用工艺的成形速率（式 2）约为 21 cm³/h，比 Colopi 等 [6] 的熔覆速率高 50%（图 9）。

图 8

红外激光功率对孔隙率的影响（10 mm×10 mm×10 mm 试样）：（a）800 W–0.5 m/s（平均致密度 99.7%）；（b）1000 W–0.5 m/s（平均致密度 99.6%，H = 200 μm，Δh = 60 μm）。

图 9

最顶层凝固熔池形貌（800 W–0.5 m/s）。由于 Cu 为纯金属，仅能通过晶粒取向识别约 200～220 μm 深的熔合区。

表 3 列出绿光激光所有 LPBF 工艺参数及对应试样孔隙率。所有试样均为 15 mm 立方体，层厚统一为 60 μm。

固定层厚 Δh = 60 μm、搭接距离 100～120 μm（表 3），由孔隙率数据可得出以下结论：

最大致密度接近

99.9%

，在扫描速度 0.4～0.5 m/s、功率大于 600 W 时获得（图 10b），比红外最优结果高 0.1～0.3%。超过 0.5～0.6 m/s 后，无论功率与搭接距离如何，孔隙率均上升。例如 1000 mm/s 时，孔隙率始终高于 0.5%（图 11a、b）。

以上数据表明，

临界扫描速度约为 500 mm/s

，超过该速度后熔道稳定性下降，孔隙率上升。

图 12

为功率 500～900 W 时孔隙率随扫描速度的变化。最优致密化出现在

VED＞200 J/mm³

（对比 316L 钢仅约 50～70 J/mm³），孔隙率与 VED 的关系近似遵循

1/VED²

规律（图 12）。

图 10

绿光激光制备的 LPBF 立方体试样，扫描速度 0.5 m/s（Δh = 60 µm）：(a) 300 W（G-10 试样）；(b) 500 W（G-12 试样），搭接距离 120 µm。

图 11

绿光激光制备的 LPBF 立方体试样，扫描速度 1000 mm/s：(a) 600 W；(b) 800 W，搭接距离 120 µm。

图 12

孔隙率随体积能量密度 VED 的变化（Δh = 60 µm，绿光激光，搭接 120 µm），体现扫描速度的影响。

即使这些结果是在近乎恒定的搭接距离下获得的，仍可确认

临界扫描速度约为 500 mm/s

，最低孔隙率接近 0.8%。

第二组试验采用更厚的成形层，分别为 100 µm 和 150 µm（表 4）。对应的孔隙率–VED 结果如图 13 所示。结果证实：在

高 VED（>300 J/mm³）与最大激光功率（1 kW）条件下，绿光光源可在 100 µm 和 150 µm 层厚下均实现低于 1% 的孔隙率

，对应

深小孔熔池模式

（熔深 e > 200 µm）。值得注意的是，这一条件可在实现良好致密度（~99.5%）的同时，达到

高达 64 cm³/h 的成形效率

（对应 Δh = 150 µm，P = 1000 W，搭接 H = 300 µm，V = 400 mm/s）。该结果为

1 kW 绿光激光实现高致密度、高熔覆速率纯铜制备

提供了重要依据。

图 13

孔隙率随 VED 的变化（Δh = 100 µm、150 µm，搭接距离可变，扫描速度 0.4–0.8 m/s，λ = 515 nm）

在（O,x,y）水平面与（O,x,z）纵截面（O 为坐标原点，z 为成形方向）上的显微组织分析表明，组织为

沿成形方向（BD）生长的柱状晶

，在粗大竖直柱状晶中心可见

人字形（chevron）结构

（图 14a）。由于采用 90° 层间旋转，柱状晶在（O,x,y）平面呈方形，扫描线相互垂直（图 14a）。在（O,x,z）截面，经 OPS 抛光后

无需化学腐蚀

即可清晰显示组织（图 14b）。可以观察到：在 90° 旋转扫描策略下，连续柱状晶沿每两层熔池底部方向生长（区域①）；在粗大的柱状晶内部，相邻熔池间通过

横向外延生长

形成人字形特征（区域②）。

图 14

绿光 LPBF 制备纯铜的显微组织分析（光学显微镜），P = 0.6 kW，V = 0.5 m/s，搭接 150 µm：(a) 经化学腐蚀；(b) P = 0.6 kW，V = 0.5 m/s，搭接 300 µm，Δh = 150 µm（G-36 试样），未经化学腐蚀（仅 OPS 抛光），红色标注 FCC 晶体取向。

EBSD 反极图（IPF）在横截面（图 15b）上证实了

平行于成形方向的柱状组织

，并在水平面（图 15a）上呈现规则的 “铺路状” 形貌。同时显示出 **//BD 的晶体学织构 **，织构指数约为 15。

图 15

绿光制备纯铜的 EBSD 反极图（IPF）与极图（PF）：(a) （O,x,y）成形面；(b) 极图；(c) （O,y,z）横截面 IPF。所有 IPF 颜色标尺均以 z 轴平行于成形方向（P = 600 W，V = 0.5 m/s，搭接 200 µm）。

这种

人字形柱状组织

与 ** 织构 **，表明采用了

0° 或 90° 层间旋转

并结合

小孔熔焊模式

，与 Andreau 等 [24] 的详细分析一致。在此条件下，凝固前沿不垂直于成形方向，而是与 BD 呈约 45° 倾斜。因此，最终组织由熔池侧壁相对于 BD 的 ±45° 倾角，以及相邻熔池间晶粒内部凝固胞的

侧枝生长效应

共同控制 [25]。

正如 Sofinowski 等 [25] 对 316L 的详细研究所示：若层间不改变扫描角度，这类组织可通过调整扫描角沿 x 或 y 方向调控，同时保持 //BD 织构不变。

纯铜与其他合金的一个主要区别是

不存在元素偏析

，导致无法在组织中清晰分辨凝固胞结构。

局部 FCC 晶格取向（图 15a、b）表明，//BD 取向在整个成形过程中保持稳定。但在扫描方向（x 或 y）上，相邻扫描线之间可观察到相对于 z 轴 90° 的偏转（图 15a）。

相比之下，电子束选区熔化（E-PBF）制备的铜试样熔道更宽、熔深更浅，呈现明显的 **（001）织构 **，凝固前沿垂直于 BD，如 Thomas 等 [11] 所示。从以上结果可以认为：由于纯铜

高导热特性

，采用 80–100 µm 光斑的 LPBF 必须采用

高能量 / 深熔透模式

，这会系统性地形成 ** 织构 **，而非增材制造 FCC 金属中更常见的 织构。

无论何种材料，LPBF 试样通常因凝固过程中熔池快速收缩而具有

高位错密度

，产生

热致硬化

，强度相当于 10–15% 的塑性变形。这是 LPBF 材料特有的现象，但此前仅在合金中开展过研究 [26]。

对于 LPBF 纯铜，

唯一的强化来源为晶界（Hall–Petch 型）与位错

。纯金属中可忽略固溶强化、析出强化等常规机制。

从理论上，多晶铜的 Hall–Petch 贡献为：σ = σ₀ + k・d⁻⁰・⁵其中 σ₀ = 20 MPa，k = 0.16 MPa・m⁰・⁵（适用于 10–150 µm 晶粒）[27]。

位错林强化由式 (3) 描述：α 为几何常数，M 为 Taylor 因子，b 为柏氏矢量，G 为剪切模量，ρd 为位错密度。

加工硬化水平主要可通过三类方法评估：(1) 硬度测试；(2) EBSD 的 KAM 图分析；(3) X 射线衍射峰宽化分析。本研究对成形态及热处理态（200 °C/1 h、500 °C/1 h）试样均采用了这三种方法。这类热处理通常足以使加工硬化铜发生软化与去应力 [28]。在本研究中，两种热处理未明显改变 LPBF 铜的晶粒尺寸分布，仅试图降低位错密度。

首先对最优致密度的成形态（绿光与红外）及热处理试样进行硬度测试。初始结果显示：1 kW 红外（0.5 m/s）与 600 W 绿光（0.5 m/s）制备的试样

硬度无明显差异

，证实尽管吸收功率相近，红外与绿光波长未表现出可观测区别。成形态试样平均硬度为

70 HV0.2

，比 E-PBF 纯铜高约 40%（文献 [11] 中约 50 HV0.5）。其次，热处理产生了温和的热软化：200 °C/1 h → 68 HV0.2；500 °C/1 h → 64 HV0.2（图 16）。

图 16

成形态与热处理态试样的显微硬度测试（0.2 fkg）

对 EBSD KAM 图的快速分析证实：与大多数 LPBF 材料一样，由于微小熔池的高凝固速率，试样中存在

高密度几何必需位错（GND）

，平均值在 10¹⁵～10¹⁶ m⁻³ 之间。几何必需位错（GND）表示为协调局部晶体取向差所需的位错数量，主要用于定量评估多晶材料的加工硬化水平。

这进一步证实：在 LPBF 合金中，通常与高位错密度伴随的偏析效应 [29]

并非位错产生的主导因素

，因为在纯铜这类无偏析金属中仍可观察到相近的 GND 密度。此外，200 °C 与 500 °C 热处理后，IPF 与 KAM 图均未出现明显变化，表明

未发生再结晶

，且 500 °C/1 h 条件下去应力效果并不充分。

利用 X 射线衍射峰宽化开展进一步分析，采用经 Ungar [31] 改进的 Williamson–Hall 方法 [30]，并考虑 FCC 纯铜不同（hkl）晶面的位错衬度因子：C₁₁₁=0.099，C₂₀₀=0.304，C₂₂₀=0.150，C₃₁₁=0.207。该方法可区分晶粒尺寸与位错对峰宽化的贡献，已被 Prasad 等 [32] 成功应用于 LPBF IN718 合金。

由（FWHM・cosθ）~（4sinθ・C⁰・⁵）曲线的斜率（图 17）可确定晶格畸变，并通过式 (5) 估算位错密度 ρd，结果如下：

成形态：ρd = 1.4×10¹⁵ m⁻²200 °C 热处理：ρd = 1.6×10¹⁵ m⁻²500 °C 热处理：ρd = 0.9×10¹⁵ m⁻²

如此高的 ρd 证实

成形态铜由位错强化

，同时表明热处理未使试样发生显著回火软化。

图 17

应用于 XRD 数据的 Williamson–Hall 分析方法（式 2）。采用 C 参数作为衍射晶面位错衬度因子，获得了良好的回归系数，可用于位错密度估算。

多晶金属的导电性能受多种因素影响。

本研究在施耐德电气公司对部分绿光制备的 25 mm×10 mm×5 mm 长方体试样进行了导电性能评估。测试采用经典

四探针装置

（图 18）：在两个探针间通入恒定电流 I，在另外间距 L = 10 mm 的探针间记录电压 [11]。

图 18

四探针法电学测试装置。

在本次实验获得的较高致密度（约 0.5%–1%）条件下，

成形态纯铜的最高电导率达到 96% IACS

，热处理对其影响有限（图 19a）。但热处理后几何必需位错（GND）密度并未出现明显变化，这表明

位错结构具有较高稳定性

，若要实现真正的回火效应并可能引发再结晶，需要更长的保温时间或更高的热处理温度。

图 19

（a）LPBF 试样热处理前后的电导率；（b）LPBF 试样电导率随孔隙率的变化（Δh = 60 µm），并与 EMT 模型对比。图中虚线为实验数据的线性拟合。

在较宽的孔隙率范围（0.5%–15%）内，电导率呈现

近似线性下降

的趋势（图 19b），该规律仍需更多数据进一步验证。为深入理解这一线性关系，本研究借助

维德曼–弗兰兹定律（Wiedemann–Franz law）

，假设电导与热导直接相关：K = LTσ（K为电子热导率，σ为电导率，L为洛伦兹数，T为温度），并采用多相材料热导率解析模型进行分析。模型中将气孔视为第二相，其热导率取氩气的值（0.017 W・K⁻¹・m⁻¹）。

6 讨论

本文证实，采用

1 kW 红外与绿光激光器

均可通过 LPBF 制备致密度 ** 超过 99.5%** 的纯铜，相较于使用未改性铜粉的前期研究 [4,5,6] 是显著进步。

在 1 kW 激光试验初期，由于高功率下扫描头与聚焦光学元件的

热不稳定性

，出现瞬时光束散焦，限制了致密度提升，仅小尺寸试样除外（图 5a）。后续通过设置

道间停顿

以降低元件过热、并采用短矢量扫描，最终获得 **99.8%** 的致密度，熔覆速率接近 20 cm³/h。在 AddUp 公司使用热稳定型扫描头也得到了相近致密度。

所有红外试验表明，要获得满意致密度，

输入功率至少 800 W、最高扫描速度 500 mm/s

是必要条件，对应的体积能量密度（VED）需大于 200 J/mm³（图 12）。这一规律与已有纯铜 LPBF 文献 [6,8] 一致，但与 Yan 等 [7] 采用更低红外功率（

在最优红外工艺下仍存在的少量孔隙（图 8）被认为是

小孔型气孔

。因为对于 70 µm 光斑、50 µm 层厚的红外成形，必须进入小孔模式才能获得连续熔道与合格致密度。因此，采用红外波长制备高致密度铜件时，这类小孔气孔会始终少量存在。

采用

1 kW 绿光激光器

时，致密度最高可达

99.9%

，且所需输出功率（约 450–500 W）仅为红外的一半，原因是液态铜在 515 nm 波长下的吸收率约为红外的两倍 [17]。但更高的激光功率并不能匹配更高的扫描速度以维持同等致密度，最优扫描速度始终低于 0.6 m/s。当功率超过 500 W、速度超过 600 mm/s 时，铜的熔化过程稳定性下降，飞溅比常规 LPBF 材料更多、更大，难以实现最优致密化。这可归因于铜的表面张力较低（γ = 1.2 N/m），显著低于 Ti、Fe、Ni 基合金（γ = 1.5–1.8 N/m）[22]，同时叠加了较高的体积能量密度。

红外与绿光 LPBF 最显著的区别在于：在 1.08 µm 波长下，由于固态基体与熔池的

高反射率

，只有将激光作用在粉床上（即采用较大搭接距离，避免照射贫粉区）才能获得更好的工艺稳定性与激光–材料耦合效率。相比之下，

绿光 LPBF 对激光位置与扫描策略的宽容度更高

，可在约 500 W 激光功率下，采用 300 µm 大搭接量、150 µm 厚粉层，实现

高达 64 cm³/h 的熔覆速率

，远高于已有文献报道 [6]。但本研究并未观察到已有文献中绿光在较低功率密度、深熔焊（>1 mm）模式下的熔池稳定效应 [15,16]。

对于 60–90 µm 的激光光斑，无论何种波长，高致密度均系统性地在

深小孔焊接模式

下获得，从而形成稳定熔道。这一机制产生了

人字形组织

与 **//BD 的择优织构 **，与 E-PBF 研究中呈现的强 织构相反 [11]。LPBF 中的这种织构直接源于熔池边缘相对于成形方向呈 45° 倾斜。

本研究重点采用 X 射线衍射分析了 200 °C 和 500 °C 热处理前后的位错密度，结果显示位错密度

高达～10¹⁵ m⁻² 且保持稳定

。由于铜为纯金属，这证实

偏析对位错形成无显著影响

。在未来工作中，位错密度的起源、热稳定性 [29] 以及 LPBF 纯铜的再结晶动力学，将是值得开展的研究方向。

在红外功率≥800 W、绿光≥600 W 条件下，成形态与热处理态 LPBF 铜均获得了

较好但略低于预期的电导率（最高 96% IACS）

。如文献 [12] 所述，纯铜是高导电材料，源于其最外层仅有一个价电子。但多种因素会降低其电导率σₑₗ：孔隙、杂质原子（O、N、P）、晶界（尤其

本研究中电导率相对偏低（最高 96% IACS），部分原因可归结为：工艺产生的

高位错密度且稳定性高

、LPBF 舱内少量氧污染，以及更直观的

残余孔隙（~0.5%）

。这一解释仍需更多测试验证。

采用小于 60 µm 的粉层厚度，也有望在约束小孔模式的同时降低激光功率（图 9）。

最后，纯铜在热交换器或电连接器中的应用需要在

热电导率

与

力学强度

间取得良好平衡。

因此，未来工作值得重点关注

高功率密度 / 高体积能量密度下纯铜构件的力学性能

。LPBF 材料的力学强度对几乎所有合金（钛合金、不锈钢等）都是关键指标，但针对纯金属的研究极少 [34]。

作为初步对比，本研究获得的 LPBF 纯铜可与 Yan 等 [6] 得到的 99% 致密度材料对比：其硬度在 70–80 HV 之间（本研究为 70 HV，图 16），抗拉强度在 220–240 MPa 范围，延伸率较低（A%

后续针对

Ni、C 包覆铜粉

的研究 [35]，也将为红外波长下纯铜的可制造性提供更多依据。

7 结论

总而言之，本原创工作

首次对比 1 kW 红外与绿光激光粉末床熔融制备纯铜

，主要结论如下：

通过单道熔道试验完成工艺优化，确定红外稳定工艺功率 > 800 W，绿光（515 nm）>400 W。基于优化参数，采用红外或绿光 1 kW 激光器均可制备 ** 致密度 > 99.5%** 的三维纯铜构件。在工艺效率上，绿光优势显著：所需功率约为红外的 1/2，且可采用更厚粉层实现更高熔覆速率。两种波长下得到的显微组织相似，均以 **//BD 织构 ** 为主，位错密度均高达～10¹⁵ m⁻²。成形态与热处理态 LPBF 铜试样的

最高电导率达 96% IACS

，并与电导率解析模型进行了对比。

本工作为纯铜的 LPBF 可制造性提供了

全新且有价值的参考

。

长三角G60激光联盟

陈长军转载

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