激光粉末床融合多材料增材制造的最新進展和科學挑戰(zhàn)（2）

來源：江蘇激光聯(lián)盟

導讀：本文綜述了多材料L-PBF的最新進展,，包括多材料粉末沉積機理,、熔池行為,、印刷金屬-金屬、金屬-陶瓷和金屬-聚合物多材料組分的工藝特點以及潛在的應用,。本文為第二部分,。


4，多材料L-PBF調查中的材料和工藝特征
L-PBF中使用的金屬粉末材料包括SS,、鐵基合金（SS除外）、鋁合金,、鈦合金,、鈷基合金、銅合金,、鎳基合金和其他材料,。還研究了陶瓷、玻璃和聚合物的L-PBF,。研究人員將鋁,、銅、不銹鋼,、鈦,、鐵合金與其他材料相結合，以研究經(jīng)L-PBF處理的復合材料的微觀結構和力學性能,。與通常制備功能梯度材料的多材料L-DED研究相比,，多材料L-PBF的研究通常直接結合兩種不同的材料，而不是采用功能梯度材料的過渡結構,。這是由于在L-PBF中分散多種材料粉末的技術難度,。

不同研究小組闡述的粉末特性、散裝粉末行為,、過程中粉末性能和最終制造零件質量之間關系的可視化,。

尖銳的材料界面可能會導致問題，例如裂紋或脆化,，這通常是由于兩種材料中的元素缺乏溶解性,、晶格結構不匹配、熱膨脹變化以及熱力學穩(wěn)定的脆性金屬間相的形成,。相比之下,，F(xiàn)GM結構的材料組成逐漸改變,，消除了明顯的材料邊界。這減少了裂紋敏感區(qū)域的殘余熱應力集中,，從而避免了裂紋擴展和材料分層,。因此，F(xiàn)GM結構比鋒利的材料界面更堅固,，疲勞壽命更長,。曼徹斯特大學的研究人員展示了一種超聲波輔助L-PBF加工策略，該策略可以通過L-PBF工藝制造FGM,。

4.1. 含鋁雙金屬的L-PBF

Wang等人（2020年）利用L-PBF制備了具有良好冶金結合的雙金屬樣品,，該樣品由兩種鋁合金al–12Si和al–Cu–Mg–Si組成。界面區(qū)出現(xiàn)的Al2Cu相中斷了低硬度共晶Al–Si的顯微組織,。對AlSi10Mg–C18400的L-PBF的研究發(fā)現(xiàn),，Al2Cu是由al和Cu元素擴散產(chǎn)生的。由于L-PBF引起的晶粒細化,，這兩個研究中的雙金屬樣品的拉伸強度和延伸率高于某些賤金屬,。斷裂發(fā)生在基材上，而不是在材料界面上,。Nguyen,、Park和Lee（2019）報告稱，金屬間化合物層厚度會影響Fe和Al的結合強度,，也就是說,，膜越厚，結合強度越低,。金屬間化合物層的厚度隨激光能量密度的增加而增加,。

選擇性激光熔化(SLM)印刷工藝。

在多材料L-PBF中,，材料直接熔化,，不可避免地產(chǎn)生金屬間化合物。另一方面,，CS可以在各種基底上沉積金屬,、金屬基復合材料和陶瓷而不熔化，從而避免了材料熔化在底層基底中造成的殘余應力,、相變,、裂紋和熱效應。Yin et al.(2018)在L-PBF加工的Ti6Al4V零件上通過CS沉積Al + Al2O3,。如圖5-a所示,，材料界面未發(fā)現(xiàn)缺陷。

圖5a) L-PBF + CS制備的al - ti6al4v雙金屬樣品及其界面顯微組織，b)手指交叉互鎖結構的316L-Cu10Sn雙金屬樣品及其材料界面顯微組織,，c)有和沒有粉末壓縮的熔融粉末層對比,，d)水平316L-Cu10Sn FGM樣品及其不同成分區(qū)顯微組織，e) 316L-C18400界面上的微裂紋,， f) 316L-Cu10Sn界面上的微裂紋,， g)熔融Invar36-Cu10Sn粉末層的分層， h) W-Cu界面微觀結構,， i) SS-PET界面上的微觀界面結構,， j) Cu10Sn-PA11 FGM截面的微觀結構，k) Cu10Sn -玻璃FGM截面的微觀結構,。

4.2. 含銅雙金屬（Cu–SS）的L-PBF

Wei等人（2018）設計了一種微型橫向指狀交叉結構,，以增加316L–Cu10Sn樣品的材料接觸面積（圖5-b），從而提高界面結合強度,。作者在Cu10Sn區(qū)發(fā)現(xiàn)了孔隙和裂縫（圖5-b）,。這是因為從超聲波粉末分配器噴嘴排出的粉末在沒有外部壓實力的情況下自由落在粉末床上，導致粉末層松散且多孔,。施加外力壓縮超聲波沉積粉末層可有效降低孔隙率（圖5-c）,。Wei等人（2019）采用超聲波粉末點膠方法制備了一個水平316L–Cu10Sn FGM樣品（圖5-d），這很難使用傳統(tǒng)的L-DED和L-PBF制造,。盡管兩種粉末的成分比例不同，但它們之間的冶金結合仍然令人滿意（圖5-d）,；然而,，據(jù)報道，具有高熔點的316L粉末可能缺乏熔合,。這一現(xiàn)象的原因與導致Cu–Fe的L-PBF中未熔合的原因相同,。

在316 L/CuSn10復合材料界面處進行EDS分析。

一些研究人員研究了L-PBF處理的316L–C18400–Cu10Sn樣品的微觀結構和力學性能,。結果表明,，雙金屬的拉伸強度和延伸率介于兩種母材之間。雙金屬試樣的橫截面微觀結構在材料界面處有元素擴散區(qū),，這有助于提高結合強度,。值得注意的是，這些研究發(fā)現(xiàn),，在L-PBF制造的零件中沒有形成脆性金屬間相,。相比之下，在316L側的材料界面（圖5-e和-f）上觀察到微裂紋,，但在銅合金側未觀察到微裂紋,。這被認為是一種典型的液態(tài)金屬脆化（LME）缺陷，其原因是固體金屬在接觸特定液態(tài)金屬后失去延展性并隨后脆化。在焊接異種金屬的研究中,，對這一現(xiàn)象進行了深入研究,。

4.3. 含銅雙金屬（Cu–Fe）的L-PBF

許多研究人員已經(jīng)研究了Cu–H13的L-PBF。報道了Cu和Fe的良好互擴散,。觀察到Cu-H13樣品的拉伸強度介于Cu和H13之間,。在凝固過程中，由于熱應力和快速冷卻,，觀察到裂紋,。Anstaett 等（2017）報告說，銅合金和工具鋼的沉積順序影響了兩者之間熱膨脹失配導致的裂紋形成,。

Sun,、Chueh和Li（2020）對Ni–Cu的L-PBF進行的數(shù)值模擬表明，高熔點鎳合金粉末無法達到其熔化溫度,；將未熔化的鎳合金粉末與低熔點的液態(tài)銅合金混合,；然而，他們沒有提供進一步的理論分析來驗證這項工作,。在對銅-鎢的L-PBF的研究中,，報告了一個類似的現(xiàn)象：高熔點鎢顆粒落入熔池中，未熔化,。在L-PBF期間,，入射激光束的大部分能量被層表面的粉末吸收，而底層的粉末僅吸收極少量能量,。通過對雙金屬因瓦36–Cu10Sn的L-PBF的研究,，證實了這一現(xiàn)象。正如所觀察到的,，最初能夠熔化高熔點純金屬（因瓦36）的能量密度無法熔化因瓦36–Cu10Sn混合物,。固化粉末層顯示出明顯的分層（圖5-g）。銅合金完全熔化,，高熔點因瓦36顆粒在粉末層頂部熔化,。

(a) Fe和(b) Ni在界面區(qū)域的EDX圖。

此外,，將Cu10Sn粉末屏蔽的未熔化因瓦36嵌入熔化的Cu10Sn中,。作者報道，這是由于銅合金具有較高的熱導率以及較低的激光吸收率和熔點,。當銅粉部分覆蓋粉末層的上表面時,，它會顯著反射激光束。然而,，由于銅具有很高的導熱性,，吸收的能量很快就消散了,。因此，位于銅粉下方的因瓦36粉末無法獲得足夠的能量來熔化,。這個問題可以通過增加能量密度來解決,。

4.4. SS雙金屬的L-PBF
Mohd Yusuf等人（2021）使用L-PBF制造316 L–In718雙金屬樣品。試樣的孔隙率低,，無裂紋,，材料界面表現(xiàn)出良好的冶金結合。固態(tài)和熔融態(tài)的兩種合金晶體結構具有相同的單面中心立方晶體結構,，不存在同素異形相變,。這兩種合金的主要成分，包括Fe,、Cr和Ni,，具有令人滿意的溶解度。這三個因素使L-PBF適合加工鎳-不銹鋼FGM,。Hengsbach等（2018）報告稱,，Marangoni對流效應決定了316L–H13雙金屬在L-PBF期間熔融316L–H13混合物微觀結構的凝固。

顯微圖(a)是在316L SS襯底上制備的IN718的反極圖(IPF)彩色圖,，在(b)和(c)分別有極圖和反極圖,。在[001]方向上制備出大的柱狀晶粒和強的織構。顯微圖(d)是IN718和316L SS襯底之間接頭界面的IPF彩色圖,。a)和d)標記為500 μm,。

Ti6Al4 V和316l中的Ti和Fe元素分別在激光熔化過程中合成有害的脆性金屬間相，如TiFe和TiFe2,，從而降低結合強度和裂紋,。因此，Tey等人(2020)提出了L-PBF制備的Ti6Al4 V/316L雙金屬樣品,，具有0.5 mm CuA銅合金中間層。他們發(fā)現(xiàn),，Ti6Al4V-CuA界面中含有三種有害相(即L21有序相,、非晶態(tài)相和Ti2Cu)是影響整個組件機械強度的關鍵界面。熔池的非均勻性導致在相對脆性的基體中形成強硬的強化相,，從而控制了激光能量輸入,。這有助于增加相對強硬的界面α-Ti相的比例和減少其他脆性相。

4.5. 鈦合金雙金屬的L-PBF
Ti5Al2.5Sn和Ti6Al4 V具有令人滿意的抗氧化性以及良好的冶金兼容性和焊接性,；因此,，它們可以通過激光焊接等焊接方法輕松連接。Wei等人（2020）證明,，L-PBF也適用于加工由這兩種材料組成的復雜零件,。Ti5Al2.5Sn和Ti6Al4之間的窄無缺陷冶金結合界面 觀察到元素相互擴散的V層。界面結合強度超過Ti5Al2.5Sn層。

Ti6Al4中的Ti和Ni元素 V和In718分別在冶金上不相容,，并產(chǎn)生脆性金屬間相,，如TiNi3和Ti2Ni。Scaramuccia等人（2020年）報告稱,，當In718含量超過20%時,，在L-PBF制造的Ti6Al4V–In718 FGM中廣泛觀察到Ti2Ni引起的裂紋 重量百分比（%）。

4.6. 金屬-聚合物組件的L-PBF
Chueh等人（2020年）結合了兩種AM方法,，即L-PPF和FDM,，用于加工金屬聚合物（SS-PET）零件。特殊設計的聯(lián)鎖結構（圖5-i）允許PET與SS形成聯(lián)鎖結構,。SS–PET接頭表現(xiàn)出令人滿意的剪切和拉伸強度,。在另一項研究中，Chueh等人（2020年）設計了一種獨特的雙振動粉末沉積裝置,，用于分配輕質低流動性聚合物粉末（PA11）,。使用該設備，他們成功地制造了Cu10Sn–PA11 FGM樣品（圖5-j）,，并進一步研究了激光熔融過程中金屬和聚合物之間的相互作用（Chueh,，Zhang，et al.2020）,。他們指出,，由于這兩種材料的熔點存在顯著差異，在設計金屬-聚合物零件時必須避免這兩種材料的直接接觸,，以防止聚合物因金屬的高熔點而蒸發(fā),。他們還發(fā)現(xiàn)，在Cu10Sn粉末中添加少量PA11（5 vol%）可顯著改善L-PBF處理的Cu10Sn的表面質量,。

4.7. 金屬陶瓷/玻璃組件的L-PBF
金屬-陶瓷復合材料可以顯著提高零件的表面硬度,、耐磨性、化學惰性和溫度穩(wěn)定性,。Trenke,、Müller和Rolshofen（2006）提出了L-PBF過程中三種可能的金屬-陶瓷粉末組合：層狀金屬-陶瓷、金屬-陶瓷粉末復合材料和熔融金屬層上的陶瓷涂層,，這些都可以通過L-PBF生產(chǎn),。Koopmann、Voigt和Niendorf（2019）發(fā)現(xiàn)熔融陶瓷無法完全粘結到鋼表面,。然而,，采用重熔策略后，粘結強度提高,，從而在金屬-陶瓷界面形成鋸齒狀互鎖微觀結構,。

硼化物增強鈦基復合材料是一種很有前途的航空航天材料,。例如，成分分級渦輪葉片的AM采用此類材料,。TiB相的形成源于Ti和TiB2之間的原位反應,，該反應由高功率激光照射觸發(fā)。Shishkovsky,、Kakovkina和Sherbakov（2017）的一項類似研究也報告了這種現(xiàn)象,。

Zhang等人（2019）提出了L-PBF制造的金屬-蘇打-石灰玻璃吊墜，并在材料界面實現(xiàn)了令人滿意的機械粘合,。作者還報告了缺陷,，包括熱影響區(qū)（HAZ）中的玻璃顆粒熔化不足以及熔融玻璃層中的裂紋。在另一項調查中,，展示了金屬-玻璃FGM樣品,。這些樣品的橫截面如圖5k所示。材料界面未觀察到元素擴散,，斷裂發(fā)生在靠近陶瓷基復合材料區(qū)的界面處,。

激光熔化后每個粉末比率的垂直梯度結構和表面視圖示意圖，（a）金屬相,，（b）15%玻璃（MMC）,，（c）35%玻璃（過渡相），（d）65%玻璃（CMC）,，（e）玻璃相,，（f）銅合金和玻璃之間的界面，無FGM,。

無論材料性能是否兼容,，在L-PBF中處理的兩種材料之間的界面通常表現(xiàn)出令人滿意的冶金結合。值得注意的是,，對于雙金屬L-PBF,，如果兩種金屬的晶格參數(shù)不匹配、元素不相容或熔點相差很大,，則很容易出現(xiàn)缺陷（包括金屬間相,、LME、微裂紋和未熔合）,。

5 多材料L-PBF的討論和挑戰(zhàn)

5.1. 材料科學挑戰(zhàn)
雖然L-PBF可用于制造bi材料和FGM結構，但它在材料科學方面仍面臨挑戰(zhàn),，包括了解脆性金屬間相形成,、LME、未熔合和元素偏析現(xiàn)象,。如果兩種材料的晶格不匹配,，元素缺乏溶解性,，或者兩種材料的熔點和密度相差很大，則可能會出現(xiàn)這些缺陷,。下面討論這些缺陷的形成機制和解決方案,。

5.1.1. 脆性金屬間相

在L-PBF中異種金屬的熔化過程中，金屬中的元素按照一定數(shù)量的原子進行擴散和結合,。這可能導致新相（即金屬間相）,，其晶格類型與母材完全不同。如果組成合金的元素的電子層結構,、原子半徑和晶體類型相對不同,，則很容易形成這種新相。這些金屬間相通常相當脆,，并且具有高硬度值和熔點,，這會在凝固部件中產(chǎn)生缺陷，例如裂紋,�,？梢詰�用三種技術來克服金屬間相引起的問題。

（1）相圖計算（CALPHAD）

對無機材料的物理性質有相當大影響的一個重要特征是相,。相圖由實驗測量和統(tǒng)計熱力學分析組成,，為理解材料在不同溫度和成分下的特性提供了基本信息�,；�于實驗和熱力學分析的相圖計算通常被稱為CALPHAD,，Kaufman和Bernstein首先介紹了CALPHAD。

CALPHAD方法根據(jù)每個組分相（即氣相,、液相,、固溶體和化合物）的晶體結構建立熱力學模型。通過評估和篩選多材料系統(tǒng)在一定溫度和壓力下的實驗和理論計算數(shù)據(jù),，可以確定材料系統(tǒng)中各相的吉布斯自由能,。在此步驟中，必須對模型參數(shù)進行擬合和優(yōu)化,。最后,，使用CALPHAD建立了多組分材料系統(tǒng)的熱力學數(shù)據(jù)庫。圖6顯示了CALPHAD方法的流程,。CALPHAD是一種有用的熱力學計算方法,，可用于確定多組分系統(tǒng)的熱力學性質。此外,，它也是材料動力學和微觀結構演化模擬的熱力學基礎,。因此，CALPHAD方法被廣泛用于新材料和新工藝的研發(fā),。

圖6 CALPHAD流程圖（Xu et al.2016）,。

CALPHAD方法是一種有用的技術,，用于顯示梯度金屬材料L-DED和L-PBF制造凝固階段金屬間相的驅動力、沉淀成核動力學和溶質偏析/分配,。正確選擇相平衡計算（Bobbio,，Otis，Paul,，et al.2017）或非平衡熱力學計算（Liu et al.2020）可以為準確預測L-DED中FGM的相形成提供關鍵信息,。該方法在功能梯度材料L-DED的研究中得到了廣泛應用，值得在多材料L-PBF的研究中應用,。金屬間相的形成與材料的組成比直接相關,。因此，在功能梯度材料中,，可以根據(jù)熱力學計算結果人工設計材料A到B的過渡路徑,。這使得跳過產(chǎn)生金屬間相的材料比范圍成為可能，從而從根本上避免產(chǎn)生這些有害相（Reichardt 2017）,。冷卻速度對FGM AM期間的相變和晶粒生長有重要影響（Bobbio,、Otis、Paul等,，2017）,。因此，可以使用CALPHAD方法根據(jù)相圖預測加工過程中的相形成,，并且可以將加工溫度控制在理想范圍內,，以避免出現(xiàn)第二相（Bobbio et al.2018）。

CALPHAD流程圖,。

（2）在兩種基材之間添加過渡層

脆性金屬間相問題的另一個實際解決方案是添加過渡層,，過渡層由與兩種基材相關的具有良好冶金兼容性的元素組成。過渡層防止兩種基材之間的直接接觸,，從而最終阻止金屬間化合物的形成,。

（3）增加材料延展性的第三種金屬元素

在多材料L-PBF工藝中加入少量第三種金屬元素是提高金屬間相延展性的潛在解決方案。例如,，通過添加0.02–0.05 對于脆性多晶Ni3Al,，Ni3Al的室溫拉伸伸長率可從約0–40%–50%增加。通過用Ni和Fe部分替換Co3V金屬間相中的Co,，Co3V的晶格可以從非塑性六角形結構（D019）轉變?yōu)樗苄悦嫘牧⒎浇Y構（L12）,。

來源：Recent progress and scientific challenges in multi-material additive manufacturing via laser-based powder bed fusion, Virtual and Physical Prototyping，DOI: 10.1080/17452759.2021.1928520

參考文獻：“The Microstructure and Mechanical Properties of Selectively Laser Melted AlSi10Mg: The Effect of a Conventional T6-Like Heat Treatment.” Materials Science and Engineering A 667: 139–146. doi:10.1016/j.msea.2016.04.092.