界面特征和强化方法：激光粉末床熔融多材料增材制造（1）
激光粉末床熔融（LPBF）增材制造-3D打印技术在制造具有复杂结构和精细材料布局的金属多材料结构方面取得了进展。华南理工大学等科研机构的研究人员对激光粉末床熔融多材料结构增材制造的最新发展进展进行了全面回顾，包括：界面特性和强化方法，关键技术问题和潜在应用等，并对该领域未来研究方向进行了展望。
相关论文以“Recent progress on additive manufacturing of multi-material structures with laser powder bed fusion”为题，发表在Virtual and Physical Prototyping 期刊。本期谷.专栏将结合该论文，对于LPBF 多材料增材制造发展概况以及界面特征和强化方法进行解读。
原文链接：https://doi.org/10.1080/17452759.2022.2028343
多材料LPBF增材制造发展概况
多材料零件由零件内物理分布的多种材料组成，可以集成各种材料的结构和功能，以在零件的预定位置实现可定制的性能（局部耐磨性、高导热性、隔热性、耐化学腐蚀性等）。
多个材料在一个零件中的特定分布可以实现比单个材料零件更好的性能。特别是，一些产品在需要多功能和多环境适应性的恶劣工作条件下使用。例如，IN718/316L多材料结构可以实现高耐热性和高温抗氧化性，以及足够的低温机械强度和韧性，因此在航空航天领域具有巨大潜力；NiTi/Ti6Al4V多材料结构可能适用于生物医学骨科植入物，具有个性化、与人体骨骼相当的刚度以及优异的耐磨性和耐腐蚀性。因此，多材料结构可以为采用创新结构和多材料布局的最终用途零件整体制造铺平道路，并满足航空航天、生物医学、汽车和模具行业日益增长的需求。
使用传统的制造技术，如粉末冶金、轧制、焊接、化学气相沉积和扩散连接，很难制造具有复杂几何形状和不同材料类型或成分可控分布的多材料结构。增材制造(AM)可以基于逐层原理提供高设计自由度和制造复杂零件的灵活性，能够精确控制材料的空间分布，因此在多材料结构的设计和制造中具有很大的潜力。与传统制造技术相比，增材制造-3D打印技术为几何形状复杂的多材料零件制造提供了一种更加可靠的方法，降低了制造成本。特别是，这一过程引入了更高层次的设计自由，能够控制复杂的三维空间内材料分布的方向性和多样性。因此，多材料增材制造可以实现“在正确的位置打印正确的材料”和“为独特的功能打印独特的结构”。
金属多材料结构的典型AM技术是激光粉末床熔融（LPBF）和激光定向能量沉积（L-DED）。
LPBF是AM家族的关键成员，它使用高能强度激光束在粉末床上选择性熔化金属粉末。与L-DED工艺相比，LPBF工艺由于其较小的激光光斑和较薄的层厚度，可以制造具有更复杂和更精细结构的多材料结构。该工艺已越来越多地应用于制造尺寸误差小于100μm的复杂多材料结构，在热交换器、电气设备、HIP植入物、珠宝、燃烧室、耐磨部件、刀具等制造方面显示出巨大潜力。
LPBF 增材制造多材料结构的机械性能（拉伸强度、弯曲强度等）取决于界面结合，界面结合由界面处的微观结构和缺陷决定。孔隙和裂纹等缺陷会削弱多材料结构的结合强度，而界面处细化的微观结构会增强界面结合。
LPBF的多材料结构主要由离散多材料和复合材料制成。然而，使用复合材料在多材料零件内的预定位置控制不同成分的变化具有挑战性。在离散多材料的打印策略上已经进行了大量的努力。目前，使用LPBF打印多材料结构有三种主要策略：（i）LPBF过程直接在基板上进行，多材料部分由基板和打印层组成；（ii）通过在单个打印过程中手动更换另一种粉末来打印多材料零件；以及（iii）可以修改LPBF机器的粉末供给系统以打印多材料零件。特别是，第三种策略最有希望通过编程实现在一个可打印层内和不同层之间精确打印不同材料。
图1显示了多材料结构的LPBF增材制造概况，包括其配置、材料类型和关键技术问题。根据不同材料的分布，LPBF打印多材料结构可分为层间和层内打印结构。典型的多种材料类型有金属/金属、金属/陶瓷、金属/玻璃和金属/聚合物。对于这些多种材料类型，实现无孔隙和无裂纹的界面并实现强结合是最关键的。多材料LPBF工艺中的关键技术问题包括粉末输送系统的开发、打印前多材料结构的数据准备、热力学计算和工艺模拟以及粉末交叉污染和回收。
图1 多材料结构的LPBF制造概述，涉及其配置、材料类型和关键技术问题。
鉴于在多材料LPBF中日益重要的作用，对于界面微观结构和缺陷的形成机理以及界面结合的强化方法仍然缺乏讨论。此外，需要全面解决多材料LPBF及其潜在应用中的技术挑战（包括设备、数据、工艺、材料）。
界面特征和强化方法
l LPBF的多材料类型
最近，大量研究证明了LPBF工艺用于多材料结构的可行性。在这些多材料类型中，金属/金属多材料结构在LPBF打印中最受欢迎。用于多材料LPBF的金属粉末材料包括铁基合金、钛合金、铝合金、铜合金、镍基合金等。316L不锈钢（SS）和Ti6Al4 V广泛用于LPBF打印金属/金属多材料结构。
对于金属/陶瓷多材料结构，陶瓷材料通常用于提高金属材料的硬度和耐磨性，陶瓷的绝缘性能可用于制造金属/陶瓷集成电路和传感器。然而，由于使用粉末床AM技术制造金属/陶瓷多材料结构具有不同的原子键、热膨胀系数和金属与陶瓷之间的较差润湿性，因此LPBF 工艺制造金属/陶瓷多材料结构很有挑战性，金属/玻璃和金属/聚合物多材料结构的打印也面临同样的挑战。
图2 通过LPBF进行层间打印的金属/金属多材料结构：（a）AlSi10Mg/C18400，（b）316L/C1840，（c）316/CuSn10/18Ni300/CoCrMo，和（d）316L/CuSn10。BD是指构建方向。
目前，大多数研究报告了具有层间打印的多材料结构（图2）。这些多材料结构的特点是材料分布在构建方向上的变化。在层间LPBF打印多材料结构中，界面的形成及其特性仍然是有待研究的重点。Sing等人（2015年）在al/Cu层压板的界面处获得了良好的冶金结合（图2（a）），并在界面处发现了金属间化合物Al2Cu。Liu等人（2014年）通过LPBF生产了316L/C18400多材料样品（图2（b）），并在316L/C1 8400界面观察到大量铁和铜元素扩散。316L/CuSn10/18Ni300/CoCrMo多材料结构是用LPBF制造的（图2（c）），其沿着构造方向表现出高度自由的材料分布。具体而言，通过在界面层中采用岛扫描和层间交错扫描策略，实现了具有良好接头强度的316L/CuSn10双金属结构（图2（d））。在该研究中，316L和CuSn10之间获得了良好的结合界面，熔合区宽度为∼550 μm。316L/CuSn10界面的微观结构表明，CuSn10区域存在球形富铁颗粒，一些较细的富铜颗粒嵌入球形富铁粒子中。在界面处观察到晶粒跨越熔体池边界的外延生长。LPBF打印316L/CuSn10多材料结构的极限强度为423.3 MPa ， 优于通过常规工艺制造的钢/铜多材料结构（150-300 MPa）。
图3 通过LPBF进行层内打印的金属/金属多材料结构：（a）CuSn10/4340块部件，（b）CUSN110/4340齿轮部件，（c）狮身人面像的多色多材料雕像，以及（d）CuSn10/316L涡轮盘。
图3（a）和（b）显示了具有LPBF层内打印的CuSn10/4340钢多材料结构。CuSn10和4340钢粉末不仅可以在不同的层中铺粉和打印，而且可以在单层的不同区域中铺粉和打印。材料分布的尺寸误差小于0.1 mm，表明CuSn10/4340钢多材料结构的高打印精度（图3（a））。图3（b）显示了3D打印的CuSn10/4340齿轮零件，其中外轮廓（宽度为0.5 mm）和内部分别打印有CuSn10和4340钢。图3（c）显示了由CuSn10和316L不锈钢打印的雕像。图3（d）显示了由CuSn10环和316L叶片组成的涡轮盘。在叶片根部，材料逐渐从316L变为CuSn10。
图4 由LPBF打印的金属/类金属多材料结构:(a) 1.2367钢模/ ZrO2 + Al2O3， (b) CuSn10/PA11，和(c, d) CuSn10/钠钙玻璃。
图4显示了LPBF打印的金属/陶瓷、金属/聚合物和金属/玻璃多材料结构。对于金属/陶瓷多材料结构，研究了1.2367型钢/ZrO2/Al2O3三明治状结构的可打印性。该结构包括顶部和底部的工具钢多孔结构和块体，以及中间的ZrO2 + Al2O3中间层(图4(a))。结果表明，1.2367工具钢多孔结构与ZrO2+ Al2O3中间层的粘附强度为22 MPa。对于金属/聚合物多材料结构，Chueh、Zhang等人(2020)研究了通过一种专有的多材料LPBF系统打印CuSn10/PA11杂化部件(图4(b))。结果表明，CuSn10和PA11之间保持了适当的距离，减少了CuSn10表面上的碳渣引起的“球化”。对于金属/玻璃多材料结构，Zhang等人(2020)使用专有的喷嘴基多材料LPBF系统打印了一个成分变化的功能分级材料（FGM）部件，从铜合金到钠钙玻璃，其中包括玻璃、陶瓷基复合材料(CMC)、过渡、金属基复合材料(MMC)和铜区(图4(c)和(d))。在CMC侧和MMC侧观察到一个离散界面，其间没有氧化过渡层，FGM部分从金属侧的延性逐渐过渡到玻璃侧的脆性。
l 界面微观结构
不同材料之间的界面微观结构对LPBF 3D打印多材料结构的界面力学性能有重要影响。不同的复合材料类型可以形成不同的界面微观结构。至于金属/金属多材料结构，材料表现出类似的原子键以及物理和化学性质（熔化温度、热膨胀系数、热导率、元素组成等）。因此，在存在成分梯度变化的多材料界面处通常会产生熔合区，这有助于异种材料之间的强冶金结合。
图5 不同多种材料类型的各种组合的界面微观结构：（a）316L/CuSn10，（b）316L/C52400，（c）300马氏体时效钢/304不锈钢，（d）316L/钠钙玻璃，（e）1.2367工具钢/ ZrO2 + Al2O3，和（f，g）CuSn10/PA11。
如图5（a）所示，在316L/CuSn10多材料结构的界面处产生了宽度为550μm的熔合区，熔合区中Fe和Cu元素的数量逐渐变化。图5（b）显示了316L/C52400多材料结构界面处具有明显暗特征的类似熔合区。图5（c）显示了LPBF打印300马氏体时效钢/304不锈钢多材料结构界面处厚度高达120μm的互扩散区域。拉伸结果表明，300马氏体时效钢与304不锈钢紧密结合，因为所有断裂均位于304不锈钢一侧，远离界面。在界面处的熔体池中可以观察到由密集的Marangoni对流引起的环形流动特征，表明在界面处发生了异种材料的强烈元素扩散。
然而，如果材料表现出显著不同的原子键，以及物理和化学性质，如金属/陶瓷、金属/聚合物和金属/玻璃，则可能在其界面处产生明显的边界，而不是熔合区（图5（d–g））。它们的结合强度主要取决于机械联锁结构。图5（e）和（f）分别显示了钢/陶瓷、铜/聚合物多材料结构的不规则界面，这可以通过机械联锁结构提高异种材料之间的粘合强度。LPBF打印件的粗糙表面通常是由于粉末粘附或不规则形状的熔体轨迹而获得的，这有助于在界面处形成机械联锁结构。
图6 沿构建方向的多材料结构的独特微观结构特征：（a-d）300级马氏体时效钢/T2铜和（e）316L/C52400铜。
在金属/金属多材料零件中，其独特的微观结构特征（针状凝固组织、细化晶粒等）有助于加强界面结合。Tan等人发现，由于Marangoni效应和界面处熔体池的表面张力梯度，300级马氏体时效钢/T2铜多材料结构的界面沿Z轴方向容易形成元素扩散区（图6（a）和（b））。如图6（c）所示，可以观察到由Marangoni效应引起的熔体池中的循环流动。固液界面的温度梯度G和生长速率R可以确定凝固过程中微观结构的形态和尺寸。微结构的生长方向与最大温度梯度平行。凝固后，一些针状钢颗粒渗透到铜中，在界面处充当“加强肋”，加强界面结合（图6（d））。此外，Bai等人（2020年）观察到，界面区域的晶粒小于316L/C52400铜多材料零件中每种材料的晶粒，这可能有助于界面硬化和裂纹抑制，如图6（e）所示。
l 界面缺陷
在使用异种材料通过LPBF制造多材料结构时，实现无气孔和无裂纹的界面以及强结合是最关键的。界面缺陷是多材料LPBF的关键挑战。这些缺陷包括裂纹、气孔、分层和未熔化的粉末颗粒。由于不同材料之间的热性能（热膨胀系数、热导率等）不匹配，熔合区可能出现裂纹。
图7 各种多材料结构中的界面缺陷：（a）316L/C18400，（b）316L/CuSn10，（c，d）316L/钠钙玻璃，（e）AlSi10Mg/C1840，（f）1.2367工具钢/ZrO2+Al2O3。
Liu等人（2014年）用LPBF制备了316L/C18400多材料结构，发现尽管钢和铜之间形成了良好的冶金结合，但在界面处产生了裂纹和孔隙（图7（a））。Chen、Yang等人（2019年）在316L/CuSn10界面发现了大量树枝状裂纹（图7（b））。由于316L的热膨胀系数低于CuSn10，LPBF中高温梯度引起的残余应力可能集中在316L侧。图7（c）和（d）显示了316L/钠钙玻璃多材料结构的热影响区（HAZ）中存在裂纹，这是由于热膨胀系数的差异造成的。
由于激光能量密度不足，可能在界面处形成孔隙。由于铜的高反射率和热导率，熔合区的铜粉无法完全熔化，从而形成孔隙。Sing等人（2015年）观察到AlSi10Mg/C18400多材料结构界面处的裂纹和孔隙，其中在铜侧产生宏观孔隙（图7（e））。更高的激光能量密度可能是消除因熔融不足而导致的孔隙的有效方法。然而，过度的激光能量密度可能导致界面上出现小孔。
由于缺乏熔合，未熔融粉末颗粒通常存在于金属/类金属多材料结构的界面处，这不利于界面结合。在金属/陶瓷、金属/玻璃和金属/聚合物多材料结构中，由于材料熔化温度和激光吸收率的巨大差异，不同材料在相同激光能量输入下具有不同的熔化行为。
图8 LPBF打印的CuSn10/PA11多材料零件中的界面缺陷：（a，b）未熔化的CuSn110粉末，（c）激光熔化和再熔化CuSn10/PA11粉末混合物的图示，（d）熔化的CuSn10表面上的残余聚合物颗粒，以及（e）经激光再熔化处理的CuSn100样品表面的SEM图像。
Chueh、Zhang等人（2020年）还观察到CuSn10/PA11多材料样品中未熔融的CuSn10粉末颗粒（图8（a）和（b）），并说明CuSn10和PA11之间不同的熔融温度给激光能量输入的优化带来了困难。此外，当打印Cu10Sn/PA11混合粉末时，激光扫描期间熔融CuSn10表面上残留聚合物颗粒的热裂解导致纳米级气孔（图8（c-e））。因此，过度和不足的激光能量输入可能分别导致聚合物基板的蒸发和金属不完全熔化导致的粘合强度差。
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