江苏激光联盟陈长军导读：
本文综述了多材料L-PBF的最新进展，包括多材料粉末的沉积机理、熔池行为、印刷金属-金属、金属-陶瓷和金属-聚合物多材料组分的工艺特点及潜在应用。 本文是第二部分。 4 )多材料L-PBF调查中材料和工艺特性用于L-PBF的金属粉末材料包括SS、铁基合金( SS除外)、镁铝合金、钛合金、钴基合金、铜合金、镍基合金和其他材料。 还研究了陶瓷、玻璃、聚合物的L-PBF。 研究人员将铝、铜、不锈钢、钛、铁合金与其他材料结合，研究了经L-PBF处理的复合材料的微观结构和力学性能。 与通常制备功能梯度材料的多材料L-DED研究相比，多材料L-PBF的研究通常不采用功能梯度材料的过渡结构，而是将两种不同材料直接结合。 这是因为在L-PBF中分散多种材料粉末的技术困难。
不同研究小组描述的粉末特性、散装粉末的行为、过程中粉末性能与最终制造零件质量的关系可视化。 尖锐的材料界面可能会引起裂纹和脆化等问题。 这通常是由于两种材料中元素缺乏溶解性、晶格结构不匹配、热膨胀变化和热力学稳定的脆性金属间相的形成。 相反，FGM结构的材料组成逐渐变化，消除了明显的材料边界。 从而减少裂纹敏感区的残余热应力集中，避免裂纹扩展和材料分层。 因此，FGM结构比锐利的材料界面更牢固，疲劳寿命长。 曼彻斯特大学的研究人员展示了可以用L-PBF工艺制造FGM的超声波辅助L-PBF加工策略。 4.1 .含铝双金属的L-PBFWang等人( 2020年)利用L-PBF制备了具有良好冶金结合的双金属样品，该样品由两种镁铝合金al12si和alCumgsi组成。 界面出现的Al2Cu相中低硬度共晶Al-Si的显微组织断裂。 alsi 10 mgc 18400的L-PBF研究表明，Al2Cu是由al和Cu元素的扩散引起的。 由于L-PBF对晶粒的细化，这两个研究中双金属样品的拉伸强度和延伸率高于一些贱金属。 断裂发生在基材上而不是材料界面上。 Nguyen、Park、Lee(2019 )报告称，金属间化合物层的厚度影响Fe和Al的结合强度，也就是说膜厚越厚，结合强度越低。 金属间化合物层的厚度随激光能量密度的增加而增加。
选择性激光溶解( SLM )印刷工艺。 在多材料L-PBF中，材料直接熔融，不可避免地会产生金属间化合物。 另一方面，CS可以不熔融而在各种基板上堆积金属、金属基复合材料、陶瓷，因此可以避免材料熔融到底部基板所引起的残馀应力、相变、裂纹、热效应。 yinetal.(2018 )在经过L-PBF加工的Ti6Al4V零件上通过CS沉积Al Al2O3。 如图5-a所示，在材料界面未发现缺陷。
图5a )用L-PBF CS制作al – ti6al4v双金属样品及其界面显微组织，b )指交叉联锁结构的316L-Cu10Sn双金属样品及其材料界面显微组织，c )与没有粉末压缩的熔融粉末层的对比， D )水平316L-Cu10Sn FGM样品及其不同组分区域显微组织，e ) 316L-C18400界面处的微裂纹，f ) 316L-Cu10Sn界面处的微裂纹，g )熔融Invar36-Cu10Sn I ) SS-PET界面处的微观界面结构，j ) Cu10Sn – 4.2 )含铜双金属( Cu-SS )的L-PBFWei等人) 2018 )，增加了316L-Cu10Sn样品的材料接触面积，使提高样品的材料接触面积增加作者在Cu10Sn区发现孔隙和裂缝(图5-b )。 这是因为从超声波粉末分配器喷嘴排出的粉末在没有外部压力的情况下自由地落到粉末床上，粉末层松散而成为多孔质。 外加外力压缩超声沉积粉末层可有效降低孔隙〔图5-c。 Wei等人( 2019 )利用超声波粉末的滴胶法，制作了难以使用传统的L-DED和L-PBF制造的316L-Cu10Sn FGM水平的样品。 虽然两种粉末的成分比例不同，但它们之间的冶金结合仍然令人满意(图5-d )； 但是，据报道，高熔点的316L粉末可能缺乏融合。 该现象的原因与未融合在CuFe的L-PBF上的原因相同。
在316 L/CuSn10复合材料界面进行EDS分析。 一些研究者研究了L-PBF处理的316 lc 18400Cu 10s n样品的微观结构和力学性能。 结果表明，双金属的拉伸强度和伸长率介于两种母材之间。 双金属试样横截面的微观结构在材料界面有元素扩散区，有助于提高结合强度。 值得注意的是，通过这些研究，在L-PBF制备的零件中没有形成脆性金属间相。 与此相对，在316L侧的材料界面(图5-e和- f )观察到微裂纹，但在铜合金侧没有观察到微裂纹。 这被认为是典型的液体金属脆化( LME )缺陷，其原因是固体金属与特定液体金属接触后失去延展性，然后脆化。 在焊接异种金属的研究中，对这一现象进行了深入的研究。 4.3 .含铜双金属( Cu-Fe )的L-PBF许多研究者已经研究了Cu-H13的L-PBF。 报道了Cu和Fe的良好相互扩散。 观察到Cu-H13样品的拉伸强度介于Cu和H13之间。 在凝固过程中，观察到了热应力和快速冷却导致的裂纹。 Anstaett等人( 2017 )报告称，铜合金和工具钢的沉积顺序影响了两者之间热膨胀失配导致的裂纹形成。 Sun、Chueh、Li(2020 )对Ni-Cu的L-PBF的数值模拟表明，高熔点镍合金粉末不能达到其熔化温度； 将未溶解镍合金粉末和低熔点的液态铜合金混合； 但他们没有为验证这项工作提供进一步的理论分析。 在对铜钨的L-PBF的研究中，报道了高熔点钨粒子落入熔池，未熔融的类似现象。 在L-PBF期间，入射激光束的能量大部分被层表面的粉末吸收，下层的粉末只能吸收极少量的能量。 通过对双金属iw36Cu 10s n的L-PBF的研究证实了这一现象。 如观察到的那样，在最初能够溶解高熔点纯金属(殷钢36 )的能量密度下，殷钢36Cu 10s n混合物无法溶解。 固化层显示明显的层(图5-g )。 铜合金完全溶解，高熔点是瓦36粒子在粉末层的顶部溶解。
( a ) Fe和( b ) Ni的界面区域的EDX图。 另外，将屏蔽了Cu10Sn粉末的未溶解殷钢36埋入溶解的Cu10Sn中。 作者报告说，这是因为铜合金具有高热导率和低激光吸收率和熔点。 铜粉部分覆盖粉末层的上表面时，会明显反射激光束。 但是，由于铜的热传导性很高，吸收的能量很快就会消失。 因此，铜粉下的输入36粉末不能得到溶解的足够的能量。 这个问题可以通过提高能量密度来解决。 4.4. SS双金属的L-PBFMohd Yusuf等人( 2021 )使用L-PBF制备316 lin 718双金属样品。 试样孔隙率低，无裂纹，在材料界面显示出良好的冶金结合。 固态和熔融态两种合金晶体结构具有相同的单面中心立方晶体结构，不存在同素异形相变。 这两种合金的主要成分，Fe、Cr、Ni具有令人满意的溶解度。 由于这三个因素，L-PBF适合加工镍-不锈钢FGM。 Hengsbach等人( 2018 )报道，Marangoni对流效应决定了316L-H13双金属在L-PBF期间熔融316L-H13混合物的微观结构凝固。
显微镜照片( a )是在316L SS基板上制作的IN718的反极照片( IPF )彩色照片，( b )和( c )分别有极照片和反极照片。 在[001]方向形成大的柱状晶粒和强的织构。 显微镜照片( d )是IN718和316L SS底板之间连接器界面的IPF彩色照片。 a )和d )标记为500 m。 Ti6Al4 V和316l中的Ti和Fe元素分别在激光熔炼过程中合成了有害的脆性金属相间，如TiFe和TiFe2，减少了结合强度和裂纹。 因此，Tey等人( 2020 )提出了具有0.5 mm CuA铜合金中间层的L-PBF制的Ti6Al4 V/316L双金属样品。 他们发现Ti6Al4V-CuA界面中含有的3种有害相，即L21有序相、非晶相和Ti2Cu是影响组件整体机械强度的重要界面。 熔池的不均匀性在相对脆性的基体中形成了强硬的强化相，控制了激光能量的输入。 这有助于增加相对强硬的界面-Ti相的比例，减少其他脆性相。 4.5 )钛合金双金属L-PBFTi5Al2.5Sn和Ti6Al4 V具有良好的抗氧化性和良好的冶金兼容性和焊接性； 因此，可以用激光焊接等焊接方法简单地连接。 Wei等人( 2020 )证明了L-PBF也适用于加工由这两种材料组成的复杂零件。 在Ti5Al2.5Sn和Ti6Al4之间狭窄的无缺陷冶金结合界面上观察到了元素相互扩散的v层。 界面结合强度超过Ti5Al2.5Sn层。 Ti6Al4中的Ti、Ni元素v和In718在冶金上不相容，产生TiNi3和Ti2Ni等脆性金属间相。 Scaramuccia等人2020年)报道，当In718的含量超过20%时，在L-PBF制的ti6al 4vin 718 FGM中广泛观察到由Ti2Ni引起的裂纹重量% (。 4.6 .金属-聚合物组件的L-PBFChueh等人( 2020年)将用于加工金属聚合物( SS-PET )部件的两种AM方法，即L-PPF和FDM相结合。 特殊设计的联锁结构(图5-i )允许PET和SS形成联锁结构。 SS-PET接头表现出良好的剪切强度和拉伸强度。 在另一项研究中，Chueh等人( 2020年)设计了用于分配轻质低流动性聚合物粉末( PA11 )的独特的振动粉末沉积装置。 利用该仪器，他们成功制备了Cu 10s npa 11 FGM样品(图5-j )，进一步研究了激光熔融过程中金属与聚合物之间的相互作用Chueh、Zhang、et al.2020。 他们指出，由于这两种材料的熔点存在显著差异，在设计金属-聚合物部件时，必须避免这两种材料的直接接触，以防止聚合物因金属的高熔点而蒸发。 此外，还发现在Cu10Sn粉末中添加少量的pa11(5vol% )可以明显改善经L-PBF处理的Cu10Sn的表面质量。 4.7 .金属陶瓷/玻璃组件L-PBF金属-陶瓷复合材料，可显著提高提高零件的表面硬度、耐磨性、化学惰性、温度稳定性。 Trenke、Mller、Rolshofen(2006 )提出了在L-PBF过程中可能的三种金属-陶瓷粉末的组合。 层状金属-陶瓷、金属-陶瓷粉末复合材料、熔融金属层上的陶瓷涂层均可采用L-PBF制备。 Koopmann、Voigt、niendorf(2019 )发现熔融陶瓷不能完全粘结在钢表面。 但采用回流策略后，粘接强度为提高，在金属-陶瓷界面上形成锯齿状的联锁微观结构。 硼化物增强钛基复合材料是一种很有前景的航空航天材料。 例如，成分分级涡轮叶片的AM采用了这样的材料。 TiB相的形成来自Ti和TiB2之间的原位反应，该反应由高功率激光照射触发。 Shishkovsky、Kakovkina和Sherbakov(2017年)的类似研究也报告了这种现象。 张等人( 2019 )提出了一种L-PBF金属-钠钙玻璃吊坠，在材料界面实现了满意的机械粘接。 作者还报道了热影响区( HAZ )中玻璃颗粒熔融不足和熔融玻璃层中含有裂纹的缺陷。 另一项调查显示了金属玻璃FGM样品。 这些样品的横截面如图5k所示。 在材料界面没有观察到元素的扩散，断裂发生在靠近陶瓷类复合材料区域的界面。
激光熔融后每个粉末比率的垂直梯度结构和表面图，( a )金属相，( b ) 15 )玻璃( MMC )，( c ) 35 )玻璃(过渡相)，( d ) 65 )玻璃) CMC，( e )玻璃相，( f )铜合金和铜合金值得注意的是，在双金属L-PBF中，如果两种金属的晶格参数不一致、元素不相容、或熔点差异较大，则容易发生缺陷(包括金属间相、LME、微裂纹、未熔合)。 5多材料L-PBF的探讨与挑战5.1 .材料科学挑战L-PBF可用于制备bi材料和FGM结构，但在材料科学方面仍然面临挑战，包括脆性金属间相形成、LME、未熔合和元素偏析现象的理解。 如果两种材料的晶格不一致，元素缺乏溶解性，或者两种材料的熔点和密度相差很大，可能会出现这些缺陷。 并对这些缺陷的形成机理和解决措施进行探讨。 5.1.1 .脆性金属间相在L-PBF中异种金属的熔融过程中，金属中的元素每隔一定数量的原子扩散并结合。 这可能导致晶格类型与母材完全不同的新相，即金属间相。 如果构成合金的元素的电子层结构、原子半径、晶型相对不同，则容易形成该新相。 这些金属间相通常相当脆，硬度和熔点高，凝固部件会产生裂纹等缺陷。 可以应用三种技术来克服由金属间相引起的问题。 (1)相图计算：相是影响无机材料物理性质的一个重要特征。 相图由实验测量和统计热力学分析组成，为了解材料在不同温度和成分下的特性提供了基本信息。 基于实验和热力学分析的相图计算通常称为CALPHAD，Kaufman和Bernstein首先介绍了CALPHAD。 CALPHAD法根据各组分相，即气相、液相、固溶体、化合物的晶体结构建立热力学模型。 通过对一定温度和压力下多材料体系的实验和理论计算数据进行评价和筛选，可以确定材料体系内各相的吉布斯自由能。 在此步骤中，需要拟合和优化模型参数。 最后，利用CALPHAD建立了多组分材料系统的热力学数据库。 图6显示了CALPHAD方法的流程。 CALPHAD是一种有用的热力学计算方法，可以用来确定多组分系统的热力学性质。 它也是材料动力学和微观结构演化模拟的热力学基础。 因此，CALPHAD方法被广泛用于新材料和新技术的研发。
图6 CALPHAD流程图( Xu et al.2016 )。 CALPHAD法是用于显示梯度金属材料的L-DED和L-PBF制造凝固阶段的金属间相的驱动力、向原子能的沉淀、溶质的偏析/分配的有用技术。 正确选择相平衡( Bobbio、Otis、Paul、et al.2017 )或不平衡热力学计算( Liu et al.2020 )提供了准确地预测L-DED中FGM的相形成的重要信息。 该方法广泛应用于功能梯度材料L-DED的研究，值得推广到多材料L-PBF的研究中。 金属间相的形成与材料的组成比直接相关。 因此，对于功能梯度材料，可以根据热力学计算结果人工设计材料a到b的过渡路径。 由此，能够跳过产生金属间相的材料比范围，能够从根本上避免这些有害相的产生的Reichardt 2017。 冷却速度对FGM AM期间的相变和晶粒生长有重要的影响( Bobbio、Otis、Paul等，2017 )。 因此，可以使用CALPHAD法根据相图预测加工中的相形成，可以将加工温度控制在理想的范围内，避免产生第二相( Bobbio et al.2018 )。
CALPHAD流程图。 )在两种基材之间添加过渡层的脆性金属相间问题的另一个实际解决方案是添加过渡层，过渡层由与两种基材相关的冶金兼容性好的元素组成。 过渡层防止两种基材之间的直接接触，最终阻止金属间化合物的形成。 )3)提高材料延展性在第三金属元素多材料L-PBF工艺中添加少量的第三金属元素是提高金属间延展性的潜在解决方案。 例如，通过相对于脆性多晶Ni3Al添加0.020.05，可以使Ni3Al室温拉伸延伸率从约040 %50 %开始增加. 通过用Ni和Fe部分置换Co3V金属间相中的Co，Co3V的晶格可以从非塑性六角形结构( D019 )转变为塑性面心立方结构( L12 )。
