六校联合发表顶刊综述：金属增材制造的微观结构演变和多阶段控制！

来源：材料学网

导读：近日，深圳大学刘志远教授团队联合南方科技大学、香港城市大学、北京科技大学吕昭平教授等人在线发表了题为“Additive manufacturing of metals: Microstructure evolution andmultistage control”的顶刊综述.探讨了增材制造的基本程序，即熔池的形成和结合。提出了综合加工图，将熔池能量和几何相关的工艺参数整合在一起。以此为基础，在组成熔池凝固期间和之后，会形成增材制造的微观结构。基于凝固和位错理论，深入分析了多阶段组织的形成机制，提出了多阶段控制方法。此外，还简要讨论了潜在的原子尺度结构特征。此外，通过调整工艺参数和合金成分来进行增材制造的微观结构设计，以实现该技术的巨大潜力。这篇综述不仅建立了一个坚实的微观结构框架，而且为调整增材制造生产的金属材料的机械性能提供了一个有前途的指导方针。

增材制造是一种颠覆性技术，它根据数字模型直接逐层打印三维 (3D) 组件。与铸造、锻造和机加工等传统制造方法完全不同，增材制造是一种近净成型制造工艺，可以显着提高设计自由度并缩短生产提前期。因此，在即将到来的工业 4.0 时代，增材制造为智能制造提供了巨大的机遇。此外，增材制造是一类通用、灵活且高度可定制的生产技术，适用于制造各种材料，包括金属、陶瓷和聚合物。对于金属材料，激光或电子束通常在类似于焊接的增材制造过程中用作高强度热源，其中金属粉末被加热到熔融状态以形成基本的构建单元——熔池。因此，这种类型的增材制造技术被归类为基于融合的增材制造。熔池的形成和随后的结合是基于融合的增材制造过程中的两个基本物理过程。相比之下，增材制造也可以在固态下进行，这在很大程度上依赖于金属粉末颗粒的动能而不是热能。然而，由于固态键合的局限性，固态增材制造主要限于延展性材料。

在基于融合的增材制造中，一旦受到高能束的轰击，金属粉末的局部温度会瞬间飙升至熔点以上，在短时间内形成微尺度熔池。随后，热源快速扫描到下一个位置，熔池在先前沉积的制冷基板的影响下迅速凝固。因此，在增材制造过程中可以实现高达 ~ 10 7 K/s的陡峭温度梯度和~ 10 7 K/m 的高冷却速率。当与熔池融合过程中发生的复杂流体动力学相结合时, 气孔经常由于气体滞留或未融合而出现。因此，金属部件的增材制造的加工窗口异常狭窄。在这个狭小的空间内，构建了从微米级柱状晶和亚微米级位错胞到纳米级析出物的分级微结构，赋予金属材料众多优异的力学性能。与缺陷消除相比，实现精确的微观结构控制相对更具挑战性，为此迫切需要全面了解微观结构的演变。

在此，本文首先修订了增材制造的加工图。将熔池形成的能量项和熔池结合的几何项整合在一起，构建了一个综合的加工图。相应地，打印金属材料的微观结构可分为凝固组织和凝固后组织，在不同的阶段形成。此外，还解决了在快速冷却过程中冻结的潜在原子级微观结构特征。此外，还讨论了为增材制造设计的特定地点的微观结构和合金成分，以充分探索增材制造技术的潜力。

增材制造为生产具有特定部位微观结构的先进金属材料提供了极大的自由，对微观结构演变的深入了解是发挥其巨大潜力的先决条件。基于融合熔池形成和结合因素的综合加工图，增材制造的分级显微组织可分为凝固组织和凝固后组织。

图2。（a）增材制造过程中熔池的形成和结合示意图。(b) 集成了能量和几何术语的增材制造加工图。注乙米* 和乙乙* 分别对应于将金属粉末加热到其熔化温度和沸腾温度所需的能量。

图3。通过增材制造制造的金属的微观结构演变。凝固组织包括（a）初生柱状晶[75]和（b）沿柱状晶界稀疏分布的次生相[76]。固化后结构包括 (c) 位错单元 和 (d) 基质中的纳米沉淀物 。(e) 复杂的热历史有助于在增材制造过程中形成多级微观结构。

图 4。(a) 快速凝固过程中固液界面柱状和等轴晶粒生长示意图[81]。(b) 由于溶质在液体和固体中的溶解度不同，固-液界面前的溶质分离。(c) 典型相图的一部分，显示结构过冷。(d) 固液界面前端溶质偏析引起的结构过冷。(e) 显示增材制造的柱状到等轴转换的示意图

(1)基于增材制造的基本构建块熔池，通过整合能量和几何因素构建了新的加工图。图中可以确定四个区域：I. 缺乏结合，II. 缺乏融合，III。过程窗口，和 IV。锁孔形成。稳定的熔化和熔池的充分重叠是生产完好金属部件的必要条件。

图 5。（a）示意图显示了在增材制造过程中凝固的最后阶段形成的枝晶间第二相。(b) 由 DED 制造的 Al4047 合金中枝晶间 Si 相的扫描电子显微镜图像[109]。(c) 由于 DED 制造的 IN718 中 Nb 的偏析而形成的枝晶间 δ 相[76]。(d) 电子背散射衍射相图显示了由于 SLM 打印的 Al0.5CoCrFeNi 高熵合金中的 Al 原子偏析而形成的枝晶间 BCC 相[110]。(e) 在 Ag-Cu-Ge合金中周期性排列的不连续的富铜沉淀物

图 6。增材制造过程中位错单元形成过程的实验观察和示意图。具有不同程度约束的增材制造 316L ：（a）1D 约束，（b）2D 约束和（c）3D 约束。位错胞的形成过程，根据参考文献 重新绘制：(d) 凝固后的初始阶段，有少量位错，(e) 循环加热过程中膨胀和收缩引起的位错密度较高，(f) 位错胞形成由高密度位错的聚集和（e）溶质原子微偏析到一些位错单元边界引起。

(2)凝固结构包括从先前沉积的衬底外延生长的初级柱状晶粒和沿晶界沉淀的次级相。初级晶粒的尺寸由温度梯度和凝固速率的乘积决定。当在液体中成核的等轴晶粒超过柱状固液前沿的推进时，柱状到等轴转变发生在增材制造中。

图 7。由于固有热处理效应，Fe19Ni5Ti合金层间暂停时间延长引起的纳米沉淀。(a) 光学显微照片显示具有软硬区域的夹层结构。原子探针断层扫描 (APT) 分析 5 nm 厚切片的Ti 原子图，通过 (b) 软和 (c) 硬区域中的重建体积。左图显示了奥氏体的 APT 重建，右图显示了马氏体的重建

(3)凝固后微观结构包括亚微米级位错单元和纳米级沉淀物。位错细胞的物理起源是由热应力刺激的位错积累和聚集，这是由增材制造过程中不同层重复加热过程中的循环膨胀和收缩形成的。此外，通过人为增加层间时间，可以加强本征热处理，在固体部分引发沉淀反应。

图 8。(a) 增材制造快速凝固过程形成的过饱和固溶体示意图。(b) 熔池边界处的成分波动

图 9。通过增材制造 获得的 (ac)单一和 (dh) 多材料的特定位置微观结构。

最后，由于增材制造中的快速冷却速度，在原子尺度上获得了过饱和的固溶体，这为金属材料提供了额外的强化。此外，当固液界面从前向流动逆转时，会在熔池后部留下额外的溶质，形成一种独特的偏析结构。