来源：长三角G60激光联盟
导读：这篇综述主要解释了LPBF工艺的基本原理、几个相互关联参数的科学和技术进展、原料材料、生产性能/缺陷，以及数值模拟的见解，以虚拟地理解工艺行为。本文为第二部分。
3.材料
本节介绍了使用增材制造工艺加工功能材料以开发工业产品的最新努力和进展。
3.1.钛基合金
钛（Ti）合金因其高强度重量比、相容性和耐高温性而广泛应用于各种生物医学、汽车和航空航天工业。通常，生物医学领域使用的材料应满足低杨氏模量、高强度、低密度、高耐磨性、高耐腐蚀性和高兼容性的基本要求。钛合金具有上述优异性能，证明是生物医学工业的良好选择。其生物医学应用包括牙科领域、关节置换、植入物、正畸部件、外科器械和人工心脏瓣膜。由于高时间、高能量和高材料要求，钛合金的制造一直是一个难题。尽管如此，增材制造的出现，特别是LPBF，已经导致更多的钛零件制造。商业纯（CP）Ti由于其优异的机械特性而被Ti-6Al-4V替代作为矫形假体。其他钛合金也被认为是CP-Ti和Ti-6Al-4V的替代品，因为其无毒性。Ti-13Nb-13Zr是通过将铌（Nb）和锆（Zr）合金化而开发的，是一种性能优异的合金。这种合金可以很容易地取代Ti-6Al-4V。铌的存在抑制了α相的形成。许多研究已经为Ti-13Nb-13Zr取代Ti-6Al-4V奠定了坚实的基础。一些研究人员还检查了LPBF晶格结构的机械性能和多孔生物材料。
3.1.1 α-钛基材料的LPBF
工艺参数的优化极大地影响生产零件的机械性能、致密化和微观结构行为。Vracken等人指出，工艺参数最终影响LPBF工艺中的微观结构发展。通过LPBF制备的CP-Ti的微观结构行为从板状α到针状马氏体α′相变化，完全由工艺参数控制（图7）。已经观察到，扫描速度在区分微观结构方面起着至关重要的作用。当扫描速度低于100 mm/s时，对于120 J/mm3的能量密度，由于熔池内的能量热化，在凝固过程中发生β相到α相的完全转变（图7a）。但是，当扫描速度大于100 mm/s时，对于相同的能量密度，由于热过冷和动态过冷的增加，会形成α′微观结构（图7b）。Ti-6Al-4V产生的广泛观察到的LPBF显微结构是柱状β晶粒中的α′马氏体。这种微观结构的形成是由于工艺参数的选择，这可能导致冷却速度超过起始马氏体温度410 K/s，从而促进α′马氏体的生长。
图7 LPBF生产的CP-TI零件的微观结构。（a）α晶粒和（b）α′晶粒。
3.1.2.β型钛基材料的LPBF
β-Ti合金的最佳例子之一是Ti-24Nb-4Zr-8Sn，通常称为Ti2448，它具有高强度和低模量等优异性能。该合金还需要优化工艺参数来开发完全致密的零件。扫描速度的增加表明硬度和密度逐渐降低。因此，可以说，显微硬度和密度在很大程度上取决于加工参数。在图8中可以观察到两组密度，几乎密度（99.3%）和中等密度（98.2%）的LPBF，以两种不同的扫描速度生产零件。图中的暗带只是激光轨迹。
图8 LPBF在两种不同扫描速度下生产的Ti2448的微观结构，相对密度为（a）99.3%和（b）98.2%。
3.1.3 （α+β）钛基材料的LPBF
层状（α+β）的微观结构有助于提高Ti-6Al-4V的延展性，而不会影响材料的屈服强度。通过改变能量密度并利用与层沉积相关的循环再加热，可以将层状（α+β）转变为α′马氏体。（α+β）Ti的LPBF研究主要在Ti-6Al-4V和Ti-6Al-7Nb上进行。由于LPBF过程中温度梯度较大，LPBF生产的Ti-6Al-4V零件的SEM微观结构显示出细小的针状马氏体CP-Ti，需要优化工艺参数以获得尽可能高的致密零件。Ti-6Al-7Nb是用于生物医学植入物的另一种钛基合金，与Ti-6Al-4V相比，具有更高的耐腐蚀性和更好的机械性能。LPBF生产的Ti-6Al-7Nb和Ti-6Al-4V具有相似的α′马氏体显微结构。LPBF生产的Ti-6Al-7Nb零件显示出比通过铸造获得的零件优越的性能。铝合金是SLM研究中最受欢迎的材料系统之一，因为它们用于许多高价值应用。然而，由于激光熔化铝的问题，加工它们很困难，导致零件出现各种缺陷。近年来，一些研究人员设计了解决这些问题的技术，报告了各种铝合金的有效SLM，并探索了其在先进部件中的潜在应用。
C系列试样微观结构的光学显微照片。穿过前β相柱状晶粒的纵向截面（x-z平面）。箭头表示构建缺陷。
3.1.4 复合钛材料的LPBF
对LPBF和钛合金的研究主要局限于一些流行的合金。但为了提高耐磨性、屈服强度和极限强度，在Ti中添加了SiC、TiC或TiB2等陶瓷。添加一溴化钛（TiB）作为增强材料可提供化学、热力学和机械稳定性，如图9所示。Ti和二溴化钛（TiB2）之间的原位反应导致Ti-TiB复合材料的生成。Attar等人通过优化工艺参数和使用Ti-5wt%TiB2混合粉末，生产出了密度最高的Ti-TiB零件。观察到针状形貌分布在整个Ti基体上。
图9 SLM生产的Ti-TiB复合材料在不同放大率下的微观结构SEM图像：（a，b）横截面图和（c，d）纵向图，显示了Ti基体中的针状TiB颗粒。白色箭头表示TiB颗粒。
3.1.5 多孔钛材料的LPBF
多孔钛材料的主要目的是在生物医学工业中复制天然骨。当对多孔钛材料进行LPBF工作时，CP-Ti和Ti-6Al-4V是主要关注焦点。55-75%多孔钛结构由LPBF制成，类似于天然人骨，并通过压缩试验进行测试。Attar等人通过LPBF成功制备了多孔Ti-TiB和CP-Ti材料，孔隙率分别为10%、17%和37%。这些材料的弹性模量和屈服强度与人体骨骼非常接近，因此可以作为植入物的替代品。主要目的是利用LPBF开发高强度和生物相容性多孔钛合金基植入物，促进宿主体内的骨整合。
3.2 镁基合金
镁（Mg）是地壳中第六大可用元素。镁基合金优选用于重量敏感应用，因为其结构重量轻，比其他Al或Ti元素轻。由于其轻量化和高强度特性，镁受到了航空和汽车等不同行业的关注。镁基合金还表现出优异的机械性能、可铸造性和可加工性、高热稳定性以及高导热性和导电性。但镁的问题在于其低耐腐蚀性和其他负面特性，如低弹性模量、低强度和较差的抗蠕变性能。由于镁的可成形性差、快速降解和析氢，镁在临床领域仍未得到充分应用。因此，研究人员不断开发新的镁合金和复合材料，以满足特定的工作要求。其中一种镁合金，即Mg-Zn，由于高强度和耐腐蚀性的综合存在，是顶级合金。大多数Mg-Zn产品是通过永久铸模铸造、挤压、轧制和压制生产的。但由于αMg基体的封闭堆积六角结构（HCP），其成形性相对较差。因此，这种合金的塑性加工必须在周围的高温下进行，从而增加了制造成本。AM（主要是LPBF）的引入使得无需使用任何夹具模具即可快速生产具有高密度产品的此类合金。
（a，c）Mg和（b，d）Mg-Y在0.5b下的结构和电荷密度分布。在电荷密度分布图中，红色表示电荷密度较高的区域；虚线表示滑动面。对于Mg和Mg-Y，通过完全松弛优化结构计算的电荷密度分布具有更多的电荷转移到滑移面，这意味着更低的能量，并且该结构对应于稳定位置。
3.2.1 镁和镁基合金的LPBF处理窗口
Ng等指出了在LPBF工艺中使用镁粉末的可能性，因为它们成功地在惰性气氛中完全熔化了镁轨道。基于激光源和Mg粉末在不同加工参数下的相互作用，建立了单轨Mg粉末的加工窗口。一些研究人员还试图基于其制造单层和多层三维物体的可成形性建立镁及其合金的加工窗口，如AZ91D、WE43、ZK60和Mg-9%Al。图10显示了镁合金Mg-9%Al的加工窗口图。激光参数，即激光能量密度，被视为影响区域和微结构出现的单个参数，并比较单层和多层零件的加工条件。
图10 根据扫描速度和激光功率的Mg-9%Al的加工窗口图。
根据通过LPBF生产的零件的质量，可以将Mg粉末及其合金在不同扫描速度和激光功率下的行为分为四个区域。下面对它们进行解释。
1.在该区域中，对于任何扫描速度范围，能量密度和激光功率都太高。由于这种高温，由于镁的熔点较低，在熔池中存在镁粉末的蒸发和电离。蒸发的粉末在熔池中膨胀并产生巨大的反冲效应，从而吹走液体和粉末，导致没有轨迹形成。
2.在该区域中，对于任何扫描速度范围，能量密度和激光功率都太低。使用非常低的能量输入和高的扫描速度不会给出导致Mg粉末部分熔化的适当的相互作用时间。低激光能量不足以产生液相，因此，颗粒之间存在较差的键合颈。在这种情况下，颗粒之间的融合导致零件没有机械强度，表面上发现大量未熔化的碎片。当热量从熔池中心传导到周围粉末时，由于部分熔化而形成热影响区（HAZ）。如果扫描速度更快，Mg粉末的低密度和化学特性将导致氧化和形成MgO，这将干扰工艺环境。
3.在该区域中，可以接受Mg粉末的大量熔化，具有相对更稳定的熔池，并产生颗粒之间具有良好结合的轨道。该区域中的激光能量范围非常有利于提高粉末床的温度，同时降低熔体池的粘度，使得熔体可以均匀地散布在预处理层上以获得更致密的部分。在低激光功率和高扫描速度下，大的低能量输入导致颗粒表面熔化，导致颗粒之间的弱键。当使用CP-Ti和Ti-TiB2成分进行试验时，该区域的LPBF已证明生产出性能良好的零件。
4.这一点的特征在于出现球化区域。成球是球形熔融粉末的团聚，形成大的熔池。这主要是由于低激光能量密度输入，即低功率、高层厚度和高扫描速度。由于球化现象往往发生在该区域，因此可能会使所生产零件的表面劣化。
通过分子动力学模拟，在不同弛豫时间下Mg的完美晶体（a）和稳定层错位置（b）的结构。
3.3 铝基合金
铝（Al）及其合金是除钢和铁之外用于任何结构的主要材料，由于其高强度、低密度和良好的耐腐蚀性的优异性能，它们适用于各种工业，如武器、电力电子、汽车和航空。传统的制造方法，如挤压、铸造和锻造，通常用于由铝及其合金制造任何零件。尽管这些方法已被证明是铝的有效制造方法，但仍存在许多与之相关的缺点。在铸造过程中，由于低冷却速率和许多缺陷（如气孔、夹渣和偏移缺陷），会形成粗糙的微观结构。高性能铝合金的分离生产线限制了制造工艺的灵活性。由于现代工业的进步，铝部件的性能要求处于最高水平。因此，需要结构来满足这些要求，并制造结构以减少成本和时间。
LPBF通常被认为在单次扫描中给出了完全密集部分的良好结果。但对于某些合金，如Al/Fe2O3粉末，有必要采用颗粒增强Al基体的原位形成，以克服诸如成球、doss形成和零件变形等缺陷，这些缺陷导致所生产零件的表面光洁度较差。原位反应在很大程度上受Fe2O3浓度的影响，决定了合适的工艺参数范围。此外，还确认工艺参数对通过LPBF制造的合金（如AlSi10Mg）的微观结构、断裂行为和高周疲劳有很大影响。在未来，具有不同设计、高精度和近净形状结构的铝合金制造方法将在制造业中引起极大兴趣。铝暴露于LPBF工艺已经解决了许多与传统制造工艺相关的问题。Louvis等人指出，产生导致成球的不稳定大熔池的原因是高激光功率和低扫描速度。这也增加了生产成本和时间。可以通过使用低激光能量和高扫描速率来处理球化缺陷。对于铝的LPBF，不可能消除氧化物的影响。因此，需要进一步的研究工作来提出控制氧化物形成的解决方案。
3.3.1 铝合金的LPBF处理窗口
通过在激光功率范围为20W至240W、扫描速度为20mm/s至250mm/s、恒定阴影间距为0.1mm的情况下进行实验，绘制了铝及其合金，特别是纯铝、铝镁和AlSi12的加工窗口图。四个区域被确定为无标记、部分标记、良好固结和过度成球（图11）。
图11 在（A）空气雾化纯Al（B）气体雾化纯铝（C）水雾化Al-5.6Mg（D）水雾化Al-6Mg（E）气体雾化Al-12Si中制造的零件加工窗口图。
图12显示了所研究的所有粉末的类似趋势。不同区域之间的边界略有不同。部分标记区域主要包括强度非常低的零件。良好固结区域的样品具有良好的粘结性和高强度。因此，良好的固结应被视为通过LPBF制造多层零件的适当区域。过度成球的区域伴随着不需要的成球缺陷，导致大的熔池。形成此类区域的原因如下所述。
1，无标记区域受激光和材料之间的短相互作用时间段和低能量密度的影响，这导致颗粒间粘合不良。在LPBF工艺期间，对于低激光功率，使用高扫描速度也可能导致接合不良。
图12 铝粉加工窗口图，显示了不同工艺参数下的不同微观结构。（1：无标记；2：部分标记；3：固结良好；4：过度成球）。
2，部分标记区域的特征是制造有大量多孔缺陷的零件。这也是由于采用了低能量密度，这又是由于低激光功率和高扫描速度。处理参数的这种组合导致形成不充分的液相，最终导致颗粒间结合不良。
3，良好固结区域的特征是通过LPBF制造零件，具有相当的密度水平，几乎为60%至80%。在该区域中采用的能量密度范围导致粉末床温度的升高和熔池粘度的降低，因此改善了制造部件的致密化。这一结果是由于采用了更高的能量密度，从而产生了足够的液相，促进了粉末完全熔化。
4，过度成球区域的特征是通过LPBF制造的零件具有完全致密的零件，但表面非常粗糙。这一结果是由于采用了高激光能量密度，即在低扫描速率下采用高激光功率。
3.3.2.硬金属
由于对时间、能量和材料的高要求，硬金属制造一直是困难的。SLM的出现使得制造这些材料更加方便。了解制造零件的致密化与工艺参数之间的关系对于总结制造零件的微观结构和机械性能具有重要作用。在所有金属中，Ti、Mg和Al由于其性能而被广泛地考虑用于各种工业，如航空航天和生物医学。在Ti的情况下，显微结构的这种差异可能是由于不同的激光参数，主要是激光扫描速度。在镁的情况下，通过特定的激光能量输入和冷却速率来监测微观结构的演变。LPBF制备样品的拉伸强度、抗压强度、硬度和显微硬度等力学性能表明，LPBF可以制备出性能优于使用传统工艺（如铸造）制备的样品。还发现，当在LPBF工艺下加工时，添加其他金属以形成合金被证明更有效。
4.LPBF工艺参数
在任何制造过程中，工艺参数的影响在制造过程设置条件中起着重要作用。
4.1 LPBF工艺参数对致密化的影响
由于涉及许多工艺参数，LPBF被认为是一个非常复杂的工艺。必须在加工过程中实现这些参数的正确组合，以获得完全致密的零件。与LPBF相关的一些关键参数可归类为图13所示。
图13 工艺参数分类。
4.1.1 激光加工参数对致密化的影响
Zhang等人在Mg-9%al合金上进行了一项此类实验。他们研究了激光能量密度对通过连续Nd:YAG激光器生产的零件密度的影响。他们记录到激光能量密度从7.5增加到15 J/mm2，相对密度从74.5显著提高到82%。在低激光能量密度情况下，主要由于高扫描速度，会发生部分熔化，导致气孔和不连续轨迹的产生。当激光能量密度增加时，观察到粉末更好地熔化，导致气孔消失和表面光洁度平滑。但是，如果激光能量密度进一步增加到约20J/mm2，则密度降低。这是因为尽管有足够的能量产生液相，但低扫描速度会导致球化和熔池破裂。
当激光能量不足以产生液相时，会形成小周长比和不稳定的小尺寸熔池。这种不稳定的熔池最终到达缩颈阶段并破裂成球，导致成球。在LPBF制造CP Ti和Ti-24N-4Zr-8Sn合金的情况下观察到了一种典型的现象，这突出表明，如果粉末完全熔化，增加激光能量密度没有进一步的好处，因为激光能量密度的任何增加都会导致球化、表面光洁度差和密度降低。在LPBF工艺中，许多研究工作强调，由于低激光功率和高扫描速度，低能量密度不能产生足够的液相，使粉末粘结在一起，导致部分熔化导致致密化不良。但随着激光功率在较低扫描速率下增加，激光能量密度显著增加，这现在为产生液相以使粉末结合在一起提供了足够的能量。当工艺接近完全熔化时，这导致更高的致密化。因此，可以得出结论，通过适当增加激光能量密度可以实现高温。这增加了所生产零件的致密化。它降低了表面张力和粘度，有利于在熔池内产生连接流和流动。
在166.7 J/mm3的Ev下沉积的AZ91D样品的光学显微照片。（a）和（b）垂直截面，（c）横截面，以及（d）扫描轨迹的细节，如（c）所示。
Wei等人致力于了解工艺参数对LPBF处理AZ91D合金的影响。他们观察到，随着阴影间距和扫描速度的增加，制造零件的密度显著下降。在恒定激光能量下降低扫描速度可提供激光与材料之间的更多相互作用和更好的致密化。在讨论阴影线间距（也称为扫描间距）时，出现了一个新术语“重叠扫描线”。它通常描述连续扫描线的重叠量。在AZ91D零件的实验中，在0.33 m/s的低扫描速度下，在90μm的阴影间距下记录到99.52%的最大密度。给出约166.7J/mm3的激光密度的参数组合足以穿透任何氧化物层并给出最大密度（大于99.5%）的部分。在另一个实验中，为了了解扫描速度对ZK60合金的影响，通过保持其他参数恒定进行了研究。激光功率、扫描间隔、层厚度和激光光斑尺寸保持恒定为200W；分别为80μm、20μm和150μm。在100至900mm/s的扫描速度范围内，可以看出，在300mm/s的速度下达到94.05%的最大密度。在100mm/s的低扫描速度下，可以看到材料的严重蒸发和燃烧。当扫描速度高于500mm/s时，粉末未完全熔化，导致孔隙率降低，密度降低达82.25%。还观察到，随着扫描速度的不断增加，熔体轨迹具有从连续轨迹到不连续轨迹的明显转变。图14显示了扫描速度对成球的影响。
图14 扫描速度对由成球现象引起的珠粒直径的影响（原料粉末D50=6.43μm）。
LPBF工艺中的另一个关键参数是层厚度。它影响零件的机械性能和尺寸精度。建立与其他加工参数相关的适当层厚度是至关重要的。如果层厚较大，粉末将不可能完全熔化，因为没有足够的激光功率穿透粉末床。这会导致较大的空隙和气孔，从而降低所生产零件的密度。因此，最佳层厚度值应用于精细分辨率和中间层之间的更好结合，具有较少的缺陷，例如孔隙率。小的层厚度有助于通过允许更多的激光能量穿透粉末床更好地融合夹层。这暴露了先前熔化的层用于多次重熔，增加了密度和润湿性能。
Olakanmi等人在使用AlSi12的实验中观察到，存在一个特定的层厚度值。这种无孔隙率的产品被证明具有优异的微观结构性能，因为层的多次重熔被证明以最小的球化表现出优异的层间结合。图15显示了TEM图像，显示了熔融金属凝固的效果，以获得晶粒的精细分辨率。当熔融金属凝固时，大多数气泡逃逸到表面并坍塌，以提供颗粒的精细分辨率。
图15 SLMed AlSiMg1.4合金的TEM亮场图像，显示（a）α-Al晶粒中的位错亚结构和（b）亚晶粒内部的高密度位错缠结。
总之，可以说，随着激光功率的增加和扫描速度、层厚度和扫描间隔的减小，致密化增加。该结果也适用于其他材料和合金，如Al12Si和Ni-Cu合金。图16显示了在不同激光功率和扫描速度下通过L–PBF工艺生成的AlSi12合金微观结构的SEM照片。Al和Si相分别为亮相和暗相。所有样品都具有胞状微观结构，初生Al相被共晶Al/Si微观结构包围。微观结构形态广泛存在于通过L-PBF生产的Al-Si合金中。虽然在低扫描速度下使用高功率激光时，初生铝相略有粗化，但细胞微观结构的形态并未因激光设置而发生实质性变化。在FE–SEM分辨率下，在伸长的-Al相内未发现任何相。
图16 SEM图像显示了在不同激光功率和扫描速度下通过L–PBF工艺制造的AlSi12合金的微观结构。
来源：Laser Powder Bed Fusion: A State-of-the-Art Review of the Technology, Materials, Properties & Defects, and Numerical Modelling, Journal of Materials Research and Technology, doi.org/10.1016/j.jmrt.2022.07.121
来源：Beese, A. Wilson-Heid, A. De, W. Zhang, Additive manufacturing of metallic components – Process, structure and properties, Progress in Materials Science, 92 (2018), pp. 112-224, 10.1016/j.pmatsci.2017.10.001
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