（一）介面特徵和強化方法l 鐳射粉末床熔融多材料增材製造

以下文章來源於江蘇鐳射產業技術創新戰略聯盟，作者鐳射紅

鐳射粉末床熔融（LPBF）增材製造-3D列印技術在製造具有複雜結構和精細材料佈局的金屬多材料結構方面取得了進展。華南理工大學等科研機構的研究人員對鐳射粉末床熔融多材料結構增材製造的最新發展進展進行了全面回顧，包括：介面特性和強化方法，關鍵技術問題和潛在應用等，並對該領域未來研究方向進行了展望。

相關論文以“Recent progress on additive manufacturing of multi-material structures with laser powder bed fusion”為題，發表在Virtual and Physical Prototyping 期刊。本期

谷.專欄

將結合該論文，對於LPBF 多材料增材製造發展概況以及介面特徵和強化方法進行解讀。

原文連結：https：//doi。org/10。1080/17452759。2022。2028343

/ 多材料LPBF增材製造發展概況

多材料零件由零件內物理分佈的多種材料組成，可以整合各種材料的結構和功能，以在零件的預定位置實現可定製的效能（區域性耐磨性、高導熱性、隔熱性、耐化學腐蝕性等）。

多個材料在一個零件中的特定分佈可以實現比單個材料零件更好的效能。特別是，一些產品在需要多功能和多環境適應性的惡劣工作條件下使用。例如，IN718/316L多材料結構可以實現高耐熱性和高溫抗氧化性，以及足夠的低溫機械強度和韌性，因此在航空航天領域具有巨大潛力；NiTi/Ti6Al4V多材料結構可能適用於生物醫學骨科植入物，具有個性化、與人體骨骼相當的剛度以及優異的耐磨性和耐腐蝕性。因此，多材料結構可以為採用創新結構和多材料佈局的最終用途零件整體制造鋪平道路，並滿足航空航天、生物醫學、汽車和模具行業日益增長的需求。

使用傳統的製造技術，如粉末冶金、軋製、焊接、化學氣相沉積和擴散連線，很難製造具有複雜幾何形狀和不同材料型別或成分可控分佈的多材料結構。增材製造（AM）可以基於逐層原理提供高設計自由度和製造複雜零件的靈活性，能夠精確控制材料的空間分佈，因此在多材料結構的設計和製造中具有很大的潛力。與傳統制造技術相比，增材製造-3D列印技術為幾何形狀複雜的多材料零件製造提供了一種更加可靠的方法，降低了製造成本。特別是，這一過程引入了更高層次的設計自由，能夠

控制複雜的三維空間內材料分佈的方向性和多樣性

。因此，多材料增材製造可以實現“在正確的位置列印正確的材料”和“為獨特的功能列印獨特的結構”。

金屬多材料結構的典型AM技術是鐳射粉末床熔融（LPBF）和鐳射定向能量沉積（L-DED）。

LPBF是AM家族的關鍵成員，它使用高能強度鐳射束在粉末床上選擇性熔化金屬粉末。與L-DED工藝相比，LPBF工藝由於其較小的鐳射光斑和較薄的層厚度，可以製造具有更復雜和更精細結構的多材料結構。該工藝已越來越多地應用於製造尺寸誤差小於100μm的複雜多材料結構，在熱交換器、電氣裝置、HIP植入物、珠寶、燃燒室、耐磨部件、刀具等製造方面顯示出巨大潛力。

LPBF 增材製造多材料結構的機械效能（拉伸強度、彎曲強度等）取決於介面結合，介面結合由介面處的微觀結構和缺陷決定。孔隙和裂紋等缺陷會削弱多材料結構的結合強度，而介面處細化的微觀結構會增強介面結合。

LPBF的多材料結構主要由

離散多材料

和

複合材料製成

。然而，使用複合材料在多材料零件內的預定位置控制不同成分的變化具有挑戰性。在離散多材料的列印策略上已經進行了大量的努力。目前，使用LPBF列印多材料結構有三種主要策略：（i）LPBF過程直接在基板上進行，多材料部分由基板和列印層組成；（ii）透過在單個列印過程中手動更換另一種粉末來列印多材料零件；以及（iii）可以修改LPBF機器的粉末供給系統以列印多材料零件。特別是，第三種策略最有希望透過程式設計實現在一個可列印層內和不同層之間精確列印不同材料。

圖1顯示了多材料結構的LPBF增材製造概況，包括其配置、材料型別和關鍵技術問題。根據不同材料的分佈，LPBF列印多材料結構可分為

層間和層內列印

結構。典型的多種材料型別有金屬/金屬、金屬/陶瓷、金屬/玻璃和金屬/聚合物。對於這些多種材料型別，實現

無孔隙和無裂紋的介面並實現強結合

是最關鍵的。多材料LPBF工藝中的關鍵技術問題包括粉末輸送系統的開發、列印前多材料結構的資料準備、熱力學計算和工藝模擬以及粉末交叉汙染和回收。

圖1 多材料結構的LPBF製造概述，涉及其配置、材料型別和關鍵技術問題。

鑑於在多材料LPBF中日益重要的作用，對於介面微觀結構和缺陷的形成機理以及介面結合的強化方法仍然缺乏討論。此外，需要全面解決多材料LPBF及其潛在應用中的技術挑戰（包括裝置、資料、工藝、材料）。

/ 介面特徵和強化方法

LPBF的多材料型別

最近，大量研究證明了LPBF工藝用於多材料結構的可行性。在這些多材料型別中，

金屬/金屬

多材料結構在LPBF列印中最受歡迎。用於多材料LPBF的金屬粉末材料包括鐵基合金、鈦合金、鋁合金、銅合金、鎳基合金等。316L不鏽鋼（SS）和Ti6Al4 V廣泛用於LPBF列印金屬/金屬多材料結構。

對於金屬/陶瓷多材料結構，陶瓷材料通常用於提高金屬材料的硬度和耐磨性，陶瓷的絕緣效能可用於製造金屬/陶瓷積體電路和感測器。然而，由於使用粉末床AM技術製造金屬/陶瓷多材料結構具有不同的原子鍵、熱膨脹係數和金屬與陶瓷之間的較差潤溼性，因此LPBF 工藝製造金屬/陶瓷多材料結構很有挑戰性，金屬/玻璃和金屬/聚合物多材料結構的列印也面臨同樣的挑戰。

圖2 透過LPBF進行層間列印的金屬/金屬多材料結構：（a）AlSi10Mg/C18400，（b）316L/C1840，（c）316/CuSn10/18NI300/CoCrMo，和（d）316L/CuSn10。BD是指構建方向。

目前，大多數研究報告了具有

層間列印

的多材料結構（圖2）。這些多材料結構的特點是材料分佈在

構建方向

上的變化。在層間LPBF列印多材料結構中，介面的形成及其特性仍然是有待研究的重點。Sing等人（2015年）在al/Cu層壓板的介面處獲得了良好的冶金結合（圖2（a）），並在介面處發現了金屬間化合物Al2Cu。Liu等人（2014年）透過LPBF生產了316L/C18400多材料樣品（圖2（b）），並在316L/C1 8400介面觀察到大量鐵和銅元素擴散。316L/CuSn10/18Ni300/CoCrMo多材料結構是用LPBF製造的（圖2（c）），其沿著構造方向表現出高度自由的材料分佈。具體而言，透過在介面層中採用島掃描和層間交錯掃描策略，實現了具有良好接頭強度的316L/CuSn10雙金屬結構（圖2（d））。在該研究中，316L和CuSn10之間獲得了良好的結合介面，熔合區寬度為∼550 μm。316L/CuSn10介面的微觀結構表明，CuSn10區域存在球形富鐵顆粒，一些較細的富銅顆粒嵌入球形富鐵粒子中。在介面處觀察到晶粒跨越熔體池邊界的外延生長。LPBF列印316L/CuSn10多材料結構的極限強度為423。3 MPa ， 優於透過常規工藝製造的鋼/銅多材料結構（150-300 MPa）。

圖3 透過LPBF進行層內列印的金屬/金屬多材料結構：（a）CuSn10/4340塊部件，（b）CUSN110/4340齒輪部件，（c）獅身人面像的多色多材料雕像，以及（d）CuSn10/316L渦輪盤。

圖3（a）和（b）顯示了具有LPBF層內列印的CuSn10/4340鋼多材料結構。CuSn10和4340鋼粉末不僅可以在

不同的層中

鋪粉和列印，而且可以在

單層的不同區域中

鋪粉和列印。材料分佈的尺寸誤差小於0。1 mm，表明CuSn10/4340鋼多材料結構的高列印精度（圖3（a））。圖3（b）顯示了3D列印的CuSn10/4340齒輪零件，其中外輪廓（寬度為0。5 mm）和內部分別列印有CuSn10和4340鋼。圖3（c）顯示了由CuSn10和316L不鏽鋼列印的雕像。圖3（d）顯示了由CuSn10環和316L葉片組成的渦輪盤。在葉片根部，材料逐漸從316L變為CuSn10。

圖4 由LPBF列印的金屬/類金屬多材料結構：（a） 1。2367鋼模/ ZrO2 + Al2O3，（b） CuSn10/PA11，和（c， d） CuSn10/鈉鈣玻璃。

圖4顯示了LPBF列印的金屬/陶瓷、金屬/聚合物和金屬/玻璃多材料結構。對於金屬/陶瓷多材料結構，研究了1。2367型鋼/ZrO2/Al2O3三明治狀結構的可列印性。該結構包括頂部和底部的工具鋼多孔結構和塊體，以及中間的ZrO2 + Al2O3中間層（圖4（a））。結果表明，1。2367工具鋼多孔結構與ZrO2+ Al2O3中間層的粘附強度為22 MPa。對於金屬/聚合物多材料結構，Chueh、Zhang等人（2020）研究了透過一種專有的多材料LPBF系統列印CuSn10/PA11雜化部件（圖4（b））。結果表明，CuSn10和PA11之間保持了適當的距離，減少了CuSn10表面上的碳渣引起的“球化”。對於金屬/玻璃多材料結構，Zhang等人（2020）使用專有的噴嘴基多材料LPBF系統列印了一個成分變化的功能分級材料（FGM）部件，從銅合金到鈉鈣玻璃，其中包括玻璃、陶瓷基複合材料（CMC）、過渡、金屬基複合材料（MMC）和銅區（圖4（c）和（d））。在CMC側和MMC側觀察到一個離散介面，其間沒有氧化過渡層，FGM部分從金屬側的延性逐漸過渡到玻璃側的脆性。

介面微觀結構

不同材料之間的介面微觀結構對LPBF 3D列印多材料結構的介面

力學效能

有重要影響。不同的複合材料型別可以形成不同的介面微觀結構。至於金屬/金屬多材料結構，材料表現出類似的原子鍵以及物理和化學性質（熔化溫度、熱膨脹係數、熱導率、元素組成等）。因此，在存在成分梯度變化的多材料介面處通常會產生

熔合區

，這有助於異種材料之間的強冶金結合。

圖5 不同多種材料型別的各種組合的介面微觀結構：（a）316L/CuSn10，（b）316L/C52400，（c）300馬氏體時效鋼/304不鏽鋼，（d）316L/鈉鈣玻璃，（e）1。2367工具鋼/ ZrO2 + Al2O3，和（f，g）CuSn10/PA11。

如圖5（a）所示，在316L/CuSn10多材料結構的介面處產生了寬度為550μm的熔合區，熔合區中Fe和Cu元素的數量逐漸變化。圖5（b）顯示了316L/C52400多材料結構介面處具有明顯暗特徵的類似熔合區。圖5（c）顯示了LPBF列印300馬氏體時效鋼/304不鏽鋼多材料結構介面處厚度高達120μm的互擴散區域。拉伸結果表明，300馬氏體時效鋼與304不鏽鋼緊密結合，因為所有斷裂均位於304不鏽鋼一側，遠離介面。在介面處的熔體池中可以觀察到由密集的Marangoni對流引起的環形流動特徵，表明在介面處發生了異種材料的強烈元素擴散。

然而，如果材料表現出顯著不同的原子鍵，以及物理和化學性質，如金屬/陶瓷、金屬/聚合物和金屬/玻璃，則可能在其介面處

產生明顯的邊界

，而不是熔合區（圖5（d–g））。它們的結合強度主要取決於

機械聯鎖結構

。圖5（e）和（f）分別顯示了鋼/陶瓷、銅/聚合物多材料結構的不規則介面，這可以透過機械聯鎖結構提高異種材料之間的粘合強度。LPBF列印件的

粗糙表面

通常是由於粉末粘附或不規則形狀的熔體軌跡而獲得的，這有

助於在介面處形成機械聯鎖結構

。

圖6 沿構建方向的多材料結構的獨特微觀結構特徵：（a-d）300級馬氏體時效鋼/T2銅和（e）316L/C52400銅。

在金屬/金屬多材料零件中，其獨特的微觀結構特徵（針狀凝固組織、細化晶粒等）有助於加強介面結合。Tan等人發現，由於Marangoni效應和介面處熔體池的表面張力梯度，300級馬氏體時效鋼/T2銅多材料結構的介面沿Z軸方向容易形成元素擴散區（圖6（a）和（b））。如圖6（c）所示，可以觀察到由Marangoni效應引起的熔體池中的迴圈流動。固液介面的溫度梯度G和生長速率R可以確定凝固過程中微觀結構的形態和尺寸。微結構的生長方向與最大溫度梯度平行。凝固後，一些針狀鋼顆粒滲透到銅中，在介面處充當“加強肋”，加強介面結合（圖6（d））。此外，Bai等人（2020年）觀察到，介面區域的晶粒小於316L/C52400銅多材料零件中每種材料的晶粒，這可能有助於介面硬化和裂紋抑制，如圖6（e）所示。

介面缺陷

在使用異種材料透過LPBF製造多材料結構時，實現

無氣孔和無裂紋的介面以及強結合

是最關鍵的。介面缺陷是多材料LPBF的關鍵挑戰。這些缺陷包括裂紋、氣孔、分層和未熔化的粉末顆粒。由於不同材料之間的

熱效能（熱膨脹係數、熱導率等）不匹配

，熔合區可能出現裂紋。

圖7 各種多材料結構中的介面缺陷：（a）316L/C18400，（b）316L/CuSn10，（c，d）316L/鈉鈣玻璃，（e）AlSi10Mg/C1840，（f）1。2367工具鋼/ZrO2+Al2O3。

Liu等人（2014年）用LPBF製備了316L/C18400多材料結構，發現儘管鋼和銅之間形成了良好的冶金結合，但在介面處產生了裂紋和孔隙（圖7（a））。Chen、Yang等人（2019年）在316L/CuSn10介面發現了大量樹枝狀裂紋（圖7（b））。由於316L的熱膨脹係數低於CuSn10，LPBF中高溫梯度引起的殘餘應力可能集中在316L側。圖7（c）和（d）顯示了316L/鈉鈣玻璃多材料結構的熱影響區（HAZ）中存在裂紋，這是由於熱膨脹係數的差異造成的。

由於鐳射能量密度不足，可能在介面處形成孔隙。由於銅的高反射率和熱導率，熔合區的銅粉無法完全熔化，從而形成孔隙。Sing等人（2015年）觀察到AlSi10Mg/C18400多材料結構介面處的裂紋和孔隙，其中在銅側產生宏觀孔隙（圖7（e））。更高的鐳射能量密度可能是消除因熔融不足而導致的孔隙的有效方法。然而，過度的鐳射能量密度可能導致介面上出現小孔。

由於缺乏熔合，

未熔融粉末顆粒

通常存在於金屬/類金屬多材料結構的介面處，這

不利於介面結合

。在金屬/陶瓷、金屬/玻璃和金屬/聚合物多材料結構中，由於材料熔化溫度和鐳射吸收率的巨大差異，不同材料在相同鐳射能量輸入下具有不同的熔化行為。

圖8 LPBF列印的CuSn10/PA11多材料零件中的介面缺陷：（a，b）未熔化的CuSn110粉末，（c）鐳射熔化和再熔化CuSn10/PA11粉末混合物的圖示，（d）熔化的CuSn10表面上的殘餘聚合物顆粒，以及（e）經鐳射再熔化處理的CuSn100樣品表面的SEM影象。

Chueh、Zhang等人（2020年）還觀察到CuSn10/PA11多材料樣品中未熔融的CuSn10粉末顆粒（圖8（a）和（b）），並說明CuSn10和PA11之間不同的熔融溫度給鐳射能量輸入的最佳化帶來了困難。此外，當列印Cu10Sn/PA11混合粉末時，鐳射掃描期間熔融CuSn10表面上殘留聚合物顆粒的熱裂解導致奈米級氣孔（圖8（c-e））。因此，過度和不足的鐳射能量輸入可能分別導致聚合物基板的蒸發和金屬不完全熔化導致的粘合強度差。

介面粘結強化方法

在多材料結構的介面處形成缺陷的機制可歸因於熱效能與材料的失配以及LPBF工藝中未最佳化的列印工藝引數。全面瞭解LPBF工藝對於控制多材料結構的質量至關重要。

微結構、殘餘應力和熱歷史受LPBF工藝引數（例如鐳射功率、掃描速度、圖案填充空間、層厚度和掃描策略）的深刻影響。應仔細選擇多材料結構介面處採用的工藝引數，否則，將會導致缺陷並削弱介面結合強度。已經努力實現抑制介面缺陷的有效方法，包括

最佳化工藝引數、避免材料突變和介面設計

。

對於具有複雜結構的異種材料或成分梯度材料，不建議透過傳統的多次試錯實驗來最佳化LPBF工藝引數。由於掃描策略定義為鐳射在LPBF過程中的空間移動模式，因此它隨不同的掃描序列、掃描方向、掃描向量長度、掃描向量旋轉角度、填充空間等而變化。由於鐳射在LPBF過程中的快速移動，掃描策略會影響零件內部的熱流方向、熱梯度和冷卻速率，這對殘餘應力和微觀結構有重大影響。因此，可以使用適當的

掃描策略

來最佳化異種材料之間介面的熱流方向、熱梯度和冷卻速率，從而降低殘餘應力並實現介面處的無缺陷微觀結構。

圖9 （a）基本掃描策略，（b）二維掃描策略，（c）層間掃描策略，（d）CuSn10/316L多材料結構，以及（e）層間交錯掃描策略和島狀掃描策略示意圖。

此外，透過掃描策略最佳化熔體池的搭接，可以顯著減少介面處的孔隙。圖9（a–c）展示了應用於LPBF工藝的各種掃描策略，包括基本掃描策略（如單向掃描、雙向掃描和螺旋掃描）、二維掃描策略（例如平面掃描、條形掃描和島狀掃描）和層間掃描策略（比如層間交錯掃描和正交掃描）。可以靈活地採用掃描策略的組合來列印具有減少的殘餘應力和所需微結構的多材料結構的介面。Chen、Yang等人（2019年）和Chen、Yeng等人（2020年）結合層間交錯掃描策略和島掃描策略列印316L/CuSn10多材料結構的介面（圖9（d）和（e）），減少了孔的數量和殘餘應力的集中，從而在介面處獲得了優異的結合強度。

重熔策略

通常用於列印

相容性有限的異種材料的介面

，這可以去除氧化膜，並在原子水平上產生清潔的固液介面。此外，它可以提供額外的能量輸入以促進粉末的熔化。Koopmann、Voigt和Niendorf（2019）透過重熔在鋼層和陶瓷層之間形成了鋸齒狀表面，從而顯著提高了鋼和陶瓷之間的結合強度（圖5（e）），而分層在未重熔的情況下發生（圖7（f））。在316L基板上沉積玻璃材料時，在316L表面的重熔中也獲得了類似的觀察結果。

圖10 塊狀MS/LPBF列印MS介面的四種熔化策略：（a）說明介面增強策略的示意圖，（b）四種介面增強策略，（c）多材料樣本，（d）策略一，（e）策略二，（f）策略三和（g）策略四。

重熔層的數量和重熔每層的頻率會影響介面結合的可靠性。Tan、Wang等人（2021）研究了四種熔鍊策略對塊狀300級馬氏體時效鋼（MS）/LPBF 3D列印MS介面微觀結構的影響（圖10（a）和（b））。在塊狀MS上的MS粉末進行增材製造期間，對第一至第三層實施了四種熔化策略（I至IV）。圖10（c）顯示了典型的塊狀MS/LPBF列印MS多材料結構及其拉伸樣品。可以觀察到，裂縫位於塊狀的MS材料一側，遠離LPBF 3D列印的MS介面。他們發現，在策略I樣品中出現了大量孔隙（圖10（d）），這被認為是由於反覆熔融後熔體池溫度極高導致的材料過度蒸發。隨著重熔頻率的降低，策略II和III中的孔隙數量和大小減少（圖10（e）和（f）），策略IV中只能觀察到少量亞微米孔隙（圖10（g））。因此，

對初始列印層進行適當的重熔有利於增強介面冶金結合，而過度重熔會導致孔隙缺陷

。

在多材料結構介面鍵合異種材料的方法包括直接鍵合法、成分轉換法和中間鍵合層法。直接鍵合法直接熔化異種材料，當材料具有相似的熱效能時，可形成強介面。不同材料之間的相容中間鍵合層可有效消除不同材料之間物理/化學性質的不相容性，從而形成堅固耐用的鍵合介面。此外，中間鍵合層方法通常用於避免在不同材料之間產生有害相。

圖11 一個LPBF列印的Ti6Al4V/Hovadur®K220銅/316L不鏽鋼多材料零件：（a）零件和拉伸樣品示意圖，（b）背散射電子影象和（c）Ti6Al2V/K220銅介面內的斷裂路徑圖，（d）背散射電子影象和（e）K220銅/316L不鏽鋼介面的反極圖。

鈦/鋼多材料結構具有鈦合金的耐腐蝕性和相對低成本鋼的各種效能（抗氧化性、優異的硬度、良好的可加工性等）的良好組合，有可能應用於核電、化工和航空航天工業。然而，在鋼和鈦之間的直接鍵閤中可能形成有害的Fe-Ti金屬間化合物。Tey等人（2020年）獲得了Ti6Al4 V/Hovadur®K220銅/316L不鏽鋼多材料零件，使用LPBF，其中K220銅為中間鍵合層（圖11（a））。雖然銅中間鍵合層可以避免在K220銅/316L不鏽鋼介面處生成Fe-Ti金屬間化合物，但他們發現Ti6Al4介面處存在三種有害相 V/K220銅（圖11（b）），即L21有序相、非晶相和Ti2Cu，會降低多材料零件的機械強度。圖11（c）顯示了Ti6Al4介面處的斷裂路徑 V/K220銅。 V/K220銅樣品透過提高α′-Ti相的介面體積分數獲得了較高的抗拉強度。

此外，中間層的引入還將對介面的微觀結構產生影響，從而抑制缺陷的形成並提高介面結合強度。在K220銅/316L不鏽鋼介面中，富銅基體和不鏽鋼帶中分別存在大量微米級不鏽鋼和銅球（圖11（d）），這是由Cu-Fe系統中的混溶間隙造成的。圖11（e）顯示了K220銅/316L不鏽鋼介面處的不同微觀結構，表明K220銅側的晶粒比不鏽鋼側的晶粒更細。

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