浅析选区激光熔化颗粒增强金属基复合材料研究-凯发娱乐官网

1. 引言

颗粒增强金属基复合材料(pmmc)由增强相颗粒与金属基体组成，其可实现重量轻、刚度高、热膨胀低和高导热性的优异性能[1]-[4]。目前，pmmc越来越多地被用作航空航天、新能源汽车、微电子封装和功率半导体等领域的重要工程材料，例如电子设备中的热管理和先进结构部件的轻量化设计[5]-[8]。然而，面对复杂零件的制造挑战，大多数现有技术难以直接实现近净成形，同时，增强颗粒的引入显著改变了材料的切削加工特性，与常规合金大相径庭，增加了零件最终成形的难度。

选区激光熔化(selective laser melting, slm)，作为一种前沿的增材制造技术，利用激光束的热作用使金属粉末快速熔化，经散热凝固实现金属冶金结合，构建出高密度、高精度及高质量表面的三维实体。slm技术不仅可直接成型为任意形状的功能部件，减少后处理需求，还特别擅长制造复杂金属构件，材料兼容性广泛，包括金属、合金乃至陶瓷粉末，为颗粒增强金属基复合材料的制备开辟了新途径，因此逐渐被应用于航空航天及精密零件制造领域[9] [10]。

当前，针对选区激光熔化颗粒增强金属基复合材料的研究主要集中在探索不同工艺参数、不同粉体配比以及不同增强相颗粒粒径对样件性能的影响[11]-[13]。在已有研究的中，粉体配比时的基体材料涉及铁基、铝基、钛基、镍基、高熵合金(hea)等金属粉末，而增强相也涉及碳化物、钛化物以及氮化物等颗粒。考虑到slm技术制备金属基复合材料的快速发展，因此本文综述了slm技术在颗粒增强金属基复合材料制备中的应用现状，深入剖析了它们的工作原理，并总结了针对以fe、al、ti、hea等金属作为基体材料的研究成果，为slm技术的持续创新与应用拓展提供较为全面的理论基础。

2. slm技术制备颗粒增强金属基复合材料

2.1. slm成形原理

slm技术是根据三维模型的分层切片信息，通过高能激光束逐层精确作用于粉床表面，使粉末逐层熔化并快速凝固，逐层累积直至整体构件成型，具体流程如图1所示。在此过程中，激光依据切片数据完成当前粉层的扫描后，成型台下降，新鲜粉末由铺粉装置均匀覆盖于已成型层上，此铺粉–熔化–凝固循环往复，直至模型所有切片层均被精确扫描并构建完成[14]。对于slm技术制备的pmmc而言，其成品致密度、内部缺陷、微观组织及宏观性能受到多因素的共同调控，包括激光功率、扫描速度、离焦量、粉层厚度等工艺因素。再者，slm技术在材料表层形成的熔池较小，会使复合材料在短时间内经历重熔到凝固的过程，导致slm技术制备的pmmc呈现不同于其他制备方法的复杂性[15] [16]。

figure 1. schematic diagram of laser selective zone melting and forming process [17]

图1. 激光选区熔化成形工艺示意图[17]

2.2. slm技术制备颗粒增强fe基复合材料

fe基材料因其具有良好的综合性能与较高的经济价值，所以成为slm技术早期探索与应用的焦点。在fe基材料研究过程中，常以不锈钢与模具钢等作为基体材料，与sic、tic及v₈c₇等增强体颗粒进行粉末配比，探究slm各工艺参数及不同粉末配比对成形样件性能的影响。其中，张莎莎[18]与zhao [19]都通过slm技术，将tic引入316l不锈钢中，发现当tic含量增至一定量时，复合材料抗拉强度显著提升，而且tic颗粒的强化机制主要在于细化316l基体的晶粒尺寸，tic颗粒添加量越多，对316l的晶粒细化效果越为显著。付旺琪[20]则采用球磨混合法制备3d打印用的v₈c₇/316l复合材料粉末，借助slm设备在优化的工艺参数下打印实体试样及点阵结构件，重点研究slm技术制备v₈c₇/316l复合材料组织结构的演化机理及其对点阵结构性能的影响。图2为316l不锈钢与v₈c₇/316l复合材料在slm技术下的微观结构演变机制示意图。如图2(a)所示，在激光加热熔化阶段，激光束迅速加热材料，使其熔化形成液态熔池。v₈c₇颗粒凭借其细微尺寸与表面特性，在熔池中有效分解为v原子与c原子。当激光束离开熔池表面后，熔池急速冷却凝固，此时vc₂与v₈c₇相较其他碳化物(如ni₃c、fe₃c等)具有更低的自由能，因此在凝固过程中更易析出。此外，slm技术特有的非平衡快速冷却特性还可能诱发v₄c_2.67等亚稳或非平衡相的形成。而在图2(b)中，v₈c₇分解后形成的vc_x增强相作为异质形核中心，显著提升奥氏体的形核效率，既促进等轴晶的发展，又有效抑制了枝晶的过度生长。此外，这些均匀分布的vc_x相还发挥了弥散强化的作用，通过在晶界处形成钉扎效应，阻碍了奥氏体晶粒的迁移与扩展，进一步优化了材料的微观结构。

figure 2. schematic of the formation mechanism of microstructural features: (a) 316l stainless steel; (b) v8c7/316l composite [20]

图2. 微观结构特征形成机理示意：(a) 316l不锈钢；(b) v8c7/316l复合材料[20]

在slm技术领域，科研人员也展开了稀土元素对不锈钢与模具钢性能影响的探索研究。蒋佳斌[21]针对316l不锈钢，研究了lab₆的添加对slm成形样件的微观结构与力学性能的影响，发现分布在组织中的la₂o₃等生成相起到了弥散强化的作用，抑制了样件的塑性变形，从而阻止了样件的磨损，进一步提高了制件的耐磨性能。而周燕[22]则聚焦于s136模具钢，揭示了粉末粒径对成品性能的关键作用，提出当粉末粒径为22.8 μm时，成形样件的孔隙、耐磨与耐腐蚀性能都得到明显提升。此外，胡辉[23]通过slm技术制备了tib₂/s136复合材料，并深入分析了激光体能量密度对材料致密性、微观结构及力学性能的影响，确定了最优能量密度以实现高致密度、优化的微观结构及卓越的力学性能。程灵钰[24]研究了纳米羟基磷灰石在316l不锈钢中的生物强化效果，指出最佳掺入比例的重要性及其对材料致密性与抗拉强度的独特影响，为材料设计提供了新的思路。

2.3. slm技术制备颗粒增强al基复合材料

在al基复合材料领域，slm技术正逐步展现出其独特的优势与潜力。该技术通过精确控制激光能量，将alsi10mg、6063、7075等合金基质与碳化物、硼化物等增强相有效结合，制备出高性能的复合材料。然而，与fe基合金相比，铝合金因其活跃的化学性质，对激光的吸收能力较弱，使得成形过程中的原位反应更为复杂，增加了复合材料结构、组织与性能控制的难度。因此，众多研究聚焦于slm工艺参数的精细优化，以期实现复合材料性能的最大化。

洪旭潮[25]通过对比有无tic/sic混合颗粒增强对slm技术制备alsi10mg材料的影响，并深入分析了其微观结构和力学性能的变化。研究发现，tic的加入使基体晶粒组织得到细化，同时镶嵌进基体中的碳化硅颗粒与铝基体间发生了界面反应，生成了少量棒状al₄c₃和si。其次，tic/sic混合颗粒的加入提升了材料的力学性能，其伸长率和抗拉强度分别为(9.7 ± 0.4)%、(488 ± 8) mpa，与slm技术制备的alsi10mg材料相比，分别提高了19.8%和22.0%。tic/sic混合增强铝基复合材料强度和塑性的提高是多种强化机制共同作用的结果，为选区激光熔化成形高性能铝基复合材料提供了技术参考。另一方面，廉清[26]对比了激光立体成形(lsf)技术与slm技术在tib₂颗粒增强铝基复合材料制备上的差异，揭示了不同激光增材制造技术对材料微观组织的独特影响。结果表明，lsf过程中热量累积导致si以块状形式析出，并伴随部分tib₂颗粒熔化生成al₃ti相。相比之下，slm技术下，si以网格状形态及纳米级tib₂颗粒均匀分散于基体中，形成晶粒尺寸在200 nm至1 μm范围内的独特组织结构，包括粗晶区与细晶区的交替分布，且未观察到副相生成。此外，slm制备的试样密度较lsf高出约2.8%，硬度也显著提升，稳定在130~135 hv范围内。因此，当前阶段，slm技术在制备原位自生tib₂/alsi10mg复合材料方面展现出更为显著的优越性。

astfalk [27]针对al-12si与sic粉末体系，深入探讨了激光能量密度对材料相组成及微观结构的影响。他们发现，激光能量密度的变化直接影响了sic的稳定性及其与al的反应程度，进而影响了复合材料的相组成和微观结构。在高激光能量密度下，sic与al反应生成大量针状al₄c₃及si颗粒，显著改变了复合材料的力学性能。而gu [28]的研究则聚焦于alsi10mg与tic粉末体系，通过slm工艺制备了纳米级tic增强alsi10mg复合材料，并同样分析了激光能量密度对tic/alsi10mg纳米复合材料的致密化行为、微结构演变、微硬度和磨损性能的影响。如图3所示，tic/alsi10mg纳米复合材料部件的致密化会受到选区激光熔化过程中激光能量密度的影响。当适当使用大于733 j/m²的激光能量密度时，纳米复合材料部件接近完全致密(理论密度大于98%)；但当激光能量密度较低时，会由于球化效应和残留孔隙的形成，使得材料的致密化率降低。

figure 3. characteristic microstructures of tic/alsi10mg nanocomposite parts treated by selective laser melting under different led conditions: (a) 314 j/m²; (b) 440 j/m²; (c) 733 j/m²; (d) 1100 j/m² [28]

图3. 选区激光熔化处理的tic/alsi10mg纳米复合材料部件在不同led条件下的特征微观结构：(a) 314 j/m²；(b) 440 j/m²；(c) 733 j/m²；(d) 1100 j/m² [28]

邹田春[29]则采用机械混合法制备了sic/alsi7mg混合粉末，并利用slm技术研究了复合材料的物相组成、微观组织和拉伸性能。结果表明，sic与基体间形成了较强的界面结合，复合材料在强度上显著提升，但伸长率有所下降。陈帅[30]针对tib₂/alsi10mg体系，通过正交试验法优化了slm工艺参数，发现扫描间距对致密度和硬度的影响最大，优化后的工艺参数显著提升了复合材料的性能。薛刚[31]研究了不同sic颗粒含量对sic/alsi10mg复合材料致密度、显微组织及显微硬度的影响。结果显示，随着sic颗粒含量的增加，基体中的缺陷增多，致密度降低，但显微硬度显著提升。刘宇轩[32]则通过添加稀土元素sc对tib₂/alsi10mg复合材料进行变质处理，发现sc元素的加入能细化al-si共晶，提升复合材料的抗拉强度和显微硬度。沈君剑[33]在alsi10mg合金粉末中添加了纳米tib₂和亚微米sic颗粒，并通过slm技术制备了复合材料。研究发现，混杂增强颗粒的加入显著细化了晶粒，提高了复合材料的力学性能。欧阳盛[34]在7075合金粉末中加入了亚微米tih₂和纳米tib₂颗粒，通过slm技术制备了(ti tib₂)/aa7075复合材料。研究指出，tih₂和tib₂的加入能显著抑制裂纹，细化晶粒，提升复合材料的力学性能。邰鹤立[35]则研究了slm工艺参数对sicp/alsi10mg复合材料致密度和机械性能的影响，发现优化后的工艺参数能显著提高复合材料的致密度和显微硬度。

2.4. slm技术制备颗粒增强ti基复合材料

钛合金的高比强度、高韧性、耐腐蚀和耐高温性能使其成为现代航空、航天领域的重要材料。随着增材制造技术和钛合金生产技术的不断发展，ti基材料的应用领域将会继续扩大，ti基复合材料的研究也将会更加广泛和深入。gu [36]深入研究了激光能量密度对tic颗粒形态演变的显著效应。结果表明，随着能量密度的变化，tic颗粒由粗大的枝晶逐渐转变为均匀层状结构。图4展示了不同slm工艺下tic/ti零件的微观表面形貌差异，当激光能量密度ε = 360 j/mm²；v = 0.1 m/s时，激光束作用后的表面相当光滑且致密，没有任何孔隙(图4(a))。当激光能量密度ε = 180 j/mm²，v = 0.2 m/s时，虽然表面仍然完全致密，但变得有些粗糙，并出现了少量几十微米的小球(图4(b)和图4(c))。当激光能量密度ε = 90 j/mm²，v = 0.4 m/s时，表面上出现了平均直径为200 μm的大球，在相邻的球和扫描轨迹之间产生了相当大的孔隙(图4(d))。gu [37]进一步研究了不同tic含量对复合材料性能的影响。对比了7.5%至22.5%不同tic含量的纳米tic/ti复合材料，发现当tic含量为12.5%时，复合材料展现出最佳的综合性能。此时，tic以片状形式均匀分散在钛基体中，不仅提高了复合材料的致密度和显微硬度，还显著降低了磨损率。这一发现为纳米tic/ti复合材料的成分设计提供了重要依据，也为后续研究指明了方向。

此外，xia [38]在cp-ti中添加了质量分数为5%的b₄c，并通过实验发现，在125 w激光功率(激光能量密度为104.1 j/mm²)下，材料获得了最佳的显微硬度值577.1 hv。然而，当激光功率增加至200 w (激光能量密度达到166.7 j/mm²)时，显微硬度显著下降至418.8 hv。这一现象归因于tib和tic颗粒的粗化，导致颗粒增强效应减弱。与此同时，李闯[39]则聚焦于slm制备的ticx/ti纳米复合材料的致密度与显微组织，指出在特定激光线能量密度下，可获得高致密度的层片状纳米结构增强体，均匀分布于ti基体中。另一方面，彭斌意[40]以lab₆颗粒为增强相，金属ti为基体材料，通过slm技术研究不同激光能量密度下试样的致密化行为、微观组织结构、以及不同工况下的力学性能。研究发现：lab₆颗粒的加入在一定程度上细化了基体材料的晶粒，钛合金的初始β晶粒及针状а晶粒的晶界受到一定程度的强化，尽管牺牲了部分延展性，但显著提升了复合材料的屈服与极限强度，同时复合材料表现出明显的应变率强化效应。与slm成型ti-6al-4v合金相比，复合材料在塑性段的应变硬化效应和失稳阶段的脆性断裂特征更显著。同样，attar [41]通过向ti粉中添加5%的tib₂，利用slm技术成功制备了原位自生ti-tib复合材料。结果表明，在slm过程中，tib₂颗粒与ti发生化学反应，生成了晶须状或短纤维状的tib纳米增强体。这些增强体在钛基体中弥散分布，有效抑制了基体晶粒的长大，从而细化了晶粒结构并提升了复合材料的性能。通过优化slm制造参数，获得了几乎完全致密(> 99.5%)的ti-tib复合材料。与商业纯ti相比，这种复合材料的显微硬度、屈服应力和抗压强度均得到了显著提升。这些优异的性能表现，使得ti-tib复合材料在航空航天、汽车制造等领域具有广阔的应用潜力。

figure 4. surface feature morphology of sample parts processed by slm technology with different laser energy densities (ε) and scanning speeds (v): (a) ε = 360 j/mm², v = 0.1 m/s; (b) ε = 180 j/mm², v = 0.2 m/s; (c) ε = 120 j/mm², v = 0.3 m/s; (d) ε = 90 j/mm², v = 0.4 m/s [36]

图4. 不同激光能量密度(ε)和扫描速度(v)下slm技术加工样件的表面特征形态：(a) ε = 360 j/mm²，v = 0.1 m/s；(b) ε = 180 j/mm²，v = 0.2 m/s；(c) ε = 120 j/mm²，v = 0.3 m/s；(d) ε = 90 j/mm²，v = 0.4 m/s [36]

2.5. slm技术制备颗粒增强ni基复合材料

当前，slm技术在ni基复合材料领域的研究主要聚焦于通过向inconel 718、inconel 600及inconel 625等镍基合金中引入碳化物增强颗粒，以优化其力学与抗氧化性能，增强颗粒对ni基合金微观结构的调控作用也便成为了研究热点。例如，jia [42]采用slm技术制备了纳米晶tic增强inconel 718基体块状纳米复合材料。探究了slm工艺与微观结构、性能和冶金机理之间的关系。结果表明，当激光能量密度较低时，容易在材料冷凝时形成较大尺寸的孔链或层间微孔，随着施加的激光能量密度的增加，tic增强材料一般会从多边形的严重团聚连续转变为均匀分布的平滑细化结构，而柱状树枝晶基体则同时表现出强烈的外延生长特征。经过优化制备的全致密部件达到了较高的显微硬度(平均值为419 hv)，摩擦系数低至0.29，干滑动磨损试验中的磨损率随之降低至2.69 × 10⁻⁴ mm³/n∙m。

针对工业应用广泛关注的磨损问题，曹聪帅[43]提出了在金属表面制备耐磨复合材料层的凯发娱乐官网的解决方案。他通过在低碳钢板上成功制备了wc颗粒增强的ni基复合材料层，并深入研究了工艺参数对复合材料层成型质量及wc颗粒分布的影响。研究表明，wc/in718复合材料层展现出卓越的硬度和耐磨性能，其硬度较纯ni和in718均有显著提升，耐磨性更是达到了淬火态h13钢的数倍。这一发现不仅为提升工业材料的耐用性提供了有力支持，还揭示了wc颗粒在复合材料中的“镶嵌支撑”作用机制，为进一步优化材料性能提供了理论依据。

此外，nguyen [44]研究采用slm技术成功制备了inconel 718-wc复合材料。加工参数优化结果表明，当激光功率为220 w、扫描速度为850 mm/s、激光扫描间距为150 μm时，复合材料的无孔率接近99.54%。微观结构表征如图5、图6所示，纯in718在热流方向上出现了细长的晶粒结构，而wc颗粒则阻碍了复合材料中晶粒的生长。原位中间层的形成以及wc超硬颗粒与基体之间牢固的界面结合起到了承载作用，极大地增强了复合材料的整体性能。另一方面，图6是通过使用扫描电子显微镜所得，观察到wc颗粒在in718基体中分布均匀，界面结合良好，界面上没有空隙或孔隙。机械测试表明，尽管当wc的质量分数达到15%时强度有所下降，但显微硬度和拉伸强度都有明显提高。此外，热实验表明，与单片材料相比，复合材料在较高温度下尺寸稳定。

figure 5. om images of the effect of the presence or absence of wc particles on the grain structure [44]

图5. 有无wc颗粒对晶粒结构影响的om图像[44]

figure 6. scanning electron microscopy distribution and interfacial map of wc particles for in718-10wc sample [44]

图6. in718-10wc样品的wc颗粒扫描电镜分布和界面图[44]

与此同时，肖纬汗[45]将石墨烯引入inconel 718基体，利用石墨烯与基体间的热错配度诱导晶格畸变与枝晶细化，从而实现了复合材料整体性能的显著提升。这一发现不仅展示了石墨烯作为增强相的巨大潜力，也为高性能复合材料的设计开辟了新的方向。而褚清坤[46]则通过slm技术制备了不同tic含量增强的inconel 625合金材料，并系统研究了tic含量对材料硬度、耐磨性能及微观组织结构的影响。结果表明，适量添加tic颗粒能够显著提升inconel 625合金的硬度和耐磨性，为3d打印镍基高温合金的性能优化提供了宝贵的实验数据和理论支持。这些研究不仅丰富了slm技术在镍基复合材料制备中的应用案例，也为未来高性能材料的开发和应用提供了广阔的前景。

2.6. slm技术制备颗粒增强hea基复合材料

hea因其卓越的机械性能、出色的热稳定性和卓越的耐腐蚀性，使其成为一种具有潜在吸引力的材料，无需昂贵的金属元件即可用于结构应用[47] [48]。随着slm技术快速发展，使hea复杂结构部件的广泛工程应用成为可能，在制造过程中的材料浪费较低[49] [50]。通过铸造或熔炼制备的crconi-hea具有出色的机械性能，这归因于高熵、缓慢扩散和严重的晶格畸变[48] [49]。此外，快速激光诱导熔融凝固产生的非平衡微观结构也有助于提高强度[50]。最近的证据表明，slm制造的合金比传统的铸造甚至锻造生产的合金更容易强化，这主要是由于slm期间超快速激光加工后的分层晶体织构被激活[51]。此外，晶体织构处的晶格畸变和位错堆积对于slm构建的cocrfemnni-hea的强化至关重要[52]。大多数研究致力于通过优化工艺参数和热处理的手段来提高slm构建的高熵合金的强度[53]-[55]。

figure 7. (a) sem image of powder particles; (b) localized enlarged micrograph of tin/hea powder particles; (c) sem image of tinp/hea composites prepared by slm; (d) tem amorphous micro-regions of tinp/hea composites; (e) enlargement of “a” region; (f) tem composite micro-regions of tinp /hea composite’s tem composite microregion; (g) “b” region zoomed [56]

图7. (a) 粉末颗粒sem图；(b) tin/hea粉末颗粒局部放大显微图；(c) slm制备的tinp/hea复合材料sem图；(d) tinp/hea复合材料的tem无定形微区；(e) “a”区域放大；(f) tinp/hea复合材料的tem复合微区；(g) “b”区域放大[56]

像li [56] [57]就尝试引入低比例的纳米陶瓷tin颗粒作为具有极高热稳定性的增强材料，以提高slm构建的cocrfemnni-hea的单面心立方(fcc)相基体的强度。并且采用重熔激光扫描策略(rlss)增材制造纳米tin颗粒增强cocrfemnni-hea基复合材料。如图7(a)、图7(b)、图7(c)所示，通过sem和eds对tinp/hea复合材料进行检测，钛颗粒与球形hea粉末充分混合，没有发现不可接受的大规模颗粒团聚。表明在设计的粉末混合程序和slm工艺优化后，普遍改善hea基质中颗粒分布均匀性。除此之外，在采用rlss-slm技术制备的tinp/hea复合材料内部，探测到了局部性、细微且间断分布的非晶相。进一步分析图像后，发现这些不连续的非晶区域在非晶化程度上呈现出显著的差异性。具体而言，部分微小区域展现出了高度的非晶化特性，如图7(d)、图7(e)所示；而另一些区域则呈现出更为典型的纳米尺度上的非晶与晶体混合结构，如图7(f)、图7(g)所示。在slm构建的hea基体中，钛粒子的分散性显著地依赖于激光诱导的熔融池凝固前的粒子动力学行为。合适的slm参数避免了在熔融池中发生的动力不足或过度的马朗戈尼对流[49] [58]。由于增强材料的粒度会影响slm技术制备复合材料的微观结构和机械性能，且粉末颗粒的大小对粉末床特性也有很大影响。所以zhang [59]系统地研究了采用不同粒度的铁钴镍高熵合金金属间化合物(hei)增强的钴铬铁镍高熵合金基体的微观结构和力学性能。研究结果表明，细颗粒增强的复合材料表现出应力诱发的晶间开裂、元素偏析和较差的力学性能。另一方面，采用较粗粒度增强的复合材料显示出无裂纹和孔隙的微观结构，且成分分布均匀，力学性能相对突出。这项研究也进一步说明了增强颗粒大小对复合材料的影响。

3. 总结

当前，采用slm技术制备颗粒增强金属基复合材料的方法已逐渐成为增材制造领域内的热门话题，并且在近年来也取得了显著进展，各类不同增强体颗粒与金属粉体组合的复合材料已逐步被研发出来，并且得到了较为广泛的应用。但是，由于slm技术的应用需要材料经历速熔速凝的过程，这使得材料在成形过程中容易形成缺陷。此外，虽然slm技术能够直接成形结构较为复杂的金属样件，但打样设备较为昂贵以及操作工艺非标准化等因素都限制了slm技术的广泛应用。若想进一步推动slm技术在复合材料领域中的应用，还需从以下几点进行：

1) 针对slm技术的特点，研发适用于快速凝固非平衡超常冶金条件的复合材料粉末。例如，镁合金作为最轻的金属结构材料，其slm技术研究需解决粉体材料的标准化和商品化问题，建立详细的表征标准和规范来评价粉末质量。

2) 通过大量实验和数值模拟仿真方法，优化slm技术工艺参数，以控制冶金缺陷、调控显微组织，并提升材料的力学性能。特别要注意抑制气孔、未熔合缺陷，并增大高致密度成形工艺区间窗口。

3) 研究去应力退火处理对slm技术成形复合材料显微组织和力学性能的影响规律，设计专门的后处理方案以避免晶粒粗化并提升材料的强度和塑性。

参考文献