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顶刊长篇综述丨激光粉末床熔融增材制造多材料结构的研究进展(二): 界面特性与强化

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摘要

激光粉末床熔合（LPBF）增材制造在制造具有复杂结构和精细材料布局的金属多材料结构方面取得了进展。本文从界面特性和强化方法、关键技术问题和潜在应用等方面全面回顾了通过LPBF实现的多材料结构的最新成就。首先介绍了多材料结构和审查范围。然后介绍了多材料结构的界面特征（包括LPBF打印的代表性多材料类型、界面微观结构、缺陷等）和强化方法。随后，从设备开发、数据准备、热力学计算和过程模拟以及粉末交叉污染和回收等方面讨论了多材料结构LPBF的关键技术问题。此外，还对其潜在应用（特别是在生物医学、电子和航空航天领域）进行了说明和讨论。最后，展望了未来的研究方向。

本文小编将主要介绍本篇综述的第二部分，后续将继续介绍综述的其他内容，敬请关注。

02 界面特征和加固方法

2.1 LPBF的多种材料类型

2.2 界面微观结构

2.3 界面缺陷

2.4 界面粘结强化方法

界面特征和加固方法

2.1 LPBF的多种材料类型

最近，大量研究证明了LPBF工艺用于多材料结构的可行性。在这些多材料类型中，金属/金属多材料结构在LPBF打印中最受欢迎。用于多材料LPBF的金属粉末材料包括铁基合金、钛合金、铝合金、铜合金、镍基合金等。316L不锈钢（SS）和Ti6Al4 V广泛用于LPBF打印金属/金属多材料结构。对于金属/陶瓷多材料结构，陶瓷材料通常用于提高金属材料的硬度和耐磨性，陶瓷的绝缘性能可用于制造金属/陶瓷集成电路和传感器。然而，由于使用粉末床AM技术制造金属/陶瓷多材料结构具有不同的原子键、热膨胀系数和金属与陶瓷之间的较差润湿性，因此制造金属/瓷多材料结构很有挑战性。金属/玻璃和金属/聚合物多材料结构的打印也面临同样的挑战。

典型的L-PBF构建腔室和工艺示意图。白色字体表示机器部件，黑色字体表示关键加工参数。

目前，大多数研究报告了具有层间打印的多材料结构（图2）。这些多材料结构的特点是材料分布在构建方向上的变化。在层间LPBF打印多材料结构中，界面的形成及其特性仍然是有待研究的重点。Sing等人（2015年）在al/Cu层压板的界面处获得了良好的冶金结合（图2（a）），并在界面处发现了金属间化合物Al₂Cu。Liu等人（2014年）通过LPBF生产了316L/C18400多材料样品（图2（b）），并在316L/ C1 8400界面观察到大量铁和铜元素扩散。316L/ CuSn10/ 18Ni300/ CoCrMo多材料结构是用LPBF制造的（图2（c）），其沿着构造方向表现出高度自由的材料分布。具体而言，通过在界面层中采用岛扫描和层间交错扫描策略，实现了具有良好接头强度的316L/CuSn10双金属结构（图2（d））。在本研究中，316L和CuSn10之间获得了良好的结合界面，熔合区宽度为∼550 μm。316L/ CuSn10界面的微观结构表明，CuSn10区域存在球形富铁颗粒，一些较细的富铜颗粒嵌入球形富铁粒子中。在界面处观察到晶粒跨越熔体池边界的外延生长。LPBF打印316L/ CuSn10多材料结构的极限强度为423.3 MPa ， 优于通过常规工艺制造的钢/铜多材料结构（150-300 MPa）。

图2 通过LPBF进行层间打印的金属/金属多材料结构：（a）AlSi10Mg/C18400，（b）316L/C1840，（c）316/CuSn10/18Ni300/CoCrMo，和（d）316L/CuSn10。BD是指构建方向。

图3（a）和（b）显示了具有LPBF层内打印的CuSn10/4340钢多材料结构。CuSn10和4340钢粉末不仅可以在不同的层中输送和打印，而且可以在单层的不同区域中输送和打印。材料分布的尺寸误差小于0.1 mm，表明CuSn10/ 4340钢多材料结构的高打印精度（图3（a））。图3（b）显示了打印的CuSn10/ 4340齿轮零件，其中外轮廓（宽度为0.5 mm）和内部分别打印有CuSn10和4340钢。图3（c）显示了由CuSn10和316L不锈钢打印的斯芬克斯零件。图3（d）显示了由CuSn10环和316L叶片组成的涡轮盘。在叶片根部，材料逐渐从316L变为CuSn10。

图3 通过LPBF进行层内打印的金属/金属多材料结构：（a）CuSn10/4340块部件，（b）CUSN110/4340齿轮部件，（c）狮身人面像的多色多材料雕像，以及（d）CuSn10/316L涡轮盘。

图4显示了LPBF打印的金属/陶瓷、金属/聚合物和金属/玻璃多材料结构。对于金属/陶瓷多材料结构，研究了1.2367型钢/ZrO₂/Al₂O₃三明治状结构的可打印性。该结构包括顶部和底部的工具钢多孔结构和块体，以及中间的ZrO₂ + Al₂O₃中间层(图4(a))。结果表明，1.2367工具钢多孔结构与ZrO₂+ Al₂O₃中间层的粘附强度为22 MPa。对于金属/聚合物多材料结构，Chueh、Zhang等人(2020)研究了通过一种专有的多材料LPBF系统打印CuSn10/ PA11杂化部件(图4(b))。结果表明，CuSn10和PA11之间保持了适当的距离，减少了CuSn10表面上的碳渣引起的“球化”。对于金属/玻璃多材料结构，Zhang等人(2020)使用专有的喷嘴基多材料LPBF系统打印了一个成分变化的FGM部件，从铜合金到钠钙玻璃，其中包括玻璃、陶瓷基复合材料(CMC)、过渡、金属基复合材料(MMC)和铜区(图4(c)和(d))。在CMC侧和MMC侧观察到一个离散界面，其间没有氧化过渡层，FGM部分从金属侧的延性逐渐过渡到玻璃侧的脆性。

图4 由LPBF打印的金属/类金属多材料结构:(a) 1.2367钢模/ ZrO₂ + Al₂O₃， (b) CuSn10/PA11，和(c, d) CuSn10/钠钙玻璃。

2.2 界面微观结构

不同材料之间的界面微观结构对LPBF打印多材料结构的界面力学性能有重要影响。不同的复合材料类型可以形成不同的界面微观结构。至于金属/金属多材料结构，材料表现出类似的原子键以及物理和化学性质（熔化温度、热膨胀系数、热导率、元素组成等）。因此，在存在成分梯度变化的多材料界面处通常会产生熔合区，这有助于异种材料之间的强冶金结合。

如图5（a）所示，在316L/CuSn10多材料结构的界面处产生了宽度为550μm的熔合区，熔合区中Fe和Cu元素的数量逐渐变化。图5（b）显示了316L/C52400多材料结构界面处具有明显暗特征的类似熔合区。图5（c）显示了LPBF打印300马氏体时效钢/304不锈钢多材料结构界面处厚度高达120μm的互扩散区域。拉伸结果表明，300马氏体时效钢与304不锈钢紧密结合，因为所有断裂均位于304不锈钢一侧，远离界面。在界面处的熔体池中可以观察到由密集的Marangoni对流引起的环形流动特征，表明在界面处发生了异种材料的强烈元素扩散。

图5 不同多种材料类型的各种组合的界面微观结构：（a）316L/CuSn10，（b）316L/C52400，（c）300马氏体时效钢/304不锈钢，（d）316L/钠钙玻璃，（e）1.2367工具钢/ ZrO₂ + Al₂O₃，和（f，g）CuSn10/PA11。

然而，如果材料表现出巨大的不同原子键，以及物理和化学性质，如金属/陶瓷、金属/聚合物和金属/玻璃，则可能在其界面处产生明显的边界，而不是熔合区（图5（d–g））。它们的结合强度主要取决于机械联锁结构。图5（e）和（f）分别显示了钢/陶瓷和铜/聚合物多材料结构的不规则界面，这可以通过机械联锁结构提高异种材料之间的粘合强度。LPBF打印件的粗糙表面通常是由于粉末粘附或不规则形状的熔体轨迹而获得的，这有助于在界面处形成机械联锁结构。关注公众号: 增材制造硕博联盟，免费获取海量增材资料，聚焦增材制造研究与工程应用！

在金属/金属多材料零件中，其独特的微观结构特征（针状凝固组织、细化晶粒等）有助于加强界面结合。Tan等人（2018）发现，由于Marangoni效应和界面处熔体池的表面张力梯度，300级马氏体时效钢/T2铜多材料结构的界面沿Z轴方向容易形成元素扩散区（图6（a）和（b））。如图6（c）所示，可以观察到由Marangoni效应引起的熔体池中的循环流动。固液界面的温度梯度G和生长速率R可以确定凝固过程中微观结构的形态和尺寸。微结构的生长方向与最大温度梯度平行。凝固后，一些针状钢颗粒渗透到铜中，在界面处充当“加强肋”，加强界面结合（图6（d））。此外，Bai等人（2020年）观察到，界面区域的晶粒小于316L/C52400铜多材料零件中每种材料的晶粒，这可能有助于界面硬化和裂纹抑制，如图6（e）所示。

图6 沿构建方向的多材料结构的独特微观结构特征：（a-d）300级马氏体时效钢/T2铜和（e）316L/C52400铜。

2.3 界面缺陷

在使用异种材料通过LPBF制造多材料结构时，实现无气孔和无裂纹的界面以及强结合是最关键的。界面缺陷是多材料LPBF的关键挑战。这些缺陷包括裂纹、气孔、分层和未熔化的粉末颗粒。由于不同材料之间的热性能（热膨胀系数、热导率等）不匹配，熔合区可能出现裂纹。Liu等人（2014年）用LPBF制备了316L/C18400多材料结构，发现尽管钢和铜之间形成了良好的冶金结合，但在界面处产生了裂纹和孔隙（图7（a））。Chen、Yang等人（2019年）在316L/CuSn10界面发现了大量树枝状裂纹（图7（b））。由于316L的热膨胀系数低于CuSn10，LPBF中高温梯度引起的残余应力可能集中在316L侧。图7（c）和（d）显示了316L/钠钙玻璃多材料结构的热影响区（HAZ）中存在裂纹，这是由于热膨胀系数的差异造成的。

图7 各种多材料结构中的界面缺陷：（a）316L/C18400，（b）316L/CuSn10，（c，d）316L/钠钙玻璃，（e）AlSi10Mg/C1840，（f）1.2367工具钢/ZrO₂+Al₂O₃。

由于激光能量密度不足，可能在界面处形成孔隙。由于铜的高反射率和热导率，熔合区的铜粉无法完全熔化，从而形成孔隙。Sing等人（2015年）观察到AlSi10Mg/C18400多材料结构界面处的裂纹和孔隙，其中在铜侧产生宏观孔隙（图7（e））。更高的激光能量密度可能是消除因熔融不足而导致的孔隙的有效方法。然而，过度的激光能量密度可能导致界面上出现小孔。

由于缺乏熔合，未熔融粉末颗粒通常存在于金属/类金属多材料结构的界面处，这不利于界面结合。在金属/陶瓷、金属/玻璃和金属/聚合物多材料结构中，由于材料熔化温度和激光吸收率的巨大差异，不同材料在相同激光能量输入下具有不同的熔化行为。Chueh、Zhang等人（2020年）还观察到CuSn10/PA11多材料样品中未熔融的CuSn10粉末颗粒（图8（a）和（b）），并说明CuSn10和PA11之间不同的熔融温度给激光能量输入的优化带来了困难。此外，当打印Cu10Sn/PA11混合粉末时，激光扫描期间熔融CuSn10表面上残留聚合物颗粒的热裂解导致纳米级气孔（图8（c-e））。因此，过度和不足的激光能量输入可能分别导致聚合物基板的蒸发和金属不完全熔化导致的粘合强度差。

图8 LPBF打印的CuSn10/PA11多材料零件中的界面缺陷：（a，b）未熔化的CuSn110粉末，（c）激光熔化和再熔化CuSn10/PA11粉末混合物的图示，（d）熔化的CuSn10表面上的残余聚合物颗粒，以及（e）经激光再熔化处理的CuSn100样品表面的SEM图像。

2.4 界面粘结强化方法

在多材料结构的界面处形成缺陷的机制可归因于热性能与材料的失配以及LPBF工艺中未优化的打印工艺参数。全面了解LPBF工艺对于控制多材料结构的质量至关重要。微结构、残余应力和热历史受LPBF工艺参数（例如激光功率、扫描速度、图案填充空间、层厚度和扫描策略）的深刻影响。应仔细选择多材料结构界面处采用的工艺参数，否则，它们会导致缺陷并削弱界面结合强度。已经努力实现抑制界面缺陷的有效方法，包括优化工艺参数、避免材料突变和界面设计。

对于具有复杂结构的异种材料或成分梯度材料，不建议通过传统的多次试错实验来优化LPBF工艺参数。由于扫描策略定义为激光在LPBF过程中的空间移动模式，因此它随不同的扫描序列、扫描方向、扫描矢量长度、扫描矢量旋转角度、填充空间等而变化。由于激光在LPBF过程中的快速移动，扫描策略会影响零件内部的热流方向、热梯度和冷却速率，这对残余应力和微观结构有重大影响。因此，可以使用适当的扫描策略来优化异种材料之间界面的热流方向、热梯度和冷却速率，从而降低残余应力并实现界面处的无缺陷微观结构。

此外，通过扫描策略优化熔体池的搭接，可以显著减少界面处的孔隙。图9（a–c）展示了应用于LPBF工艺的各种扫描策略，包括基本扫描策略（如单向扫描、双向扫描和螺旋扫描）、二维扫描策略（例如平面扫描、条形扫描和岛状扫描）和层间扫描策略（比如层间交错扫描和正交扫描）。可以灵活地采用扫描策略的组合来打印具有减少的残余应力和所需微结构的多材料结构的界面。Chen、Yang等人（2019年）和Chen、Yeng等人（2020年）结合层间交错扫描策略和岛扫描策略打印316L/CuSn10多材料结构的界面（图9（d）和（e）），减少了孔的数量和残余应力的集中，从而在界面处获得了优异的结合强度。

图9 （a）基本扫描策略，（b）二维扫描策略，（c）层间扫描策略，（d）CuSn10/316L多材料结构，以及（e）层间交错扫描策略和岛扫描策略示意图。

重熔策略通常用于打印兼容性有限的异种材料的界面，这可以去除氧化膜，并在原子水平上产生清洁的固液界面。此外，它可以提供额外的能量输入以促进粉末的熔化。Koopmann、Voigt和Niendorf（2019）通过重熔在钢层和陶瓷层之间形成了锯齿状表面，从而显著提高了钢和陶瓷之间的结合强度（图5（e）），而分层在未重熔的情况下发生（图7（f））。在316L基板上沉积玻璃材料时，在316L表面的重熔中也获得了类似的观察结果。

重熔层的数量和重熔每层的频率会影响界面结合的可靠性。Tan、Wang等人（2021）研究了四种熔炼策略对散装300级马氏体时效钢（MS）/LPBF打印MS界面微观结构的影响（图10（a）和（b））。在散装MS上的MS粉末LPBF期间，对第一至第三层实施了四种熔化策略（I至IV）。图10（c）显示了典型的块状MS/LPBF打印MS多材料结构及其拉伸样品。可以观察到，裂缝位于块体MS侧，远离块体MS/LPBF打印MS界面。他们发现，在策略I样品中出现了大量孔隙（图10（d）），这被认为是由于反复熔融后熔体池温度极高导致的材料过度蒸发。随着重熔频率的降低，策略II和III中的孔隙数量和大小减少（图10（e）和（f）），策略IV中只能观察到少量亚微米孔隙（图10（g））。因此，对初始打印层进行适当的重熔有利于增强界面冶金结合，而过度重熔会导致孔隙缺陷。

图10 块状MS/LPBF打印MS界面的四种熔化策略：（a）说明界面增强策略的示意图，（b）四种界面增强策略，（c）多材料样本，（d）策略一，（e）策略二，（f）策略三和（g）策略四。

在多材料结构界面粘结异种材料的方法包括直接粘结法、成分转换法和中间粘结层法。直接键合法直接熔化异种材料，当材料具有相似的热性能时，可形成强界面。不同材料之间的相容中间粘结层可有效消除不同材料之间物理/化学性质的不相容性，从而形成坚固耐用的粘结界面。此外，中间结合层方法通常用于避免在不同材料之间产生有害相。钛/钢多材料结构具有钛合金的耐腐蚀性和相对低成本钢的各种性能（抗氧化性、优异的硬度、良好的可加工性等）的良好组合，有可能应用于核电、化工和航空航天工业。然而，在钢和钛之间的直接结合中可能形成有害的Fe-Ti金属间化合物。Tey等人（2020年）获得了Ti6Al4 V/Hovadur®K220铜/316L不锈钢多材料零件，使用LPBF，其中K220铜为中间结合层（图11（a））。虽然铜中间结合层可以避免在K220铜/316L不锈钢界面处生成Fe-Ti金属间化合物，但他们发现Ti6Al4界面处存在三种有害相 V/K220铜（图11（b）），即L21有序相、非晶相和Ti₂Cu，会降低多材料零件的机械强度。图11（c）显示了Ti6Al4界面处的断裂路径 V/K220铜。 V/K220铜样品通过提高α′-Ti相的界面体积分数获得了较高的抗拉强度。

图11 一个LPBF打印的Ti6Al4V/Hovadur®K220铜/316L不锈钢多材料零件：（a）零件和拉伸样品示意图，（b）背散射电子图像和（c）Ti6Al2V/K220铜界面内的断裂路径图，（d）背散射电子图像和（e）K220铜/316L不锈钢界面的反极图。

此外，中间层的引入还将对界面的微观结构产生影响，从而抑制缺陷的形成并提高界面结合强度。在K220铜/316L不锈钢界面中，富铜基体和不锈钢带中分别存在大量微米级不锈钢和铜球（图11（d）），这是由Cu-Fe系统中的混溶间隙造成的。图11（e）显示了K220铜/316L不锈钢界面处的不同微观结构，表明K220铜侧的晶粒比不锈钢侧的晶粒更细。

最近的研究表明，原位合成的夹层可以提高多材料结构的界面结合强度。Tan、Zhang等人（2020年）提出了一种新方法，通过原位合成富铬中间层来增强4Cr13 SS/MS多材料部件的界面结合，如图12（a）所示。在SS/MS界面可以观察到两种不同的晶粒形态（LPBF打印MS中的细马氏体晶粒和块状SS中的粗等轴晶粒）（图12（b））。他们发现，Marangoni效应通过传质促进了界面处的元素迁移和相互扩散，有助于原位形成富Cr中间层，其中富Cr颗粒可作为MS结晶的“种子”，并促进马氏体时效钢晶粒的异质形核和随后的外延生长（图12（c））。此外，界面处凝固过程中溶质重新分布的偏析也有助于原位形成中间层。有趣的是，他们发现富含Cr的原位中间层可以在一定程度上缓解界面的应变，因为在界面处无法形成应变和变形。硬度和拉伸测试结果（包括制造和时效后样品）表明，原位合成的中间层可以提高界面结合强度（图12（d）和（e））。原位合成中间层的形成有利于避免在多材料结构中引入额外的相容中间层，从而缩短制造周期并避免粉末交叉污染。

图12 在LPBF打印4Cr13 SS/MS多材料混合工具中形成的原位合成中间层：（a）SS/MS多种材料结构的界面OM形态，（b）界面反极图，（c）熔体池中的Marangoni对流和接合界面处的微观结构演变的CFD模拟，（d）穿过SS/MS界面的纳米硬度分布，和（e）显示断裂位置的标准拉伸样品。

对于成分过渡方法，可以创建具有成分梯度的不同材料之间的过渡区，这更通俗地称为FGM。该方法可实现多材料结构中成分、微观结构和性能的梯度变化，并可避免因材料和应力集中的显著突变而导致的缺陷形成。Demir和Prevital（2017）开发了一个多材料LPBF平台，用于不同元素的原位合金化和生产复合材料（图13），可以实现两种不同材料之间成分的逐渐变化。关注公众号: 增材制造硕博联盟，免费获取海量增材资料，聚焦增材制造研究与工程应用！

图13 多材料结构界面处的成分过渡区：（a）粉末进料系统的设计和工作原理，以及Fe/Al-12Si的多材料试样，和（b）多材料LPBF系统的示意图，该系统具有适用于多种材料的自适应重水器和718/316L样本中打印的特征。

在图13（b）中，使用能够在不同层中进行多粉末沉积的适配重水来制造IN718/316L多材料结构中的渐变过渡区。过渡区通过在10层内交替材料沉积来构建。均化热处理后，元素扩散增强，导致材料平稳过渡，元素浓度几乎呈线性变化。元素在单轨中的扩散结果显示，Marangoni对流导致了明显的凝固形态，表明熔体池中镍元素大量混合。这种方法的独特优点是不需要额外的粉末混合物。

界面设计是提高多材料结构结合强度的另一种有效方法。图14（a）显示了为316L/CuSn10多材料结构界面设计的“手指交叉”接头结构。界面结合的增强归因于在界面处引入机械联锁结构。此外，不同材料之间接触面积的增加也促进了材料的混合，这有助于不同材料的逐渐过渡，从而减少界面处材料变化产生的缺陷。类似地，通过设计界面的波形接头结构（图14（b）），打印出具有强冶金结合的钢/铜垫片，这可以促进不同材料的元素扩散。然而，对于金属/类金属结构，由于金属和类金属之间的原子结构不同，预先创建的表面结构可能有助于通过机械联锁提高连接强度。Chueh、Wei等人（2020年）为金属/聚合物多材料结构的界面设计了三种类型的接头结构，即互锁、锚根部和树状接触（图14（c））。首先，将316L不锈钢的宏观机械联锁结构打印在316L基板上，然后用压缩压力将熔融聚合物渗透到预打印的316L不锈钢联锁结构中，以提高界面的连接强度（图14（d））。金属/聚合物界面互锁结构显示出良好的物理锚定效应组合，导致金属和聚合物之间的高结合强度（图14（e））。

图14 多材料结构的特殊接头设计。

总之，在LPBF打印的多材料结构中，界面特性是优先考虑的。LPBF的多种材料类型包括金属/金属、金属/聚合物、金属/玻璃和金属/陶瓷，它们表现出不同的界面形成和结合机制。目前，界面结合的有效强化方法包括界面工艺参数的优化、中间结合层和成分过渡区的引入以及界面形状和尺寸的设计。在这些方法中，成分转换法最常用于减少界面缺陷和应力集中。

后续将继续介绍本篇综述的其他内容：

03 多材料结构LPBF中的关键技术问题

3.1 设备开发

3.2 数据准备

3.3 热力学计算和过程模拟

3.4 粉末交叉污染和回收

04 潜在应用

05 结论与展望

原文：Di Wang, Linqing Liu, Guowei Deng, et al. Recent progress on additive manufacturing of multi-material structures with laser powder bed fusion. Virtual and Physical Prototyping

doi.org/10.1080/17452759.2022.2028343

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