導讀：增材製造對製造金屬基複合材料關注度越來越高。顆粒團聚仍然是一個關鍵難題，會嚴重影響機械性能，特別是拉伸延展性。在這裡，我們研究並利用雷射粉末床融合（L-PBF）在熔化和重熔過程中利用顆粒流動動力學將顆粒均勻分散在金屬基體中。TiB2 增強鋁系統展示了我們的方法，在一次列印中生產出高分散的細 TiB2 顆粒（尺寸低至數十納米），微米-（1-5μm）和納米尺寸（40nm）TiB2顆粒均勻分散在複合材料中，體積分數高達25%。蒸汽抑制和通過馬蘭戈尼渦流填充顆粒的推進作用是導致均勻分散的兩個主要原因。與顆粒分散不均勻的複合材料相比，L-PBF 鋁 2024 複合材料的拉伸強度提高了約30%，楊氏模量提高約16%，拉伸延展性也顯著提高（高達三倍）。銅材料也實現了顆粒的均勻分散，這證明了我們對實現合金的方法的多功能性。
當硬質和剛性非金屬顆粒摻入金屬和合金中時，所得金屬基複合材料（MMCs）具有超越其各自組成成分的機械和物理性能，例如改進的彈性模量，高強度/硬度，優異的導電性和可控的熱膨脹係數。
無論如何，顆粒含量與其均勻分布之間的衝突仍然是一個難題。特別是對於小尺寸增強顆粒（例如納米顆粒），由於固態或液態加工過程中的大界面和分子作用力，它們容易形成團簇。金屬基質中的顆粒團聚是導致有限變形塑性的關鍵因素之一，導致複合材料的強應力集中和提早失效。此外，製造複雜幾何形狀的MMC部件一直很困難，它需要複雜的加工步驟，包括成型和加工。
雷射粉末床融合 （L-PBF） [又名選擇性雷射熔化 （SLM）] 是一種增材製造技術，能夠使用粉末作為起始材料製造複雜的三維零件。L-PBF方法的設計自由度使其對MMC製造具有吸引力。然而，與傳統的鑄造或焊接方法相比，L-PBF材料經歷的熔化/重熔和凝固/再凝固過程非常不一樣。
熔化和冷卻過程中熱度劇烈變化驅動熔體形成強烈的流動渦流，這為局部調整合金和複合材料微觀結構提供了機會。儘管研究活動迅速增長，過去幾年中為MMC生產實施也付出了巨大努力，但在SLM期間的粒子流動力學機制仍然難以捉摸。Gu等人的開創性工作報告了增強顆粒的能量密度依賴性色散，其中沿金屬晶界的規則環狀分布在高雷射功率下得到證明; 而與推理路線相反，在氧化物分散強化的Al基質複合材料中，增強顆粒傾向於隨著雷射功率的增加而均勻分布。
此外，先前使用顆粒作為熔體流動示蹤劑的研究表明，顆粒傾向於在 L-PBF 上與馬蘭戈尼渦旋一起流動。因此，在增材製造的複合材料中，增強顆粒的均勻分散被認為是困難的。為了克服上述挑戰，我們迫切需要對L-PBF條件下的顆粒分散機制進行基本了解。
本文沒有研究金屬基複合材料的變形和破壞機理（之前已被廣泛研究），而是將研究重點放在使複合材料變形塑性（即增強顆粒的均勻分散）的控制機制上。我們將實驗與建模相結合，證明了分散策略在代表性TiB2-Al系統上的有效性。我們發現，通過利用L-PBF的逐軌構建特性，可以實現增強顆粒緻密且均勻分散的金屬複合材料。通過調整軌道重疊（即艙口間距、兩次連續雷射掃描之間的間隔）以實現顆粒流動動力學的局部控制，微米和納米尺寸的 TiB2 顆粒都可以分散在基質中，具有高均勻性和大含量（高達 25 體積%）。我們推導出了一個幾何準則，以獲得L-PBF工藝中增強顆粒的最佳分散性。這種均勻的顆粒分散可以減輕金屬複合材料在變形過程中團聚引起的力量集中，否則會導致裂紋成核和材料失效。與顆粒分散較差的複合材料相比，L-PBF Al2024複合材料的拉伸強度提高了約30%，楊氏模量提高了約16%，拉伸延展性也得到了顯著改善（高達三倍）。在3種複合材料體系（二硼化鈦、純鋁合金和銅）中證明了通過增材製造實現原位分散和局部微觀組織控制的原理，從而為開發具有優異力學性能的金屬複合材料提供了新的可能。
上海交通大學李贊教授團隊相關研究以「Enhanced plasticity due to melt pool flow induced uniform dispersion of reinforcing particles in additively manufactured metallic composites」為題發表在International Journal of Plasticity上。
連結：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S0749641923000773#ecom0001
選擇性雷射熔化（SLM）對TiB2-Al複合材料的微觀結構。（a）可持續土地管理進程示意圖。（b）和（c）用微粒增強的竣工複合材料的掃描電子顯微鏡（SEM）圖像（TiB2體積分數：15%（b），25%（c））。（b）中的插圖顯示了具有代表性的更高放大倍率的SEM圖像。在界面處未觀察到裂縫或空隙。（d）用15體積%TiB2納米顆粒（粒徑∼40nm）增強的TiB2-Al複合材料的SEM圖像。（e）根據X射線計算機斷層掃描數據重建的三維（邊長：200微米）和放大視圖（邊長：50微米），顯示了TiB2顆粒（尺寸：1-5微米）在竣工複合材料中的分布。（f）間隔為20微米的相襯斷層掃描切片。還顯示了每個切片中的粒度分布。可以看出，不同切片的相差和粒徑分布相似，表明顆粒分布均勻。
圖2所示，單軌列印中顆粒分布的實驗和建模研究。（a）單軌的頂視圖 SEM 圖像。四個橫截面（標明其位置）被切割和拋光，以進行顆粒分散檢查。熔池邊界由白色虛線表示。測量並指示熔池的寬度和深度。顆粒在單軌列印後分布不均勻，並且傾向於分布在熔池邊界處。請注意，複合粉末（15體積%）中的TiB2含量由於鋁基材的熔化而被稀釋，鋁基材最初不含顆粒。（b） 單條軌道的頂視圖SEM圖像，從中可以識別熔池的寬度。（c）金屬複合材料SLM工藝示意圖。X、Y 和 Z 分別表示雷射掃描方向（SD）、橫向 （TD）和樣品構建方向 （BD）。Al基體的溫度曲線疊加，TiB2顆粒用黑點標記。（d）熔池形態的建模結果，包括俯視圖和側視圖。通過建模，熔池的寬度和深度分別為105.1 μm和78.4 μm。
粒子流動力學。（a）熔池內模擬的三維溫度梯度剖面圖，顯示SLM期間溫度梯度非常高，高達107 K/m。X、Y 和 Z 分別代表雷射掃描方向、橫向和樣品構建方向。（b）SLM期間熔池中的熔體流動示意圖。較大的熱梯度會產生較大的表面張力梯度，導致熔池中出現宏觀馬蘭戈尼渦旋。（c）熔池中TiB2顆粒和Y-Z橫截面處熔體的瞬態速度圖。大的表面張力拖動顆粒隨熔體流動移動。
軌道堆疊對粒子色散的影響。（a）用於研究軌道堆疊效應的雷射掃描策略示意圖。單個雷射熔化的軌道以相同的列印參數順序堆疊，但具有不同的層厚（30 和 60 μm）和編號。（b）竣工部分的代表性橫截面SEM圖像，建築物細節（層厚度和編號）顯示在圖像的左下角。
軌道堆疊對粒子色散的影響。（a） 用於研究軌道堆疊效應的雷射掃描策略示意圖。單個雷射熔化的軌道以相同的列印參數順序堆疊，但具有不同的層厚（30 和 60 μm）和編號。（b） 竣工部分的代表性橫截面SEM圖像，建築物細節（層厚度和編號）顯示在圖像的左下角。如白色箭頭所示，在所有情況下都存在顆粒團聚，TiB2團簇傾向於聚集成具有數十微米特徵長度尺度的環狀圖案，如黃色圓圈所示。（c） 顯示雷射掃描策略的示意圖，在交替軌道之間旋轉67°。軌道以不同的層厚度和數量旋轉堆疊。（d） 用旋轉軌道掃描的樣品的代表性橫截面SEM圖像。橫截面是故意選擇在不同軌道的交叉處選擇的。研究發現，顆粒團聚是無法消除的。
軌道重疊對顆粒均勻色散的關鍵作用.（a） 兩次雷射軌跡後基質溫度和顆粒分布圖（俯視圖）的模擬結果。處理參數與實驗中採用的參數相同。黑線表示每個軌道的中心線。（乙-e）第一 （b） 和第二軌跡 （c-e） 之後 Y-Z 橫截面處的平均粒子體積分數圖。平均顆粒體積分數圖是從至少 120 個橫截面統計計算出來的。（c-e）的艙口間距分別為 20 μm、40 μm 和 80 μm。在（b）中，由於馬蘭戈尼渦流的「離心」效應，TiB2顆粒在第一次軌跡掃描後不均勻地分布在基質中，從熔體軌跡中心到邊界的顆粒體積分數增加。第二軌掃描促進了顆粒色散，40 μm艙口間距的情況顯示出最佳顆粒色散。（f），（g）不同軌道重疊下竣工Al2024和高純銅基複合材料（TiB2的15體積%）的橫截面SEM圖像。當軌道重疊約為熔池寬度的一半（40%或60%）時，可以在兩種複合材料中觀察到顆粒的均勻分布。（f）和（g）最後面板中顯示的黃色圓圈（軌道重疊80%）表示顆粒的分布與熔體渦旋一致。
SLM複合材料的拉伸性能。（a） 不同顆粒均勻性的TiB2增強Al2024複合材料（TiB2含量：15體積%）的代表性拉伸應力-應變曲線。（b）均勻分散樣品的變形行為（軌道重疊60%），用數字圖像相關（DIC）技術測量全場應變。色標顯示局部主應變，施加的應變列在每個圖表的左側。（c）不均勻分散樣品的變形行為（軌道重疊率為80%）。（d），（e）是拉伸測試複合材料的代表性SEM圖像（兩種不同的放大倍率），分別具有均勻（60%軌道重疊）和非均勻（80%軌道重疊）顆粒分布。請注意，TiB2顆粒團聚充當裂紋源，如（e）中的黃色虛線圓圈所示。
SLM期間熔體中顆粒的力分析。不同的力，包括拖曳力、重力、浮力和分子作用力相互作用，函數為粒徑的繪製。
軌道重疊的標準和基本機制。（A-C）第一、第二和第三軌道的熔池和顆粒動力學的Y-Z橫截面視圖，熔體速度用灰色箭頭標記。每個熔體軌道的中心用紅色虛線表示。影線間距設置為 40 μm（即 60% 的軌道重疊）。（a）在第一軌道中，蒸汽壓降流將顆粒推到熔池的固液界面（t=1.565 ms），然後馬蘭戈尼渦流捕獲顆粒並將其離心到渦旋的外圍（t=1.645 ms）。凝固過程迅速進行（t = 1.985 ms），渦旋外圍的顆粒被固定在熔體軌道邊界處，導致顆粒團聚。（b）在第二次磁軌掃描中，蒸汽壓降流破壞了第一航跡右側的顆粒富集（t=1.605 ms）。以下左側渦流離心顆粒（t = 1.705 ms）以填充第一軌道的顆粒缺乏區域（t = 2.085 ms）。（c）第三條軌道顯示了類似的粒子運動動力學，粒子進一步在重疊區域的高度均勻分布。
SLM複合材料的微觀結構。（a）通過電子背散射衍射獲得的SLM TiB2-Al複合材料的三維相圖。高角晶界被識別為晶粒取向大於 10° 時被疊加。BD、LD 和 TD 分別代表構建方向、橫向和橫向。（b）疊加HAGB的SLM TiB2-Al複合材料（BD-LD平面）的EBSD反極圖圖。請注意，大部分TiB2顆粒（以黑色顯示）分布在Al顆粒內。（c）直方圖顯示由EBSD測量的TiB2顆粒的尺寸分布及其在顆粒內部或GBs的位置;325個TiB2顆粒中有54%是顆粒內分散的。插圖是IPF表示在Al上平行於吞噬TiB2顆粒的方向。在顆粒內分散的TiB2顆粒與周圍的Al基質之間沒有觀察到首選的取向關係。（d）不同正態平面上晶粒尺寸的統計分布，呈雙峰分布。（e）不同法向平面上晶粒取向錯誤的統計分布，其中在所有平面上觀察到大部分低角度晶界（LAGB，取向誤差：2°至10°）。（f）從EBSD數據得出的內核平均錯誤定向圖（KAM，BD-LD平面），以說明微粒的錯誤定向。
總之，我們對在SLM過程中熔體流動動力學的利用表明了一種新的直接能將細顆粒分散在金屬基質中，實現其優異機械性能的方法。我們推測，對於增材製造的複合材料，軌道重疊可能是均勻顆粒分散需要考慮的主要因素。該基本原理能夠用於開發具有均勻和密集摻入TiB2顆粒的Al基複合材料，原因在於利用了雷射粉末-床-熔融的獨特加工特性，即在高熔池溫度下，複雜的熔體流動通過雷射軌跡重疊可以重新分散團聚區域。除了加強顆粒的自發和有效分散，這種加工複雜零件的製造方法也比傳統方法所需的工藝簡單得多；後一種工藝不僅實施起來困難或昂貴，而且可能含有反應副產物和氧化物等雜質。我們在這裡提出的原位分散策略還可以擴展到各種金屬系統，適用的顆粒尺寸甚至可以降到納米——這是一種長期追求但迄今為止仍然最難以捉摸的複合微觀結構。因此，添加劑製造提供了一種有效、可擴展和通用的途徑，方便創建具有緻密均勻增強顆粒的複合材料，從而為金屬材料的飛躍提供了新的可能。
轉載：材料學網