在种植牙产业链中，基台和牙冠的附加值较低，而种植体是种植系统的核心部件。在我国的种植牙制造企业中，从事基台和牙冠加工的企业较多，而种植体进口产品在国内市场占有率超过90%。[1] 此外，根据华福证券的测算，在种植牙集采落地后，集采落地后种植牙增速有明显提升。不过，大幅增长的种植量或仍主要由进口品牌贡献。[2]

相比之下，国产种植体产品尚处于发展初期，精密车削加工在 CAD/ CAM 应用实例中表现和费效比并不完善，加上设计专利的短板，国产厂商在牙种植体设计制造方面难以突出重围。国产企业在品牌和渠道建设等方面与进口品牌仍有差距，与一些韩国品牌相比性价比优势并不突出。[1] 在价格战策略难以奏效的情况下，通过技术创新，在产品设计、产品性能上培养竞争力，或将为国内牙科种植体企业加速实现进口替代开辟出新的道路。

根据 的市场研究，粉末床选区激光熔融（SLM）3D打印技术是实现种植体设计创新的新兴途径。本期谷.专栏将分享一篇关于SLM 3D打印多孔牙种植体力学特性的研究。希望为国产种植体制造领域提供一定的参考。

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 摘要

目的 确定既满足强度要求又能够有良好长期稳定性的梯度多孔牙种植体最佳孔隙值。方法 设计 4 组不同孔隙率（G30、G40、G50、G60）的梯度多孔结构样件及均质多孔样件 S30，选区激光熔化（SLM）成型后通过准静态压缩试验对其力学性能进行研究，测量出样件的弹性模量和屈服强度。通过有限元分析评估不同孔隙率种植体及对应下颌骨组织的应力分布。

结果 相较于实体钛合金结构（110 GPa），多孔结构的弹性模量（13.47~15.88 GPa）已完全符合人体自然骨组织（2~20 GPa）范围，多孔结构屈服强度 （484.81~834.47 MPa）远高于皮质骨（180.5~211.7 MPa）；梯度多孔结构样件弹性模量相较于均质多孔结构略有提升，屈服强度（834.47 MPa）比均质多孔结构样件（730.56 MPa）提高了约 14%。梯度多孔种植体周围皮质骨最大等效应力值分布在 43.362 9~45.015 4 MPa 之间，松质骨最大等效应力值分布在 4.756 58~ 5.055 6 MPa 之间，完全满足 2~60 MPa 范围内的最大应力，适合骨组织生长。种植体与下颌骨之间的应力差值随着孔隙率的增大而逐渐变大，孔隙率为30%的 TPMS–G 型梯度多孔牙种植体与下颌骨应力差值最小，生物力学特性最佳，有利于形成稳定的骨整合。

结论 通过试验及仿真模拟，确定了适用于种植体的最佳梯度多孔结构，既满足强度要求，又具有良好的长期稳定性。

 图文解析

图1 单元偏置量 C 与孔隙率 P 的关系

图2 TPMS 多孔结构样件模型

图3 Ti6Al4V 粉末形貌

图4 种植体及装配模型

图5 SLM 成型的多孔样件

图6 TPMS 多孔结构压缩应力–应变曲线

图7 相对密度与力学性能关系

图8 不同孔隙率梯度多孔及均质多孔种植体皮质骨等效应力云图

图9 不同孔隙率梯度多孔及均质多孔种植体松质骨等效应力云图

图10 不同孔隙率梯度多孔及均质多孔种植体等效应力分布

 总结

为缓解植入传统金属牙种植体后引起的应力遮挡并促进长期稳定的骨结合，选取了 TPMS−G 型多孔结构来进行牙种植体多孔部分的设计，探究孔隙率变化带来的影响，通过力学性能测试试验和有限元仿真得出了以下主要结论。

1）制备出的 TPMS–G 型多孔结构样件成型效果良好。通过压缩试验发现，在满足颌骨细胞黏附、增殖与分化的孔径孔隙率需求范围内，5组不同孔隙率的 TPMS−G 型多孔结构的力学性能均能够满足种植体的使用要求。相较于实体结构，多孔结构可以降低种植体弹性模量，且梯度多孔结构的弹性模量与屈服强度均强于均质多孔结构，随着梯度多孔结构孔隙率的增大，其力学性能逐渐降低。

2）不同孔隙率的 TPMS−G 型结构弹性模量和屈服强度被赋予有限元分析模拟的材料配置参数。仿真分析结果表明，在极限咬合载荷下，多孔结构牙种植体周围颌骨组织的最大等效应力值满足骨应力学说，处于骨组织生长的适宜范围，能有效缓解应力遮挡效 应。并且相较于均质多孔结构，梯度多孔结构由于其力学性能更优，与相应下颌骨配合状态也明显更好。平均孔隙率为 30%的梯度多孔种植体，其周围骨组织最大应力完全满足骨组织正常生长范围，同时与颌骨 之间的应力差值也最低，更有利于植入并促进长期稳定的骨结合，提高种植牙植入后的长期稳定性和使用 寿命。然而，有限元分析结果有很大的局限性，无法完全模拟出最实际的日常口腔咀嚼情况，因此需要广泛的临床应用试验。本研究只单独考虑到模拟分析下颌骨的情况，对于另外的多种骨结构，具有梯度多孔结构的种植体是否有利于创建良好的骨整合状态从而到达长期稳定的种植仍需要大量的综合模拟分析。

来源 l 精密成形工程

参考资料
[1] 前瞻经济学人. 《2020年中国口腔医疗市场现状及发展前景分析 国产化时代来临》。
[2] 每日经济新闻.《种植牙集采落地半年观察：以前“种一口牙堪比一台豪车” 现在打了五折》

引用信息：
DOI:10.3969/j.issn.1674-6457.2023.01.008
期刊英文名称简写：J. Netshape Form. Eng.
曾寿金，王靖，何伟辉，许明三，韦铁平等.基于 SLM 的梯度多孔牙种植体力学特性[J]. 精密成形工程, 2023, 15(1): 61-70.
Zeng Shoujin, WANG Jing, HE Weihui, XU Mingsan, Wei Tieping et al. Mechanical characteristics of gradient porous tooth implant based on SLM [J]. Precision Forming Engineering, 2023, 15(1): 61-70.

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以下文章来源于金属圈 ，作者金属学报

选区激光熔化(SLM)增材制造技术由于其加工精度高、制造周期短、材料利用率高等优点，在制备高性能复杂金属构件方面具有广阔的应用前景。镁合金是最轻的金属结构材料，具有密度低、比强度和比刚度高、阻尼减震性能好、生物降解性良好等优点。因此，采用SLM技术制备镁合金具有重要的研究价值，有望拓宽镁合金的应用范围。

上海交通大学彭立明教授团队在《金属学报》期刊发表的《镁合金选区激光熔化增材制造技术研究现状与展望》一文，针对镁合金SLM增材制造技术，详细介绍了镁合金粉末制备、SLM工艺参数、冶金缺陷、SLM态的显微组织和力学性能、后处理、镁合金专用SLM设备方面的研究进展，并展望了未来镁合金SLM研究的发展方向。

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▲论文链接：
https://www.ams.org.cn/CN/10.11900/0412.1961.2022.00166

 图文精选

▲选区激光熔化(SLM)制造GWZ1031K合金产生的蒸发烟尘和宏观裂纹

Evaporative fumes (a) and macro cracks (b) during selective laser melting (SLM) of GWZ1031K alloy

▲匙孔失稳形成气泡的具体过程
The specific process of forming bubbles due to keyhole instability (d1—keyhole depth, d2—mini keyhole depth, Pi —keyhole pore)

 总结与展望

本文综述了选区激光熔化增材制造技术制造镁合金的研究进展，详细总结了SLM工艺参数对成形缺陷、显微组织和力学性能的影响规律，阐述了各类冶金缺陷的产生机理及避免方法，并总结了不同后处理方式对显微组织和力学性能的影响规律。目前SLM制造镁合金的力学性能明显优于铸造合金，略低于挤压合金，但是SLM在制备大型复杂构件时具有得天独厚的优势，因此SLM制造镁合金构件时具有极大的工程应用潜力。根据目前的国内外研究现状和发展趋势，未来的镁合金SLM研究需要对以下几方面重点突破。

(1) SLM专用镁合金材料的研发

目前尚无通过验证的商业化SLM用镁合金粉体材料，镁合金粉体材料的标准化和商品化成为限制其SLM研究的主要障碍之一。对于粉末的详细表征，包括化学成分(尤其是O含量)、形貌特征、粒径分布、流动性、空心粉、堆垛密度等，需要建立相应的标准和规范来评价镁合金粉末的质量。目前镁合金的SLM研究主要针对传统的商业化铸造镁合金和高强度Mg-Gd系镁稀土合金，这些合金成分都是针对慢速凝固过程开发设计的，而SLM过程独特的快速凝固非平衡超常冶金条件可能带来新的强化元素和强化相，阐明新的强韧化机理，从而形成新一代SLM专用高性能镁合金材料。

(2) SLM制造镁合金冶金缺陷控制

SLM制造镁合金的主要特点是剧烈的蒸发飞溅，大量的烟尘和对熔池的反冲压力会影响熔池的稳定熔化过程，足够的激光能量输入和有效的气体循环系统能够抑制蒸发飞溅的负面影响，从而实现稳定的成形质量。通过调整工艺参数同时抑制气孔和未熔合缺陷并增大高致密度成形工艺区间窗口具有重要意义。气孔缺陷不可能完全消除，需要通过同步辐射原位拉伸实验明确少量气孔缺陷对力学性能的影响程度。SLM制造镁合金过程中容易累积非常大的热应力，从而形成热裂纹或者冷裂纹，需要明确开裂机制并从工艺参数和化学成分2个角度加以调控。实现粉末制备→前处理→SLM成形→后处理的闭环控制可以有效避免氧化物的形成。Mg的蒸发飞溅必然会导致SLM态的化学成分偏离粉末，需明确工艺参数对化学成分变化的影响规律，从而可以根据最终所需的SLM态化学成分来倒推粉末成分和工艺参数，以及控制元素的选择性烧损来制备新材料或者成分梯度材料。目前SLM制造镁合金冶金缺陷的控制主要通过大量实验来获得最佳工艺参数，缺少对激光与镁合金粉末相互作用的热力学和动力学过程的理解，需要结合数值模拟仿真方法来更好地理解和调控镁合金SLM制造过程，从而控制冶金缺陷和调控显微组织，还需要建立SLM制造镁合金工艺参数-缺陷-显微组织-力学性能的大数据库，用机器学习的方法更有效地进行工艺参数优化和调控显微组织和力学性能。此外，工艺参数会影响成形件的表面质量、尺寸精度以及成形过程的稳定性，有必要开发针对表面质量和尺寸精度的在线监测和智能化控制系统。

(3) SLM态镁合金专用后处理制度的研发

目前还没有去应力退火处理对SLM态镁合金显微组织和力学性能的影响规律的报道，而后处理制度需针对SLM态独特的快速凝固细小非平衡组织而专门优化设计，从而避免后处理过程中SLM态细小晶粒的显著粗化，SLM态镁合金经过后处理后强度和塑性都要得到改善。需要设计一个镁合金成分使其SLM态组织为细小的单相α-Mg过饱和固溶体，SLM态只需简单的T5时效热处理(同时可以消除残余应力)就可析出大量的纳米级强化相，显著的细晶强化和析出强化效应使得SLM-T5态合金具有优异的力学性能。

(4) 镁合金专用SLM设备的研发

镁合金专用SLM设备的研发需从以下2点考虑：抑制Mg的蒸发飞溅或者优化成形腔室内的循环气体的流场来及时去除蒸发烟尘以避免残留在成形腔室内；通过提高基板加热温度(> 200℃)或者基板内部采用隔热材料以及采用激光二极管发射的强度均匀的成形光进行上加热来减小温度梯度、增加一束激光用于在线消除热应力、引入3D激光冲击喷丸等来减小热应力累积从而避免变形开裂现象的产生。

(5) SLM制造高强度高模量耐热镁基复合材料

SLM制造镁基复合材料的研究报道较少，SLM过程微小熔池的超常冶金条件有利于添加一些常规铸造工艺难以添加甚至无法添加的高模量或者耐热增强相，采用球磨、干法或湿法包覆工艺都比较容易实现亚微米或者纳米级增强相的均匀分散，SLM过程熔池内部的Marangoni对流效应也会促进增强相的均匀分布，最终获得Mg基体加均匀分布高模量耐热增强相的镁基复合材料，需阐明镁基复合材料的强化机制、弹性模量提升机制和耐热机制，高模量和耐热对于航空航天、军工装备等领域的应用具有重要价值。

(6) SLM制造镁合金的应用

目前SLM制备镁合金生物医用植入物的研究在动物实验阶段，尚未取得临床应用。SLM制备航空航天、军工装备和轨道交通等领域的高性能复杂镁合金结构件还鲜有报道，制备实体零件的尺寸越大，变形开裂就越严重，需要加以重视。未来航空航天等领域对构件的要求不再是均匀的化学成分、显微组织和力学性能，同一个构件不同部位可能需要不同的密度、强度、模量等，而SLM技术有利于实现常规铸造无法实现的功能梯度材料的制造。通过优化材料成分、制造工艺、改进设备、降低成本等方面最终有望实现SLM制造镁合金的应用。

论文引用信息：
彭立明, 邓庆琛, 吴玉娟, 付彭怀, 刘子翼, 武千业, 陈凯, 丁文江. 镁合金选区激光熔化增材制造技术研究现状与展望[J]. 金属学报, 2023, 59(1): 31-54
PENG Liming, DENG Qingchen, WU Yujuan, FU Penghuai, LIU Ziyi, WU Qianye, CHEN Kai, DING Wenjiang. Additive Manufacturing of Magnesium Alloys by Selective Laser Melting Technology: A Review[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2023, 59(1): 31-54
DOI:10.11900/0412.1961.2022.00166

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以下文章来源于稀有金属RareMetals ，作者陈楠

镍基高温合金因其高温性能、热稳定性和优异的耐腐蚀性能而被广泛应用于航空航天、车船、能源和核工业领域的热端部件，如燃气涡轮发动机叶片等。为了进一步扩大镍基高温合金的工作温度范围，通常镍基高温合零部件内部会存在复杂的冷却通道；而且，在实际使用中镍基高温合金零部件的形状较为复杂，尺寸精度要求更为严格。由于镍基高温合金硬度较高、加工硬化率高和热扩散性能差，使用传统的制备方法越来越难以满足实际需求。

激光选区熔化（SLM）是一种典型的金属 3D 打印技术，在难加工、结构复杂高温合金零部件的加工成形方面具有 极 大 的 优势 ，被广泛地应用于航空航天领域。它通过高能激光束选择性地熔化金属粉末，能够直接制造出近乎全致密、高精度、形状复杂的金属零件，该技术已成功应用于铝合金、钛合金和镍基高温合金。因此， SLM 3D打印技术被认为是一种很有前景的制造镍基高温合金复杂零部件的技术。

在《稀有金属》期刊发表的《激光选区熔化GH3536镍基高温合金组织与性能研究》一文中，中南大学粉末冶金研究院、粉末冶金国家重点实验室与中国航发南方工业有限公司的团队研究了激光选区熔化（SLM）GH3536 合金扫描面与建造面的组织与性能。采用光学显微镜（OM）、X 射线衍射仪（XRD）、扫描电镜（SEM）和电子背散射衍射（EBSD）对激光选区熔化GH3536合金金相、物相、微观组织和晶粒特征进行研究。本期谷.专栏将分享该研究的要点。

结果表明，通过优化成形参数可以减少合金中孔隙与微裂纹，但是无法消除。半椭圆形熔池广泛分布于建造面，其宽深比约为1.5。激光选区熔化 GH3536合金由单一的面心立方 γ奥氏体组成。扫描面与建造面都分布着大量胞状与柱状亚晶，建造面熔池交界处存在沿建造方向的微裂纹。建造面的平均晶粒尺寸（145.1 μm）约为扫描面晶粒尺寸的4.5倍，织构强度约为扫描面的2倍。横向与纵向试样的拉伸性能存在明显差异，横向试样的屈服强度和极限抗拉强度分别为645 MPa和781 MPa，分别比纵向试样高4.1%和7.0%。激光选区熔化 GH3536合金断口呈明显韧性断裂，存在大量韧窝。本研究有望为激光选区熔化GH3536合金扫描面与建造面组织与性能差异提供有效的参考。

 图文速览

图1 SLM工艺用气雾化GH3536合金粉末形貌与（SEM图像）粒径分布

Fig.1 SEM image （insert being enlarged image）（a）and particle size distribution（b）of gas atomized GH3536 powders by SLM

图2 激光选区熔化GH3536合金试样、激光扫描路径以及拉伸试样尺寸示意图

Fig.2 Schematic diagram of GH3536 superalloy specimens by SLM（a），laser scanning path（b）and tensile specimen size（mm）（c）

图3 不同激光参数下成形GH3536合金试样腐蚀前OM图像

Fig.3 OM images of GH3536 alloys under different laser parameters（a~a3）700 mm·s -1 ；（b~b3）800 mm·s -1；（c~c3）900 mm·s -1；（d~d3）1000 mm·s -1

图4 激光选区熔化 GH3536 合金扫描面与建造面的 XRD图谱

Fig.4 XRD patterns of GH3536 alloy by SLM

图5 激光选区熔化GH3536合金的腐蚀后OM图像与局部放大图像

Fig.5 OM image（a）and enlarged image（b）of GH3536 alloy by SLM after corrosion

图6 激光选区熔化GH3536合金的微观组织（SEM图像）

Fig.6 Microstructures of GH3536 alloys by SLM （SEM images）（a，b）Scanning plane；（c，d）Building plane

图7 激光选区熔化GH3536合金的EBSD晶粒取向与尺寸分布图（BD：成形方向）

Fig.7 EBSD grain orientation and size distribution of GH3536 alloys by SLM（BD：building direction）（a，b）Scanning plane；（c，d）Building plane

图8 激光选区熔化GH3536合金扫描面与建造面的极图和｛100｝取向反极图

Fig.8 Pole figures （a，c）and｛100｝orientation inverse pole figures（b，d）of GH3536 alloys by SLM（a，b）Scanning plane；（c，d）Building plane

图9 激光选区熔化GH3536合金的EBSD晶粒取向与尺寸分布图

Fig.9 EBSD grain orientation （a，c）and size distribution （b，d）of GH3536 alloys by SLM（a，b）Scanning plane；（c，d）Building plane

图10 激光选区熔化GH3536合金扫描面与建造面的KAM图和相应的直方图

Fig.10 KAM maps （a，c） and corresponding histograms（b，d）of GH3536 alloys by SLM（a，b）Scanning plane；（c，d）Building plane

图11 激光选区熔化GH3536合金试样的应力-应变曲线

Fig.11 Stress-strain curves of horizontal and vertical samples of GH3536 alloys by SLM

图12 激光选区熔化GH3536合金水平方向与垂直方向拉伸断口形貌（SEM图像）

Fig.12 SEM images of tensile fracture morphology of GH3536 alloys by SLM（a，b） Horizontal direction；（c，d）Vertical direction

 全文小结

采用SLM技术制备GH3536合金，通过对扫描面与建造面形貌分析、物相分析、显微组织、晶粒特征与力学性能对比分析，明确了SLM GH3536合金组织与性能特征。主要结论如下：

1.通过优化成形参数可以减少合金中孔隙与微裂纹，但是无法消除。半椭圆形熔池广泛分布于建造面，其平均宽度约为 200 μm，平均深度约为120 μm，宽深比约为 1.5。熔池深度贯穿 3~4 层铺粉厚度，成形过程中冶金结合良好。

2.激光选区熔化GH3536合金由单一的面心立方 γ 奥氏体组成。扫描面织构沿（220）晶面生长，而建造面具有<002>纤维织构。扫描面与建造面都分布着大量胞状与柱状亚晶，建造面熔池交界处存在沿建造方向的微裂纹。建造面的平均晶粒尺寸为 145.1 μm，约为扫描面晶粒尺寸的 4.5 倍，织构强度约为扫描面的2倍。

3.激光选区熔化GH3536合金扫描面与建造面的织构指数与织构强度均大于1，微观组织呈现明显的各向异性。合金柱状晶内部分布着大量的小角度晶界，扫描面的小角度晶界体积分数为 62.9%，而建造面的小角度晶界高达82.9%。激光选区熔化GH3536合金激光搭接区域残余应力较大，扫描面与建造面的平均KAM分别为1.41和1.04。

4.横向与纵向试样的拉伸性能存在明显差异，表现出明显的各向异性。横向试样的屈服强度和极限抗拉强度分别为 645 和 781 MPa，分别比纵向试样高4.1%和7.0%，而其延伸率比纵向低11.5%，这主要是因为凝固裂纹沿着生长方向分布降低其塑性。激光选区熔化 GH3536 合金呈明显韧性断裂，断口处存在大量韧窝；韧窝平均尺寸约为0.5 μm。
论文引用信息：

陈 楠，李瑞迪，袁铁锤，张毅，马 鑫，黄 敏. 激光选区熔化GH3536镍基高温合金组织与性能研究 [J]. 稀有金属，2022，47(5): 679-691.

Chen Nan，Li Ruidi，Yuan Tiechui，Zhang Yi，Ma Xin，Huang Min. Microstructure and Properties of GH3536 Nickel-Based Superalloys by Selective Laser Melting [J]. Chinese Journal of Rare Metals, 2022, 47(5): 679-691.

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以下文章来源于特种铸造 ，作者特铸杂志

铝合金具有低密度、比强度高、耐高温、耐磨损等优点，在国防军工、航天航空等领域具有广泛的应用价值。其中ZL114A铝合金力学性能及熔铸工艺都很优异，因此在航空、航天及交通运输等产业需求量很大。

激光选区熔化（selective laser melting，SLM)是一种重要的金属增材制造方法，与传统的铸造方法相比，SLM成形效率高，无需模具，可制造形状复杂、尺寸精度较高的零部件。但目前SLM成形的ZL114A合金力学性能仍然偏低，从而限制了其在航空等领域的拓展应用。这主要是由于铝及铝合金具有易氧化、激光反射率高、热导率大等特性。目前研究多集中于添加其它合金元素或者陶瓷颗粒来改善SLM成形件的性能，如MARTIN等通过静电自组装法向TC4合金和7系铝合金粉末中分别添加ZrH2、WC颗粒，可促使晶粒由柱状晶转变为等轴晶，使组织和性能得到有效改善。GU D等通过调控工艺参数和加入TiC颗粒，使得TiC/AlSi10Mg合金显微硬度（HV0.1）达到188.3，抗拉强度达486 MPa。TiB2颗粒熔点高，并具有化学稳定性好，耐磨性好、硬度大、润湿性好、热导率低、激光吸收率高等优点，不但可作为铝合金的弥散增强相，而且可作为异质形核剂，细化铝基体晶粒。

南昌航空大学卢百平教授团队对用于粉末床激光选区熔化增材制造的TiB2/ZL114A复合材料进行了研究，并在《特种铸造及有色合金》期刊上发表了“SLM成形TiB2p/ZL114A复合材料组织与性能”的文章。本期谷.专栏将分享该文的主要内容。

文章在ZL114A铝合金粉末中加入TiB2颗粒，通过球磨法制备了TiB2质量分数为1%和2%的TiB2/ZL114A复合粉末，并用激光选区熔化(SLM)技术成形TiB2/ZL114A复合材料。结果表明，1%的TiB2颗粒可提升SLM成形ZL114A合金试样的致密度，孔洞明显减少，致密度由98.2%提升至99.1%；抗拉强度和显微硬度（HV）分别由315 MPa、109.2提升至366 MPa、118.6，伸长率由6.3%提升至10.5%。SLM成形1TiB2/ZL114A复合材料试样经320℃×2h退火后，抗拉强度和显微硬度降至295MPa和84.3，而伸长率达到19.8%；经525℃×3h+180℃×6h固溶时效处理后，抗拉强度略微下降至331MPa，但伸长率达到14.2%。2%TiB2/ZL114A复合材料试样组织内部TiB2颗粒发生团聚长大现象，导致内部存在大量的孔洞缺陷，致密度和力学性能都明显下降。

 试验材料与方法

通过球磨分别制备了TiB2质量分数为1%、2%的TiB2/ZL114A复合材料。ZL114A铝合金粉末、TiB2陶瓷颗粒及复合材料的形貌见图1。可以看出，ZL114A铝合金粉末粒径为15~35μm,TiB2颗粒平均粒径为300nm,TiB2颗粒均匀分布在ZL114A粉末表面，混合较好。ZL114A铝合金粉末的化学成分见表1。

SLM成形采用SLM300型设备，激光功率为300w，扫描速度分别为750、1250、750、2250和2750mm/s，扫描间距为0.09mm,铺粉厚度为0.05mm。SLM成形TiB2/ZL114A复合材料试样，经砂纸研磨、抛光后，对测试表面用凯勒试剂腐蚀15s，用Nova Nano SEM450型场发射扫描电子显微镜观察微观组织。拉伸试样见图2，用Instron 5569型电子拉伸实验机进行拉伸，拉伸时拉伸方向平行于堆积成形方向，拉伸速率为1mm/min。用Quanta 200型环境扫描电镜观察拉伸断口形貌。热处理工艺见表2。

图1 3种粉末扫描电镜形貌(a) ZL114A铝合金粉末(b) TiB2陶瓷颗粒(c) 1TiB2/ZL114A铝合金复合材料。

图2 拉伸试样

 图文结果

在SLM成形ZL114A合金过程中添加1%的TiB2颗粒可以有效提升试样的成形质量，气孔和球化明显减少，通过细晶强化、弥散强化和载荷传递作用，使ZL114A合金的硬度、强度与塑性都得到提高，抗拉强度由315 MPa提高到366MPa，伸长率从6.3%提高至10.5%,平均显微硬度（HV）由109.2提高至118.6；TiB2颗粒添加量为2%时，成形试样熔池内液相粘度较低，流动性较差，Marangoni流效应削弱，TiB2颗粒发生团聚长大，内部孔洞数量增多，导致其力学性能明显下降。

SLM成形1TiB2/ZL114A复合材料原始态试样经退火和固溶＋时效处理后，强度和硬度有所下降，塑形均有提高，其中退火态伸长率高达19.8%，固溶＋时效处理态抗拉强度由366 MPa下降至331 MPa。

SLM成形1TiB2/ZL114A复合材料原始态断口表面存在许多分布不均匀且较浅的大小韧窝，存在一定的塑性变形；退火态相比于原始态断口韧窝数量明显变多且韧窝尺寸更大更深，所以其塑形更强，伸长率更高；固溶＋时效处理态相比于原始态，试样断口表面存在大量的大小相同的韧窝，具有高延性断裂,所以塑形也有所提高。综上，3种状态下拉伸试样断裂机制均为韧性断裂。

图3 不同TiB2含量下试样致密度和线能量密度的关系。

图4 SLM成形3种试样纵截面的OM，（a）w(TiB2)=0 （b）w(TiB2)=1%（c）w(TiB2)=2%。

图5 复合粉末及SLM成形试样的XRD图谱（a）复合材料和SLM成形3种试样的XRD图谱（b）SLM成形试样第一Al峰放大（c）SLM成形试样第3Al峰放大。

图6 SLM成形试样的SEM形貌(a) ZL114A铝合金(b) 2%TiB2/ZL114A复合材料，低倍(c) 2%TiB2/ZL114A复合材料，高倍(d) 1TiB2/ZL114A复合材料，高倍(e)团聚的TiB2颗粒(f)团聚长大的TiB2颗粒(g)1TiB2/ZL114A复合材料。

图7 图6e和图6f中团聚长大颗粒的EDS图(a)图6e中团聚的TiB2颗粒 (b)图6 f中团聚长大TiB2颗粒。

图8 SLM成形试样的断口宏观形貌及SEM断口形貌(a) ZL114A铝合金 (b)H0,宏观 (c) H0;微观 (d) H1 (e) H2。

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骨组织缺损已经成为危害人类身体健康、降低人们生活质量的主要问题，骨骼替代物的研究对于骨组织缺损患者十分重要，理想的骨骼替代物应符合人体骨骼的相关力学性能，拥有良好生物相容性及孔隙率，以保证血液及营养物质的输送，加快患者的康复过程，并且骨骼代替物应与骨缺损部位形状一致，保证替代的成功率，因此，骨骼支架在骨组织缺损治疗中起着至关重要的作用，而传统加工方式存在支架加工精度不足、成形困难的问题。

随着增材制造技术的发展，3D 打印多孔支架（Porous scaffold）成为治疗骨组织缺损的新技术，其个性化制造的特点解决了传统制造方法由于骨缺损形状不同而导致成形困难的问题。通过增材制造技术制备多孔骨骼支架，能够有效控制支架的尺寸、孔径、孔隙率及结构特征，能够更好地保证血液、营养物质及代谢废物在骨骼支架间的运输，并且通过增材制造技术可以根据患者的不同情况进行精准的个性化制备，保证替代手术的成功率。

多孔结构具有骨骼支架有利于血液、营养物质的运输以及代谢废物的排出，同时有利于骨细胞在支架上的附着并向内生长以及组织液的渗透，使植入物最终能够与生物体成功融合，加速患者的康复过程。适用于人体骨组织缺损骨骼支架的最佳结构以及孔隙率并没有定论。

《SLM 成形不同孔隙结构骨支架的仿真与实验研究》一文详细论述了选择性激光熔化成形多孔骨骼支架的制备工艺，并对不同孔隙率、不同结构的多孔骨骼支架进行了微观组织分析及力学性能研究。

 不同孔隙率适用不同骨骼位置

该研究的目的是确定多孔骨骼支架的最佳结构及孔隙率。

研究团队建立了不同孔隙率、不同结构的18个多孔支架模型，通过有限元对多孔支架分别进行应力、应变模拟分析，通过选择性激光熔化（SLM）技术制备A，B，C这3种不同结构、孔隙率范围相近（65%～90%）、支架直径相同（300 μm）的多孔316L支架。通过压缩试验、微观组织分析、X射线衍射试验（XRD）对不同多孔支架进行表面微观组织分析及力学性能研究。通过有限元模拟获得适用于人体皮质骨及松质骨的不同多孔支架结构及孔隙率。

图1 单元结构详情 a 体心立方体结构A；b 面心立方体结构B；c 垂直立体结构C。

图2 球状316L不锈钢粉末扫描电镜

图3 选择性激光熔化成形制备的316L不锈钢多孔骨骼支架实体

图4 X-射线衍射图谱

图5 微观组织

研究结果表明，A类结构孔隙率为90%的多孔骨骼支架弹性模量为7.5 GPa，抗压强度为11.62 MPa，与人体松质骨相吻合；B类结构孔隙率为80%的多孔骨骼支架弹性模量为18.9 GPa，抗压强度为127.01 MPa，与皮质骨相吻合。

图6 多孔支架变形、应力云图

图7 多孔支架应力、变形内部

图8 应力-应变曲线

研究团队通过模拟及试验，确定了适用于不同骨骼部位的最佳结构及孔隙率，并且多孔结构有利于营养物质及血液的运输，保证了骨骼替代物的生物力学性能，有助于患者的康复。

 总结

1）选择性激光熔化成形的多孔骨骼支架组织仍为奥氏体组织，成形面上的各晶粒呈带状有规则排列且分布均匀，晶粒形态呈现多边形或近圆形，晶粒外延生长与激光熔化成形方向基本一致，采用选择性激光熔化技术制备的316L多孔骨骼支架生物力学性能符合人体骨骼植入需求，并且具有更好的力学性能。

2）通过有限元模拟分析得到了孔隙率合理的多孔骨骼支架，经优化后孔隙率为90%的多孔骨骼支架A结构的弹性模量与人体松质骨弹性模量吻合，A结构孔隙率为85%和80%、B结构孔隙率为80%和75%的多孔骨骼支架弹性模量与人体皮质骨弹性模量相符合，C结构多孔骨骼支架由于结构问题不适用于人体骨骼植入，为后续试验研究提供了理论指导。

3）通过试验探究，得到孔隙率为90%的多孔骨骼支架A结构的弹性模量与抗压强度均符合松质骨力学性能要求，适用于人体松质骨植入物，而孔隙率为80%的多孔骨骼支架B结构的弹性模量与抗压强度均符合皮质骨力学性能要求，适用于人体皮质骨植入物，明确了适用于不同骨骼位置替代的支架单元结构及孔隙率。

论文原文：
孙海波,徐淑波,张森,等.SLM成形不同孔隙结构骨支架的仿真与实验研究[J].精密成形工程,2022,14(2):123-128.DOI:10.3969/j.issn.1674-6457.2022.02.019
期刊英文名称简写：J. Netshape Form. Eng.

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为了克服传统熔铸法制备偏晶合金存在尺寸小和易偏析的难题，暨南大学周圣丰教授联合澳大利亚埃迪斯科文大学张来昌教授，利用激光选区熔化技术成功制备了块体异构Cu-Fe基偏晶合金：微米级γ-Fe颗粒弥散分布在具有大角晶界的细晶ε-Cu基体内，纳米级γ-Fe颗粒内还析出大量纳米孪晶和层错。此外，在塑性变形过程中，软域（ε-Cu）和硬域（γ-Fe）的异质界面不仅诱导几何必要位错（GNDs），而且影响位错扩展。因此，双峰异质界面、纳米孪晶和层错能够阻碍不全位错迁移，使得偏晶合金呈现出高强度（~590 MPa）和高塑性（~8.9%）。

本期谷.专栏将分享这一研究成果的主要内容。

DOI：https://doi.org/10.1016/j.jmst.2021.06.062

 研究背景

偏晶合金（难混溶合金）是一类具有液－液两相分离的合金，当凝固形成弥散、核/壳与层状结构时，具有独特的物理与力学性能，尤其是Cu-Fe基偏晶合金具有价格低廉与高强高导性能，可用作软磁材料、电接触材料、制动材料、电子封装材料与冶金结晶器等，在航空、汽车、交通、电气与国防等工业领域具有广阔应用前景。

但是，传统铸造法制备Cu-Fe基偏晶合金时，由于密度差与冷速低，易产生宏观偏析与尺寸偏小等问题，尤其是目前尚不清楚如何突破Cu-Fe基偏晶合金的强－韧倒置矛盾，严重限制了其工业应用。

一般而言，采用大塑性变形与退火工艺而在铜合金内引入孪晶可以有效地改善抗拉强度，降低位错密度，增强应变硬化，被认为是一种既可以提高强度又不牺牲韧性的新策略。但是，退火工艺不易控制，两步法在实际应用中不方便。

因此，扩大偏晶合金工业应用的关键：解决大尺寸块体成形难题的同时兼顾强度与韧性的协同增强。一般而言，纳米孪晶与层错可以协同提高纯金属与低层错能合金的强度与韧性。因此，为了促进纳米孪晶与层错在Cu-Fe基偏晶合金内形成，在纯铜粉末内引入低层错能316L不锈钢粉末，然后利用激光选区熔化（SLM）增材制造技术的超高冷速（103-8 ℃/s）与Cu-Fe之间的液相分离，制备块体异构Cu-Fe基偏晶合金，实现强度与韧性的协同增强。

 论文亮点

(1) 利用激光选区熔化技术制备块体Cu-Fe基偏晶合金，同时通过引入纳米孪晶与层错，实现强度与韧性的协同增强。

(2) Cu-Fe基偏晶合金具有异质微结构特征：纳米级γ-Fe颗粒内析出大量纳米孪晶和层错并弥散分布在具有大角晶界的ε-Cu基体中，阻碍位错运动。

 研究成果图文解析

图1为SLM成形Cu-Fe基偏晶合金相成分和微观结构。显然，异质结构包括两种物相：ε-Cu和γ-Fe（图1a）。许多平均直径为∼50 μm的富Fe颗粒（Fep）弥散分布在含有过饱和铁（∼9.2 wt.% Fe）的富Cu基体中（图1b）。富Cu基体具有细晶结构（1.2±0.2 μm）以及高比例大角晶界（∼92 vol.%）（图1c与d），大量纳米级富Fe颗粒嵌入在富Cu晶粒内部（图1e）。图1e插图中晶粒A的选区电子衍射花样对应于沿晶带轴[011]方向的面心立方结构，晶格参数为∼0.361 nm，证实该细小晶粒为ε-Cu。相比之下，图1f的SAED花样与图1g的放大TEM图显示具有高密度层错和纳米孪晶的富Fe颗粒为γ-Fe，沿晶带轴[001]方向具有面心立方结构，晶格参数为0.358 nm。

图1 (a) 铁基合金粉末和SLM成形Cu-Fe基偏晶合金XRD图谱; (b) Cu-Fe基偏晶合金截面结构及局部放大图; (c) 富Cu基体EBSD图像; (d) 富Cu基体晶界取向偏差角分布; (e) 富Cu基体明场TEM图像和晶粒A沿晶带轴[011]对应fcc结构的选区电子衍射图(SAED)，右上方的插图显示了放大的Cu晶粒TEM图像; (f, g) 在富Cu基体中嵌入的富Fe颗粒的明场TEM图像，插图中层错和孪晶的选区电子衍射图(SAED)和放大TEM图。

图2显示了SLM成形Cu-Fe基偏晶合金、传统纯铜和传统技术制备Cu-Fe基偏晶合金力学性能。SLM成形Cu-Fe基偏晶合金呈现出高达∼590 MPa抗拉强度，是传统纯铜抗拉强度（∼232 MPa）的2倍，同时具有高达∼8.9%的良好延展性（图2a）。此外，传统技术如铸造、轧制或挤压技术制备Cu-12Fe（wt.%）偏晶合金，尽管抗拉强度高达∼930 MPa，但是延伸率较小仅为∼2.5%（图2b）。从图2c可以看出，SLM成形Cu-Fe基偏晶合金加工硬化率随着应变增加逐渐降低，并在一定应变范围内保持较高趋势，而纯铜的加工硬化率在1%~8.4%的应变之间保持不变。此外，SLM成形Cu-Fe基偏晶合金具有比纯铜更高的加工硬化率（当应变为2%时，前者为∼2042 MPa而后者为∼266 MPa）。

图2 (a) SLM成形Cu-Fe基偏晶合金与传统纯铜拉伸应力-应变曲线; (b) SLM与传统技术制备Cu-Fe基偏晶合金工程应力-应变结果对比; (c) SLM成形Cu-Fe基偏晶合金和传统纯铜加工硬化率。

图3为SLM成形Cu-Fe基偏晶合金与传统方法制备纯铜经拉伸试验后断口形貌。纯铜断口可观察到大量直径约为10 μm韧窝结构，表现为典型韧性断裂（图3a）。Cu-Fe基偏晶合金断口形貌呈现韧-脆混合型断裂：富Cu相基体的高密度细小韧窝（图3b），富Fe相穿晶断裂的解理断裂呈现河流型态（图3c），这归因于孪晶强化和层错强化，发生脆性断裂所致。此外，在ε-Cu基体中观察到大量等轴细小韧窝，平均直径约为 0.5 μm （图3d）。显然，这种异质微观结构导致作为软域ε-Cu基体发生微小韧窝滑移断裂以及作为硬域γ-Fe颗粒沿晶界发生脆性断裂，正是因为大量局部脆性硬域嵌入在软域塑性基体内，在弥散增加强度的同时，“软-硬”之间可以协调塑性变形而保持一定塑性。因此，SLM 制备Cu-Fe基偏晶合金具有高强度和高韧性。

富Fe颗粒内高密度层错和纳米孪晶强化机制：

首先，层错能对于孪晶形成起着重要作用。316L 不锈钢的低层错能有利于富Fe颗粒内纳米孪晶和层错形成，这是因为生长孪晶和层错经常出现在低层错能金属中，如330不锈钢、铜和银等，它们在电沉积过程中会自发形成。

其次，在SLM过程中极大的温度梯度易产生较大残余拉应力，诱导纳米孪晶和层错形成。最后，SLM极高冷速（∼3×107 K/s）导致大的动态过冷而产生较大生长驱动力，该驱动力可以更易克服层错能而促使在面心立方富Fe颗粒内形成纳米孪晶或层错。因此，高冷速可以诱导纳米孪晶和层错在Cu-Fe基偏晶合金内形成。

图3 (a) 纯铜拉伸断口形貌和放大图；(b) SLM成形Cu-Fe基偏晶合金拉伸断口形貌；(c) γ-Fe颗粒解理断裂具有河流花样；(d) ε-Cu基体内等轴状韧窝。

在塑性方面，Cu-Fe基偏晶合金具有优异延伸率可归因于以下三个方面：首先，细晶材料内较低位错密度可以进一步积累位错而增强塑性。由于在SLM过程中的液相分离，可以原位形成自组装富Fe颗粒，从而使应力充分释放。因此，富Cu基体具有较低位错密度，可以为位错存储提供更多空间，从而增强应变硬化和塑性。其次，在ε-Cu基体中，大角晶界滑移可以在三叉晶界处释放位错，这些位错可以增加应变硬化。此外，高比例大角晶界也可以阻碍位错运动而形成位错墙（图4a），这有利于增加应变硬化能力与提高塑性。最后，大量孪晶和层错可以提供位错存储空间来容纳塑性变形，并为位错形核与容纳创建更多局部位置（图4b与c），通过孪晶诱导塑性效应提高应变硬化率，延迟颈缩和断裂而进一步提高韧性。

图4 SLM成形Cu-Fe基偏晶合金拉伸试验后位错分布明场TEM图像。(a) ε-Cu基体与位错相互作用以及插图中位错放大图像; (b, c) 层错与位错相互作用, 层错选区电子衍射花样和位错放大图; (d, e) γ-Fe颗粒与位错相互作用。

一般而言，根据Hall-Petch关系：强度与晶粒尺寸的平方根成反比。SLM冷速高达∼3×107 K/s，可以显著细化晶粒尺寸，阻碍位错运动，有助于晶界强化。此外，由于SLM过程中溶质捕获能力极强，ε-Cu基体内过饱和铁（∼9.2 wt.%）可以阻碍位错迁移并钉扎位错，导致固溶强化。由于液相分离而形成的大量富Fe颗粒也会阻碍位错运动而形成位错塞积（图4d与e），导致弥散强化。此外，大量孪晶和层错也可以阻碍位错运动，类似于晶界强化效应而增加强度。

最重要的是，软域（ε-Cu基体）和硬域（γ-Fe颗粒）之间的异质界面对塑性变形过程中的位错有重要影响。一方面，由于软域（ε-Cu基体）和硬域（γ-Fe颗粒）之间的异质界面存在塑性不匹配，在Cu/Fe界面附近可以产生大量几何必要位错（GNDs），以协调软域和硬域之间的变形。因此，这些GNDs在塑性变形过程中可以被保留下来，并在异质“软-硬”结构中进行积累，导致流动应力和加工硬化的有效提高。另一方面，Cu/Fe导质界面对位错迁移和位错扩展都起着重要作用，对提高力学性能产生额外影响。因此，晶界-位错、溶质-位错、颗粒-位错、孪晶-位错和层错-位错等之间的相互作用以及异质界面都在提高SLM成形Cu-Fe基偏晶合金强度和韧性方面发挥增强效应。

 总结与展望

(1) 通过引入孪晶与层错，采用 SLM技术制备具有异质结构的块体Cu-Fe基偏晶合金，异质结构为富含高密度孪晶和层错的γ-Fe颗粒均匀分布于具有大角晶界的细晶ε-Cu基体内。

(2) SLM成形Cu-Fe基偏晶合金具有优异力学性能：强度为590±10 MPa，延伸率为8.9% ± 1%，这主要是因为异质界面、细化晶粒、纳米孪晶和层错的共同作用，可以有效阻碍位错运动。

(3) 这项工作也为通过SLM技术制备具有大量孪晶和层错以及高强高韧的大尺寸Cu-Fe基偏晶合金提供了一种新思路与新方法。

l 作者信息

第一作者：周圣丰，谢敏

通讯作者：周圣丰，张来昌(埃迪斯科文大学，ECU)

通讯单位：暨南大学，埃迪斯科文大学

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以下文章来源于Advanced Powder Materials ，作者APM

激光选区熔化（Selective Laser Melting, SLM）是基于粉末床的典型金属增材制造技术之一。变形铝合金（Al-Cu-Mg）具有质量轻、比强度高、耐腐蚀等优异性能，广泛应用于航空航天、汽车、船舶等制造领域。然而SLM变形铝合金面临严峻的成形难题，微熔池快速冷却过程中极易产生球化、孔隙、裂纹等冶金缺陷。

针对上述SLM变形铝合金微观缺陷难抑制的问题，华中科技大学史玉升教授团队联合爱尔兰都柏林圣三一大学殷硕教授团队，通过熔池温度场、应力场和速度场的数值模拟与微观组织表征，揭示了变形铝合金SLM过程中球化、孔隙和裂纹的形成与冶金行为演变机制。最后，从材料设计和工艺创新的角度讨论了冶金缺陷的抑制方法，为理解变形铝合金的致密化行为和SLM成形变形铝合金的粉末材料与工艺设计提供了重要参考。

本期谷.专栏将分享以上研究工作的创新点。

相关论文发表在Advanced Powder Materials
https://doi.org/10.1016/j.apmate.2022.100035

 创新点

I 从熔池温度场、流动场角度揭示了SLM成形变形铝合金的孔隙形成机制

激光能量密度是决定样品孔隙率的关键因素。

如图1所示，能量密度过低时，金属粉末熔化不充分，扫描轨迹不连续或不稳定；能量密度过高时，过高的流速导致大量熔体飞溅，熔池状态不稳定，造成过度球化与过烧，且熔池表面湍流卷入气体，最终形成孔隙。

图1 不同能量密度下SLM扫描轨迹与熔池热流动形貌

从熔池应力场、晶粒组织结构角度揭示了SLM成形变形铝合金的裂纹形成机制。

SLM成形变形铝合金时，熔池边缘与热影响区形成应力集中，诱导的应力超过了变形铝合金的强度极限，造成基体撕裂形成裂纹。此外SLM熔池内极高的温度梯度导致粗大柱状晶组织的形成，柱状晶间的残余液膜在凝固末期发生凝固收缩或热收缩，在晶界处形成大量硬脆属性的网状析出物，引发裂纹（图2）。

图2 基于应力集中与柱状晶组织的裂纹形成机理

围绕SLM成形铝合金材料、工艺、后处理与组织性能等关键科学问题，团队开展了一系列SLM铝合金设计与制备研究，揭示了SLM成形铝合金缺陷形成机制，阐明了SLM工艺参数对微观组织的影响规律，提出了面向SLM快热快冷工艺特点的粉末材料设计方法，形成了几类高性能铝合金粉末的制备方法，开发的SLM专用AlCuMgTi、AlMgSc等系列铝合金粉末，解决了传统牌号铝合金的开裂难题，力学性能较传统铝合金提高35%以上，在中国航发、美国波音公司等单位关键零件上取得应用，增材制造产品合格率提高25%。

I 近年来SLM成形铝合金相关研究成果如下：

1. Journal of Materials Science & Technology, 2019, 35, 270-284. (ESI高被引，热点)
2. Materials Science and Engineering: A, 2019, 739: 463-472. (ESI高被引)
3. Additive Manufacturing, 2021, 38, 101829. (ESI高被引)
4. Powder Technology, 2017, 319:117-128.
5. Advanced Engineering Materials, 2019, 21, 1800650.
6. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 810, 151926.
7. Journal of Materials Science & Technology, 2020, 41, 199-208.

l 论文作者团队
张金良、宋波、史玉升等
l 论文信息
Jinliang Zhang, Weihao Yuan, Bo Song, Shuo Yin, Xiaobo Wang, Qingsong Wei, Yusheng Shi. Towards understanding metallurgical defect formation of selective laser melted wrought aluminum alloys.Advanced Powder Materials.https://doi.org/10.1016/j.apmate.2022.100035
原文下载：(复制链接至浏览器即可下载）
https://wwa.lanzouj.com/iU3uE01j2wxi

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增材制造作为一场工艺革命，打破了制造工艺的束缚，同时也打开了设计的枷锁，为产品创新设计带来了巨大的空间。面向增材的产品设计中，仿真技术从以前的设计验证角色, 上升成为驱动设计的核心角色。此外，增材制造工艺仿真的应用也在破解增材制造瓶颈上，持续创造价值。

2021年4月13日-15日，安世亚太将推出三期增材制造仿真线上专题讲座。由安世亚太富有多年经验的增材制造仿真专家带您了解增材制造设计（DfAM）的要点、5G微基站散热器设计优化的流程，以及如何进行SLM熔池仿真分析，如何建立进行气雾化制粉工艺仿真，进行旋转电极制粉机理仿真等方面的专业仿真知识。

©安世亚太

仿真驱动设计

 第1讲：基于SLM工艺的熔池仿真分析

选区激光熔化（SLM）工艺在增材制造过程中以激光作为能量源熔化粉末形成熔池，且熔池内的金属会产生流动，随着激光的移开，熔池凝固形成了熔覆层。熔池及熔覆层的特性影响着最终所制备零件的质量。对激光选区熔化激光与粉末的相互作用，熔池内金属熔体的流动过程，相应工艺条件下熔池的形态及最终熔覆层的特性进行研究可以深入理解SLM制备机理，并可对SLM制备工艺设计和优化提供指导。离散元分析可以对撒粉和铺粉过程进行模拟，从而建立粉末床模型；SLM打印熔池及熔覆层的形成过程仿真可以采用计算流体动力学分析实现。

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l 大纲

• SLM成形质量控制及熔池分析概述
• 打印机理探索分析
• 粉末床模型的建立
• 工艺参数对SLM打印熔池及熔覆层的影响分析
• 扫描策略对SLM打印熔池及熔覆层的影响分析

l 讲师介绍

谢琰军，博士，仿真咨询专家。多年材料研发及仿真咨询经验，曾负责多项设备优化仿真、材料制备机理仿真、产品结构仿真等项目，目前主要从事DfAM仿真及优化工作。

 第2讲：金属粉末制粉工艺仿真分析

随着粉末冶金技术的不断发展，金属粉末的应用越来越广，对金属粉末的需求越来越大，要求也越来越高，尤其是在增材制造领域，对金属粉末粒度、球形度、氧含量等指标都提出了明确的要求。现阶段，增材制造用金属粉末常见的制粉方法为气雾化制粉和旋转电极制粉。

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这两种制粉过程都比较复杂，常规的实验手段很难对整个制粉过程进行表征，也很难研究金属液破碎的复杂物理过程，而数值模拟可以对气体轨迹、金属熔体的破碎等过程进行可视化重现。

l 大纲

• 金属增材制造用粉末要求及常见制粉方法
• 气雾化制粉机理仿真分析
• 旋转电极制粉机理仿真分析

l 讲师介绍

谢琰军，博士，仿真咨询专家。多年材料研发及仿真咨询经验，曾负责多项设备优化仿真、材料制备机理仿真、产品结构仿真等项目，目前主要从事DfAM仿真及优化工作。

 第3讲：5G微基站散热器的设计优化

随着5G通讯的快速发展，5G小基站的市场普及率也越来越高。但由于5G小基站的发热件尺寸小、功耗大，且长时间运行累积的热量若不及时散发出去，会严重影响5G小基站的通讯信号及其使用寿命。而受限现有制造工艺局限，很难满足发热件散热性能要求。

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为了更好的解决5G小基站散热器的散热问题，安世亚太增材研发团队基于DfAM要求，通过对多种优化结构模型的热仿真分析，确定出最优散热设计改进方案，并通过DLM-280制造成型，创新性地研发出针对5G小基站散热器的增材制造解决方案，有效地解决了5G小基站发热件结构不紧凑，散热性能不高的问题。通过不断增加散热器翅片高度进行散热测试，并根据测试数据改变切割翅片形状，最后得到理想翅片高度和形状的5G散热器最终优化方案。

l 大纲

• DfAM设计要点
• 5G微基站散热器设计的流程

l 讲师介绍

李新路，安世亚太DfAM赋能业务部技术经理，主要负责公司在增材业务领域面向工业品的设计、仿真、工艺、制造等方面的技术工作。拥有10多年的仿真分析工作经验，参与过近百个仿真咨询项目实施。

l 文章来源：安世亚太

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以下文章来源于江苏激光产业技术创新战略联盟 ，作者红红

航空航天，汽车和医疗行业正遭受大量假冒金属产品的困扰，这些假冒产品不仅造成了财务损失，而且危及生命。本研究中成功地应用了一种新型的混合粉末输送选择性激光熔化（SLM）方法，将不同的标记材料（Cu10Sn铜合金）的安全特征（例如QR码）嵌入到316 L不锈钢制成的金属产品中。

让产品带上身份证

增材制造（AM）与传统制造方法相比具有固有的灵活性和优势，可以生产复杂性能的产品。预计到2020年，增材制造技术全球潜在的年市场价值为210亿美元，其中48.4％将用于航空航天，汽车和医疗行业等高附加值制造应用。上述领域的许多应用都与功能和安全关键部件相关，例如涡轮叶片在喷气式发动机中的应用和骨植入人体。

增材制造技术的迅速采用使得抑制假冒产品更加困难，因为仿冒者有合适的3D打印机，可以在线下载或通过逆向工程获得的3D模型，它们就可以轻松快速地复制仿制产品。美国联邦航空管理局（FAA）数据库报告说，在2010年至2017年之间，有20例由于假冒部件而导致飞机坠毁的事件。美国国家运输安全委员会（NTSB）报告了2011年至2016年之间在飞机中发现的135起不合格的航空部件案件。汽车工业中的伪造品更为严重，世界海关组织在国际刑警组织（Interpol）估计，全球假冒汽车零件的市场价值为每年120亿美元，而美国汽车零件行业由于假冒商品而损失了30亿美元的销售额。

由于现有金属增材制造技术的技术局限性，包括粉末床熔合和定向能量沉积会使嵌入高分辨率的安全特征变得困难。因此开发一种高分辨率多金属材料增材制造技术来嵌入跟踪码作为一种新的防伪手段是非常重要的。

本文实验中使用的主要材料是由英国LPW科技有限公司提供的直径为10–45微米的球形316L不锈钢粉末(图1a)，直径为10-45μm的Cu10Sn粉末（Makin Metal Powders Ltd. UK，图1b）用作安全标记材料。Cu10Sn和316 L的热性质和密度具有明显的特征，因此预计它们将呈现显著不同的红外光谱、X射线荧光和X射线图像特征。由于316L化学成分中不含铜和锡元素，嵌入的特征应该更容易通过x射线荧光分析来观察。

图1. 使用的粉末材料的SEM图像 a）316 L粉末，b）Cu10Sn粉末

使用由曼彻斯特大学设计的多材料SLM系统（如图2所示）进行实验。

图2. 实验装置示意图

工艺流程如图3所示，首先将主要材料即316L铺开薄层，随后用激光束选择性熔化设计区域中的粉末。然后，在限定二维码位置的未熔化粉末被微型真空吸尘器去除一层，以产生特定图案的平坦空腔。标记材料，即Cu10Sn，被沉积到这种二维码图案的空腔中，并被激光束熔化。为了避免粉末材料污染主要材料，用微真空系统再次清洁激光熔化的二维码区域。然后，工作台下降给定的单层距离。重复这些步骤，直到创建3D元件。

图3. 用于在金属零件中嵌入安全特征的多材料SLM工艺流程示意图

记录CCD图像的嵌入式QR码打印过程，(a)到(g)的每个步骤都在中说明图3

如图5a所示，设计了特殊的QR码，其中QR码（红色）和周围成分（蓝色）分别由Cu10Sn和316L制成，它代表的信息是“曼彻斯特大学LPRC”。样本A中的代码(图5a)在顶面上完全暴露在外。样本B上代码的三分之二被1毫米厚的316L层覆盖(图5b)。样本C上的整个嵌入二维码(参见图5c)被厚度为2mm的316L层覆盖。所有三个样本的二维码厚度均为0.5毫米。

图5. (a)至(c)分别给出了二维码样本A、B、C的示意图，(d)是粘附在304不锈钢基底上的标签环的示意图，其中x光从基底的底部射出。

样品表面的加热基于辐射热传递。二维码316L部分与基板之间的热传递是通过传导实现的。在加热过程中，初始样品温度为15℃，炉内温度设定为120 ℃。在冷却过程中，样品通过对流和辐射传热进行冷却。样品在正常的室内环境中冷却，因此环境温度为15 ℃。

随着加热时间的增加，暴露的二维码和部分覆盖的二维码温度分布在图7a和b。对于暴露在表面上的二维码，316L部件显示最高温度为51℃，而Cu10Sn二维码在加热10分钟后为35℃，因此可以识别出清晰的二维码。对于其他样品，我们没有发现Cu10Sn二维码和周围316L之间的显著温度差异，直到样品被加热1小时，如所示图7b.

图6. (a)和(b)分别显示了暴露的二维码随着时间增加的模拟温度分布和部分覆盖的二维码的模拟温度分布。

随着时间的推移，Cu10Sn部分和316L部分之间的温差减小，图像对比度降低。图9b表示部分覆盖的二维码在20分钟间隔内的温度分布。地下二维码造成的温差无法识别。

图8. 随着冷却时间的增加，二维码样本的模拟温度分布，(a)暴露的二维码，(b)部分覆盖的二维码。

在确定的材料成分和X射线入射强度下，X射线成像分辨率预计会受到包含标记特征的X射线检查区域的总厚度的影响。它将随着覆盖层的深度呈指数下降材料厚度增加，并且选择较重的金属作为标记材料并增加标记厚度将有助于增强x光成像对比度。

x光图像(图9b)清楚地识别样品A顶面上的二维码。材料密度(即材料的原子量)越低，材料对x光越透明，其图像越亮。316L和10Sn的密度分别为8.00克/厘米3和8.78克/厘米3，因此316L材料的颜色比Cu10Sn的颜色浅，如所示图9b。

图9. (a)和(c)示出了样品A和C的光学图像，(b)和(d)示出了样品A和C的俯视数字X射线图像。

为了进一步研究嵌入深度对二维码识别的影响，在二维码覆盖层为15.0mm的情况下，从上至下对样本A和样本C进行了检测。由于数字X射线系统穿透深度的限制，采用了传统的射线照相胶片方法，其光子穿透深度要高得多，但图像分辨率比数字X射线图像差。从仰视图看，样品A和样品C仍然观察到清晰的二维码轮廓，如所示图10顶视图和底视图之间的x光图像的差异是覆盖层厚度为15 mm的样品显示出较差的对比度。然而，这些并不影响二维码成像分辨率。

本文来源：https://doi.org/10.1016/j.addma.2018.09.003

延伸阅读，请参考 发布的《打造零件“身份证”，深度剖析GE开发用于零件识别的造影剂》

l 文章来源：江苏激光产业技术创新战略联盟

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在过去的一段时间里，增材制造技术，尤其是金属的增材制造（AM），吸引了广泛的关注，这是因为该技术独特的层层堆积来制造复杂形状部件的优势。激光选区熔化（SLM）是一种新颖的金属增材制造技术，在今后将显示出更大的优势。SLM技术可以制造高致密度的金属部件，达到99.9%，呈现出非常细小的显微组织和可以制造出复杂形状的部件，而这是传统工艺所不能或不易实现的。然而，SLM技术来广泛的应用于金属部件的制造还取决于最终的产品是否能够满足工程质量的表征。这包括减少由于飞溅所造成的缺陷，裂纹等，这一缺陷会显著的影响最终的机械性能。

图1 来源：Spatter formation in selective laser melting process using multi-laser technology，Materials & Design，Volume 131, 5 October 2017, Pages 460-469

理解和控制飞溅

飞溅的形成在多个激光辅助制造工作中被给予报道。如Low等人在研究激光打孔时研究了飞溅机理和激光工艺参数对飞溅的形成的影响。然而，很少研究是关于SLM制造过程中的飞溅形成的机理的研究。Simonelli等人研究SLM制造过程中的氧化反应对飞溅形成的影响。他们发现飞溅颗粒的化学成分同原始的粉末相比，改变非常明显。Khairallah等人使用三维高可信度粉末尺度的模型来研究反冲汽压的重要性和Marangoni对流在SLM制造过程中对形成飞溅的影响。Mumtaz和Hopkinson使用脉冲成形技术来控制输入到激光-材料相互作用区 能量来减少SLM制造过程中的飞溅数量。在另外的一项研究中，飞溅形成的机理在应用316不锈钢粉末的时候进行单道沉积来观察。作者发现激光能量输入影响到飞溅的尺寸，分散的状态和冲射的高度。尽管在SLM制造中已经有了如上研究，但在SLM制造过程中的飞溅形成的系统研究仍然存在较大的鸿沟。当前SLM的发展到使用多激光束来加速制造的过程，从而更加需要了解在多光束作用下的SLM制造时的飞溅形成机理。

在当前的工作中，高速摄影技术用来对SＬＭ制造过程中的飞溅颗粒的形成和行为进行分析。采用计算图像分析框架技术来获得诱导生成的飞溅的尺寸和数量。在双光束激光作用下的飞溅分布同使用单激光束作用下的情况进行了对比研究。结果表明使用多激光束的时候明显的增加了飞溅颗粒的数量和尺寸。飞溅的形貌和成分以及飞溅对制造部件表面粗糙度的影响均在本文中进行了确定。对SLM制造过程中采用高速摄影得到的形貌和显微组织分析得到的结果的吻合揭示了采用高速摄影技术是一种非常有效的确定飞溅的技术，前提是应用恰当。飞溅的形成对SLM制造的部件的失效机制的影响也进行了探讨，并作为参数系统优化来提高SLM制造产品的机械性能是非常必要的。

图2. 采用单激光或双激光束进行样品制造时的图像和示意图，区域1（Region）和区域2（Region）表示每一激光的工作区域。（a）SLM2800HL增材制造平台，样品1，2，5，6采用单激光束进行制造，样品3和4 采用双激光束进行制造；（b）采用高速摄影技术对双激光束进行样品加工时的示意表述

为了捕获采用单激光和双激光束进行制造时的飞溅动力学和机制，采用高速摄像机（型号为Fastcam 1024 PCI）来进行观察，见图3a。为了防止在激光扫描过程中任一光的散射，一个适宜的干涉过滤片放置在相机镜片的前面。如图3b所示，外部的光源在操作室内来提供足够的光来捕获图像，捕获速度为6000到3000帧每秒（fps）。

图3. 实验装置的设置图 ：(a) 在2800SLM制造设备中的前面放置的高速相机来捕获工艺过程；(b) SLM 280 HL 制造的工作室；LED灯放置在室内用于提供足够的光源来供给高速摄像

 飞溅形成的机理

在SLM制造过程中，聚焦的高能激光束会导致金属熔池在激光的光斑中心位置的材料达到气化点。因此，反冲气压就会在如图4a中所示的熔池之上形成。当低的反冲汽压在SLM过程中于平直化熔池时，高的反冲汽压会导致熔池材料由于熔体的驱逐而移开。喷射的金属很快冷却和固化，形成不同直径的颗粒，主要取决于固化过程。这些颗粒在本文中被称之为液滴颗粒。此外，激光羽毛化动力学在非金属粉末周围的熔池影响导致熔池周围的粉末从粉末床分离。这些颗粒称之为飞溅粉末。这两类飞溅均沉积在未熔化的粉末或凝固层上。如图4所示，增加操作的激光束的数量，会在SLM制造过程中产生更多的飞溅。

图4. 在SLM制造过程中飞溅形成的示意图：（a）一个激光束在运行加工中和诱导的反冲气压在熔化的熔池之上造成粉末和液滴的飞溅；（b）双激光束紧密的工作在一起并产生大量的飞溅。

图5. 高速相机在单激光束的SLM制造过程中进行激光扫描得到的图像。该时间间隔为每幅图像的为0.67毫秒的捕获时间。绿色的箭头显示的为激光扫描道，而红色的点线则显示的为制造的样品的轮廓，见图2a

图6. 在SLM制造过程中使用双激光束紧密的工作在一起时高速摄影得到的图像。每幅图像的时间间隔为1毫秒时间，其中红色的箭头表示激光扫描的路径。其激光制造的部件见见图2b

图7. 高速相机图像分阶段得到的照片：（a）在SLM制造过程中采用单激光束加工时记录的实际图像；（b）该处a图中的分阶段图像；（c）该处图b中在非常接近激光束时的放大图像；（d）在SLM制造过程中采用双激光束时，且两者比较靠近的前提下记录的真实图像；（e）该处图d所得到的分阶段图像；（f）该处图e靠近激光束的放大图像

图8. (a, b)采用单激光束进行SLM制造时得到的飞溅分布图像或采用(c. d)双激光束时且两者的操作非常靠近时得到的图像。（a）飞溅的分阶段区域在一个照片中的框架显示在图7b中；（b）飞溅的分阶段尺寸（直径）在一个图像的框架中显示于图7b中；（c）显示的为图7e中的飞溅分阶段的尺寸（直径）；（d）分阶段分拣飞溅的颗粒尺寸（直径）在图7d中的情形。

图9. 采用单激光束和采用双激光束时SLM制造的部件在蚀刻之后的金相照片
图10. (a) 采用单激光束和双激光束进行SLM制造后得到的样品的工程应力应变曲线，其曲线可以表明两者在强度和韧性上的差别；(b) 在采用单激光束（B）和采用双激光束时（A）得到的样品在失效后的照片

 主要结论

T对采用多激光束进行SLM制造过程中的飞溅形成机制进行了研究。飞溅行为的动力学过程采用高速摄影进行了记录。飞溅的尺寸和分布在不同工艺条件下的情况，包括操作时的激光束的数量（单激光和双激光束），均进行了评估。

激光束的操作数量显著的影响着在SLM制造过程中的飞溅形成机制。激光束数量的增加会在熔池表面诱导形成反冲气压和驱逐大量的金属材料从熔池中分离。结果表明飞溅的数量在采用预合金粉末的时候会显著的多一些。飞溅的颗粒的形状主要以圆形为主。

EDS技术对表面的飞溅进行成分分析发现含氧，这是因为Mg对氧具有高的亲和力造成的。拉伸测试结果表明，尽管两者的样品在采用单激光束和双激光束进行加工时飞溅存在较大的差别，但均呈现出韧性断裂，单激光束的研究结果明显优于双激光束。这一现象归因于在多激光束加工时诱导形成更多的夹杂物所造成的。

最后，基于密度测试分析，可以得出的是优化制造参数可以最大化得到样品的致密度，但不是提高机械性能的最有效的办法，尤其是对SLM样品的疲劳性能来说，更是如此。需要更多的研究和注意，来找到和发展优化的办法来产生尽可能少的由于飞溅颗粒所造成的未熔化区域，这样就可以进一步的提高机型性能。

更多信息，请参考 发布的《Science 最新研究！减少粉末床金属3D打印中“飞溅”引起的质量缺陷》

l 文章来源：江苏激光产业技术创新战略联盟

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