金属粉末特性对选区激光熔化工艺及其制件性能影响

李克峰; 施麒; 毛新华; 谭冲; 刘辛

doi:10.19591/j.cnki.cn11-1974/tf.2020060005

金属粉末特性对选区激光熔化工艺及其制件性能影响

李克峰^{1, 2, 3},
施麒^{1, 2, 3},
毛新华^{1, 2, 3},
谭冲^{1, 2, 3},
刘辛^{1, 2, 3, ,}

1.
广东省科学院新材料研究所, 广州 510650
2.
广东省金属强韧化技术与应用重点实验室, 广州 510650
3.
国家钛及稀有金属粉末冶金工程技术研究中心, 广州 510650

基金项目: 广州市科技计划资助项目（201906040007）；广东省自然科学基金资助项目（2018A030313127）；广东省科学院院属骨干科研机构创新能力建设专项资助项目（2018GDASCX-0117）

详细信息

通讯作者:
刘辛: E-mail: liuxin@gdinm.com

中图分类号: TF122
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出版历程
- 收稿日期: 2020-06-04
- 录用日期: 2020-08-30
- 网络出版日期: 2022-07-09
- 刊出日期: 2022-12-27

Effect of metallic powder properties on selective laser melting technology and component performances

LI Ke-feng^{1, 2, 3},
SHI Qi^{1, 2, 3},
MAO Xin-hua^{1, 2, 3},
TAN Chong^{1, 2, 3},
LIU Xin^{1, 2, 3, ,}

1.
Institute of New Materials, Guangdong Academy of Sciences, Guangzhou 510650, China
2.
Guangdong Provincial Key Laboratory of Metal Toughening Technology and Application, Guangzhou 510650, China
3.
National Engineering Research Centre of Powder Metallurgy of Titanium & Rare Metals, Guangzhou 510650, China

More Information

Corresponding author:
LIU Xin: E-mail: liuxin@gdinm.com

摘要

摘要:
高品质金属粉末是选区激光熔化（selective laser melting，SLM）制备高性能制件的重要基础。粉体特性对选区激光熔化技术的影响及其机理研究是理解选区激光熔化技术不可或缺的重要组成部分。本文从粉末物理和化学特性出发，论述了粉末特性对选区激光熔化工艺、制件微观组织与性能的影响。结果表明，粉末的物理特性，尤其是粉末形貌和粉末粒度分布能显著影响其流动性和粉末床堆密度等关键工艺特性；而粉末的化学成分，特别是杂质成分，是影响制件相组成和微观组织的重要因素。在此基础上，本文进一步介绍了选区激光熔化过程中高能量源与粉末颗粒的冶金作用机理研究进展。
- 选区激光熔化 /
- 粉末特性 /
- 粉末形貌 /
- 粒度分布 /
- 化学成分
Abstract:
High-quality metallic powders are essential for the selective laser melting (SLM) technology. The powder characteristics are indispensible for the understanding of SLM technology. The influences of powder physical and chemical characteristics on SLM processing, component microstructure, and mechanical properties were reviewed in this work. For the physical properties, the powder morphology and powder size distribution could significantly influence the powder flowability and powder-bed packing density, which were vital for the subsequent laser melting. On the other hand, the chemical compositions, especially the contents of impurities, determined the phase constitutes and microstructures. Furthermore, the recent progress on the interaction between laser and powder and the corresponding metallurgical mechanism were also introduced.
- selective laser melting /
- powder characteristics /
- powder morphology /
- size distribution /
- chemical composition

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先进制造业和机器人技术的发展对金属基多孔材料产生了更大的需求和更高的要求。精密机械用含油自润滑轴承、机器人关节摩擦副、电力系统受电滑板等是高性能金属基多孔材料的典型应用领域，不仅要求材料具有良好的减摩耐磨性能，还要具备储油自润滑的功能和良好的电、热传导性能^[1-6]。采用粉末烧结技术制备金属基多孔材料具有生产效率高、成分组织易调控、性能稳定等优点，应用前景广阔。

铜基石墨自润滑材料是一种重要的金属基多孔材料，不仅具有铜基合金良好的力学性能、耐蚀性能、导热和导电性能，还具备减摩、耐磨、抗咬合等摩擦学性能，在航空、汽车、铁路、电力、矿山等领域中获得了广泛的关注^[4-6]。由于铜与石墨既不润湿也不发生反应，所以单纯的铜–石墨复合材料界面结合强度低，在承受较重载荷时，易造成石墨相剥落，使摩擦系数增大，磨损率增加^[7]。为了改善铜基体与石墨的润湿性，提高铜–石墨复合材料的综合力学性能，人们采取了铜基体合金化、石墨颗粒表面处理、氧化物掺杂等措施^[7-10]。然而，铜基体合金化会降低材料导电性和耐热稳定性，石墨颗粒表面处理会增加工艺难度和成本。因此，加入不溶于铜基体的表面活性组分就成为改善铜–石墨界面润湿性的新途径^[11]。

SnO₂与石墨有着良好的亲和性，二者的复合物可用于气敏传感器、太阳能电池、薄膜电阻、光催化触媒和锂离子电池负极等材料^[12-14]。此外，SnO₂在高温下可以被碳还原为液态锡，液态锡对铜有着非常好的浸润性，可以溶入铜中形成固溶体。因此，将SnO₂加入铜–石墨复合材料有助于改善石墨与铜的界面结合。另外，SnO₂是一种具有导电性的氧化物，将其加入铜–石墨复合材料不会对材料的导电性造成太大的损失。基于上述考虑，本文以Cu、石墨和SnO₂粉末为原料，采用SiO₂–B₂O₃–Al₂O₃系铜合金助焊剂辅助的常压粉末烧结工艺制备了Cu–C–SnO₂多孔复合材料，前期已报道了SiO₂–B₂O₃–Al₂O₃系助焊剂对Cu–C–SnO₂多孔复合材料组织和性能的影响^[15]，本文探讨烧结温度对其组织和性能的影响。

1. 实验材料及方法

1.1 实验材料

实验中使用的原料为400目雾化铜粉（纯度≥99.7%）、高纯石墨粉（纯度≥99.9%）、氧化锡粉（纯度≥99.0%）、SiO₂–B₂O₃–Al₂O₃系铜合金助焊剂（融化温度约770℃）。为了保证烧结体中有足够量的石墨不被二氧化锡氧化烧损殆尽，又不至于因石墨太多而不利于烧结，依据经验取C/SnO₂质量比为1.0:6.3；为了保证在烧结体中铜颗粒连成骨架的情况下掺入尽可能多的SnO₂和石墨，参考文献[16]，取Cu/(Cu+C+SnO₂)体积分数为0.67。以Cu密度8.96、石墨密度2.26和SnO₂密度6.48计算，按照Cu/C/SnO₂质量比4.091:0.159:1.000进行粉体配料。用JA1003型千分之一电子天平进行配料称重。先将SnO₂和石墨粉在研磨钵中混合、研磨10 min，再加入铜粉，研磨20 min；然后，按照以往研究确定的助焊剂最佳加入量（混合粉体与助焊剂质量比100:5^[15]）加入一定质量的SiO₂–B₂O₃–Al₂O₃系助焊剂，继续研磨20 min，得到成品粉体。

1.2 烧结工艺

将配制好的成品粉体填充于石墨型中，橦实并封盖，在SX2-2.5-10A型箱式电阻炉中加热、保温和随炉冷却，烧结工艺如图 1所示。

图 1 Cu–C–SnO₂混合粉体烧结工艺：（a）烧结粉体封装；（b）烧结温度–时间曲线

Figure 1. Sintering technology of the Cu–C–SnO₂ mixture powders: (a) the capsulation of the mixture powders; (b) the sintering temperature-time curve

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1.3 性能测试与表征

把烧结好的样品从石墨型中取出，将其两个端面磨平抛光，然后进行组织观察和性能测试。金相组织观察、X射线衍射分析、烧结线收缩率测定、空气粘性渗透系数测试、电阻率测试、硬度测试等采用的仪器和方法与作者以往研究^[15]所采用的相同。样品密度通过几何尺寸测量和质量称重数据计算得出，如式（1）所示。

$$ \rho = \frac{{12M}}{{{\rm{ \mathsf{ π} }}h\left( {{D^2} + {d^2} + D \cdot d} \right)}} $$

(1)

式中：ρ为样品密度，g·cm^-3; h为样品高度，cm; D为样品大端直径，cm; d为样品小端直径，cm; M为样品质量，g。

样品的渗油率测试装置和方法如图 2所示。试样由弹簧钢丝夹和纤维丝悬挂于油液上方，调节张丝旋钮，使试样下端面与油液表面恰好接触。油液表面积足够大，以使油液表面高度在渗油实验过程中的变化可以忽略。用称重电子天平记录试样重量随渗油时间的变化曲线，直至试样渗油达到饱和（重量不再增加），称量试样渗油饱和后的质量，按式（2）计算试样的渗油率。

$$ k = \frac{{{M_{\rm{o}}} - M}}{M}\rho $$

(2)

图 2 渗油率测试装置示意图

Figure 2. Illustration of the oil penetration testing device

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式中：k为试样的渗油率，g·cm^-3; M为试样的原始质量，g; M_o为试样渗油达到饱和时的质量，g；ρ为试样的原始密度，g·cm^-3。实验用油的动力粘度为0.065 Pa·s，密度为0.925 g·cm^-3。

2. 结果与讨论

2.1 烧结温度对烧结体金相组织的影响

烧结体经磨平抛光后直接在光学金相显微镜下进行观察，结果如图 3所示，其金相组织主要由三种不同的物相组成：明亮的金属铜相（Cu）、灰暗的氧化物陶瓷相、黑色的石墨相（C）或孔洞^[15]。可以看出，随着烧结温度的升高，烧结体中铜相颗粒之间界面逐渐减少，颗粒之间相互融合，连成一体；尤其是烧结温度从900℃升高到950℃时，铜相颗粒发生显著的再结晶，晶粒尺寸剧烈长大，孔洞轮廓变得光滑圆整。Felege等^[17]最新的研究工作发现，将主要粒径30μm的球形纯铜粉末经300 MPa单轴压力压实，在氢气保护下进行烧结实验，在1020℃烧结温度下铜颗粒发生了明显的再结晶，Σ3孪晶和大角度晶界明显减少，孔洞形状球化，大小趋于均匀。

图 3 不同烧结温度下烧结体金相组织：（a）750℃；（b）800℃；（c）850℃；（d）900℃；（e）950℃

Figure 3. Metallographic structures of the sintered compacts at different sintering temperatures: (a) 750℃; (b) 800℃; (c) 850℃; (d)900℃; (e) 950℃

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图 4为不同烧结温度下所得烧结体的X射线衍射分析结果。由图 4（a）可以看出，烧结体中氧化物相的成分和结构比较复杂，有Sn O、SnO₂、Cu₂O、SiO₂、莫来石和刚玉。烧结温度为750℃时，几乎没有SiO₂、莫来石和刚玉等物相的衍射峰出现；随着烧结温度升高，Sn O、SnO₂、Cu₂O逐渐减少，SiO₂、莫来石和刚玉等物相的衍射峰逐渐增强，说明硅、铝氧化物矿化程度增大；当烧结温度达到950℃时，Sn O、SnO₂、Cu₂O基本消失。图 4（b）为各相质量分数随烧结温度的变化情况，由X射线衍射主峰强度，以Cu相为内标计算所得。

图 4 烧结体X射线衍射分析：（a）衍射谱；（b）物相含量

Figure 4. X-ray diffraction analysis of the sintered compacts: (a) diffraction spectrum; (b) phase content

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Sn O、SnO₂、Cu₂O随烧结温度升高而减少的原因是发生了如下式（3）~式（4）的碳还原反应。

$$ {{\rm{SnO}} + {\rm{C}} = {\rm{Sn}} + {\rm{CO}}} $$

(3)

$$ {{\rm{Sn}}{{\rm{O}}_2} + {\rm{C}} = {\rm{SnO}} + {\rm{CO}}} $$

(4)

$$ {{\rm{C}}{{\rm{u}}_2}{\rm{O}} + {\rm{C}} = 2{\rm{Cu}} + {\rm{CO}}} $$

(5)

根据热力学计算^[18]，在标准状态下，式（3）和式（4）在700℃以上就可以发生，式（5）在100℃以上就可以发生。在本研究所采用的烧结条件下，CO的平衡分压力远小于1标准大气压，上述反应的热力学条件充分。但由于反应物都是固相，需要较高的温度提供反应激活能，因此，在有限的烧结时间里，上述反应进行的程度随烧结温度的变化而变化，烧结温度越高，反应进行的越充分，氧化物残留量越少。

硅、铝氧化物矿化是不同氧化物固体颗粒在低熔点熔融复合盐的包围下通过界面反应进行的，需要反应界面两侧氧化物的不断溶解和扩散。氧化物溶解和扩散的速度随温度升高而加快，在有限的烧结时间里，氧化物溶解和扩散进行的程度随烧结温度的升高而增大，所生成的矿化晶体（SiO₂、莫来石和刚玉等）数量随烧结温度的升高而增加。

2.2 烧结温度对烧结体线收缩率和密度的影响

图 5和图 6分别是烧结体线收缩率和密度随烧结温度的变化情况，两者趋势相同。随烧结温度升高，烧结体线收缩率和密度增大。烧结温度800℃为一临界点，烧结温度低于800℃时，线收缩率和密度随烧结温度升高迅速增大；烧结温度高于800℃时，线收缩率和密度随烧结温度的升高而增加速率降低，并呈指数增加趋势。出现上述变化的原因是存在着两种烧结收缩机制：800℃以下烧结时，由助焊剂熔化造成的氧化物熔融凝固收缩是导致烧结体收缩的主要因素，烧结温度升高，氧化物熔融程度增加，冷却时凝固收缩量增大；800℃以上烧结时，由助焊剂熔化造成的氧化物熔融已经彻底完成，继续升高烧结温度，氧化物熔融程度不再增加，冷却时凝固收缩量也就不再增加，这时铜颗粒固相再结晶造成的收缩表现出来。固相再结晶是减少晶体缺陷而产生收缩，其收缩量远小于凝固收缩量。固相再结晶通过晶体内的原子扩散来实现，需要热激活，其进行的速度受温度控制，与温度成指数关系，在有限的烧结时间里，铜颗粒固相再结晶进行的程度也就与烧结温度成指数关系，由此造成烧结体收缩量随烧结温度升高呈指数增加的趋势。

图 5 烧结温度对烧结体收缩率的影响

Figure 5. Effect of sintering temperature on the sintering shrinkage of the sintered compacts

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图 6 烧结温度对烧结体密度的影响

Figure 6. Effect of sintering temperature on the density of the sintered compacts

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2.3 烧结温度对烧结体渗透性和导电性的影响

图 7、图 8和图 9分别为烧结体电阻率、渗油率以及空气粘性渗透系数随烧结温度的变化情况。从图中可以看出，随着烧结温度升高，烧结体的电阻率、渗油率、空气粘性渗透系数呈现出相似的变化趋势：先减小后增大，在烧结温度850~900℃之间达到最小值。

图 7 烧结温度对烧结体电阻率的影响

Figure 7. Effect of sintering temperature on the electrical resistivity of the sintered compacts

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图 8 烧结温度对烧结体渗油率的影响

Figure 8. Effect of sintering temperature on the oil penetration rate of the sintered compacts

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图 9 烧结温度对烧结体空气粘性渗透系数的影响

Figure 9. Effect of sintering temperature on the air permeability coefficient of the sintered compacts

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渗油率和空气粘性渗透系数两者都反映了烧结体通透孔隙率的大小，理论上二者都与通透孔隙率成正比，但由于油和空气对烧结体物相润湿性存在显著差异，在孔隙尺寸很小时，毛细力作用对渗油率和空气粘性渗透系数的影响明显不同。油对于烧结体物相是润湿的，毛细力的作用促进油的渗透，烧结体孔隙尺寸越小，油越容易渗透；空气粘性渗透的阻力却随烧结体孔隙尺寸减小而增大。当烧结温度升高到较高范围（900~950℃）时，烧结体收缩使孔隙尺寸减小，SnO₂和石墨相烧蚀使分散细小的孔隙数量增加，从而使烧结体渗油率显著回升，而空气粘性渗透系数却回升缓慢。电阻率随烧结温度变化的趋势与渗油率和空气粘性渗透系数的变化趋势相似，说明影响烧结体导电性的主要因素是材料的孔隙率。

2.4 烧结温度对烧结体硬度的影响

图 10为烧结体里氏硬度随烧结温度的变化。可以看出，随着烧结温度升高，烧结体里氏硬度经历了两个上升阶段，在两个上升阶段之间存在一个硬度突变。在750~800℃烧结温度范围内，里氏硬度随烧结温度升高而升高；在烧结温度800~850℃之间存在一个临界温度，里氏硬度突然降低；在烧结温度850~950℃范围内，里氏硬度继续随烧结温度升高而升高。分析其原因，里氏硬度表征的是材料抵抗冲击性动载荷的能力，对于易变形的金属和分散的陶瓷颗粒堆积体示值都低，对于坚硬强韧的致密物相示值就高。虽然热力学计算表明式（5）在本研究所采用的烧结条件下可以自发进行，但动力学上Cu₂O的生成与分解存在一个临界温度，图 11所示的金属铜在大气中的微商热重曲线（derivative thermogravimetry, DTG）表明此温度为827℃。温度高于此临界温度，Cu和Cu₂O随气氛氧势不同而相互转化的速度很快；温度低于此临界温度，Cu和Cu₂O随气氛氧势不同而相互转化的速度很慢。在本研究所采用的烧结气氛（有碳存在）下，烧结温度低于827℃时，Cu₂O可以稳定存在，随烧结温度升高，Cu氧化程度增大，Cu₂O数量增加（见图 4），烧结体的里氏硬度随之升高；烧结温度高于827℃时，Cu₂O开始被C还原成金属Cu，烧结体里氏硬度突然降低，随着烧结温度继续升高，Cu颗粒固相再结晶使烧结体组织致密化，再加上硅、铝氧化物矿化数量增加，从而使里氏硬度随之继续升高。

图 10 烧结温度对烧结体硬度的影响

Figure 10. Effect of sintering temperature on the hardness of the sintered compacts

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图 11 金属铜在大气中的微商热重曲线

Figure 11. Derivative thermogravimetry curve of copper in the atmosphere

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3. 结论

（1）随着烧结温度升高，烧结体中的铜相颗粒因再结晶而逐渐融合，颗粒之间界面减少；尤其是烧结温度从900℃升高到950℃时，铜相颗粒发生显著的再结晶。

（2）随着烧结温度升高，Sn O、SnO₂、Cu₂O逐渐减少，硅、铝氧化物矿化程度增大；烧结温度达到950℃时，Sn O、SnO₂、Cu₂O基本消失。

（3）随着烧结温度升高，烧结体线收缩率和密度增大。烧结温度800℃为一临界点，烧结温度低于800℃时，线收缩率和密度随烧结温度升高迅速增大；烧结温度高于800℃时，线收缩率和密度随烧结温度升高而呈指数趋势缓慢增加。

（4）随着烧结温度升高，烧结体的电阻率、渗油率、空气粘性渗透系数呈现出相似的变化趋势：先减小后增大，在烧结温度850~900℃之间达到最小。

（5）随着烧结温度升高，烧结体里氏硬度经历了两个上升阶段，在烧结温度800~850℃之间存在一个临界温度，里氏硬度突然降低。

图 1 不同粉末制备技术制备的Ti‒6Al‒4V合金粉末形貌^[5]

Figure 1. Morphologies of the Ti‒6Al‒4V powders fabricated by the various methods^[5]

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图 2 气雾化与水雾化316L不锈钢粉末形貌及打印样件截面组织图^[6]

Figure 2. GA and WA powder morphologies and the cross-sectional microstructures of the 316L stainless steels^[6]

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图 3 Inconel 718合金粉末形貌^[11]：（a）原始粉末；（b）循环使用10次后粉末

Figure 3. Morphologies of the Inconel 718 alloy powders^[11]: (a) the virgin powders; (b) the powders after 10-time-cycle

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图 4 不同粒径分布的316L粉末松装密度及粉床密度^[14]

Figure 4. Apparent density and powder bed density of the 316L powders in different size distributions and the as-SLM samples^[14]

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图 5 不同粉末供应商提供的Ti‒6Al‒4V粉末粒径分布^[15]

Figure 5. Powder size distributions of the Ti‒6Al‒4V alloy powders from the different vendors^[15]

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图 6 相同打印参数下不同Ti‒6Al‒4V粉末选区激光熔化打印样品显微形貌^[15]

Figure 6. Microstructures of the SLM Ti‒6Al‒4V alloys using the same processing parameters^[15]

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图 7 不同粒度分布的316L不锈钢粉末在不同激光能量密度下零件的相对密度^[18]

Figure 7. Relative densities of the samples in the different laser energy densities using 316L alloy powders in the different powder size distributions^[18]

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图 8 热成像相机拍摄的不同Ti‒6Al‒4V粉末床静态热传导状态^[15]

Figure 8. Static thermal conducting images of the various of Ti‒6Al‒4V powder beds^[15]

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图 9 选区激光熔化制备不同粒径分布Co‒Cr‒W合金退火后样品电子背散射衍射微观组织分析^[21]

Figure 9. Electron back-scattered diffraction analysis of the Co‒Cr‒W alloys after heat treatment prepared by SLM using the powders with the different particle size distribution^[21]

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图 10 316L不锈钢粉末粒径分布（a）及其选区激光熔化制件力学性能（b）^[22]

Figure 10. Particle size distribution of the 316L powders (a) and the tensile properties of the corresponding SLM samples (b)^[22]

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图 11 不同粒径分布对选区激光熔化打印过程中熔池的影响^[17]：（a）采用细粒径粉末的熔池形貌平滑；（b）采用粗粒径粉末的熔池边缘轮廓波动较大

Figure 11. Powder size effect on the configuration of melting pool during the SLM process^[17]: (a) smooth boundary with the fine powders; (b) rough boundary with the coarse powders

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图 12 不同供应商Ti‒6Al‒4V粉末的休止角（a）与粉末床密度（b）^[15]

Figure 12. AOR (a) and PBD (b) of the Ti‒6Al‒4Vpowders from the different vendors^[15]

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图 13 23种选区激光熔化用金属光学粉末流动性评价指标^[23]：（a）豪斯纳比；（b）体积膨胀率

Figure 13. Optical evaluated flowability for the SLM powders^[23]: (a) Hausner ratio; (b) volume expansion ratio

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图 14 激光与材料相互作用示意图^[33]

Figure 14. Interactions between high energy laser and working materials^[33]

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图 15 基于第一性原理射线追踪模型（a）及其局部细节（b）和粒度分布对激光吸收系数的影响（c）^[34]

Figure 15. Ray-tracing model (a), the local reflection details (b), and the effect of powder size distribution on the laser absorptivity (c)^[34]

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图 16 粉末熔化和熔池凝固3D模拟模型^[16]

Figure 16. Multiphysics simulations on the powder melting and melting pool solidification^[16]

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图 17 原位X射线高速成像技术观察激光与粉末相互作用及其对组织的影响^[36]

Figure 17. In-situ X-ray imaging of the laser-powder interactions and the consequent effects on the microstructures^[36]

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参考文献(36)

[1]	汤慧萍. 3D打印金属材料. 北京: 化学工业出版社, 2020 Tang H P. Metal Materials for 3D Printing. Beijing: Chemical Industry Press, 2020
[2]	U. S. Department of Energy. The quadrennial technology review [J/OL]. U. S. Department of Energy (2015-12-13)[2020-05-19]. https://www.energy.gov/quadrennial-technology-review-0
[3]	Royal Academy of Engineering. Additive manufacturing: opportunities and constraints [J/OL]. Royal Academy of Engineering (2017-05-23)[2020-05-19]. https://www.raeng.org.uk/policy/policy-themes/engineering-in-society
[4]	Olakanmi E O. Effect of mixing time on the bed density, and microstructure of selective laser sintered aluminium powders. Mater Res, 2012, 15(2): 167 DOI: 10.1590/S1516-14392012005000031
[5]	邹黎明, 毛新华, 胡可, 等. 采用图像分析技术对球形Ti‒6Al‒4V粉末粒形的定量分析. 稀有金属材料与工程, 2020, 49(3): 950 Zou L M, Mao X H, Hu K, et al. Quantitative analysis for the shape indicator of spherical Ti‒6Al‒4V powder by image analysis method. Rare Met Mater Eng, 2020, 49(3): 950
[6]	Li R, Shi Y, Wang Z, et al. Densification behavior of gas and water atomized 316L stainless steel powder during selective laser melting. Appl Surf Sci, 2010, 256(13): 4350 DOI: 10.1016/j.apsusc.2010.02.030
[7]	Irrinki H, Dexter M, Barmore B, et al, Effects of powder attributes and laser powder bed fusion (L-PBF) process conditions on the densification and mechanical properties of 17-4 PH stainless steel. JOM, 2016, 68: 860
[8]	Ahsan M N, Pinkerton A J, Moat R J, et al. A comparative study of laser direct metal deposition characteristics using gas and plasma-atomized Ti–6Al–4V powders. Mater Sci Eng A, 2011, 528(25-26): 7648 DOI: 10.1016/j.msea.2011.06.074
[9]	Strondl A, Lyckfeldt O, Brodin H, et al. Characterization and control of powder properties for additive manufacturing. JOM, 2015, 67(3): 549 DOI: 10.1007/s11837-015-1304-0
[10]	Sun Y Y, Gulizia S, Oh C H, et al. Manipulation and characterization of a novel titanium powder precursor for additive manufacturing applications. JOM, 2015, 67(3): 564 DOI: 10.1007/s11837-015-1301-3
[11]	Nguyen Q B, Nai M L S, Zhu Z, et al. Characteristics of inconel powders for powder-bed additive manufacturing. Engineering, 2017, 3(5): 695 DOI: 10.1016/J.ENG.2017.05.012
[12]	Attar H, Prashanth K G, Zhang L C, et al. Effect of powder particle shape on the properties of in situ Ti–TiB₂composite materials produced by selective laser melting. J Mater Sci Technol, 2015, 31(10): 1001 DOI: 10.1016/j.jmst.2015.08.007
[13]	Tapia G, Elwany A H, Sang H. Prediction of porosity in metal-based additive manufacturing using spatial Gaussian process models. Addit Manuf, 2016, 12: 282
[14]	Liu B C, Wildman R, Tuck C, et al. Investigation the effect of particle size distribution on processing parameters optimisation in selective laser melting process // Proceedings of Solid Freeform Fabrication. Austin, 2011: 227
[15]	Gu H F, Gong H J, Dilipet J J S, et al. Effects of powder variation on the microstructure and tensile strength of Ti6Al4V parts fabricated by selective laser melting // Proceedings of Solid Freeform Fabrication. Austin, 2014: 470
[16]	Khairallah S A, Anderson A T, Rubenchik A, et al. Laser powder-bed fusion additive manufacturing: Physics of complex melt flow and formation mechanisms of pores, spatter, and denudation zones. Acta Mater, 2016, 108: 36 DOI: 10.1016/j.actamat.2016.02.014
[17]	Lee Y S, Zhang W. Mesoscopic simulation of heat transfer and fluid flow in laser powder bed additive manufacturing // Proceedings of Solid Freeform Fabrication. Austin, 2015, 1154
[18]	Spierings A B, Levy G. Comparison of density of stainless steel 316L parts produced with selective laser melting using different powder grades // Proceedings of Solid Freeform Fabrication. Austin, 2015, 342
[19]	Averyanova M, Bertrand P, Verquin B. Effect of initial powder properties on final microstructure and mechanical properties of parts manufactured by selective laser melting // Proceedings of the 21st International DAAAM Symposium. Vienna, 2010: 15312
[20]	Olakanmi E O, Cochrane R F, Dalgarno K W. Spheroidisation and oxide disruption phenomena in direct selective laser melting (SLM) of pre-alloyed Al‒Mg and Al‒Si powders // TMS 2009-138^th Annual Meeting and Exhibition. San Francisco, 2009: 371
[21]	Li K F, Mao X H, Khanlari K, et al. Effects of powder size distribution on the microstructural and mechanical properties of a Co‒Cr‒W‒Si alloy fabricated by selective laser melting. J Alloys Compd, 2020, 825: 153973 DOI: 10.1016/j.jallcom.2020.153973
[22]	Spierings A B, Herres N, Levy G. Influence of the particle size distribution on surface quality and mechanical properties in AM steel parts. Rapid Prototyp J, 2011, 17(3): 195 DOI: 10.1108/13552541111124770
[23]	Spierings A B, Voegtlin M, Bauer T, et al. Powder flowability characterisation methodology for powder-bed-based metal additive manufacturing. Prog Addit Manuf, 2016, 1(1-2): 9 DOI: 10.1007/s40964-015-0001-4
[24]	Hausner H H. Friction condition in a mass of metal powder. Int J Powder Metall, 1967, 3(4): 7
[25]	Wong A C Y. Characterisation of the flowability of glass beads by bulk densities ratio. Chem Eng Sci, 2000, 55(18): 3855 DOI: 10.1016/S0009-2509(00)00048-8
[26]	Dave W, Ethan P. Moisture analysis in metal powders using Karl Fischer Titration with oven desorption [J/OL]. NSL Analytical (2021-11-12)[2022-07-06]. https://www.nslanalytical.com/wp-content/uploads/2021/11/IMAT-2021-Karl-Fischer-Moisture-Presentation.pdf
[27]	Vluttert N. The Absorption of Moisture by Metal Powder in a Humid Environment and the Effects on its Composition [Dissertation]. Enschede: University of Twente, 2016
[28]	Starr T, Rafi K, Stucker B, et al. Controlling phase composition in selective laser melted stainless steels // Proceedings of Solid Freeform Fabrication. Austin, 2012: 439
[29]	Simchi A. The role of particle size on the laser sintering of iron powder. Metall Mater Trans B, 2004, 35(5): 937 DOI: 10.1007/s11663-004-0088-3
[30]	Tang H P, Qian M, Liu N, et al. Effect of powder reuse times on additive manufacturing of Ti‒6Al‒4V by selective electron beam melting. JOM, 2015, 67(3): 555 DOI: 10.1007/s11837-015-1300-4
[31]	Yan M, Xu W, Dargusch M S, et al. Review of effect of oxygen on room temperature ductility of titanium and titanium alloys. Powder Metall, 2014, 57: 251 DOI: 10.1179/1743290114Y.0000000108
[32]	Kruth J P, Froyen L, Vaerenbergh J V, et al. Selective laser melting of iron-based powder. J Mater Process Technol, 2004, 149(1-3): 616 DOI: 10.1016/j.jmatprotec.2003.11.051
[33]	Otto A, Schmidt M. Towards a universal numerical simulation model for laser material processing. Physics Procedia, 2010, 5: 35 DOI: 10.1016/j.phpro.2010.08.120
[34]	Boley C D, Khairallah S A, Rubenchik A M. Calculation of laser absorption by metal powders in additive manufacturing. Appl Opt, 2015, 54(9): 2477 DOI: 10.1364/AO.54.002477
[35]	Gusarov A V, Laoui T, Froyen L, et al. Contact thermal conductivity of a powder bed in selective laser sintering. Int J Heat Mass Transfer, 2003, 46(6): 1103 DOI: 10.1016/S0017-9310(02)00370-8
[36]	Leung C L A, Marussi S, Atwood R C, et al. In situ X-ray imaging of defect and molten pool dynamics in laser additive manufacturing. Nat Commun, 2018, 9(1): 1355 DOI: 10.1038/s41467-018-03734-7

施引文献(2)

期刊类型引用(2)

1.	梁凯，刘忠军，姬帅，高博阳. 过滤用金属多孔材料力学性能研究进展. 粉末冶金技术. 2024(01): 59-67 . 本站查看
2.	朱明涛，孟云娜，凡亚丽，卢晨，侯雨珊，倪锋. 粉末烧结Cu-C-SnO_2多孔材料摩擦磨损特性研究. 粉末冶金工业. 2022(01): 36-44 . 百度学术

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1. 实验材料及方法
1.1 实验材料
1.2 烧结工艺
1.3 性能测试与表征
2. 结果与讨论
2.1 烧结温度对烧结体金相组织的影响
2.2 烧结温度对烧结体线收缩率和密度的影响
2.3 烧结温度对烧结体渗透性和导电性的影响
2.4 烧结温度对烧结体硬度的影响
3. 结论

1. 实验材料及方法
1.1 实验材料
1.2 烧结工艺
1.3 性能测试与表征
2. 结果与讨论
2.1 烧结温度对烧结体金相组织的影响
2.2 烧结温度对烧结体线收缩率和密度的影响
2.3 烧结温度对烧结体渗透性和导电性的影响
2.4 烧结温度对烧结体硬度的影响
3. 结论

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金属粉末特性对选区激光熔化工艺及其制件性能影响

通讯作者: 刘辛: E-mail: liuxin@gdinm.com

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