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SLM技術(shù)已成功用于制造鋁合金、鈦合金、鎳基合金、鐵基合金等材料，主要是采用成熟的工業(yè)常用的合金牌號(hào)，如AlSi10Mg、Ti-6Al-4V、Inconel 718合金、316L不銹鋼等，SLM制造的這些合金的力學(xué)性能顯著優(yōu)于鑄件，某些性能接近甚至超過(guò)鍛件，取得了不錯(cuò)的工程應(yīng)用。但是SLM制造鎂合金的研究報(bào)道相比于上述材料顯著減少，主要是存在以下技術(shù)挑戰(zhàn)：

(1)球形粉末制備困難：鎂合金粉末活性大、易燃易爆的特性使得全球范圍內(nèi)掌握鎂合金粉末制備技術(shù)的公司較少。

(2)成形過(guò)程不穩(wěn)定：Mg的沸點(diǎn)較低(~1091℃)，飽和蒸氣壓較高(620℃時(shí)蒸氣壓為0.13 kPa，當(dāng)溫度升高到1027℃時(shí)蒸氣壓顯著增大到51 kPa[)，導(dǎo)致打印過(guò)程中粉末蒸發(fā)飛濺(spatter，熔池中排出的液態(tài)顆粒)嚴(yán)重，煙塵(plume，熔池上方金屬蒸氣、等離子體和蒸氣凝結(jié)的細(xì)小顆粒的混合物)較大，金屬蒸發(fā)會(huì)影響成形過(guò)程中能量、動(dòng)量和質(zhì)量的傳遞。圖1a表明，SLM制造鎂合金過(guò)程中存在大量的蒸發(fā)煙塵，而SLM制造鐵基合金、鋁合金、鈦合金等基本不產(chǎn)生煙塵或者極少量的煙塵，煙塵不能及時(shí)去除停留在打印區(qū)域上方會(huì)對(duì)激光能量產(chǎn)生散射，從而激光輸入熔池的能量不穩(wěn)定，導(dǎo)致成形過(guò)程不穩(wěn)定。

(3)易形成孔洞：打印過(guò)程中Mg的蒸發(fā)是不可避免的，而SLM過(guò)程凝固速率很快導(dǎo)致Mg蒸氣來(lái)不及從熔池中逸出從而形成孔洞。

(4)易產(chǎn)生變形開(kāi)裂：熔池的溫度梯度大和冷卻速率快會(huì)產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力，另一方面鎂合金的熱膨脹系數(shù)較大導(dǎo)致凝固結(jié)束后冷卻收縮較大，兩者共同導(dǎo)致成形過(guò)程中熱應(yīng)力累積嚴(yán)重從而構(gòu)件易產(chǎn)生變形開(kāi)裂，圖1b展示了SLM態(tài)GWZ1031K合金中垂直于打印堆垛方向的宏觀裂紋。

(5)易氧化：盡管成形艙室內(nèi)通入高純Ar氣，但是Mg與O的親和力較高(鎂合金中加入稀土元素后稀土與O的親和力更高)，打印過(guò)程中Mg會(huì)與惰性氣氛和粉末間隙中的少量氧發(fā)生輕微的氧化現(xiàn)象，另外鎂合金粉末出廠之前都會(huì)做惰化處理導(dǎo)致粉末表面存在氧化物。

(6)激光吸收率較低：和Al類似，純Mg塊體對(duì)1064 nm波長(zhǎng)的光纖激光的吸收率較低，僅為8%~20%；激光束會(huì)在粉末內(nèi)部發(fā)生多次反射導(dǎo)致粉末相比于塊體具有更高的激光吸收率，例如大于300目(<60 μm)的GZ151K合金粉末的激光吸收率為54.0%，但是相比于鈦合金、不銹鋼、模具鋼、高溫合金、鋁合金、高熵合金等粉末70%~80%的激光吸收率仍然較低。

圖1 SLM制造GWZ1031K合金產(chǎn)生的蒸發(fā)煙塵和宏觀裂紋

圖2展示了SLM制造鎂合金的發(fā)展歷程：從2010年報(bào)道純Mg開(kāi)始，陸續(xù)有Mg-Al系、Mg-Zn系、Mg-Sn系、Mg-Mn系、Mg-Ca系、WE43鎂稀土合金、Mg-Y-Sm-Zn-Zr鎂稀土合金、鎂基復(fù)合材料以及Mg-65Zn-5Ca (原子分?jǐn)?shù)，%)非晶合金出現(xiàn)，上海交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院輕合金精密成型國(guó)家工程研究中心針對(duì)SLM工藝開(kāi)發(fā)了一系列高強(qiáng)度Mg-Gd系鎂稀土合金(如G10K、GZ112K、GZ151K、GWZ1031K等)和生物醫(yī)用鎂合金JDBM-NZ30K鎂稀土合金。鎂合金的SLM研究大多針對(duì)商業(yè)化的鎂合金牌號(hào)，如WE43、AZ91D、AZ31、AZ61、ZK60、ZK61等，缺乏SLM專用鎂合金牌號(hào)(兼具良好的工藝性能即成形工藝區(qū)間寬和不易產(chǎn)生孔洞裂紋缺陷和打印態(tài)及后處理態(tài)良好的力學(xué)性能)的開(kāi)發(fā)。鎂合金的SLM研究不僅局限于通過(guò)優(yōu)化工藝參數(shù)制備高致密度實(shí)體來(lái)提升力學(xué)性能以期制備結(jié)構(gòu)件獲得工程應(yīng)用，另一方面，Mg是人體必需的微量元素且彈性模量與人體骨骼接近、固有的生物降解性和良好的生物相容性，加上SLM技術(shù)的制造精度高，還有很多關(guān)于鎂合金的SLM制備形狀復(fù)雜的多孔點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)來(lái)研究該生物醫(yī)用植入物的耐腐蝕性能、生物降解性和細(xì)胞相容性的報(bào)道，以期制備生物醫(yī)用材料獲得臨床應(yīng)用。

圖2 SLM制造鎂合金的發(fā)展歷程

Deng等在2020年建立了激光功率80 W和層厚30μm下SLM成形GZ112K合金的V-S加工圖(圖3)：在低掃描速率即高激光能量密度下容易形成圓形氣孔缺陷，在高掃描間距或者高掃描速率即低激光能量密度下容易形成不規(guī)則形狀的未熔合缺陷，只有在中等能量密度下才能成形較高致密度的試樣，SLM態(tài)GZ112K合金的最高致密度可達(dá)99.95%。Mg的沸點(diǎn)很低僅為1091℃，與熔點(diǎn)651℃之間的溫度區(qū)間很窄僅為440℃，而Al、Ti、Ni、Fe等材料沸點(diǎn)與熔點(diǎn)之間的溫度區(qū)間顯著更大，分別為1840、1619、1277和1212℃，高的激光能量密度會(huì)導(dǎo)致鎂粉嚴(yán)重的蒸發(fā)和氧化，過(guò)低的激光能量密度又不能完全熔化粉末導(dǎo)致形成未熔合缺陷，因此選擇一個(gè)合適的激光能量密度區(qū)間對(duì)SLM制造鎂合金具有重要影響。

圖3 SLM成形GZ112K合金的V-S加工圖，及3個(gè)加工區(qū)域?qū)?yīng)的缺陷特征：孔洞缺陷、致密區(qū)、未熔合缺陷

高度集中分布的激光能量以及激光和粉末床極短的交互作用時(shí)間導(dǎo)致形成細(xì)小的熔池和非常高的冷卻速率(約為10⁶ K/s)，故SLM態(tài)合金通常為具有細(xì)小的晶粒和第二相的快速凝固非平衡組織。圖4為半連續(xù)鑄造和SLM制備的GZ112K合金的顯微組織：傳統(tǒng)的半連續(xù)鑄造工藝?yán)鋮s速率較低(約為10K/s)使得鑄態(tài)GZ112K合金的晶粒和晶界共晶相粗大，其平均晶粒尺寸和共晶相面積分?jǐn)?shù)分別為37.9 μm和7.3%，然而SLM態(tài)GZ112K合金具有顯著細(xì)化的晶粒和更少更薄的共晶相，其平均晶粒尺寸和共晶相面積分?jǐn)?shù)分別減小為1.53 μm和3.4%；而且SLM態(tài)GZ112K合金的顯微組織非常均勻，熔池內(nèi)外沒(méi)有顯著的區(qū)別而且沒(méi)有出現(xiàn)粗大柱狀晶。此外，隨著激光掃描速率的增大，熔池的冷卻凝固速率加快，晶粒生長(zhǎng)粗化的時(shí)間縮短因而平均晶粒尺寸減小，另一方面快速凝固的溶質(zhì)捕捉效應(yīng)導(dǎo)致更多的合金化元素固溶進(jìn)ɑ-Mg基體內(nèi)，從而共晶相的面積分?jǐn)?shù)也減小。

圖4 半連續(xù)鑄造和SLM制備的GZ112K合金的顯微組織

圖5對(duì)比了典型鎂合金在鑄態(tài)、SLM態(tài)和擠壓態(tài)下的室溫拉伸性能：SLM態(tài)鎂合金的屈服強(qiáng)度相比于鑄態(tài)合金顯著提升，接近甚至超過(guò)擠壓態(tài)合金，這主要?dú)w因于SLM態(tài)細(xì)小的晶粒，例如SLM態(tài)GZ151K合金的平均晶粒尺寸約為2μm，和差溫?cái)D壓態(tài)GZ151K合金雙峰組織中細(xì)小的再結(jié)晶晶粒相當(dāng)(~1.6 μm)；SLM態(tài)鎂合金的抗拉強(qiáng)度大都明顯高于鑄態(tài)合金(只有SLM態(tài)AZ31合金的抗拉強(qiáng)度略低于鑄態(tài)合金)，大都低于擠壓態(tài)合金(只有SLM態(tài)WE43合金的抗拉強(qiáng)度高于擠壓態(tài)合金)；SLM態(tài)鎂合金的延伸率相比于鑄態(tài)合金或高或低(SLM態(tài)AZ91D、AZ61、AZ31、GZ151K和GWZ1031K合金的延伸率低于鑄態(tài)合金，而SLM態(tài)ZK60、WE43、G10K和GZ112K合金的延伸率高于鑄態(tài)合金)，但是都低于擠壓態(tài)合金。整體而言，SLM態(tài)鎂合金的力學(xué)性能介于鑄態(tài)和擠壓態(tài)之間。

圖5 典型鎂合金在鑄態(tài)、SLM態(tài)和擠壓態(tài)下的室溫拉伸性能對(duì)比

Deng等對(duì)SLM態(tài)GZ112K合金進(jìn)行了詳細(xì)的固溶和時(shí)效熱處理制度優(yōu)化，圖6為SLM態(tài)GZ112K合金在不同溫度下固溶1h的顯微組織和熱處理前后的室溫拉伸性能：在300℃低溫下，只有少部分共晶相發(fā)生溶解形成晶內(nèi)的層片狀LPSO結(jié)構(gòu)，沒(méi)有形成X相；350℃下晶界開(kāi)始形成X相，但是晶界仍然殘留大量的粒狀共晶相；在400~480℃范圍內(nèi)，共晶相完全轉(zhuǎn)變?yōu)榫Ы鏧相和晶內(nèi)層片狀LPSO結(jié)構(gòu)(一部分共晶相直接轉(zhuǎn)變?yōu)榫Ы鏧相，另一部分共晶相先溶解進(jìn)基體形成過(guò)飽和固溶體再析出晶內(nèi)層片狀LPSO結(jié)構(gòu))，同時(shí)形成少量的稀土氫化物GdH₂方塊相；在500和520℃下開(kāi)始產(chǎn)生塊狀β-(Mg,Zn)₃Gd第二相，這是因?yàn)榇藴囟瘸^(guò)了LPSO結(jié)構(gòu)的形成溫度區(qū)間而且Gd元素?zé)o法完全固溶進(jìn)基體從而析出第二相。對(duì)比分析不同固溶溫度和時(shí)間的顯微組織和室溫拉伸性能，400 ℃×12h為SLM態(tài)GZ112K合金最優(yōu)的固溶熱處理制度，不僅可以把硬脆共晶相完全轉(zhuǎn)變?yōu)樽冃文芰^好的LPSO結(jié)構(gòu)，而且平均晶粒尺寸只從1.63 μm略微長(zhǎng)大到3.1μm。人工時(shí)效熱處理(175 ℃×256h)后大量的棱柱面β'時(shí)效析出相和基面LPSO結(jié)構(gòu)垂直分布可以顯著強(qiáng)化合金。

圖6 SLM態(tài)GZ112K合金在不同溫度下固溶1h的顯微組織及熱處理前后的室溫拉伸性能

400℃×12h熱處理并不能使鑄態(tài)GZ112K合金發(fā)生硬脆共晶相的轉(zhuǎn)變和溶解，故此熱處理制度是針對(duì)SLM態(tài)GZ112K合金的顯微組織專門優(yōu)化的。SLM態(tài)細(xì)小的晶粒縮短了晶界到晶內(nèi)的原子擴(kuò)散距離且共晶相含量較少有利于溶解，可能導(dǎo)致400 ℃較低溫度下就能實(shí)現(xiàn)共晶相的轉(zhuǎn)變和溶解；另一方面，SLM態(tài)較高的殘余應(yīng)力也可能促進(jìn)共晶相的轉(zhuǎn)變和溶解。SLM態(tài)GZ112K合金展現(xiàn)優(yōu)異的強(qiáng)塑性：屈服強(qiáng)度為332MPa，抗拉強(qiáng)度為351 MPa，延伸率為8.6%；T4熱處理(400 ℃×12h)后強(qiáng)度下降，但是延伸率顯著提升到14.4%；T6熱處理大幅度提升強(qiáng)度但是惡化塑性，SLM-T6態(tài)GZ112K合金的屈服強(qiáng)度高達(dá)343 MPa，顯著高于其他SLM態(tài)鎂合金的屈服強(qiáng)度，甚至比文獻(xiàn)中高強(qiáng)度Cast-T6態(tài)Mg-Gd系合金的屈服強(qiáng)度更高(圖6h[82])，這主要來(lái)源于SLM-T6態(tài)細(xì)小的晶粒(3.1μm)導(dǎo)致細(xì)晶強(qiáng)化、致密的β'時(shí)效析出相形成析出強(qiáng)化、層片狀LPSO結(jié)構(gòu)和X相的第二相強(qiáng)化以及來(lái)自于基面相和柱面相共存的額外的復(fù)合強(qiáng)化。