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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，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性能顯著優(yōu)于鑄件，某些性能接近甚至超過鍛件，取得了不錯的工程應(yīng)用。但是SLM制造鎂合金的研究報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)成形過程不穩(wěn)定：Mg的沸點較低(~1091℃)，飽和蒸氣壓較高(620℃時蒸氣壓為0.13 kPa，當溫度升高到1027℃時蒸氣壓顯著增大到51 kPa[)，導致打印過程中粉末蒸發(fā)飛濺(spatter，熔池中排出的液態(tài)顆粒)嚴重，煙塵(plume，熔池上方金屬蒸氣、等離子體和蒸氣凝結(jié)的細小顆粒的混合物)較大，金屬蒸發(fā)會影響成形過程中能量、動量和質(zhì)量的傳遞。圖1a表明，SLM制造鎂合金過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，煙塵不能及時去除停留在打印區(qū)域上方會對激光能量產(chǎn)生散射，從而激光輸入熔池的能量不穩(wěn)定，導致成形過程不穩(wěn)定。

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

(4)易產(chǎn)生變形開裂：熔池的溫度梯度大和冷卻速率快會產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力，另一方面鎂合金的熱膨脹系數(shù)較大導致凝固結(jié)束后冷卻收縮較大，兩者共同導致成形過程中熱應(yīng)力累積嚴重從而構(gòu)件易產(chǎn)生變形開裂，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)，打印過程中Mg會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做惰化處理導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1064 nm波長的光纖激光的吸收率較低，僅為8%~20%；激光束會在粉末內(nèi)部發(fā)生多次反射導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年報道純Mg開始，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、鎂基復合材料以及Mg-65Zn-5Ca (原子分數(shù)，%)非晶合金出現(xiàn)，上海交通大學材料科學與工程學院輕合金精密成型國家工程研究中心針對SLM工藝開發(fā)了一系列高強度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研究大多針對商業(yè)化的鎂合金牌號，如WE43、AZ91D、AZ31、AZ61、ZK60、ZK61等，缺乏SLM專用鎂合金牌號(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)良好的力學性能)的開發(fā)。鎂合金的SLM研究不僅局限于通過優(yōu)化工藝參數(shù)制備高致密度實體來提升力學性能以期制備結(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制備形狀復雜的多孔點陣結(jié)構(gòu)來研究該生物醫(yī)用植入物的耐腐蝕性能、生物降解性和細胞相容性的報道，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99.95%。Mg的沸點很低僅為1091℃，與熔點651℃之間的溫度區(qū)間很窄僅為440℃，而Al、Ti、Ni、Fe等材料沸點與熔點之間的溫度區(qū)間顯著更大，分別為1840、1619、1277和1212℃，高的激光能量密度會導致鎂粉嚴重的蒸發(fā)和氧化，過低的激光能量密度又不能完全熔化粉末導致形成未熔合缺陷，因此選擇一個合適的激光能量密度區(qū)間對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間導致形成細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)鑄造工藝冷卻速率較低(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數(shù)分別為37.9 μm和7.3%，然而SLM態(tài)GZ112K合金具有顯著細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數(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)外沒有顯著的區(qū)別而且沒有出現(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，晶粒生長粗化的時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)導致更多的合金化元素固溶進ɑ-Mg基體內(nèi)，從而共晶相的面積分數(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)鎂合金的屈服強度相比于鑄態(tài)合金顯著提升，接近甚至超過擠壓態(tài)合金，這主要歸因于SLM態(tài)細小的晶粒，例如SLM態(tài)GZ151K合金的平均晶粒尺寸約為2μm，和差溫擠壓態(tài)GZ151K合金雙峰組織中細小的再結(jié)晶晶粒相當(~1.6 μm)；SLM態(tài)鎂合金的抗拉強度大都明顯高于鑄態(tài)合金(只有SLM態(tài)AZ31合金的抗拉強度略低于鑄態(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比

Deng等對SLM態(tài)GZ112K合金進行了詳細的固溶和時效熱處理制度優(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)，沒有形成X相；350℃下晶界開始形成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基體形成過飽和固溶體再析出晶內(nèi)層片狀LPSO結(jié)構(gòu))，同時形成少量的稀土氫化物GdH₂方塊相；在500和520℃下開始產(chǎn)生塊狀β-(Mg,Zn)₃Gd第二相，這是因為此溫度超過了LPSO結(jié)構(gòu)的形成溫度區(qū)間而且Gd元素無法完全固溶進基體從而析出第二相。對比分析不同固溶溫度和時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略微長大到3.1μm。人工時效熱處理(175 ℃×256h)后大量的棱柱面β'時效析出相和基面LPSO結(jié)構(gòu)垂直分布可以顯著強化合金。

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SLM態(tài)GZ112K合金的顯微組織專門優(yōu)化的。SLM態(tài)細小的晶?？s短了晶界到晶內(nèi)的原子擴散距離且共晶相含量較少有利于溶解，可能導致400 ℃較低溫度下就能實現(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)力也可能促進共晶相的轉(zhuǎn)變和溶解。SLM態(tài)GZ112K合金展現(xiàn)優(yōu)異的強塑性：屈服強度為332MPa，抗拉強度為351 MPa，延伸率為8.6%；T4熱處理(400 ℃×12h)后強度下降，但是延伸率顯著提升到14.4%；T6熱處理大幅度提升強度但是惡化塑性，SLM-T6態(tài)GZ112K合金的屈服強度高達343 MPa，顯著高于其他SLM態(tài)鎂合金的屈服強度，甚至比文獻中高強度Cast-T6態(tài)Mg-Gd系合金的屈服強度更高(圖6h[82])，這主要來源于SLM-T6態(tài)細小的晶粒(3.1μm)導致細晶強化、致密的β'時效析出相形成析出強化、層片狀LPSO結(jié)構(gòu)和X相的第二相強化以及來自于基面相和柱面相共存的額外的復合強化。