增材制造中激光增材制造的多尺度建模与控制研究

工程3（2017）675研究增材制造-制品激光增材制造顾东东a，b，*，马成龙a，b，夏木坚a，b，戴东华a，b，石启民a，ba南京航空航天大学材料科学与技术学院，南京210016b南京航空航天大学增材制造（3D打印）研究所，南京210016ARt i clEINf oA b s tRAC t文章历史记录：2017年3月26日收到2017年7月15日修订2017年8月28日接受2017年10月25日在线发布保留字：增材制造选择性激光熔化多尺度建模热力学动力学选择性激光熔化（SLM）增材制造（AM）技术已成为高性能复杂形状金属零件精密制造的重要选择。SLMAM工艺涉及复杂的物理化学现象、热力学行为和相变，因为高能激光束熔化松散的粉末颗粒。本文提供了金属材料SLM的多尺度建模和协调控制，包括铝（Al）基合金（AlSi10Mg），镍（Ni）基高温合金（Inconel718），陶瓷颗粒增强铝基和镍基复合材料。在微观尺度上研究了SLM制备的Al基纳米复合材料中AlN颗粒的迁移和分布机制，以及SLM制备的WC/Inconel 718复合材料中增强体与基体之间梯度界面的原位形成。研究了AlSi10Mg和Inconel 718合金粉末在细观尺度下的激光吸收和熔化致密化行为。最后，提出了激光逐行局部化扫描过程中的应力发展规律和参数相关的复合材料变形控制方法in the macroscale宏观.多尺度数值模拟和实验验证的方法是有益的监测复杂的粉末激光相互作用，传热和传质行为，以及微观结构和力学性能的发展过程中SLM AM过程。© 2017 The Bottoms.由爱思唯尔有限公司代表中国工程院和高等教育出版社有限公司出版这是CC BY-NC-ND下的开放获取文章许可证（http：//creati v ecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/）。1. 介绍增材制造（AM），也被广泛称为三维（3D）打印（3DP）技术，基于近净成形和自由成形制造的理念[1基于激光的AM/3DP技术，包括基于粉末床的选择性激光熔化（SLM）和基于粉末进给的激光金属沉积（LMD），已广泛应用于制造形状复杂的结构/功能金属部件，如航空航天和燃气轮机部件[4]、生物医学植入部件[5]以及模具和工具[6]。由于其应用了精细聚焦的激光束和薄的粉末层厚度，SLM是最流行的AM/3DP技术之一，并且展示了生产具有精细结构的部件的高小的内部通道。由于其直接快速生产和高精度制造特性的结合，SLM在世界各地受到了相当大的研究和应用兴趣[7，8]。然而，金属部件的SLM加工涉及激光诱导熔池内复杂的热量、质量和动量传递，这对高性能SLM加工部件的制造提出了重大挑战[9因此，需要采取严格的质量控制措施，以确保SLM加工组件的可加工性、完整性和性能;这些措施依赖于先进的表征方法和大量的加工实验[12Matthews等人[15]公开了在热蒸汽伯努利效应* 通讯作者。电子邮件地址：dongdonggu@nuaa.edu.cnhttp://dx.doi.org/10.1016/J.ENG.2017.05.0112095-8099/© 2017 THE COMEORS.由爱思唯尔有限公司代表中国工程院和高等教育出版社有限公司出版。 这是CC BY-NC-ND许可证下的开放获取文章（http：//creati v ecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/）。可在ScienceDirect工程杂志主页：www.elsevier.com/locate/eng676D. Gu等人/工程3（2017）675通过高速成像，从而提供了一种过程控制方法来控制粉末-激光相互作用和粉末的最终熔化行为。Zhou等人[16]通过使用同步辐射微计算机断层扫描（CT）成像，实现了SLM制造的钴-铬-钼（Co-Cr-Mo）样品内部缺陷的精确3D图像，从而扩展了目前对冶金缺陷形成机制的理解。Zaeh和Branner[17]开发了一种特定的方法，使用有限元（FE）分析来评估和量化工具钢SLM期间温度梯度机制引起的残余应力和变形。为了评估结构效应并同时验证模拟，提出了基于中子衍射法的残余应力分析监测 在基于激光的AM/3DP工艺期间，热力学、动力学和热应力历史的变化在获得逐层增材制造部件的定制工艺和性能控制中起着重要作用然而，由于当前SLM工艺期间的熔池较小并且在粉末床上快速移动，因此难以使用实验测量来精确地研究和监测熔池的实时配置和气象行为近年来，计算数值模拟已经取得了经验，在SLM过程中，为了质量控制，将爆炸性发展作为深入了解潜在物理冶金机制的重要工具[18-20]。与已经从先进的基于激光的焊接模型开发的计算技术相比，SLM AM/3DP工艺涉及更复杂的物理化学现象（例如，金属汽化）、热力学行为以及当高能激光束与松散粉末颗粒相互作用时的相变金属的SLM通常涉及多尺度协调控制原理，包括SLM加工期间的微观结构发展（微观尺度）、粉末颗粒的激光吸收和熔化行为（中尺度）以及SLM加工结构的应力和变形（宏观尺度）。 在本文中，我们提供了金属，合金和金属基复合材料的SLM处理的多尺度建模和相应的实验验证，基于一系列先前研究的材料，包括铝（Al）基合金（AlSi10Mg），镍（Ni）基高温合金（Inconel 718），和陶瓷颗粒增强铝基和镍基复合材料。多尺度计算数值模拟和实验验证方法的发展有利于理解和监测SLM AM过程中复杂的粉末-激光相互作用、传热和传质行为以及微观结构和力学性能2. 粉末-激光相互作用及合金2.1. 铝合金粉末计算建模可以为更好地理解物理冶金现象（例如，熔化、蒸发和固化），并且在定制实验程序时可以充当前体。然而，先前开发的建模依赖于与SLM相关联的许多假设和热力学行为（例如，球化、孔隙度）是不可能调查和理解的。幸运的是，中尺度建模和模拟最近被认为是一种新的、高度灵活的方法，可以通过消除以前文献中普遍存在的大部分物理假设，基于粉末尺度准确研究熔池热力学[21，22]。铝合金通常是难以加工的金属，AM/3DP，由于铝的特殊物理性质，包括铝对激光的相当低的吸收率，铝熔体对氧气的高亲和力，以及在SLM过程中由此形成的球化缺陷 针对AlSi 10 Mg铝合金粉末的SLM加工，建立了一个由随机堆积的粉末颗粒组成的尺寸为400 μm × 300 μm × 60 μm的新型细观粉末床模型，如图1（a）所示。粉末床由两相组成：第一相包括随机堆积的金属粉末，第二相（即，粉末床内的剩余区域）填充保护性氩气。为了研究SLM过程中熔池内的热熔体流动，考虑了再线圈压力、Marangoni效应和蒸发表面冷却采用改进的VOFSLM装置由最大激光功率500 W、光斑尺寸约70 μm、波长（1070 ± 10）nm的镱光纤激光器、自动粉末沉积装置、惰性氩气保护系统和过程控制系统组成。所有验证的实验均使用相同的装置进行。 在由低激光功率和高扫描速度引起的相对低的激光能量密度下，急剧变化的温度分布和表面张力倾向于显著增强熔池内的毛细管不稳定性效应（图1（b））。在局部激光束照射下的熔融液体因此在相邻区域中聚集并收缩，这是由于池内的显著熔体流动（图1（c）），从而在固化后形成小的单个球。由于液体轨迹在横向和径向上的过度收缩，在较高的扫描速度下，球化现象最终发生在不规则形状的轨迹上（图 1（d）），这通常被称为“收缩诱导球化”[23]。相反，当使用相对高的激光能量密度、高激光功率和低扫描速度时，所产生的高操作温度倾向于降低熔融液体的表面张力，从而加速液体在邻近区域中有效地扩散（图1（e））。因此，熔池具有稳定的结构，没有任何明显的缺陷（图1）。图1（e）和图1（f）），导致形成规则形状的轨迹，而没有明显的球化效应（图1（g））。总的来说铝合金粉末的相当大的球化发生，在相对能量密度为125 J·m-1时，其粒径为183.5 μm，随能量密度的增加，其粒径明显减小，在相对能量因此，可以合理地得出结论，在铝合金粉末SLM加工过程中，激光加工参数对控制球化效果和表面光滑度2.2. Ni合金粉末中尺度模拟（通常在颗粒尺寸尺度中）提供了增强激光加工性（例如，高致密化水平，光滑的表面质量），这显著影响SLM处理的复合材料的最终性能。众所周知，Inconel 718的SLM AM/3DP是用于各种工业应用的有前途的候选材料，例如飞机涡轮发动机，高速机身部件和用于核工程的高温螺栓[24，25]，通常需要优异的表面完整性和机械性能，并且可以借助于中尺度模拟来实现。对于SLM，在相对低的激光功率下，有限量的能量穿透到粉末床中并且操作温度低D. Gu等人/工程学3（2017）675-684677图1.一、 基于细观尺度分析的铝合金粉末SLM过程热力学行为。（a）模拟和实验中使用的物理模型和扫描战略(b)结果表明：（1）铸坯表面形貌为150 W，1200 mm·s相应地产生了，导致形成小熔池，相邻熔池之间具有明显的残余孔隙（图2（a））。此外，熔池内的低温度梯度通常降低液体的表面张力，这是熔体流动的主要驱动力。在此条件下，熔池内的对流明显减弱，同时，熔体在电流轨迹和相邻凝固轨迹之间的迁移也减弱。因此，在SLM处理的复合材料的横截面和顶面上都明显呈现出孔隙率（图2（b）和图2（c））。相反，熔池表现出较大的尺寸，并伴随着较长的液体寿命时，所施加的激光功率增加，由于相当大的激光能量输入。SLM处理的复合材料的横截面和顶表面看起来具有高质量并且没有任何明显的缺陷，这是由于在高激光功率的作用下池内的强化对流和相邻轨迹之间的熔体的充分迁移（图2（d）此外，轨道周围的微结构呈现细胞形态，并且没有明显的缺陷（例如，孔隙，裂缝，等等）。当时在邻近的轨道上观察到（图。2（g））。结果表明，在90 W的较低当所施加的功率增加时，产生较少的孔隙，所述孔隙表现出几微米的尺寸因此，通过SLM使用合理的激光加工参数可以实现具有高表面完整性和致密化响应的高质量Inconel 718零件，这些激光加工参数可以通过中尺度模拟和分析来最佳地确定。3. 金属基复合材料3.1. 铝基纳米复合材料陶瓷颗粒增强铝基复合材料是一种高性能轻质复合材料，678D. Gu等人/工程3（2017）675图二、 通过介观尺度分析调整Inconel 718的激光加工性。（a）温度计数器（90 W，400 mm·s材料，由于其优异的性能，例如高比刚度、高比强度和优异的耐磨性，被广泛用于航空航天、飞行器和汽车应用[26]。然而，由于在Al基体中加入了润湿性有限的硬脆陶瓷颗粒，很难同时提高AMC的强度和塑性。最近的研究工作表明，AMC的机械性能受到增强体的粒度和Al基纳米复合材料的制备的显著影响;将陶瓷颗粒的尺寸减小到纳米水平将有望导致AMC的机械性能的全面改善[27]。在纳米颗粒增强AMCs激光AM/3DP过程中，增强颗粒与熔池内熔体的相互作用对激光加工复合材料的微观组织演变起着关键作用。由于金属基体与增强颗粒之间的物理性能差异显著，在激光快速凝固过程中，增强颗粒容易受到液-固界面的挤压，导致增强颗粒分布不均匀，从而导致激光处理复合材料的组织和力学性能在这一部分中，建立了三维瞬态计算流体动力学模型，以研究在氮化铝（AlN）/AlSi 10Mg纳米复合材料的SLM过程中，工艺参数对增强颗粒附近的热演化，流体动力学和压力分布的影响。在数值模型中考虑了固-熔耦合机制和原材料的热物理性质随温度的变化，提供高斯分布的体积热源。公开了增强颗粒在熔池内的迁移行为，以便在激光处理的AMC中实现增强的规则分布图3表明，熔体流动速度矢量附近的增强体在熔融基质是高度敏感的SLM工艺参数。Al熔体的表面张力与操作温度负相关，这意味着辐照区域的操作温度越高，Al熔体的较低表面张力的响应越大。AlN增强颗粒的热动力学和传输高度依赖于熔池的熔体速度和操作温度;运动和热转换方程在参考文献[11]中表示。对于AlN/AlSi 10 Mg复合材料，AlN和AlSi 10 Mg的导热系数分别为：当工作温度高于1000 K时，其输出功率分别为~285 W·（m·K）增强体和金属基体的导热系数之比等于0.3结果，在增强体的邻近区域中通常产生熔体对流的凹形图案。当熔体流过增强体时，熔体对流的速度趋于显著增强（图3（a）和图3（b））。同时，当最大流速达到1000 m/s时，1.8 m·s当激光能量密度进一步增加到1000 J·mmD. Gu等人/工程学3（2017）675-684679（图3（d））。对流涡对增强颗粒附近的压力分布和伴随的压差起着至关重要的作用，从而引起作用在增强颗粒上的力和颗粒的重排由于所用激光能量密度相对有限（例如，η = 550 J·mm-3 ）时，压力相对均匀地分布在 增强颗粒 周围（图 4 （ a ）） ，并 且增强颗粒 的重排行为由增强颗粒的图3.第三章。 使用各种SLM工艺参数获得的AlN增强颗粒周围的速度矢量特性。（a）激光功率P= 100 W，激光能量密度当P=130 W时，η = 660 J·mm-3;当P = 150 W时，η = 830 J·mm-3;当P = 180 W时见图4。（a）、（c）AlN增强颗粒的相邻区域中的压力分布和（b）、（d）AlN增强颗粒在固化基质内的相应分布状态。(a)（b）激光功率P= 100 W，激光能量密度η= 550 J·mm680D. Gu等人/工程3（2017）675熔体对流、毛细管力和重力。因此，增强颗粒具有以随机图案分布在固化基质中的趋势（图1）。4（b））。相比之下，当激光能量密度为1000 J·mm-3时，AlN增强颗粒在对流涡旋和压力差的驱动下，在向心力F1的作用下结果，在最终固化的复合材料中获得了AlN增强颗粒呈环状形状的新型规则分布（图4（d））。因此，微观模拟和理解增强颗粒在激光诱导熔池中的迁移和分布行为，被认为是定制激光加工参数和实现激光基AM/3DP复合材料零件中增强颗粒规则分布的有效途径3.2. 颗粒增强镍基复合材料SLM过程中梯度界面的微观传热行为在Inconel718合金中加入陶瓷增强颗粒是改善其高温力学性能的有效方法。然而，由于陶瓷与金属之间的润湿性有限，热膨胀系数相差较大，容易产生界面残余应力和微裂纹。为了解决这个问题，通过控制激光加工参数和沿增强颗粒/基质界面的原位化学反应，在陶瓷增强体和基质之间定制梯度界面。界面残余应力、界面微孔和微裂纹可以得到控制和消除，有望通过界面强化提高复合材料的强度和塑性。为了定量地研究其形成机理，在碳化钨（WC）/Inconel 718复合材料的梯度界面中，建立了一个3D数值模型[28]，对WC增强体周围局部热性能的影响。由于WC在高温区的传热能力相对较弱，通过碳化颗粒的等温线比基体的等温线更密集，并且来自顶表面的热流被WC颗粒显著地阻挡（图5（a）和图5（b））。结果，在增强颗粒周围产生环形热流，并且以辐射方式从颗粒到基体形成温度梯度（图5（b））。这相应地导致了在WC颗粒周围以辐射方式排列的许多枝晶的发展（图5（c））。此外，可清楚地观察到增强颗粒和基质之间原位梯度界面的形成（图5（d））。增强颗粒具有球形形态，并且颗粒的角部在SLM过程中熔化，这归因于WC颗粒的局部热积聚（图1）。5（b））。平均厚度为0.26μm之间形成的WC颗粒和基体（图）。第5（d）段），防止界面微裂纹或微孔的形成。为了研究原位梯度界面的化学组成，在图5（d）中的点A处进行能量色散X射线（EDX）光谱分析，显示73.49原子%的碳(C)在梯度界面中检测到来自WC颗粒的11.67原子%钨（W）和来自Inconel 718 基体的6.66 原子 %Ni、 4.81 原子% Cr 和3.37 原子% 铁（Fe）C和金属元素的原子比接近3：1（73.49原子%对26.51原子%）。因此，有理由认为增强颗粒与基体之间发生了原位化学反应，产生了（W，M）C3（M = Ni，Cr，Fe）碳化物的梯度界面。研究认为，在WC/Inconel 718复合材料的SLM过程中，颗粒周围的环形热流和辐射温度梯度对促进熔池内的原位图6（a）和图。6（b）进一步说明了温度，温度梯度，和冷却速率之间的界面处的温度，温度梯度，图五、 数值模拟结果显示了增强颗粒周围的（a）温度场和（b）热流（图1中左下图）。 扫描电子显微镜（SEM）图像显示在激光功率P = 125 W和扫描速度v = 100 mm·s-1下SLM处理的WC/Inconel 718复合材料的（c）围绕WC颗粒的辐射方式和（d）定制梯度界面的微观结构。D. Gu等人/工程学3（2017）675-684681粒子和矩阵。在界面处有6 × 103 °C·mm梯度界面的形成显著降低了界面裂纹和气孔的形成，提高了界面结合的一致性EDX线扫描结果显示金属元素沿图6（c）中箭头的分布。很明显，从基体到颗粒，W元素的含量增加，而Ni、Cr和Fe元素的含量减少。这种下降趋势在界面处最为明显（图 6 （ d ））。图 6 （ e）描述了 SLM 处理的WC/Inconel 718复合材料中定制梯度界面的形成机制。在SLM过程中，WC和Inconel 718粉末经受高能激光束的照射，这产生了移动熔池（宽度为112.0μm和68.5 μm的深度，如图所示。5（a））。下由于局部热积聚的影响，WC颗粒由于相对较高的熔点而经历了局部的表面熔化，并且一些W和C原子从表面释放到熔池（图5（b））。Inconel 718粉末由于其较低的熔点而完全熔化，导致Ni、Cr和Fe原子扩散到熔池中。释放的C原子和金属原子以及激光能量为梯度界面的形成提供了物质和能量条件。随着高能激光束的快速移动，特别是在界面处6 × 103 °C·mm-1的强烈温度梯度和局部热积累的影响下，很大的过冷度促进了（W，M）C3（M = Ni，Cr，Fe）碳化物的形核和生长因此，在增强颗粒和基体之间的新型梯度界面的定制形成取决于对熔池内传热行为的微观理解以及对材料组合和基于激光的AM/3DP加工参数的专用控制。另一方面，施加的激光功率在确定WC颗粒和Inconel 718基体之间定制的梯度界面的平均厚度方面起重要作用。随着激光功率的增加，见图6。（a）温度和温度梯度以及（b）增强颗粒和基体之间界面处的冷却速率;（c）和（d）EDX线扫描结果结果表明：（1）在一定的金属元素浓度范围内，SLM制备的WC/Inconel 718复合材料中金属元素的分布;（2）在一定的金属元素浓度范围内，SLM制备的WC/ Inconel 718复合材料中梯度界面的形成机理;（3）在一定的金属元素浓度范围内，SLM制备的WC/Inconel 718复合材料中的原始粉末和原始粉末的典型X射线衍射（XRD）图谱。2θ = 42°682D. Gu等人/工程3（2017）675加入到熔池中，导致更多的W和C原子从WC颗粒表面释放。这为梯度界面的成形提供了更多的材料和能量，导致更厚的定制梯度界面。因此，定制梯度界面的平均厚度与所施加的激光功率成正比。在2θ = 42°与初始粉末材料的2θ位置相比，γ相衍射峰的2θ位置向低2θ方向移动。根据布拉格2d sinθ =nλ（n= 1，2，3，其中λ是X射线的波长。观察到的2θ的减小表明相邻晶格平面d之间的晶格增加。4. SLM过程中温度和应力发展的宏观模拟及控制方法对于宏观尺度下的SLM加工金属零件，SLM加工过程中产生了包括热应力、收缩应力和结构应力在内的多物理热行为和由此产生的复杂应力，并被认为是裂纹萌生和气孔形成的关键因素。跟踪热应力历史被认为是一种有效的方法，可以更深入地了解结构缺陷的形成机制，在SLM加工的复合材料中。本文以一种具有多轨迹的AlSi10Mg铝合金零件为例，分析了该零件内部的热力耦合效应和残余应力分布特征图7（a）示出了使用高斯分布的激光能量密度的3D热-机械耦合FE模型。基于非线性瞬态热分析结果，通过将热载荷施加到机械构件上，进行了瞬态应力分析，并自动从热单元类型转换为结构单元类型。 逻辑分析AlSi10Mg粉末层的尺寸为1.40 mm × 0.28 mm × 0.05 mm，以Q235钢层为基底，尺寸为1.40mm × 0.28 mm × 0.20 mm。将粉末层部分以0.0175 mm × 0.0175mm × 0.0250 mm的精细尺寸进行网格化，并使用六面体单元结构对基底进行网格化。在粉末层的顶表面上标记对应于路径n、n+ 1和n+2的三个不同的激光扫描轨迹。激光扫描轨迹中心三个目标点的温度和冷却速率随激光束行进时间的变化如图7（b）由于SLM过程中激光束的光栅扫描模式，从曲线中观察到三个温度峰;一个温度峰高于AlSi 10 Mg的熔点（660 °C），另外两个温度峰低于AlSi 10 Mg的熔点。对于点1，较低的温度峰可以作为退火效应，因此，点1的应力随着激光束的移动而从119.26 MPa持续下降到8.68 MPa。图7.第一次会议。 在三个目标点处产生温度和应力的变化。（a）三维热力耦合有限元模型（点1、点2和点3分别位于顶层上对应于路径n、n+1和n+2的激光扫描轨迹的中心）;（b）点1、（c）点2和（d）点3的温度和冷却速率随激光束行进时间的变化;（e）点1、点2和点3的von Mises等效应力、（f）X分量应力和（g）Y分量应力随激光束行进时间的变化。D. Gu等人/工程学3（2017）675-684683点2和点3（图7（e））。对于点2或点3，先前获得的较低温度峰值倾向于充当预热温度，导致点2（38.97 MPa）或点3（8.66 MPa）的初始应力比点1的初始应力低。此外，当激光束从点1移动到点3时，预热效应导致瞬态温度峰值增加，冷却速率降低（图7（b）在这种情况下，图7（e）-根据材料由于激光扫描轨迹的局部加热特征，在轨道的不同区域处的激光诱导熔化的热循环的差异是显著的，由此由于热机械耦合效应而在SLM制造的轨道和层内引起不均匀的残余应力分布此外，由于熔池内不同区域的传热特征不同，凝固速率也不同，进一步加剧了应力分布的局部不均匀性。图8描绘了在不同激光能量密度下沿Z1、Z2和Z3路径（图7（a））的Z分量残余应力分布。很明显，位于扫描轨道的起始侧和结束侧的残余应力的Z分量远低于位于顶表面上的扫描轨道的其他位置的残余应力的Z分量（即，（1路）。相反，在扫描层的底部（即，沿Z3路径），位于扫描轨迹起始侧和结束侧的残余应力Z因此，位移扫描层底部边缘区域的扫描速度远大于中心区域。同时，在扫描层的顶部，中心区域的位移被认为大于边缘区域的位移。当该层开始被制造时，考虑到与冷基板和空气的接触，位于该层的上部区域和边界区域的熔体优先固化。结果，由于大的凝固应力和收缩应力，所制备的层的端部易于变形。随后，沿着轨迹的扫描方向（在X方向上），热量连续向前传递，有效地降低了层与基底之间的温度梯度，并改善了界面结合。此外，沿着层的构建方向（在Z方向上），位于边界区域的凝固元素比位于上部区域的凝固元素经历更强的约束作用，因此显示出更大的残余应力状态。在沿轨道的扫描方向（在X方向上）和层的构建方向（在Z方向上）的不同位置处的不同应力分布导致了层间孔隙和屈曲变形。适当增加激光能量密度，有利于降低残余应力的Z分量，表明激光能量输入对消除SLM复合材料的屈曲变形起非关键作用。5. 结论多尺度计算数值模拟已成为预测SLM AM/3DP工艺热力学和动力学机理的重要工具，从而有效地缩短SLM制造零件的工艺优化周期。此外，从数值模拟获得的定量数据提供了对SLM过程中存在的科学问题的洞察本研究的基本结论如下：(1) 利用介观尺度建模和模拟，确定了对于在相对高的扫描速度或低的激光功率下的铝合金粉末的SLM过程，球化现象，这是SLM的典型冶金缺陷，倾向于在横向和径向上的液体轨道的过度收缩的活动下发生。对于Ni合金粉末的SLM，当施加相对低的激光功率时，由于液体的表面张力降低以及熔体在电流轨迹和相邻的固化轨迹之间的迁移减弱，在SLM处理的复合物的顶表面和横截面上都明显地呈现孔隙。(2) 通过微观模拟和理解，确定了AlN/AlSi 10 Mg纳米复合材料的SLM工艺，AlN增强颗粒附近的热行为、热毛细对流和压力分布对SLM工艺参数敏感。由于对流涡流、毛细力和重力的组合作用，压力差和向心力作用在AlN增强颗粒上，促进AlN颗粒的充分重排。在优化的激光能量密度下，在最终凝固的复合材料中获得了AlN增强颗粒呈环状结构的规则分布对于WC/Inconel 718复合材料的SLM，在高能激光束的照射下，WC颗粒与Inconel 718基体之间发生原位化学反应，导致与（W，M）C3（M = Ni，Cr，Fe）碳化物形成梯度界面增强颗粒与基体之间形成梯度界面，降低了界面裂纹和气孔的形成，提高了界面结合的一致性(3) 利用宏观模型，热力耦合的影响和SLM制造的铝合金零件内的残余应力分布。当前轨道的SLM处理有效地为未处理的相邻轨道见图8。不同激光能量密度下SLM制造部件的Z分量残余应力分布，η。(a)m-1;（b）η = 1000 J·mZ1，Z2，和Z3表示位于图7（a）中的各种粉末层厚度处的三个不同路径。Z1表示层的顶面，Z2距顶面37.5 μm，Z3表示50.0 μm厚的层的底面。684D. Gu等人/工程3（2017）675粉末床，同时为相邻的SLM加工轨迹提供退火效果。自预热和自退火的联合作用显著地减轻了SLM部件内的残余应力。扫描轨迹起始端和结束端的残余应力远低于其他位置的残余应力。SLM处理层的残余应力分布沿层的深度变化。在扫描层的底部，位于开始/结束侧的残余应力增加到最大值。确认作者感谢国家自然科学基金（51575267）、国家重点研发计划“增材制造与激光制造”（2016 YFB 1100101）、国家自然科学基金会-德国国防研究遵守道德操守准则顾东东、马成龙、夏木坚、戴东华和施启民声明，他们没有利益冲突或财务冲突需要披露。引用[1] 卢秉华，李东成，田晓艳.增材制造和3D打印的发展趋势。Engineering 2015;1（1）：85-9.[2] 德比湾通过喷墨打印增材制造陶瓷部件。Engi-neering 2015;1（1）：113-23.[3] 放 大 图 片 作 者 ： A. 在 拓 扑 优 化 中 利 用 增 材 制 造 填 充 物 以 提 高 屈 曲 载 荷 。Engineering 2016;2（2）：250[4] 刘毅，李阿，程翔，张胜强，王海明.热处理对激光熔积AISI 431马氏体不锈钢组织和拉伸性能的影响。Mater Sci Eng A 2016;666：27[5] Haberland C，Elahinia M，Walker JM，Meier H，Frenzel J.关于通过增材制造开发高质量NiTi形状记忆和伪弹性部件。Smart Mater Struct 2014;23（10）：104002.[6] 黄伟东，林X.凝固加工国家重点实验室高性能金属零件激光立体成形研究进展。3D打印Addit Manuf 2014;1（3）：156[7] 王丹，麦世胜，肖德民，杨玉琴。SLM采用316-L不锈钢制造的弯曲悬伸结构的表面质量。国际先进制造技术杂志2016;86（1-4）：781-92。[8] Gu DD，Meiners W，Wissenbach K，Poprawe R.金属部件的激光增材制造：材料、工艺和机制。Int Mater Rev 2012;57（3）：133-64。[9] King W ， Anderson AT ， Ferencz RM ， Hodge NE ， Kamath C ， KhairallahSA.Lawrence Livermore国家实验室金属粉末床熔化过程建模和模拟概述。MaterSci Technol 2015;31（8）：957[10] Qiu CL，Panwisawas C，Ward M，Basoalto HC，Brooks JW，Attallah MM.在选 择 性激 光 熔 化过 程 中 熔体 流 入 表面 结 构 和孔 隙 发 展的 作 用 。Acta Mater2015;96：72[11] Dai DH，Gu DD.熔池热力学对AlN/AlSi 10 Mg复合材料选区激光熔化过程中增强体迁移和分布状态的影响Int J Mach Tool Manuf 2016;100：14[12] 王晓云，王晓云，等.选择性激光熔凝γ-TiAl合金的显微组织稳定性研究.北京：机械工程出版社，2000，14（1）：117 - 118. Scripta Mater 2017;130：110-3.[13] Kenel C ， Grolimund D ， Fife JL ， Samson VA ， Van Petegem S ， VanSwygenhoven H等人，在增材制造条件下快速加热和固化Ti-48 Al的原位同步微X射线衍射和高速成像相结合。Scripta Mater 2016;114：117[14] Kempen K，Thijs L，Van Humbeeck J，Kruth JP.通过选择性激光熔化加工AlSi10Mg：参数优化和材料表征。Mater Sci Technol 2015;31（8）：917-23.[15] Matthews MJ，Guss G，Khairallah SA，Rubenchik AM，Depond PJ，King WE.激光粉末床熔化过程中金属粉末层的剥蚀。Acta Mater 2016;114：33-42.[16] 周翔，王德忠，刘晓红，张鼎鼎，曲世林，马军，等。Co-Cr-Mo合金选择性激光熔化缺陷的同步辐射显微CT三维成像。Acta Mater 2015;98：1[17] 放大图片作者：J.选择性激光熔化残余应力和变形的研究。Product Eng 2010;4（1）：35[18] Yan WT，Ge WJ，Smith J，Lin S，Kafka OL，Lin F，et al.功能梯度材料电子束熔炼的多尺度模拟Acta Mater 2016;115：403- 12.[19] 顾鼎鼎，袁沛。铝基纳米复合材料激光增材制造过程中的热演化行为和流体动力学：增强剂重量分数的潜在作用。J Appl Phys 2015;118（23）：233109.[20] Khairallah SA，Anderson AT，Rubenchik A，King WE.激光粉末床熔融增材制造：复杂熔体流动的物理学和孔隙、飞溅和剥蚀区的形成机制。Acta Mater2016;108：36[21] 余国强，顾德栋，戴冬华，夏明杰，马春良，常凯.工艺参数对铝合金选区激光熔化过程中激光熔深及熔化/重熔致密化的影响应用物理学A 2016;122：891。[22] Dai DH，Gu DD.金属汽化行为对选择性激光熔化复合材料小孔模式表面形貌的影响。Appl Surf Sci 2015;355：310[23] Gu DD，Shen YF.多组分铜基金属粉末直接激光烧结中的球化现象。J AlloysCompd 2007;432（1[24] 赵小明，陈军，林翔，黄伟东. Inconel 718激光快速成形组织与性能研究。MaterSci Eng A 2008;478（1- 2）：119-24.[25] 梁永军，李阿，程翔，庞孝泰，王海明.单晶镍基高温合金激光快速定向凝固过程中一次枝晶臂间距的预测。J Alloys Compd 2016;688（A部分）：133[26] 顾博士。材料创建为3D打印添加了新的尺寸。Sci Bull 2016; 61（22）：1718-22.[27] Han QQ，Setchi R，Evans SL.用于选择性激光熔化的先进球磨Al-Al2O3粉末技术2016;297：183-92。[28] 石庆明，顾德德，夏明杰，曹世南，荣涛。激光工艺参数对TiC/Inconel 718复合材料选择性激光熔化热行为及熔化/凝固机制的影响Opt Laser Technol 2016;84：9