激光增材制造超高溫氧化物共晶陶瓷研究進展

劉海方, 蘇海軍, 申仲琳, 姜浩, 趙迪, 劉園, 張軍, 劉林, 傅恒志

激光增材制造超高溫氧化物共晶陶瓷研究進展

劉海方1,2, 蘇海軍1,2, 申仲琳1, 姜浩1, 趙迪1, 劉園1, 張軍1, 劉林1, 傅恒志1

(1. 西北工業(yè)大學 凝固技術(shù)國家重點實驗室, 西安 710072; 2. 西北工業(yè)大學深圳研究院, 深圳 518057)

超高溫氧化物共晶陶瓷具有優(yōu)異的高溫強度、高溫蠕變性能、高溫結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性以及良好的高溫抗氧化和抗腐蝕性能, 成為1400 ℃以上高溫氧化環(huán)境下長期服役的新型候選超高溫結(jié)構(gòu)材料之一, 在新一代航空航天高端裝備熱結(jié)構(gòu)部件中具有重要的應用前景?；谌垠w生長技術(shù), 以選擇性激光熔化和激光定性能量沉積為代表的激光增材制造技術(shù)具有一步快速近凈成形大尺寸、復雜形狀構(gòu)件的獨特優(yōu)勢, 近年來已發(fā)展成為制備高性能氧化物共晶陶瓷最具潛力的前沿技術(shù)。本文從工作原理、成形特點、技術(shù)分類等方面概述了基于熔體生長的兩種典型激光增材制造技術(shù), 綜述了激光增材制造技術(shù)在超高溫氧化物共晶陶瓷制備領(lǐng)域的研究現(xiàn)狀和特點優(yōu)勢, 重點介紹了選擇性激光熔化和激光定向能量沉積超高溫氧化物共晶陶瓷在激光成形工藝、凝固缺陷控制、凝固組織演化、力學性能等方面的研究進展。最后, 指出了實現(xiàn)氧化物共晶陶瓷激光增材制造工程化應用亟需突破的關(guān)鍵瓶頸, 并對該領(lǐng)域未來的重點發(fā)展方向進行了展望。

氧化物共晶陶瓷; 激光增材制造; 選擇性激光熔化; 激光定向能量沉積; 綜述

高溫熱結(jié)構(gòu)材料是航空發(fā)動機熱端部件的關(guān)鍵核心材料, 要求在高溫、高載荷、高應力、高溫水氧腐蝕等極端環(huán)境條件下長時服役。高推比、長壽命、高可靠性、低成本是現(xiàn)代高性能航空發(fā)動機發(fā)展的必然趨勢, 對高溫熱結(jié)構(gòu)材料的性能提出了更為苛刻的要求。

提升結(jié)構(gòu)材料的承溫能力是增加航空發(fā)動機推重比的重要途徑。目前, 推重比10以上的航空發(fā)動機渦輪前進口溫度已超過1600 ℃[1]。鎳基單晶高溫合金作為航空領(lǐng)域主流使用的高溫結(jié)構(gòu)材料, 其承溫極限為1100 ℃, 即使采用熱障涂層、空心冷卻等防護措施, 也難以滿足更高推重比航空發(fā)動機的發(fā)展需求[2-3]。Si3N4、SiC等陶瓷基復合材料雖能承受更高溫度, 但它們在1400 ℃以上高溫氧化環(huán)境下長時服役極易發(fā)生氧化, 導致性能急劇惡化[3-4]。研發(fā)新一代輕質(zhì)、高強、耐高溫、抗氧化的新型超高溫結(jié)構(gòu)材料及其制備技術(shù)成為世界各國競爭的目標。

氧化物共晶自生復合陶瓷是近年來先進陶瓷領(lǐng)域發(fā)展的一類新型高性能超高溫復相材料[5-10]。以氧化鋁、氧化鋯及其他稀土氧化物為原料, 利用液固相變過程中的共晶反應, 采用定向凝固等熔體生長技術(shù), 使基體與增強相同時從熔體中析出并耦合生長, 原位形成共晶自生復合陶瓷。潔凈且結(jié)合牢固的相界面取代了傳統(tǒng)燒結(jié)陶瓷中富含非晶相的晶界, 使得該類復合陶瓷材料表現(xiàn)出優(yōu)異的高溫結(jié)構(gòu)及性能穩(wěn)定性[11-12]。例如, 采用布里奇曼法制備的Al2O3/Y3Al5O12(YAG)共晶陶瓷在1700 ℃下熱暴露1000 h后, 微觀組織未發(fā)生明顯粗化, 抗彎強度與室溫強度基本持平[11]; 在1700 ℃水氧環(huán)境下熱暴露200 h, 強度基本保持不變, 表現(xiàn)出在高溫水氧環(huán)境下長期服役的潛力[13]。更為重要的是, 氧化物共晶陶瓷的密度較低, 是鎳基單晶高溫合金的～60%, 且具有天然的抗氧化性。采用熔體生長技術(shù)制備的氧化物共晶陶瓷成為航空航天用新型輕質(zhì)、高強、耐腐蝕、抗氧化且能在1400 ℃以上長期服役的超高溫結(jié)構(gòu)材料的重要候選者之一。

氧化物共晶陶瓷熔點高, 熔體粘度大、流動性差, 受材料特性和制備技術(shù)的限制, 傳統(tǒng)定向凝固難以直接制備具有空心等復雜變截面結(jié)構(gòu)的大尺寸陶瓷樣件。此外, 共晶陶瓷硬度大、強度高, 通常難以通過機械加工等方式實現(xiàn)硬脆陶瓷形狀的復雜化, 從而極大地制約了高性能氧化物共晶陶瓷的工程化應用。針對航空航天高端裝備的迫切需求, 亟需開發(fā)基于熔體生長的超高溫氧化物共晶陶瓷大尺寸復雜構(gòu)件成形新技術(shù)。

激光增材制造技術(shù)是20世紀90年代發(fā)展起來的一類形性控制一體化制備技術(shù), 通過使用高能激光束作為熱源熔化原材料, 在快速實現(xiàn)復雜結(jié)構(gòu)樣件精確成形的同時, 實現(xiàn)構(gòu)件的高性能[14-20]。激光增材制造技術(shù)最初僅應用于低熔點金屬材料的制備, 隨著成形工藝及裝備的不斷發(fā)展和優(yōu)化, 目前應用范圍已逐漸拓展到高溫難熔材料的一步近凈成形, 為高性能氧化物共晶陶瓷的制備提供了新的技術(shù)途徑。

本文從工作原理、成形特點、技術(shù)分類等方面概述了基于熔體生長的激光增材制造技術(shù), 綜述了該技術(shù)在超高溫氧化物共晶陶瓷制備領(lǐng)域的研究現(xiàn)狀和面臨的主要技術(shù)難題, 重點介紹了激光增材制造氧化物共晶陶瓷在激光成形工藝、凝固缺陷控制、凝固組織演化、力學性能等方面的研究進展, 并對本領(lǐng)域未來的重點發(fā)展方向進行了展望。

1 激光增材制造技術(shù)概述

1.1 激光增材制造工作原理

激光增材制造技術(shù)是一類以CAD模型為基礎, 以高能激光束作為熱源, 采用點–線–面–體的增維方式逐層制備三維實體零件的新型快速成形技術(shù)。激光增材制造技術(shù)的工藝流程如下: 首先, 在計算機上設計并構(gòu)建目標零件的CAD三維模型; 其次, 沿高度方向?qū)⒛Ｐ颓衅謱? 離散為一系列包含輪廓位置信息的二維平面; 隨后, 按照一定的策略生成各二維平面的掃描路徑并轉(zhuǎn)換成數(shù)控代碼; 最后, 通過數(shù)控系統(tǒng)控制激光熱源按預設的掃描路徑逐點掃描來熔凝原材料粉末以形成沉積層, 如此循環(huán)往復逐層堆積, 制備構(gòu)建三維實體零件。

1.2 激光增材制造技術(shù)的特點

與傳統(tǒng)的等材及減材制造技術(shù)相比, 基于離散–堆積成形理念的激光增材制造技術(shù)表現(xiàn)出以下鮮明的加工特點[21-27]:

1)高度柔性化。由于擺脫了模具、夾具等專用工具對成形過程的限制, 在成形系統(tǒng)等硬件設施基本保持不變的情況下, 通過修改計算機CAD模型即可實現(xiàn)多品種、多批量零件加工的快速轉(zhuǎn)換。

2)生產(chǎn)周期短程化。整個制備過程簡化為CAD模型設計與處理、實體樣件的逐層近凈加工成形兩步。與傳統(tǒng)加工技術(shù)相比, 省去了模具設計與加工、后續(xù)機械加工等工序, 極大地縮短了產(chǎn)品的制備周期。

3)數(shù)字化與智能化。零件的CAD模型設計、切片分層和打印工藝設計均在計算機上完成, 并在計算機的控制下進行實體零件的加工過程, 真正在制造領(lǐng)域?qū)崿F(xiàn)了數(shù)字化、智能化與自動化。

4)個性化與靈活化?；诩す庠霾闹圃旒夹g(shù)逐點加工的特點, 能夠根據(jù)產(chǎn)品的實際應用需要對其各部分的成分及結(jié)構(gòu)進行個性化的設計, 從而實現(xiàn)零件各部分材質(zhì)和性能的最佳搭配。此外, 為保證無限豐富的個性化設計產(chǎn)品的順利加工, 能夠自主靈活添加配套輔助設備。

5)尺寸無限制與結(jié)構(gòu)復雜化。激光增材制造技術(shù)突破了產(chǎn)品尺寸及結(jié)構(gòu)形態(tài)的約束, 小至毫米量級、大至數(shù)米以上的樣件加工均能實現(xiàn)。除了可以進行簡單形狀樣件的加工外, 還可以制備傳統(tǒng)制造工藝無法加工或難以加工的空心結(jié)構(gòu)、點陣結(jié)構(gòu)、異質(zhì)材料結(jié)構(gòu)和功能梯度結(jié)構(gòu)。

基于以上獨特優(yōu)勢, 激光增材制造技術(shù)推動制造業(yè)由單品種、大批量、長周期向多品種、小批量、短周期的方向發(fā)展, 材料加工技術(shù)向短流程、低消耗、高柔性、成形與成性控制一體化方向發(fā)展。激光增材制造技術(shù)幾乎具備了新型材料加工技術(shù)所要求的所有特征, 是一項具有革命性和顛覆性意義的先進制造技術(shù), 已被世界各大科技強國作為高端裝備制造關(guān)鍵核心技術(shù)以及未來產(chǎn)業(yè)發(fā)展新的增長點加以重點培育和支持[28]。

1.3 激光增材制造技術(shù)的分類

根據(jù)成形工藝的差別, 激光增材制造技術(shù)分為選擇性激光熔化(Selective laser melting, SLM)和激光定向能量沉積(Laser directed energy deposition, LDED)兩種, 加工原理示意圖如圖1所示[28]。

SLM是一種以激光熔凝粉床為特色的快速成形技術(shù)。在激光加工之前, 首先在基板或已沉積層表面鋪設一定厚度的粉床, 隨后激光按預設的掃描路徑有選擇地熔化粉床, 待凝固后形成新的沉積層。如此循環(huán)往復, 直至獲得目標零件。SLM是一個鋪粉與激光加工交替進行的過程, 激光束的移動通過掃描振鏡調(diào)控, 光斑直徑小, 能量密度大, 所得樣件尺寸精度高, 但樣件的成形速率較慢, 適合小、中型尺寸樣件的近凈成形加工。LDED是一種以同軸送粉為特色的快速成形技術(shù)。在加工過程中, 激光按預設的掃描路徑熔化基板或已沉積層形成熔池后, 原材料粉末被同時送入熔池熔化, 凝固后形成沉積層, 如此逐層疊加直至獲得目標零件。LDED是一個連續(xù)激光加工的過程, 通過控制激光-粉末同軸噴頭實現(xiàn)激光束的移動, 光斑直徑較大, 能量密度較低, 所得試樣的尺寸精度較差, 但樣件的成形速率快, 適合大尺寸樣件的加工。SLM與LDED的工藝特點對比如表1所示。

(a) Selective laser melting; (b) Laser directed energy deposition

2 激光增材制造氧化物共晶陶瓷研究進展

2011年, 本團隊在長期開展超高溫氧化物共晶陶瓷定向凝固成形研究的基礎上, 針對共晶陶瓷領(lǐng)域發(fā)展面臨的瓶頸并結(jié)合金屬激光增材制造技術(shù)原理, 率先提出將激光增材制造技術(shù)應用到超高溫氧化物共晶陶瓷制備上的設想, 并初步證實了該設想的可行性。采用LDED技術(shù)成功制備了表面光滑、近全致密的片狀及棒狀Al2O3/YAG共晶陶瓷試樣, 引領(lǐng)了激光增材制造氧化物共晶陶瓷的研究熱潮[29]。2013年, 德國弗勞恩霍夫激光技術(shù)研究所采用SLM技術(shù)制備了近全致密的Al2O3/ZrO2共晶陶瓷柱狀試樣, 并獲得了牙齒支架模型[30]。2015年開始, 大連理工大學吳東江等[31-43]陸續(xù)開展了LDED制備Al2O3/ZrO2共晶陶瓷的研究工作, 制備了高致密的壁狀、柱狀等樣件。2018年, 湖南大學張屹等[44-45]考察了LDED制備Al2O3/ZrO2共晶陶瓷時的氣孔缺陷形成機制及控制方法。2019年, 澳大利亞昆士蘭大學Fan等[46-47]探究了LDED制備Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷的凝固行為及組織演化。在各國學者的共同努力下, 激光增材制造氧化物共晶陶瓷材料已涵蓋了Al2O3/YAG、Al2O3/ZrO2、Al2O3/YAG/ZrO2、Al2O3/GAP/ZrO2等多個體系。

2.1 激光增材制造氧化物共晶陶瓷的難點

評判特定成形技術(shù)是否適用于加工某類材料的關(guān)鍵標準是該技術(shù)能否按照預設的方案順利、高質(zhì)量地完成對目標材料樣件的制備。目前, 激光增材制造技術(shù)難以制備大尺寸、復雜形狀的氧化物共晶陶瓷樣件, 難點主要集中在兩方面: 原材料粉末特性及凝固缺陷控制。

激光增材制造技術(shù)以粉末作為原材料, 粉末特性直接影響加工過程的穩(wěn)定性及沉積試樣的成形質(zhì)量。為保證原材料供給及熔凝過程的均勻穩(wěn)定, 粉末顆粒要具有良好的流動性以及高的致密性。為此, 金屬增材制造領(lǐng)域開發(fā)了氣霧化等技術(shù)來制備高質(zhì)量球形金屬粉末, 目前已實現(xiàn)了產(chǎn)業(yè)化應用。霧化技術(shù)的原理是利用高壓氣流等外力將連續(xù)金屬熔體破碎成細小的液滴, 經(jīng)快速冷凝后獲得球形粉末。球形形貌保證了粉末的流動性, 液固相變保證了所得粉末的致密性。

與金屬增材制造相比, 陶瓷材料激光增材制造研究起步相對較晚, 目前尚未有成熟的滿足激光增材制造的高質(zhì)量球形陶瓷粉末制備工藝。此外, 陶瓷材料熔點高、熔體粘度大的特點為開發(fā)基于液固相變的陶瓷形貌改性工藝帶來了極大的挑戰(zhàn)。目前, 激光增材制造陶瓷研究使用的原材料多為基于離心噴霧干燥技術(shù)改性的球形陶瓷粉末。與金屬材料的氣霧化技術(shù)不同, 采用離心噴霧干燥技術(shù)處理陶瓷材料的過程中并沒有發(fā)生液固相變。離心噴霧干燥技術(shù)的工作原理是: 向陶瓷粉末中加入去離子水等液體, 將粉末制成均勻的料漿; 利用高速旋轉(zhuǎn)的噴頭將料漿離散成細小的液滴; 液滴進入充斥著高溫氣體的干燥塔后, 液滴中的水分被瞬間蒸發(fā), 留下保持液滴形狀的球形粉末。該工藝制備的球形陶瓷粉末強度低、致密性差。低強度球形粉末的形貌在輸送過程中易被破壞, 造成粉末流動性變差, 影響成形過程粉末供給的均勻性。致密性差的粉末經(jīng)熔凝后會發(fā)生較大的收縮, 造成不同沉積層間原料補給量及激光能量輸入量的差異。此外, 粉末夾帶的空氣會成為快速熔凝過程中形成氣孔缺陷的主要源頭。因此, 原材料陶瓷粉末的特性為激光增材制造研究帶來了極大的困擾。

表1 SLM與LDED技術(shù)特點對比[28]

需要指出的是, 激光增材制造是一個局部急熱驟冷且逐點快速循環(huán)往復掃描的過程, 在基板及已沉積層內(nèi)形成復雜分布的溫度場, 進而產(chǎn)生大的熱應力[48-50]。高的熱應力是激光增材制造技術(shù)的一個顯著特征, 如何調(diào)控熱應力是提升激光增材制造陶瓷材料成形質(zhì)量和降低缺陷的關(guān)鍵[51-61]。對于脆性陶瓷材料而言, 試樣中存在的應力極易誘發(fā)裂紋甚至造成試樣開裂, 導致成形失敗[30,62-66]。此外, 原材料粉末中包含的空氣極易在快速熔凝過程中誘發(fā)氣孔缺陷[38,43,67]。氣孔不僅會影響逐層制備過程中熔池的穩(wěn)定性, 而且易導致成形試樣的性能惡化。因此, 控制裂紋、氣孔等凝固缺陷是影響激光增材制造氧化物共晶陶瓷成形及成性的關(guān)鍵所在, 是本領(lǐng)域當前研究的重點和難點。

2.2 成形工藝及缺陷控制

研究者在激光增材制造氧化物共晶陶瓷研究過程中, 采取了多種手段來優(yōu)化成形工藝。共晶陶瓷成形至少需要兩種陶瓷組元參與, 各組元陶瓷粉末按相圖共晶點成分比例混合均勻。部分研究者利用高能球磨工藝將各組元球形陶瓷粉末按共晶比例充分混勻[44,47], 但在機械混勻的過程中易破壞粉末形貌, 影響流動性。大連理工大學吳東江團隊[39]將各組元球形陶瓷粉末分別放置于不同的送粉桶內(nèi), 如圖2所示, 通過獨立控制各桶內(nèi)組元的送粉速率, 使它們按共晶比例分別由各送粉桶送出。該工藝未對球形粉末產(chǎn)生機械破壞, 保證了粉末的流動性, 但各組元粉末密度等特性的差異導致混合比例及均勻性存在不確定性。

本團隊結(jié)合球磨及離心噴霧干燥技術(shù)自主開發(fā)了適于激光增材制造氧化物共晶陶瓷研究的共晶組分氧化物陶瓷球形粉末制備工藝[67-70]。首先, 利用行星式球磨機將按共晶配比稱量的各組元陶瓷粉末充分混勻。隨后, 利用離心噴霧干燥技術(shù)對混勻的陶瓷粉末進行形貌改性。離心噴霧干燥技術(shù)原理示意圖如圖3(a)所示, 粉末改性前后的形貌對比如圖3(b, c)所示。小尺寸、易團聚的非規(guī)則粉末被改性為粒徑10～50 μm的近球形粉末, 粒徑分布如圖3(d)所示。通過采用LDED用送粉裝置測試粉末的送給質(zhì)量, 發(fā)現(xiàn)粉末可從噴頭處均勻穩(wěn)定地送出, 滿足激光增材制造實驗的要求[68]。該粉末制備工藝既保證了各組元陶瓷粉末能按共晶比例充分混合又保證了粉末的流動性。

在進行激光增材制造成形時, 為了盡可能地減少原材料粉末對成形過程的影響, 通常將粉末預先放在烘箱內(nèi)充分烘干[31,43-44,47,68]。為抑制裂紋的形成, 研究者們采取了多種有效手段對成形過程進行干預。德國弗勞恩霍夫激光技術(shù)研究所的Wilkes等[30]采用SLM工藝制備Al2O3/ZrO2共晶陶瓷時, 利用CO2激光束持續(xù)預熱成形區(qū)域的粉床, 預熱溫度可達1700 ℃, 有效抑制了裂紋。Yan等[37]采用LDED工藝制備Al2O3/ZrO2共晶陶瓷時引入了超聲輔助設備。研究發(fā)現(xiàn), 隨著超聲功率增大, 裂紋數(shù)量顯著減少, 長度明顯縮短。Wu等[38]通過添加SiC顆粒來抑制裂紋的形成與擴展, 研究發(fā)現(xiàn), 當添加質(zhì)量分數(shù)為25%的SiC顆粒后, 裂紋數(shù)量減少93%, 最大裂紋的長度縮短92%。此外, 優(yōu)化工藝參數(shù)也能達到抑制裂紋的目的。作者在研究時發(fā)現(xiàn), 增大掃描速率可以有效抑制裂紋的形成[67]; 裂紋是在逐層疊加制備過程中逐步萌生并擴展的, 通過縮短掃描長度能夠有效延緩裂紋的形成進程[68]。當掃描長度為15 mm時, 沉積100層在試樣底部發(fā)現(xiàn)裂紋; 當掃描長度為10 mm時, 沉積600層開始出現(xiàn)裂紋并逐步擴展; 當掃描長度縮短至4 mm時, 沉積1000層后仍未發(fā)現(xiàn)裂紋形成, 如圖4所示。

圖2 獨立控制各陶瓷組元輸送的LDED成形工藝[39]

圖3 球形陶瓷粉末制備工藝及其特性[68]

(a) Schematic diagram of centrifugal spray drying method; (b) Morphology of the initial ceramic powders; (c) Morphology of the modified ceramic powders; (d) Particle size distribution of the modified ceramic powders; (e) Powder feeding test

在盡可能減少熔凝過程中氣體來源的情況下, 提升氣泡在熔體中的逸出速率是抑制氣孔形成的關(guān)鍵。Yan等[43]研究了添加超聲輔助對氣孔形成的影響。研究發(fā)現(xiàn), 超聲振動通過促進熔池流動和降低熔體粘度, 提升了氣泡的上浮速率, 抑制了氣孔的形成。在超聲功率為180 W時, 試樣內(nèi)的氣孔率被控制在～0.1%。超聲前后試樣內(nèi)的氣孔情況如圖5所示。

Wu等[38]研究發(fā)現(xiàn), 加入SiC顆粒能有效降低試樣的氣孔率, 當添加質(zhì)量分數(shù)25%的SiC顆粒后, 試樣的氣孔率由之前的11.71%降低到0.20%。他們認為, 加入SiC顆粒增強了粉體對YAG激光的吸收率, 提高了熔池溫度, 降低了熔體粘度, 進而促進了氣泡上浮。此外, SiC顆粒在加工過程中并沒有被熔化, 硬質(zhì)顆粒能促進熔池的擾動和對流, 有利于氣泡逸出。另外, 作者在研究中發(fā)現(xiàn), 外部成形環(huán)境對氣孔的形成有很大影響。使用相同的工藝參數(shù), 分別在大氣氛圍、氧含量>200 μg/L的氬氣氛圍以及氧含量<50 μg/L的氬氣氛圍下制備Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷試樣, 如圖6所示。研究發(fā)現(xiàn), 在大氣氛圍下制備的試樣表面凹凸不平, 含有大量的大氣泡導致的鼓包。在氬氣保護下, 試樣的成形質(zhì)量得到明顯改善, 氧含量>200 μg/L時, 在試樣內(nèi)部依然能觀察到氣孔, 將氧含量控制在50 μg/L以下, 氣孔得到有效抑制。相關(guān)研究表明, 降低外部環(huán)境的氧分壓能夠促進熔體中氣泡逸出, 進而抑制氣孔[71-72]。

圖4 掃描長度對裂紋形成的影響[68]

(a, b) 15 mm; (c) 10 mm; (d) 4 mm

圖5 超聲振動對氣孔的影響[43]

(a) Sample sections before ultrasonic addition; (b) Sample sections after ultrasonic addition

激光增材制造氧化物共晶陶瓷經(jīng)過近十年的研究發(fā)展, 在眾多科研工作者的共同努力下, 已取得了可喜的成果。通過優(yōu)化工藝及抑制缺陷, 制備出了表面光滑且近全致密的壁狀、棒狀等多種形狀的高質(zhì)量共晶陶瓷, 并獲得了其它傳統(tǒng)熔體生長技術(shù)難以制備的異形共晶陶瓷樣件。采用激光增材制造技術(shù)制備的具有代表性的氧化物共晶復合陶瓷如圖7所示[30,43,70]。

2.3 凝固組織演變及調(diào)控

激光增材制造技術(shù)逐層增維制備的成形特點使所得共晶陶瓷表現(xiàn)出與定向凝固試樣不同的凝固組織特征。研究發(fā)現(xiàn), 沿逐層堆積方向易形成周期性的帶狀組織粗大區(qū)[33,47,68], 如圖8所示。相鄰條帶之間的距離近似為單個沉積層的厚度。帶狀區(qū)的組織尺寸是其他區(qū)域的5倍以上, 嚴重影響了試樣整體的組織均勻性。作者通過激光區(qū)熔具有不同量級組織尺寸的共晶陶瓷試樣, 闡明了帶狀結(jié)構(gòu)的形成機制: 緊鄰熔池的超細化組織受熱發(fā)生異常粗化[68]。通過調(diào)控熔池向沉積層的導熱量可以減小帶狀結(jié)構(gòu)的尺寸。已有研究表明, 通過采取提高掃描速率降低熔池溫度[68]以及使用超聲輔助設備促進熔池散熱[37]的方式均可以減小帶狀結(jié)構(gòu)的尺寸。

圖6 不同成形環(huán)境下制備的Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷試樣

(a) Atmospheric atmosphere; (b) Ar atmosphere with oxygen content >200 μg/L; (c) Ar atmosphere with oxygen content <50 μg/L

圖7 采用激光增材制造技術(shù)制備的氧化物共晶陶瓷試樣

(a) SLM-processed Al2O3/ZrO2eutectic ceramic with shape of framework for a dental restoration[30]; (b) LDED-processed Al2O3/ZrO2eutectic ceramics with various shapes[43]; (c) LDED-processed Al2O3/GAP/ZrO2eutectic ceramic rod[70]

由帶狀結(jié)構(gòu)的形成機制可知, 帶狀結(jié)構(gòu)上沿是相鄰沉積層的結(jié)合區(qū)。通過考察帶狀區(qū)附近的凝固組織特征, 能夠探究共晶陶瓷在逐層凝固時組織的演化規(guī)律。圖9給出了LDED制備的Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷帶狀區(qū)附近的凝固組織特征[68]。在逐層疊加制備過程中, 頂部沉積層部分區(qū)熔形成熔池。緊鄰熔池的沉積層組織在受熱作用下通過組織合并等方式發(fā)生粗化, 形成帶狀區(qū), 如圖9(c)所示。熔池以帶狀區(qū)作為基底凝固, 帶狀區(qū)上沿為熔池凝固初期的固–液界面, 表現(xiàn)為胞狀界面形貌, 如圖9(b)所示。由于固–液界面失穩(wěn), 在凝固初期形成了初生相與共晶結(jié)構(gòu)共存的過渡區(qū)。此外, 在層間結(jié)合區(qū)觀察到組織分叉現(xiàn)象, 表現(xiàn)出外延生長的特征, 如圖9(d)所示。

氧化物陶瓷通常具有較高的熔化熵, 在凝固時呈現(xiàn)小平面生長特性。小平面–小平面共晶在耦合生長時, 各相均具有強烈的各向異性生長特征, 導致共晶組織在形態(tài)學上通常呈非規(guī)則生長形貌[73-76]。圖10所示為LDED制備的Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷沉積層內(nèi)的凝固組織[47]。激光增材制造溫度梯度高、冷卻速度快, 是一個局部瞬態(tài)非平衡凝固過程,固液界面極易失穩(wěn), 導致沉積試樣呈共晶胞結(jié)構(gòu), 如圖10(a)所示。胞內(nèi)組織細小, 達到微納米尺度。共晶各相相互纏結(jié), 呈非規(guī)則的“象形文字”共晶結(jié)構(gòu)。利用同軸透射菊池衍射技術(shù)(Transmission kikuchi diffraction, TKD)表征了共晶陶瓷的晶體取向關(guān)系, 發(fā)現(xiàn)共晶各相在局部范圍內(nèi)呈單晶生長, Al2O3相沿[0001]方向生長, YAG及ZrO2相均沿[001]方向生長。激光增材制造Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷的取向關(guān)系為[0001]Al2O3//[001]YAG//[001]ZrO2。

圖8 激光增材制造氧化物共晶陶瓷沿堆積方向的微觀組織特征[68]

(a) Periodic banded structure; (b) Magnified image of the banded structure

圖9 LDED制備的Al2O3/GAP/ZrO2共晶陶瓷帶狀區(qū)附近的凝固組織特征[68]

(a) Banded structure; (b) Microstructure characteristic of the banded structure; (c) Microstructure at the lower boundary of the banded structure; (d) Microstructure at the upper boundary of the banded structure

共晶組織特征除了與材料本身的特性有關(guān)外, 還受外部凝固條件的影響。在同一沉積層內(nèi), 由試樣中心到邊緣, 凝固速率增大, 組織尺寸逐步細化, 并發(fā)生了由非規(guī)則共晶向規(guī)則共晶的轉(zhuǎn)變[46]。Yan等[35]在利用LDED制備Al2O3/ZrO2共晶陶瓷時, 通過使用超聲設備調(diào)控熔池的凝固環(huán)境并均勻溫度場, 使組織均勻性得到明顯改善, 并將共晶間距細化到60～70 nm。Wu等[41]在利用LDED制備Al2O3/YAG共晶陶瓷時, 利用循環(huán)水冷卻基板來改變?nèi)鄢氐哪汰h(huán)境, 使共晶間距由0.96 μm減小到0.21 μm。

2.4 力學性能

受限于大尺寸、高質(zhì)量共晶陶瓷成形的困難性, 目前報道的關(guān)于激光增材制造氧化物共晶陶瓷的性能測試主要是硬度和斷裂韌性。表2統(tǒng)計了相同材料體系的最優(yōu)性能, 并與報道的同成分定向凝固試樣的最優(yōu)性能進行比較。結(jié)果表明, 激光增材制造氧化物共晶陶瓷的硬度和斷裂韌性與傳統(tǒng)定向凝固試樣的相關(guān)性能處于同一水平, 進一步證明了激光增材制造氧化物共晶陶瓷的可行性。

高硬度、低韌性是氧化物共晶陶瓷的本征特點, 是制約大尺寸、復雜形狀共晶陶瓷樣件制備的關(guān)鍵。為了優(yōu)化激光增材制造氧化物共晶陶瓷的可加工性,研究人員通過采取細化組織、添加硬質(zhì)相等措施開展了陶瓷增韌的研究工作。Wu等[41]通過水冷基板細化組織將LDED制備的Al2O3/YAG共晶陶瓷的斷裂韌性由5.40 MPa·m1/2增加到5.86 MPa·m1/2, 提升了8.5%。Yan等[33, 42]通過采取超聲輔助和添加C纖維的方式將LDED制備的Al2O3/ZrO2共晶陶瓷共晶間距由～130 nm細化到～50 nm。在組織細化和纖維增韌的共同作用下, 將斷裂韌性由6.52 MPa·m1/2增加到8.70 MPa·m1/2, 提升了33.4%。結(jié)果表明, 采取細化組織、添加硬質(zhì)相等措施有效提高了共晶陶瓷的斷裂韌性, 但并未取得質(zhì)變的效果, 共晶陶瓷的韌性依然處于較低水平。

圖10 LDED制備的Al2O3/YAG/ZrO2共晶陶瓷沉積層內(nèi)的凝固組織特征[47]

(a) Eutectic colony structure; (b) Microstructure inside the colony; (c-e) TKD (Transmission kikuchi diffraction) orientation maps of the phases of Al2O3, YAG and ZrO2, respectively; (f) Pole figures of Al2O3, YAG and ZrO2, corresponding to (c-e), respectively

圖11 LDED制備的Al2O3/YAG共晶陶瓷各相在熔池凝固過程中的生長方向演變[46]

(a) EBSD orientation maps of Al2O3and YAG in bottom zone of the molten pool; (b) Orientation variations of Al2O3and YAG along the height direction of the molten pool

表2 激光增材制造與定向凝固共晶陶瓷性能對比

3 結(jié)束語

陶瓷材料增材制造已成為先進陶瓷制造領(lǐng)域最具發(fā)展?jié)摿Φ闹匾较颉ａ槍Τ邷匮趸锕簿沾? 國內(nèi)外學者在激光增材制造裝備、成形工藝、缺陷控制、組織調(diào)控等方面近年來已取得了系列卓有成效的進展。面向航空航天裝備大型化、復雜化和高性能化的迫切需求, 如何利用激光增材制造技術(shù)高度柔性化和近凈成形的特點, 一步近凈制備出兼顧大尺寸、復雜形狀、組織超細化的氧化物共晶陶瓷是推進材料工程化應用亟需突破的關(guān)鍵瓶頸。為實現(xiàn)這一目標, 迫切需要從以下幾個方面重點開展研究:

1)開發(fā)適于激光增材制造的專用高質(zhì)量共晶陶瓷球形粉末及制備技術(shù)。目前商售的陶瓷粉末球形度低, 易團聚, 同時陶瓷粉末高熔點的特性使得傳統(tǒng)氣霧化技術(shù)難以制備。基于液固相變, 迫切需要利用激光高能加熱或感應熔煉輔助氣霧化等技術(shù), 探明粉末的凝固特性和流動特性, 發(fā)展激光增材制造用高致密、低缺陷的共晶陶瓷球形粉末及其制備技術(shù)。

2)探索激光增材制造凝固缺陷形成機制及組織均細化調(diào)控技術(shù)。裂紋、氣孔等凝固缺陷是制約共晶陶瓷激光增材制造成形質(zhì)量和性能的關(guān)鍵。目前的缺陷調(diào)控方法在制備小尺寸、簡單形狀樣品方面已取得了較好的效果, 但在制備大尺寸、復雜形狀樣件時仍具有一定的局限性。迫切需要探明氣孔、裂紋等凝固缺陷在激光循環(huán)加熱局部瞬態(tài)非平衡凝固過程中的形成、運動及演化規(guī)律, 闡明激光快速逐點逐層熔凝過程中的溫度場和應力場分布, 建立激光增材制造大尺寸復雜結(jié)構(gòu)共晶陶瓷的凝固缺陷和組織均細化調(diào)控技術(shù)。

3)發(fā)展激光增材制造多元復相共晶陶瓷的強韌化技術(shù)。目前采用的共晶陶瓷增韌方法已取得了一定的增韌效果, 但面向動載件應用仍有一定的差距。迫切需要基于界面工程理念, 進一步優(yōu)化共晶成分體系和成形工藝, 通過引入微納米顆粒、纖維或高熔點金屬韌性相, 發(fā)展多元復相共晶陶瓷界面調(diào)控和微結(jié)構(gòu)設計技術(shù), 大幅提升共晶陶瓷的韌性, 推動和擴大共晶陶瓷激光增材制造工程化應用。

[1] JAMES C W, EDGAR A S. Progress in structural materials for aerospace systems., 2003, 51(19): 5775–5799.

[2] WAKU Y, SAKUMA T. Dislocation mechanism of deformation and strength of Al2O3-YAG single crystal composites at high temperatures above 1500 ℃., 2000, 20(10): 1453–1458.

[3] PASTOR J Y, MARTIN A, MOLINA-ALDAREGUIA J M,Superplastic deformation of directionally solidified nanofibrillar Al2O3-Y3Al5O12-ZrO2eutectics., 2013, 33(13/14): 2579–2586.

[4] OCHIAI S, UEDA T, SATO K,Deformation and fracture behavior of an Al2O3/YAG composite from room temperature to 2023 K., 2001, 61(14): 2117–2128.

[5] WAKU Y, NAKAGAWA N, WAKAMOTO T,A ductile ceramic eutectic composite with high strength at 1873 K., 1997, 389(6646): 49–52.

[6] LLORCA J, ORERA V M. Directionally solidified eutectic ceramic oxides., 2006, 51(6): 711–809.

[7] WANG X, ZHANG W, ZHONG Y J,Introduction of low strain energy GdAlO3grain boundaries into directionally solidified Al2O3/GdAlO3eutectics., 2021, 221: 117355.

[8] MA W D, ZHANG J, SU H J,Phase growth patterns for Al2O3/GdAlO3eutectics over wide ranges of compositions and solidification rates., 2021, 65: 89–98.

[9] SU H J, LIU Y, REN Q,Distribution control and formation mechanism of gas inclusions in directionally solidified Al2O3-Er3Al5O12-ZrO2ternary eutectic ceramic by laser floating zone melting., 2021, 66: 21–27.

[10] SUN L C, ZHOU C, DU T F,Directionally solidified Al2O3/Er3Al5O12and Al2O3/Yb3Al5O12eutectic ceramics prepared by optical floating zone melting., 2021, 36(6): 652–658.

[11] NAKAGAWA N, OHSSUBO H, MITANI A,High temperature strength and thermal stability for melt growth com-posite., 2005, 25(8): 1251–1257.

[12] NAKAGAWA N, OHSSUBO H, WAKU Y,Thermal emission properties of Al2O3/Er3Al5O12eutectic ceramics., 2005, 25(8): 1285–1291.

[13] OTSUKA A, WAKU Y, TANAKA R. Corrosion of a unidir-ectionally solidified Al2O3/YAG eutectic composite in a combu-stion environment., 2005, 25(8): 1269–1274.

[14] ZHANG F Y, GAO P P, TAN H,Tailoring grain morphology in Ti-6Al-3Mo through heterogeneous nucleation in directed energy deposition., 2021, 88: 132–142.

[15] CHAKRABORTY A, TANGESTANI R, BATMAZ R,In-process failure analysis of thin-wall structures made by laser powder bed fusion additive manufacturing., 2022, 98: 233–243.

[16] KIM Y K, KIM M C, LEE K A. 1.45 GPa ultrastrong cryogenic strength with superior impact toughness in thenano oxide reinforced CrMnFeCoNi high-entropy alloy matrix nanocomposite manufactured by laser powder bed fusion., 2022, 97: 10–19.

[17] XING L L, ZHAO C C, CHEN H,Microstructure of a Ti-50wt% Ta alloy producedlaser powder bed fusion., 2020, 33(7): 981–990.

[18] EBRAHIMNIA M, XIE Y J, CHI C T. Effect of laser power and deposition environment on the microstructure and properties of direct laser metal-deposited 12CrNi2 steel., 2020, 33(4): 528–538.

[19] YU C F, ZHONG Y, ZHANG P,Effect of build direction on fatigue performance of L-PBF 316L stainless steel., 2020, 33(4): 539–550.

[20] WANG X, Lü F, SHEN L D,Influence of island scanning strategy on microstructures and mechanical properties of direct laser-deposited Ti-6Al-4V structures., 2019, 32(9): 1173–1180.

[21] SHEN Z L, SU H J, LIU H F,Research progress on laser additive manufacturing technology and its defect control for ultra-high temperature oxide ceramics., 2021, 38(3): 668–679.

[22] GU D D, ZHANG H M, CHEN H Y,Laser additive manufacturing of high-performance metallic aerospace compo-nents., 2020, 47(5): 32–55.

[23] SU H J, WEI K C, GUO W,New development of laser rapid forming and its application in high performance materials proce-ssing., 2013, 23(6): 1567–1574.

[24] LAKHDAR Y, TUCK C, BINNER J,Additive manuf-acturing of advanced ceramic materials., 2021, 116: 100736.

[25] CHEN Z W, LI Z Y, LI J J,3D printing of ceramics: a review., 2019, 39(4): 661–687.

[26] TAMEZ M B A, TAHA I. A review of additive manufacturing technologies and markets for thermosetting resins and their potential for carbon fiber integration., 2021, 37: 101748.

[27] SUN C, WANG Y, MCMURTREY M D,Additive manufa-cturing for energy: a review., 2021, 282: 116041.

[28] GU D D, SHI X Y, POPRAWE R,Material-structure- performance integrated laser-metal additive manufacturing., 2021, 372(6545): 932–947.

[29] SU H J, ZHANG J, LIU L,Rapid growth and formation mechanism of ultrafine structural oxide eutectic ceramics by laser direct forming., 2011, 99(22): 221913.

[30] WILKES J, HAGEDORN Y, MEINERS W,Additive man-ufacturing of ZrO2-Al2O3ceramic components by selective laser melting., 2013, 19(1): 51–57.

[31] NIU F Y, WU D J, MA G Y,Nanosized microstructure of Al2O3-ZrO2(Y2O3) eutectics fabricated by laser engineered net shaping., 2015, 95: 39–41.

[32] NIU F Y, WU D J, MA G Y,Rapid fabrication of eutectic ceramic structures by laser engineered net shaping., 2016, 42: 91–95.

[33] YAN S, WU D J, MA G Y,Formation mechanism and process optimization of nano Al2O3-ZrO2eutectic ceramiclaser engineered net shaping (LENS)., 2017,43(17): 14742–14747.

[34] MA G Y, YAN S, NIU F Y,Microstructure and mechanical properties of solid Al2O3-ZrO2(Y2O3) eutectics prepared by laser engineered net shaping., 2017, 29(2):022305.

[35] YAN S, WU D J, NIU F Y,Al2O3-ZrO2eutectic ceramicultrasonic-assisted laser engineered net shaping., 2017,43(17): 15905–15910.

[36] YAN S, WU D J, MA G Y,Nano-sized Al2O3-ZrO2eutectic ceramic structures prepared by ultrasonic-assisted laser engineered net shaping., 2018, 212: 8–11.

[37] YAN S, WU D J, NIU F Y,Effect of ultrasonic power on forming quality of nano-sized Al2O3-ZrO2eutectic ceramiclaser engineered net shaping (LENS)., 2018, 44(1): 1120–1126.

[38] WU D J, LU F, ZHAO D K,Effect of doping SiC particles on cracks and pores of Al2O3-ZrO2eutectic ceramics fabricated by directed laser deposition., 2019, 54(13): 9321–9330.

[39] WU D J, SAN J D, NIU F Y,Directed laser deposition of Al2O3-ZrO2melt-grown composite ceramics with multiple comp-osition ratios., 2020, 55(16): 6794–6809.

[40] WU D J, SAN J D, NIU F Y,Effect and mechanism of ZrO2doping on the cracking behavior of melt-grown Al2O3ceramics prepared by directed laser deposition., 2020, 17(1): 227–238.

[41] WU D J, LIU H C, LU F,Al2O3-YAG eutectic ceramic prepared by laser additive manufacturing with water-cooled subs-trate., 2019, 45(3): 4119–4122.

[42] YAN S, WU D J, HUANG Y F,C fiber toughening Al2O3-ZrO2eutecticultrasonic-assisted directed laser deposi-tion., 2019, 235: 228–231.

[43] YAN S, HUANG Y F, ZHAO D K,3D printing of nano- scale Al2O3-ZrO2eutectic ceramic: principle analysis and process optimization of pores., 2019, 28: 120–126.

[44] LI F Z, ZHANG X W, SUI C Y,Microstructure and mechanical properties of Al2O3-ZrO2ceramic deposited by laser direct material deposition., 2018, 44(15): 18960–18968.

[45] LI F Z, LIU Z W, LI B,Pore formation model for direct laser deposition of Al2O3-ZrO2ceramic., 2022, 42(1): 207–215.

[46] FAN Z Q, ZHAO Y T, TAN Q Y,New insights into the growth mechanism of 3D-printed Al2O3-Y3Al5O12binary eutectic composites., 2020, 178: 274–280.

[47] FAN Z Q, ZHAO Y T, TAN Q Y,Nanostructured Al2O3-YAG-ZrO2ternary eutectic components prepared by laser engineered net shaping., 2019, 170: 24–37.

[48] BARTLETT J L, LI X. An overview of residual stresses in metal powder bed fusion., 2019, 27: 131–149.

[49] FANG Z C, WU Z L, HUANG C G,Review on residual stress in selective laser melting additive manufacturing of alloy parts., 2020, 129:106283.

[50] ACEVEDO R, SEDLAK P, KOLMAN R,Residual stress analysis of additive manufacturing of metallic parts using ultrasonic waves: state of the art review., 2020, 9(4): 9457–9477.

[51] CHEN W, XU L Y, HAN Y D,Control of residual stress in metal additive manufacturing by low-temperature solid-state phase transformation: an experimental and numerical study., 2021, 42:102016.

[52] SONG X, FEIH S, ZHAI W,Advances in additive manufacturing process simulation: residual stresses and distortion predictions in complex metallic components., 2020, 193:108779.

[53] HA K, KIM T, BAEK G Y,Numerical study of the effect of progressive solidification on residual stress in single-bead-on-plate additive manufacturing., 2020, 34:101245.

[54] ROEHLING J D, SMITH W L, ROEHLING T T,Reducing residual stress by selective large-area diode surface heating during laser powder bed fusion additive manufacturing., 2019, 28: 228–235.

[55] HUANG H, MA N S, CHEN J,Toward large-scale simulation of residual stress and distortion in wire and arc additive manufacturing., 2020, 34:101248.

[56] ?IRIN T B, KAYNAK Y. Prediction of residual stress and distortion in laser powder bed fusion additive manufacturing process of Inconel 718 alloy., 2021, 99:330–335.

[57] SUN J M, HENSEL J, KOHLER M,Residual stress in wire and arc additively manufactured aluminum components., 2021, 65: 97–111.

[58] LI R S, WANG G L, ZHAO X S,Effect of path strategy on residual stress and distortion in laser and cold metal transfer hybrid additive manufacturing., 2021, 46: 102203.

[59] STRANTZA M, GANERIWALA R K, CLAUSEN B,Effect of the scanning strategy on the formation of residual stresses in additively manufactured Ti-6Al-4V., 2021, 45:102003.

[60] NADAMMAL N, MISHUROVA T, FRITSCH T,Critical role of scan strategies on the development of microstructure, texture, and residual stresses during laser powder bed fusion add-itive manufacturing., 2021, 38:101792.

[61] PROMOPPATUM P, UTHAISANGSUK V. Part scale estimation of residual stress development in laser powder bed fusion additive manufacturing of Inconel 718., 2021, 189:103528.

[62] LIU Q, DANLOS Y, SONG B,Effect of high-temperature preheating on the selective laser melting of yttria-stabilized zirc-onia ceramic., 2015, 222: 61–74.

[63] NIU F Y, WU D J, YAN S,Process optimization for suppressing cracks in laser engineered net shaping of Al2O3ceramics., 2017, 69(3): 557–562.

[64] ZHANG K, LIU T T, LIAO W H,Influence of laser parameters on the surface morphology of slurry-based Al2O3parts produced through selective laser melting., 2018, 24(2): 333–341.

[65] HU Y B, NING F D, CONG W L,Ultrasonic vibration- assisted laser engineering net shaping of ZrO2-Al2O3bulk parts: effects on crack suppression, microstructure, and mechanical prop-erties., 2018, 44(3): 2752–2760.

[66] ZHENG Y, ZHANG K, LIU T T,Cracks of alumina ceramics by selective laser melting., 2019, 45(1): 175–184.

[67] LIU H F, SU H J, SHEN Z L,Effect of scanning speed on the solidification process of Al2O3/GdAlO3/ZrO2eutectic ceramics in a single track by selective laser melting., 2019, 45(14): 17252–17257.

[68] LIU H F, SU H J, SHEN Z L,One-step additive manufac-turing and microstructure evolution of melt-grown Al2O3/GdAlO3/ZrO2eutectic ceramics by laser directed energy deposition., 2021, 41(6): 3547–3558.

[69] LIU H F, SU H J, SHEN Z L,Direct formation of Al2O3/GdAlO3/ZrO2ternary eutectic ceramics by selective laser melting: microstructure evolutions., 2018, 38(15): 5144–5152.

[70] LIU H F, SU H J, SHEN Z L,Preparation of large-size Al2O3/GdAlO3/ZrO2ternary eutectic ceramic rod by laser directed energy deposition and its microstructure homogenization mech-anism., 2021, 85: 218–223.

[71] TRIANTAFYLLIDIS D, LI L, STOTT F H. Mechanisms of porosity formation along the solid/liquid interface during laser melting of ceramics., 2003, 208: 458–462.

[72] OLIETE P B, PENA J I. Study of the gas inclusions in Al2O3/Y3Al5O12and Al2O3/Y3Al5O12/ZrO2eutectic fibers grown by laser floating zone., 2007, 304(2): 514–519.

[73] REN Q, SU H J, ZHANG J,Eutectic growth behavior with regular arrangement in the faceted Al2O3/Er3Al5O12irregular eutectic system at low growth rate., 2019, 162: 49–53.

[74] MA W D, ZHANG J, SU H J,Theoretical prediction and experimental comparison for eutectic growth of Al2O3/GdAlO3faceted eutectics., 2019, 39(13): 3837–3842.

[75] REN Q, SU H J, ZHANG J,Microstructure control, comp-etitive growth and precipitation rule in faceted Al2O3/Er3Al5O12eutecticcomposite ceramics prepared by laser floating zone melting., 2019, 39(5): 1900–1908.

[76] SU H J, REN Q, ZHANG J,Microstructures and mechanical properties of directionally solidified Al2O3/GdAlO3eutectic ceramic by laser floating zone melting with high temperature gradient., 2017, 37(4): 1617–1626.

[77] SU H J, ZHANG J, CUI C J,Rapid solidification behaviour of Al2O3/Y3Al5O12(YAG) binary eutectic ceramiccomp-osites., 2008, 479(1/2): 380–388.

[78] FAN G R, SU H J, ZHANG J,Microstructure and cytoto-xicity of Al2O3-ZrO2eutectic bioceramics with high mech-anical properties prepared by laser floating zone melting., 2018, 44(15): 17978–17985.

[79] SU H J, ZHANG J, CUI C J,Rapid solidification of Al2O3/Y3Al5O12/ZrO2eutecticcomposites by laser zone remelting., 2007, 307(2): 448–456.

[80] MAZEROLLES L, PIQUET N, TRICHET M,New micros-tructures in ceramic materials from the melt for high tempe-rature applications., 2008, 12(7): 499–505.

Research Progress on Ultrahigh Temperature Oxide Eutectic Ceramics by Laser Additive Manufacturing

LIU Haifang1,2, SU Haijun1,2, SHEN Zhonglin1, JIANG Hao1, ZHAO Di1, LIU Yuan1, ZHANG Jun1, LIU Lin1, FU Hengzhi1

(1. State Key Laboratory of Solidification Processing, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China; 2. Research & Development Institute of Northwestern Polytechnical University in Shenzhen, Shenzhen 518057, China)

Melt-grown oxide eutectic ceramics possess a large area of clean and firmly bonded phase interfaces through liquid-solid phase transformation, which makes them present excellent high-temperature properties such as strength retention, creep resistance, thermal stability, oxidation and corrosion resistance. As a result, directionally solidified oxide eutectic composite ceramics have been regarded as one of candidates for new generation of high temperature structural materials which can service above 1400 ℃in oxidation environment for a long period. In recent years, laser additive manufacturing based on melt growth has developed into the most promising technique for preparing ultrahigh-temperature oxide eutectic ceramics due to its unique advantage in one-step fabricating highly dense parts with large sample size and complex shape. In this paper, laser additive manufacturing technology was summarized in terms of forming principle, technical features and classification. The research status and the encountered technical problems in additively manufacturing melt-grown oxide eutectic ceramics were reviewed. Moreover, the research progress on laser additive manufacturing oxide eutectic ceramics was introduced from the aspects of laser forming process, solidification defect control, solidification microstructure evolution, and mechanical properties. Finally, the key bottlenecks of realizing engineering applications of the laser 3D-printed oxide eutectic ceramics were pointed out, and the future development directions of this field were prospected. The focus of the future work can be summarized into four points: developing high-quality spherical eutectic ceramic powders, preparing large-scale eutectic parts with complex shapes, accurate controlling solidification defects, as well as strengthening and toughening eutectic composites.

oxide eutectic ceramic; laser additive manufacturing; selective laser melting; laser directed energy deposition; review

TQ174

A

1000-324X(2022)03-0255-12

10.15541/jim20210608

2021-10-02;

2021-11-05;

2021-12-24

國家自然科學基金(51822405, 51472200, 52130204, 52174376); 深圳市科技創(chuàng)新委員會(JCYJ20180306171121424);陜西省科技創(chuàng)新團隊計劃(2021TD-17); 陜西省科技廳與西北工業(yè)大學聯(lián)合研究基金(2020GXLH-Z-024); 中央高?；A研究基金(D5000210902); 凝固技術(shù)國家重點實驗室研究基金(2019-QZ-02); 西北工業(yè)大學博士論文創(chuàng)新基金(CX2021056, CX2021066)

National Natural Science Foundation of China (51822405, 51472200, 52130204, 52174376); Science, Technology and Innovation Commission of Shenzhen Municipality (JCYJ20180306171121424); Science and Technology Innovation Team Plan of Shaanxi Province (2021TD-17); Joint Research Funds of the Department of Science & Technology of Shaanxi Province and NPU (2020GXLH-Z-024); Fundamental Research Funds for the Central Universities (D5000210902); Research Fund of the State Key Laboratory of Solidification Processing (NPU) (2019-QZ-02); Innovation Foundation for Doctor Dissertation of Northwestern Polytechnical University (CX2021056, CX2021066)

劉海方(1987–), 男, 博士研究生. E-mail: liuhaifang@mail.nwpu.edu.cn

LIU Haifang (1987–), male, PhD candidate. E-mail: liuhaifang@mail.nwpu.edu.cn

蘇海軍, 教授. E-mail: shjnpu@nwpu.edu.cn

SU Haijun, professor. E-mail: shjnpu@nwpu.edu.cn