分享：不锈钢颗粒增强合金复合材料的激光粉末床熔融制备工艺研究

SnBi合金具有低熔点、高相变稳定性和良好力学性能等特点，广泛应用于电子工业、安防、机器人及军工等领域[1]。然而，传统铸造工艺制备的SnBi合金中锡相与铋相往往粗大，导致成形件力学性能不理想[2]。为提升SnBi合金性能，研究人员尝试了多种方法。一类策略是合金化辅以特殊制备工艺。通过向SnBi合金中引入铜和锑元素，或添加微量银、铜、钴和镍等元素制备多元合金，均可提高合金的强度和服役可靠性[3-4]。这类方法的强化机制涉及固溶强化、弥散强化或沉淀强化等。另一类策略是引入与基体性质差异较大的第二相颗粒，如Al2O3[5]、石墨烯微片或Y2O3[6]，通过晶粒细化、弥散强化和载荷传递等机制提高SnBi合金的强度、塑性及抗蠕变能力。相较于合金化辅以特殊制备工艺的方法，第二相颗粒引入具有强化相种类和含量可调，可同时实现晶粒细化和载荷传递强化等优势，是目前改善SnBi合金性能的重要研究方向。目前，第二相颗粒增强SnBi合金复合材料多采用传统工艺成形，但受模具和压制方式限制，难以制备复杂结构件；同时，传统工艺的参数调控困难，制备过程稳定性较差，导致组织均匀性和成形质量仍不理想。

激光粉末床熔融（laser powder bed fusion，LPBF）作为一种典型的增材制造技术[7]，在复杂构件成形方面具有优势。其基本原理是将三维数字模型分层切片，通过控制激光逐层熔化粉末实现复杂构件成形。LPBF工艺的熔池尺寸小、冷却速率高，有利于获得均匀细晶和高致密性组织[8]，改善材料力学性能。采用LPBF技术制备颗粒增强SnBi合金复合材料有望突破传统工艺的成形限制。在LPBF快速凝固过程中，增强相与基体间的界面相容性直接影响界面结合强度[9]。研究[10]表明，铁和锡可原位生成FeSn2等金属间化合物，形成良好的界面结合，从而有效缓解LPBF过程中因异种材料物理性质差异大而引发的界面缺陷问题。相较于纯铁粉易氧化吸湿、储存稳定性差的不足，不锈钢粉末具有更优的抗氧化性和储存稳定性，可减少LPBF过程中由粉末氧化和吸湿引起的气孔、夹杂及熔池不稳定等缺陷，提高成形质量。然而，目前关于SnBi基复合材料的变形与断裂机制尚存争议[11]，且LPBF工艺参数较多、参数间交互作用复杂，各因素对性能的影响程度难以独立评判。

基于上述问题，作者采用响应面法中的中心复合试验设计法，结合回归分析，研究了激光功率、扫描速度、扫描间距及不锈钢颗粒含量对LPBF成形SnBi合金复合材料力学性能的影响规律，并分析了工艺参数、能量密度与增强相含量之间的交互作用，及其对显微组织、界面反应、变形及断裂机制的影响，以期为LPBF制备高性能SnBi基复合材料的工艺优化和组织调控提供理论依据。

试验原料包括：长沙天久材料有限公司提供的Sn58Bi合金粉末，粒径在20～50 μm；中航迈特公司提供的不锈钢粉末，粒径在1～15 μm，化学成分见表1。两种粉末均采用高压气体雾化法制备。将两种粉末置于混粉瓶中，采用POWTEQ型混粉机在转速20 r·min−1下混合4 h，其中混合粉末中不锈钢粉末的质量分数分别为5%和10%；将混合粉末置于真空烘干箱中，在真空度10−1 MPa及50 ℃条件下保温干燥4 h。采用Hitachi S-4800型扫描电子显微镜观察混合粉末的微观形貌，结果如图1所示。可见多数粉末颗粒呈近球形，小粒径不锈钢颗粒弥散分布于大粒径SnBi合金颗粒周围，少量卫星粉黏附于大颗粒表面。

图 1 混合粉末的微观形貌

采用南京航空航天大学研制的SLM-100B型LPBF设备成形不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料试样，成形试样尺寸为82 mm×14 mm×10 mm（长×宽×高）。成形过程在氩气保护下进行，环境温度为（30±5） ℃，基板不预热。采用标准栅格单向扫描策略，首层扫描角度为0°（平行于宽度方向，即y向），相邻层间扫描方向逆时针旋转67°，层厚方向为高度方向（z向），层厚为30 μm，光斑直径为0.06 mm。

以激光功率、扫描速度和扫描间距为关键工艺参数，以抗拉强度和断后伸长率为评价指标，系统研究工艺参数对复合材料力学性能的影响。采用中心复合设计法进行试验设计，在避免因极端参数导致搭接不良、裂纹、气孔等成形缺陷的前提下，确定各因素水平：激光功率PL分别为45，50，60，70，75 W；扫描速度v分别为400，600，1 000，1 400，1 600 mm·s−1；扫描间距h分别为0.035，0.040，0.050，0.060，0.065 mm。为避免试样的加工批次和顺序引入系统误差，实际成形顺序采用随机化处理。考虑到试验样本数量及力学性能响应与工艺参数间可能存在非线性关系，采用二次多项式经验模型描述试验参数区间内材料性能的变化趋势，并通过响应曲面云图展示模型的拟合结果。

在成形试样上加工出如图2所示的拉伸试样。在Instron 5985型电子万能试验机上进行室温拉伸试验，测试环境为静态空气，温度为（25±3） ℃。夹具夹持厚度为10 mm的试样两端，引伸计夹持在试样平行段。平行段标称长度为25 mm，为避开圆弧角，实际夹持标称长度为20 mm，拉伸速度为1.2 mm·min−1，经换算得到应变速率约为8×10−4 s−1。采用Zeiss Axio Observer型光学显微镜（OM）观察显微组织。采用JEOL JSM-7200F型场发射扫描电子显微镜（SEM）观察微观形貌，用附带的能谱仪（EDS）进行微区成分分析。采用 FEI Tecnai F30 型透射电子显微镜（TEM）表征基体与不锈钢颗粒界面的微观结构，其中：通过明场像观察界面形貌及结合状态；采用高分辨率透射电镜（HRTEM）观察微观结构；采用选区电子衍射分析界面反应产物的物相；利用附带的能谱仪（EDS）分析微区成分。

图 2 拉伸试样的形状与尺寸

由表2和表3可知，LPBF工艺参数与增强相颗粒含量均对复合材料的力学性能有显著影响。质量分数10%不锈钢颗粒增强复合材料的抗拉强度高于质量分数5%不锈钢颗粒增强复合材料，但断后伸长率明显下降，说明不锈钢颗粒的引入具有强化作用，同时会降低基体塑性。随着能量密度升高，不同含量不锈钢粉末增强复合材料的抗拉强度均呈升高趋势，而断后伸长率下降。在高能量密度区间，质量分数10%不锈钢颗粒增强复合材料的强度提升更为明显，但两种组分材料均表现出较低的断后伸长率；相比之下，在低能量密度区间，不同不锈钢颗粒含量下复合材料的强度差异较小，而塑性差异较大。这意味着不锈钢颗粒的强化效果依赖足够的热输入来激活界面反应，但过高热输入会加剧基体组织粗化和脆化。由此可见，激光功率、扫描速度、扫描间距和不锈钢颗粒含量之间并非彼此独立的简单作用，而是通过共同改变能量输入、熔池稳定性和界面反应程度，协同影响材料强度和塑性。

基于表2数据，采用第一类方差分析[12]检验各工艺参数对抗拉强度影响的显著性。由表4可知，第一类方差分析的显著性检验结果与因素的输入顺序有关。扫描速度（因素B）在分析时置于激光功率（因素A）之后，其P值大于0.05但小于0.1，说明在已包含激光功率效应的前提下，扫描速度对抗拉强度无显著的独立影响，但仍表现出一定的边缘显著性。由于第一类方差分析结果与因素输入顺序有关，激光功率可能分担了部分由扫描速度引起的强度变化，因此扫描速度的显著性在该输入顺序下有所减弱。激光功率和扫描间距（因素C）的P值均小于0.05，说明二者均对材料抗拉强度具有显著的独立影响。此外，交互项的P值均小于0.05，表明各工艺参数之间存在显著交互效应，三者对抗拉强度的耦合作用并非单因素效应的简单叠加。

基于3个工艺参数，建立抗拉强度的二次多项式经验回归模型，得到不同工艺参数组合下的抗拉强度云图。由图3可知，在试验参数区间内，提高激光功率、降低扫描速度或减小扫描间距均有助于提高强度。各因素存在复杂的交互作用：在两种不锈钢含量下，抗拉强度随工艺参数的变化趋势呈现明显差异，说明增强相含量会改变工艺参数的调控效果；对比激光功率50 W和70 W下的云图可知，高功率下扫描间距对强度的影响显著减弱，说明在高功率条件下，通过增大扫描间距提高成形效率不会对材料抗拉强度产生显著影响；从工艺鲁棒性角度考虑，适当提高激光功率后，即使因设备精度等因素导致扫描间距发生波动，其对最终抗拉强度的影响也会大幅降低，从而增强制造过程的稳定性。此外，不锈钢颗粒的引入整体上提高了材料强度，但由于显著的交互效应，强度提升的幅度依赖于具体的工艺参数组合。

图 3 不同LPBF工艺下不同质量分数不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料的抗拉强度云图

激光功率、扫描速度与扫描间距间的交互效应源于三者对熔池动力学与材料热历史的协同调控作用。低功率时熔池窄且浅，强度对扫描间距变化极为敏感；高功率时熔池宽且深，可容忍更大的间距波动，因此高功率下增大扫描间距可在保证抗拉强度的同时提高成形效率与工艺鲁棒性。激光功率与扫描速度共同决定线能量密度：参数过高易导致基体过热、元素烧损及铁过度扩散，损害塑性；参数过低则导致能量不足、熔合不良。扫描速度与扫描间距共同决定面能量输入频率：低扫描速度与小间距组合会引发热积累，加剧铋相偏聚与粗化，虽提升强度但严重降低塑性；而高扫描速度与大间距组合则可能导致热输入不足与熔池不稳定。不锈钢颗粒含量通过改变粉末体系的热物理性质（如激光吸收率、热导率）并引入Fe-Sn界面反应，进一步调控了上述交互效应。综上，优化该类材料的LPBF工艺需将材料组分与工艺参数作为整体系统进行考量。

能量密度表征了激光输入至单位体积试样的能量。以能量密度作为自变量研究工艺对性能的影响，可有效简化分析过程，并有助于揭示能量与性能之间的关联。由图4可知：在不同不锈钢颗粒含量下，提高能量密度均能有效提升材料抗拉强度；对于抗拉强度而言，不锈钢颗粒含量与能量密度之间存在交互效应，表现为不锈钢颗粒含量越高，能量密度增加对强度的提升效果越显著。即仅当能量密度较高时，增加不锈钢颗粒含量才对提升强度具有实际意义；而在能量密度较低时，不同不锈钢颗粒含量下复合材料的强度差异较小。与强度的变化趋势相反，能量密度的提高会导致材料塑性下降。对于塑性而言，不锈钢颗粒含量与能量密度之间同样存在显著的交互效应：在低能量密度下，不同不锈钢颗粒含量下复合材料的塑性存在明显差异；但在高能量密度下，改变不锈钢颗粒含量对断后伸长率的影响甚微。综上所述，若要制备高强度的不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料，宜将能量密度设定于较高水平（90～110 J·mm−3），并提高不锈钢颗粒的含量。若以高塑性为目标，则适宜在低能量密度下减少甚至不添加不锈钢颗粒，从而在强度保持基本不变的同时大幅提高塑性。

图 4 不同质量分数不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料的力学性能与能量密度关系

基于上述分析，能量密度与不锈钢颗粒含量之间的交互效应，本质上是外部能量输入与材料特性之间的非线性耦合，体现在对界面反应与显微组织的协同调控。对于材料强度，该交互效应表现为一种“能量门槛”机制：高不锈钢颗粒含量的强化依赖于FeSn2金属间化合物界面层的形成，该反应需要足够的热力学驱动力与动力学条件，只有当能量密度达到某一临界值后，高含量不锈钢颗粒的强化潜力才能被充分激活。对于材料塑性，则表现为“主导机制转换”：低能量密度下塑性由SnBi基体的相界滑移主导，塑性对不锈钢颗粒含量敏感；高能量密度下较高的热输入导致锡和铋发生偏聚与粗化，形成脆性铋相网络，断裂行为由脆性相主导，塑性对不锈钢颗粒含量的依赖性减弱。单一的体积能量密度参数虽能表征整体热输入水平，但无法区分不同激光功率、扫描速度和扫描间距组合带来的熔池动力学与局域热历史差异，因此相近能量密度下断后伸长率呈离散性，尤其在低能量密度下断后伸长率差异超过40%。为揭示工艺参数对复合材料力学性能的影响机制，选取具有代表性高塑性（低能量密度）和高强度（高能量密度）的工艺条件，对复合材料的变形断裂行为、界面特征及显微组织进行表征。

当激光功率为60 W、扫描速度为1 600 mm·s−1、扫描间距为0.050 mm时，能量密度较低（25.00 J·mm−3），此时质量分数5%不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料的力学性能表现为高塑性、低强度。由图5可见，在该工艺条件下，低倍下断口中SnBi基体呈“珊瑚”状，由大量颗粒松散连接而成，高倍下SnBi基体甚至呈现出类似流体的形态，且断口内部存在大量孔洞。说明断裂前基体发生了显著塑性变形，变形机制为颗粒间的相对运动；断裂则源于变形过程中颗粒间连接的逐渐丧失。结合EDS元素面扫描分析，塑性变形区主要为SnBi共晶组织，断面成分并非由单一锡或铋元素主导，说明薄弱界面并非锡或铋的晶界。由于SnBi共晶组织熔点仅139 ℃，室温已高于其再结晶温度，因此室温静态拉伸实质上是热变形过程[13]，晶界或相界滑移更易成为主导机制。依据能量最低原则，变形与断裂优先沿阻力最小的路径扩展。低能量密度下SnBi相界相对薄弱[14-15]，故材料主要依靠相界滑移机制进行变形，最终因界面协调变形能力丧失及滑动颗粒间几何匹配度不足而发生断裂。此外，不锈钢颗粒与基体在断口处存在明显间隙，说明低能量密度下二者界面结合薄弱。尽管不锈钢颗粒对相界滑移有一定阻碍作用，但薄弱的界面结合使其强化效果不明显。

图 5 不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料的拉伸断口形貌及断口塑性变形区元素面扫描结果

当激光功率为70 W、扫描速度为600 mm·s−1和扫描间距为0.040 mm时，能量密度较高（97.22 J·mm−3），此时质量分数10%不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料的力学性能表现为高强度、低塑性。由图6可见：断口中铋相呈层片状，尺寸达数十微米，断裂模式为沿晶脆性断裂，该相的层片状结构可能与铋偏聚和结晶方式有关；局部富锡区域呈类韧窝形貌，属于塑性断裂区，该区域附近分布着大量尺寸接近10 μm的铋相。可知，与低能量密度下相比，高能量密度下的断口呈韧性与脆性混合断裂模式，且断口处铋相尺寸更大。此外，部分不锈钢增强颗粒在断裂后仍牢固地嵌合在基体内，界面结合紧密，这说明提高能量密度有效增强了基体与不锈钢颗粒之间的界面结合。

图 6 不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料的拉伸断口形貌

由图7可见，尺寸较大的铋相由众多尺寸约1 μm的细小晶粒聚集而成，说明铋相尺寸增大并不直接等同于晶粒粗化。因此，材料高塑性的丧失并非源于晶粒粗化，而是归因于铋相本身的尺寸增大。此外，铋相尺寸增大会促使更多锡相从其内部脱溶析出。根据断裂力学理论，材料内部的微孔会显著降低强度。这里析出的锡相起到了类似微孔的作用，在固溶度一定的条件下，铋相尺寸越大，这些“微孔”的尺寸也越大，从而严重削弱铋相自身的强度。由图7还可见，锡分布于铋相晶界处，这会弱化晶界强度并诱发脆性断裂。综上，尽管复合材料中仍存在可发生大量塑性变形的区域，但被弱化和脆化的铋相会成为裂纹萌生和扩展的通道，导致最终断裂界面出现大量铋相。因此，在高能量密度下，不同组分的材料均表现出相近的低断后伸长率。

图 7 不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料中铋相的高倍SEM形貌

综上所述，锡相和铋相的分布、几何形貌及尺寸与材料的变形机制密切相关。塑性变形在微观上需要依赖与热运动相关的空位扩散和位错攀移等机制来协调，以确保晶粒在发生移动或转动后仍能与周围基体保持相容[16-17]。这解释了为何当锡相和铋相尺寸更小、分布更均匀时，以相界滑移为主导的变形机制能够使材料表现出高断后伸长率。然而，当这两相发生偏聚、尺寸增大且分布趋于不均匀时，塑性变形所需的协调机制难以有效运作，变形机制从相界滑移主导转变为晶内缺陷主导，材料强度随之提高。尽管在此状态下晶粒仍细小，本应在强度和塑性方面表现出更佳的综合性能，但偏聚的铋相因其晶界处锡相的析出而被弱化，导致变形过程中更易诱发沿晶脆性断裂，从而限制了材料的综合力学性能。

以激光功率60 W、扫描速度1 600 mm·s−1和扫描间距0.050 mm工艺下质量分数10%不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料为例，对不锈钢颗粒与基体界面进行TEM表征。由图8可知，不锈钢颗粒与SnBi基体界面处存在过渡带。线扫描结果显示，该过渡区（区域A2）主要富集铁和锡元素。结合选区电子衍射花样分析：区域A1的衍射花样为锡单晶，其周围存在不同取向的锡晶粒，共同构成连续锡相；过渡区的衍射花样为多晶衍射环，经标定除不同取向的锡晶粒外，还存在对应FeSn2的衍射斑点。围绕中心点对等半径圆的衬度进行累积，确定过渡区生成了FeSn2金属间化合物。

图 8 锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料的TEM明场像、选区电子衍射花样、元素线扫描结果及倒易空间衍射峰

FeSn2金属间化合物的生成需要不锈钢颗粒消耗周围的锡元素作为反应物，使体系界面自由能降低，界面热力学趋于稳定。FeSn2的形成显著改善了不锈钢颗粒与锡相之间的润湿性，使得不锈钢颗粒能够作为锡相异质形核的基底，显著增强锡在不锈钢颗粒附近的形核能力[18]。不锈钢颗粒与锡和铋两种基体元素之间固有的亲和性差异，进一步驱使锡元素倾向于包裹在颗粒周围，而铋元素则被迫发生偏聚，并在成分过冷的驱动下形核与长大。高能量密度一方面促进了铁与锡元素之间的反应，加速了锡偏聚；另一方面，增大了熔池尺寸，使锡和铋两相在更大熔池中更易粗化[19]。在上述两种机制的协同作用下，高能量密度下复合材料中形成了粗大的铋相。

由图9可知，在锡晶粒与过渡区的结合界面处，沿锡（020）与（200）晶面方向的原子排列规整。对选定区域进行快速傅里叶变换并沿上述两个晶面方向分解后，观察到少量位错，同时几乎未见明显的晶格畸变，说明原子排列基本无畸变。由此可见，不锈钢颗粒与锡相之间的界面润湿性良好，界面能较低。

图 9 不锈钢颗粒与基体过渡区的HRTEM形貌及锡晶粒沿不同晶面方向的快速傅里叶变换图

能量密度与不锈钢颗粒含量之间的交互效应可通过显微组织进行表征。由图10可见，当不锈钢颗粒质量分数为5%时，低能量密度（激光功率70 W、扫描速度1 400 mm·s−1、扫描间距0.060 mm）下SnBi基体沿层厚方向呈现组织分层现象，锡相和铋相尺寸细小，断口处未观察到层片状相，这说明变形过程中，相界滑移主导了相的分离。高能量密度（激光功率70 W、扫描速度600 mm·s−1、扫描距离0.040 mm）下组织中出现了少量尺寸为数十微米的块状铋相和尺寸较低能量密度下有所增大的铋相。块状铋相中脱溶出更多锡相，不锈钢颗粒中的元素也更多地弥散分布在锡相中。

图 10 不同激光功率、扫描速度和扫描间距下质量分数5%不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料的OM形貌

由图11可见，当不锈钢颗粒质量分数为10%时，低能量密度下增加的不锈钢颗粒有效抑制了组织分层现象。这可能是由于更多颗粒影响了熔体的热传导和对流过程。基体相尺寸仍较小，但部分铋相尺寸较不锈钢颗粒质量分数为5%时有所增大。高能量密度下基体中出现了分布更为密集的大尺寸块状铋相，不锈钢颗粒中的元素在锡相中的弥散分布较不锈钢颗粒含量为5%时更充分。

图 11 不同激光功率、扫描速度和扫描间距下质量分数10%不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料的OM形貌

对比可知：当复合材料中不锈钢颗粒含量增加时，即使能量密度相同，也会有更多的铁元素与锡元素发生反应，并加剧不锈钢颗粒与锡相、铋相之间的亲疏性差异。该反应过程中更多铁及其金属间化合物弥散分布于锡相中，产生弥散强化作用；同时铋元素的偏聚加剧了铋相的脆性，导致基体脆化。此外，锡相与不锈钢颗粒之间更充分的反应也增强了基体与增强相之间的界面结合强度。因此，不锈钢颗粒含量越高，能量密度提升所导致的强度增量与塑性损失速率均越大。上述微观机制在宏观上即表现为不锈钢颗粒含量与能量密度之间的交互效应。

（1）激光功率、扫描速度与扫描间距对不同质量分数不锈钢颗粒增强SnBi合金复合材料的力学性能具有显著影响，且存在复杂的交互效应。激光功率与扫描间距对抗拉强度有显著的独立影响；由于第一类方差分析结果与因素输入顺序有关，激光功率可能分担了部分由扫描速度引起的强度变化，因此扫描速度的显著性在该输入顺序下有所减弱但仍表现出一定的边缘显著性。在试验参数区间内，提高激光功率、降低扫描速度或减小扫描间距均有助于提高强度。适当提高激光功率后，即使因设备精度等因素导致扫描间距发生波动，其对最终性能的影响也会大幅降低，从而增强制造过程的稳定性。

（2）能量密度与不锈钢颗粒含量之间存在显著交互效应。提高能量密度可提升强度但降低塑性；不锈钢含量越高，能量密度增加对强度的提升效果越显著，对塑性的恶化也越明显。

（3）低能量密度下SnBi基体组织细小，变形以相界滑移为主，复合材料仍保留较高塑性；高能量密度下铋相发生偏聚与粗化并伴随锡相脱溶析出，变形断裂机制为晶内缺陷主导的脆性-韧性混合断裂。不锈钢颗粒与SnBi基体间形成了FeSn2金属间化合物过渡层，改善了界面润湿性，增强了界面结合，但也加剧了锡相与铋相分离。低能量密度下增加不锈钢含量可抑制基体组织分层现象；高能量密度下增加不锈钢含量则加剧铋相偏聚与粗化，形成更密集的大尺寸块状铋相。