激光增材制造超高温氧化物共晶陶瓷研究进展 无机材料学报    2022, 37 (3): 255-266.   DOI:10.15541/jim20210608

表2 激光增材制造与定向凝固共晶陶瓷性能对比

正文中引用本图/表的段落

2011年, 本团队在长期开展超高温氧化物共晶陶瓷定向凝固成形研究的基础上, 针对共晶陶瓷领域发展面临的瓶颈并结合金属激光增材制造技术原理, 率先提出将激光增材制造技术应用到超高温氧化物共晶陶瓷制备上的设想, 并初步证实了该设想的可行性。采用LDED技术成功制备了表面光滑、近全致密的片状及棒状Al₂O₃/YAG共晶陶瓷试样, 引领了激光增材制造氧化物共晶陶瓷的研究热潮[29]。2013年, 德国弗劳恩霍夫激光技术研究所采用SLM技术制备了近全致密的Al₂O₃/ZrO₂共晶陶瓷柱状试样, 并获得了牙齿支架模型[30]。2015年开始, 大连理工大学吴东江等[31,32,33,34,35,36,37,38,39,40,41,42,43]陆续开展了LDED制备Al₂O₃/ZrO₂共晶陶瓷的研究工作, 制备了高致密的壁状、柱状等样件。2018年, 湖南大学张屹等[44,45]考察了LDED制备Al₂O₃/ZrO₂共晶陶瓷时的气孔缺陷形成机制及控制方法。2019年, 澳大利亚昆士兰大学Fan等[46,47]探究了LDED制备Al₂O₃/YAG/ZrO₂共晶陶瓷的凝固行为及组织演化。在各国学者的共同努力下, 激光增材制造氧化物共晶陶瓷材料已涵盖了Al₂O₃/YAG、Al₂O₃/ZrO₂、Al₂O₃/YAG/ZrO₂、Al₂O₃/GAP/ZrO₂等多个体系。

氧化物陶瓷通常具有较高的熔化熵, 在凝固时呈现小平面生长特性。小平面-小平面共晶在耦合生长时, 由于各相均具有强烈的各向异性生长特征, 导致共晶组织在形态学上通常呈非规则生长形貌[73,74,75,76]。图10所示为LDED制备的Al₂O₃/YAG/ZrO₂共晶陶瓷沉积层内的凝固组织[47]。激光增材制造温度梯度高、冷却速度快, 是一个局部瞬态非平衡凝固过程,固液界面极易失稳, 导致沉积试样呈共晶胞结构, 如图10(a)所示。胞内组织细小, 达到微纳米尺度。共晶各相相互缠结, 呈非规则的“象形文字”共晶结构。利用同轴透射菊池衍射技术(Transmission kikuchi diffraction, TKD)表征了共晶陶瓷的晶体取向关系, 发现共晶各相在局部范围内呈单晶生长, Al₂O₃相沿[0001]方向生长, YAG及ZrO₂相均沿[001]方向生长。激光增材制造Al₂O₃/YAG/ZrO₂共晶陶瓷的取向关系为[0001]Al₂O₃//[001]YAG//[001]ZrO₂。

激光增材制造氧化物共晶陶瓷属于多晶材料, 共晶各相沿多个晶面形核生长[33,44,47,68]。在熔池凝固过程中, 沿各方向生长的晶粒会相互竞争淘汰, 最终趋于择优生长。图11表征了LDED制备的Al₂O₃/YAG共晶陶瓷在熔池凝固过程中各相的生长方向演变过程[46]。在熔池底部区域, Al₂O₃相的生长方向为$[10\bar{1}0] $, 而YAG相杂乱生长。随着熔池由底部到顶部逐渐凝固, Al₂O₃相的生长方向保持不变, 而YAG相表现出竞争生长特征, 在距离熔池底部300 μm处趋于沿[111]方向择优生长。

受限于大尺寸、高质量共晶陶瓷成形的困难性, 目前报道的关于激光增材制造氧化物共晶陶瓷的性能测试主要是硬度和断裂韧性。表2统计了相同材料体系的最优性能, 并与报道的同成分定向凝固试样的最优性能进行比较。结果表明, 激光增材制造氧化物共晶陶瓷的硬度和断裂韧性与传统定向凝固试样的相关性能处于同一水平, 进一步证明了激光增材制造氧化物共晶陶瓷的可行性。

高硬度、低韧性是氧化物共晶陶瓷的本征特点 是制约大尺寸、复杂形状共晶陶瓷样件制备的关键.为了优化激光增材制造氧化物共晶陶瓷的可加工性,研究人员通过采取细化组织、添加硬质相等措施开展了陶瓷增韧的研究工作.Wu等[41]通过水冷基板细化组织将LDED制备的Al₂O₃/YAG共晶陶瓷的断裂韧性由5.40 MPa·m1/2增加到5.86 MPa·m1/2, 提升了8.5%.Yan等[33, 42]通过采取超声辅助和添加C纤维的方式将LDED制备的Al₂O₃/ZrO₂共晶陶瓷共晶间距由~130 nm细化到~50 nm.在组织细化和纤维增韧的共同作用下, 将断裂韧性由6.52 MPa·m1/2增加到8.70 MPa·m1/2, 提升了33.4%.结果表明, 采取细化组织、添加硬质相等措施有效提高了共晶陶瓷的断裂韧性, 但并未取得质变的效果, 共晶陶瓷的韧性依然处于较低水平. ...