金属顶刊《ACTA》：增材制造弯曲晶粒界面“鱼鳞”形貌异种合金材料！

来源：材料学网

导读：本文采用数值模拟方法研究了Inconel 718粉末在316L奥氏体不锈钢应力基体上经过单道激光PBF后形成不同凝固界面形貌的物理机制。将微米尺度的流体动力学和凝固协议与纳秒级热扩散过程相结合这些与参数实验相辅相成，以验证模拟。结果表明，由于反冲压力、马兰戈尼力、表面张力和熔池形状的共同作用，在某些工艺参数组合下会出现具有“鱼鳞”形态的界面。确定了取决于熔池宽度和深度的三种不同形态，并计算了每种形态的界面面积。阐明了加工条件的影响，这些条件不仅决定了熔池的几何参数，而且还决定了合金化程度和界面微观结构内产生的晶粒形态。

金属部件的增材制造(AM) 与传统制造方法相比具有许多优势，因此正在大力研究。探索最广泛的 AM 技术是使用激光 (LPBF) 或电子束 (EPBF) 逐行和逐层选择性融合粉末床 (PBF) 来构建所需的 3D 对象。这些技术还可用于制造具有连续成分梯度的组件，并连接或包覆不同的金属/合金。与定向能量沉积相比，使用 PBF 技术实现这些具有挑战性(DED) 流程，但由于 PBF 能够构建具有更高复杂性和更精细细节的零件，因此一直在上升。因此，已经为 PBF系统提出了创新的解决方案，以在单个构建过程中实现成分不同的粉末铺展 。利用这些将大大增强 AM 的多功能性。然而，在融合在一起的不同金属之间赋予强大的冶金结合是一个关键挑战，因为它们的热物理和化学性质的差异可能会导致界面薄弱。

当涉及到限制制造部件的机械完整性和可靠性的性能时，这种界面可能充当结构中的“薄弱环节”。由于粉末的熔化和随后的凝固在 PBF过程中迅速发生，因此这些过程固有的大量残余应力；这种应力本身可以帮助分离沉积层.因此，在 LPBF/EPBF 或直接能量沉积过程中，详细了解异种合金之间的界面形态及其微观结构发展至关重要。然而，通过直接的实验观察很难在三维空间中获得这样的洞察力，而另一方面，模拟异种合金的界面形态需要考虑各种物理过程（粉末和粉末的快速熔化和随后凝固）之间的复杂相互作用。迄今为止还没有提出异种合金界面的三维形貌演变。

通过实验路线，对激光熔覆异种金属（LCDM）的界面形貌、微观结构和机械性能进行了广泛的探索。所研究合金的一些例子包括钛基（Ti6Al4V/316、Ti6Al4V/invar）、铁基（316L/Cu、Inconel625/316L）和其他合金。严格地说，界面包括异种金属相互扩散的区域，形成中间成分的区域，这可能导致形成脆性第二相，如金属间化合物和非晶相。这会导致一个主要问题，即由于在 PBF 过程中产生的拉伸残余应力而在界面处发生裂纹 。如果包层界面在制造过程中幸存下来，脆性中间相的应变局部化会导致机械拉伸载荷期间过早开裂和失效。

在金属增材制造的背景下，计算流体动力学(CFD) 方法被广泛用于了解单一合金的熔化、凝固、蒸发、冷凝和多相流动的物理过程，从而优化打印部件的质量。然而，对异种合金 PBF 的此类研究很少。最近，顾等人对Cu10Sn 合金粉末在奥氏体不锈钢316L 基材上的选择性激光熔化进行了 CFD 研究。由于激光Cu10Sn 粉末的吸收率低（约 0.03），熔化的热传导模式占主导地位。他们发现界面处的相迁移与熔池内部的对流有关，这有助于两种合金的混溶。在随后的工作中，Sun 等人考虑到两种合金之间的混溶性，并在 IN718 基板上模拟 Cu10Sn 粉末的激光粉末床熔合过程. 由于熔化的热传导模式边缘渗透到基板中，复杂层间界面的形成受到熔池中不同材料的可用性的限制。因此，通过这些建模工作无法捕获由穿透两种合金之间界面的小孔穿透和界面的相关形态变化所主导的熔化。

在目前的工作中，新加坡南洋理工大学ZhongminXiao将微米级流体动力学与纳秒级热扩散过程相结合以捕获环境气体和合金之间的热相互作用的多物理模型被用来模拟并详细检查微观结构复杂界面的形成在两种不同合金的 LPBF 期间。模拟预测通过单轨 LPBF 实验进行验证，以确定有利于形成具有“鱼鳞”形态的不同互穿界面的条件。相关研究成果已题“On the formation of “Fish-scale” morphology with curved graininterfacial microstructures during selective laser melting of dissimilaralloys”发表在金属顶刊Acta materialia上。

论文链接：https://www.sciencedirect.com/sc ... i/S1359645421007114

图1。单轨激光扫描的代表性图像，显示用于提取物理参数和本研究中使用的各种观察方向的横截面。横截面 AA 平行于扫描和构建方向。横截面 BB 到 EE 垂直于扫描方向，同时平行于构建方向。D m是熔池底部到基材顶部的距离。

图2。单个轨道的地形。上图显示了单个轨道的 3D 视图，中间和底部行中的图像分别显示了轨道不同位置的模拟和实验结果（顶视图）。

图3。IN718粉末的单轨激光熔化期间形成的熔体池在 316L 基板上以三种不同的激光功率 ( L )的扫描速度 ( V )。

图 4。代表性模拟结果显示 (a) 熔体流动、(b) 表面张力梯度和 (c) 沿截面AA 的温度梯度，该温度梯度从L = 200 W 和V = 900 毫米/ s。图（b）中，从图（a）中的熔池中提取的表面张力梯度，图（c）是从图（b）中提取的合金表面的温度和温度梯度。颜色形状代码：熔体速度方向-黑色箭头；熔池边界——蓝线；T ep等温线 (1801K) – 白线；T es等温线 (2400 K) – 黄线；锁孔边界——红线；IN718分布——绿地；316L分布——红色区域；+ Δσ /ΔŤ -淡蓝色区域; -Δ σ / Δ T –深蓝色区域。

图 6。代表性模拟结果显示了单轨熔体中熔池内的流动特性( L  = 200 W, V  = 1500 mm/s)。图(a)、(b)、(c)和(d)取自图1所示的截面AA、BB、CC和DD 。颜色代码：316L——红色；IN718 – 绿色。图(e)显示了从图1中的视角II成像的凝固合金的界面。

图 7。代表性模拟结果显示了单轨熔体中熔池内的流动特性( L  = 200 W, V  = 900 mm/s)。图(a)、(b)、(c)和(d)取自图1所示的截面AA、BB、CC和DD 。颜色代码：316L——红色；IN718 – 绿色。图(e)显示了从图1中的视角II成像的凝固合金的界面。

图 8。代表性模拟结果显示了单轨熔体中熔池内的流动特性( L  = 200 W, V  = 300 mm/s)。图(a)、(b)、(c)和(d)取自图1所示的截面AA、BB、CC和DD 。颜色代码：316L——红色；IN718 – 绿色。图(e)显示了从图1中的视角II成像的凝固合金的界面。

图 10。(a) Fe（红色）和 Ni（绿色）的实验元素分布图沿着从单轨激光扫描获得的横截面 AA 叠加，L  = 100 W 和V  = 300 mm/s。由于 Fe 和 Ni 分别是 316L 和 IN718 的主要元素，红色和绿色区域可以分别代表 316L 和 IN718。(b) 相应的模拟合金分布图（红色和绿色区域分别代表 316L 和 IN718。）。(c) 使用 EBSD 获得的相应晶粒取向图。(a)、(b) 和 (c) 左上角区域的虚线框突出显示了鱼鳞形成的 2D 视图，其中也可以观察到弯曲的纹理。

图 11。（顶行）Fe（红色）和Ni（绿色）的代表性元素分布图沿着横截面EE（见图1）叠加，从单道激光扫描中获得，D m / W m为（a）1.18， (b) 0.43、(c) 0.27 和 (d) 0.23。（中行）对应的模拟结果，红色和绿色区域分别代表 316L 和 IN718。（底行）EBSD图像显示相应的微观结构。图(b)和(c)上排白色箭头表示弯曲条带和漩涡的形成，图(b)和(c)下排白色箭头表示相应的弯曲颗粒形成。

这种最佳工艺窗口识别的方法应始终涉及对涵盖界面演化两个极端的激光参数的探索，从传导熔化到严重的小孔熔化。本研究中观察到的界面演变适用于任何具有移动聚焦能源的熔化过程。因此，应该可以在定向能量沉积中观察到类似的现象过程也是如此。毋庸置疑，需要进行大量的模拟和实验工作，以实现具有强界面的全尺寸多材料组件。实现这一点的一个关键方面是在随后的层沉积过程中对“鱼鳞”界面进行最小的变化，这可以通过切换到熔化的传导模式来实现。