鋼的激光粉末床熔煉綜述：工藝、微觀結構、缺陷和當前挑戰和未來趨勢（2）(2)
時間：2022-10-17 13:43 來源：長三角G60激光聯盟 作者：admin 閱讀：次
3.1. 球化現象
球化現象用Plateau-Rayleigh毛細不穩定性描述，當沉積的熔體軌跡有時傾向于破碎成半圓柱形或球形時，就會發生球化現象。這種現象取決于工藝變量，如掃描速度、表面張力、沉積材料的粘度和密度。球化現象是LPBF工藝中被視為嚴重加工缺陷的關鍵表面缺陷之一。表面張力和潤濕性對熔池的形成有較大的影響。表面張力和毛細力的結合促使熔池收縮到其較低的表面能狀態（球體），當單個熔體軌道的聚合與底層基板接觸不良時，會導致成球缺陷的形成。換言之，由于存在表面雜質，當沿熔融熔池表面和晶界存在的液相未能完全潤濕剩余的固體顆粒和底層襯底時，也會出現成球缺陷。波紋缺陷會導致材料堆積，嚴重影響掃描軌跡的表面質量，導致LPBF制造的316L不銹鋼表面粗糙度較差。當激光束入射到粉末床上時，粉末顆粒表面的局部位置立即開始熔化。周圍粉末顆粒之間形成了從固體到液體熔融“簇”的相變，導致表面積減小，從而導致結塊。選定的激光光斑尺寸通常大于（起始）粒子尺寸。當粉末顆粒熔化在一起時，較小的團聚體逐漸長大，并必然形成明顯較大的團聚體（粗化）。隨著這一過程的繼續，熔融熔池表面張力的進一步降低，傾向于形成球狀結構（成球）。這些形成的球狀結構的尺寸比原始粒度大幾倍（見圖15）。
圖15 成球現象示意圖。
高表面張力和粘度是增強成球起爆的兩個重要水動力。激光能量密度越高，產生的熱量越多，形成的幾何尺寸越大的熔融熔池和與基板接觸的區域越寬。更大更寬的熔融熔池降低了粘度，增加了液態金屬的流動性（潤濕性），從而限制了成球的趨勢（見圖16）。然而，使用極端激光功率和掃描速度會產生各種不利影響。過量的熱量輸入通過過熱熔融熔池導致汽化。如圖17a和b所示，由于高斯光束加熱和激光束正下方的最高反沖壓力，通常在熔融熔池的頂面觀察到強烈汽化。過度加熱和較高反沖壓力的結合導致金屬蒸汽噴射羽流以熱飛濺的形式噴出，未熔化的粉末顆粒轉化為粉末飛濺。激光重熔可用于每個完全熔化的金屬層，以增強微觀結構，從而克服球化現象。
圖16 不銹鋼等級316L的第一層單軌工藝圖。
圖17飛濺形成示意圖（a）熱/液滴飛濺和（b）粉末飛濺。
同樣，預熱基板可以改善液態金屬和基板之間的流動性，從而形成更好的冶金結合，并隨后減少表面張力引起的（成球）收縮效應。然而，預熱室溫度過高會導致液滴飛濺，從而再次導致部分熔融粉末形成簇狀物，阻礙熔融熔池的潤濕性。鋼材LPBF過程中的預熱溫度為80至900°C。
3.2.孔隙度
金屬粉末的致密程度通常較低。此外，粉末顆粒中存在的氣體很容易擴散到熔融熔池中，由于快速冷卻和凝固，無法從熔融熔池表面逸出。因此，LPBF制造的鋼部件中形成了孔隙。相反，在高溫下，氣體在液態金屬中的溶解度通常較高，這也有助于形成孔隙。LPBF工藝中的氣孔缺陷可分為未熔合孔、小孔/凹陷缺陷和空洞。
未熔合孔與能量輸入不足有關，能量輸入不足無法完全熔化金屬粉末，液態金屬未充分滲透到先前凝固的層中，導致冶金結合不良。未熔合缺陷的范圍可達數百微米，基本上形狀不規則，通常形成于熔體軌道層界面。如果提供的熱量輸入低，則熔池的形成寬度變得太小。較寬的熔融熔池導致熔融軌跡之間的重疊不足。這種不充分的重疊導致在熔融軌道界面形成未熔化的粉末（圖18a和b）。由于熔合孔不完整，該位置的表面變得粗糙，直接阻礙熔池的流動，導致層間缺陷。隨著過程的繼續，這些層間缺陷逐漸擴展，最終形成多層缺陷。
圖18 316L LPBF樣品中觀察到的孔隙度缺陷的SEM圖像：（a）未充分熔合缺陷的低倍和（b）高倍放大；（c）氣孔；（d）空洞/空腔缺陷；，（e）軌道孔端部。（f）熔體軌跡底部的陣列鎖孔。
空洞的形成并不完全限于低激光能量輸入。也許，這還取決于熔體軌跡的穩定性。孔隙可能是截留的氣孔、缺乏熔合孔或小孔引起的氣孔�？紫兜奶卣魇桥c熔融熔池邊界相關的內部分層形態（圖18d）。空洞缺陷通常源于熔融熔池快速冷卻產生的較高殘余應力，有時也可能會沿熔池邊界形成裂紋，導致最終偏析和空洞形成。由于液態金屬流無法完全填充最初存在保護氣體的周圍區域，因此在較高的掃描速度下很有可能出現空洞或開口氣孔（見圖19）。鄰近氣體區域填充不足和快速冷卻速度導致表面產生數百微米的孔隙或開放孔隙，并沿重疊間隙分布。
圖19 掃描電子顯微鏡（SEM）圖像，顯示開口孔隙或空隙。
氣孔會導致嚴重的冶金缺陷，產生較低的零件密度，并對LPBF鋼的表面織構和機械性能產生不利影響。用于抑制結球的策略同樣適用于限制孔隙度。例如，基板預熱和采用激光重熔可降低孔隙率。選擇適當的工藝參數，以產生足夠的液態金屬和更大的熔融金屬池壽命，被認為有利于在LPBF過程中消除周圍的氣孔（區域）。
3.3.殘余應力和開裂
殘余應力是熱制造工藝的一個特點，而LPBF工藝生產的零件尤其容易受到殘余應力的影響。殘余應力還可能導致與LPBF部件故障相關的各種建筑缺陷的形成。LPBF工藝產生的較高溫度梯度和致密化率往往會產生較高的殘余應力。高熱應力會導致表面缺陷和氣孔，通常出現在熔池周圍。在極端情況下，較高的殘余應力會導致LPBF從其支撐結構生產的零件變形、收縮、開裂、翹曲和分層。因此，LPBF零件的綜合機械性能、零件密度和尺寸精度往往會受到嚴重影響。
熱應力通常由溫度梯度或固化材料中相鄰激光熔化區的固化收縮引起，因此，熱應力的降低也會導致殘余應力的減小。熱應力是開裂的主要原因。根據材料加熱或冷卻的膨脹行為，LPBF過程中形成的熱應力分為（i）固體襯底中的溫度梯度機制（TGM）（ii）熔化頂層的冷卻階段。在第一種情況下，當固體基板經歷激光束誘導的高熱能梯度時，其頂層熱膨脹。熱膨脹受到較冷底層凝固層的限制。這會在基材的頂層產生彈性壓縮應力。熱膨脹可能超過材料的屈服應力，并在激光能量源方向上翻轉頂層的塑性變形（圖20a）。然而，當達到屈服應力點時，材料中的壓應力會導致頂層的塑性變形。當塑性變形層冷卻時，打印材料層收縮并朝相反方向彎曲（見圖20b）。因此，壓縮應力轉化為殘余拉應力，從而在LPBF加工零件中誘發開裂。在第二種情況下，已經熔化的上層溫度在開始時比下層溫度高。當熔融熔池冷卻和固化時，上層由于熱收縮而趨向于更大程度的收縮。
圖20 LPBF中殘余應力的熱梯度機制示意圖：工藝（a）加熱；（b）冷卻。
LPBF過程中的開裂可分為凝固開裂和液化開裂（圖21a和b）。當枝晶幾乎完全長大為等軸晶時，凝固裂紋發生在凝固的最后階段，這些等軸晶被一條細小的殘余液帶以糊狀區晶界膜的形式分開。此時，熔融熔池可能相當脆弱，因此在拉伸應力下容易開裂。簡單地說，當液體流動性受到較低溫度下粘度增加的限制，枝晶間液體流動受到凝固枝晶臂的阻礙時，凝固裂紋發生在熔融熔池內或熔合區。研究發現，凝固裂紋對最終覆層性能的影響是無法解釋的，因為它通常發生在頂部沉積表面。采用激光重熔或機械加工可消除凝固裂紋。
圖21 開裂形態（a）液化和（b）凝固開裂。
液化開裂從較弱的區域開始，即部分熔化區或前層中的熱影響區（HAZ），隨著進一步的沉積逐層進行，擴展穿過晶間區域。液化開裂也稱為熱開裂，主要發生在合金元素含量高的合金中。這些合金在HAZ和層之間的交叉區域中沉淀了幾個低熔點共晶，這些層在共晶溫度（固溶溫度）以上重新熔化。一旦形成液化裂紋，它就成為裂紋擴展的起始位置，并且隨著沉積的進行，裂紋逐漸擴展。液化開裂趨勢在很大程度上取決于晶界取向錯誤，這受到液化膜穩定性和局部應力集中的影響。
LPBF過程中更快的熔化和固化速度導致拉伸殘余應力，因為局部激光能量輸入較高，加上粉末顆粒的導熱性較低。在激光光斑附近形成了較高的溫度梯度。與奧氏體不銹鋼和低碳鋼相比，前者更容易發生凝固裂紋，因為它們的導熱系數較低，熱膨脹系數較高。此外，一些合金雜質，如硫（S）、磷（P）和硅（Si），對SS材料的開裂有嚴重影響。降低S+P+Si含量可以降低開裂敏感性。值得注意的是，大量的氮值對不銹鋼的凝固開裂有害。高碳鋼通常由連續馬氏體相組成，而在不銹鋼中，連續相通常以殘余奧氏體的形式存在，這有助于防止開裂。
飛濺粉末與更小的原始粉末混合的光學顯微鏡圖像。
為了控制熱應力和開裂，可以采取以下必要步驟。較高的熱量輸入會導致形成較高的熱殘余應力，從而導致開裂。因此，裂紋的形成也取決于最佳范圍工藝參數的選擇。沿晶界存在的低熔點合金元素可誘發嚴重的晶界液化裂紋。引入一些傾向于限制凝固溫度范圍的合金元素有助于改變熔池的化學成分，從而防止開裂�；孱A熱是添加到鋼材LPBF工藝中的新增強工具，旨在降低熱梯度，最小化殘余應力，從而制造具有優異機械和物理性能的高密度零件。通常應避免較高的冷卻速度，因為它們會導致熱應變，并縮短液態金屬填充裂紋的可用時間。
來源：A comprehensive review on laser powder bed fusion of steels: Processing, microstructure, defects and control methods, mechanical properties, current challenges and future trends, Journal of Manufacturing Processes, doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.12.033
參考文獻：A comprehensive review on energy efficient CO2 breakthrough technologies for sustainable green iron and steel manufacturing, Renew Sustain Energy Rev, 50 (2015), pp. 594-614
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