帥三三1, 林鑫2, 肖武泉1, 余建波1, 王江1, , 任忠鳴1

1 上海大學材料科學與工程學院省部共建高品質特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室 上海 200072
2 西北工業大學凝固技術國家重點實驗室 西安 710072

摘要

關鍵詞： 增材制造 ; 橫向靜磁場 ; Al-12%Si合金 ; CET轉變 ; 熱電磁力

激光熔化金屬增材制造(3D打印)是一種通過使用激光束照射熔化金屬粉末或絲材,激光移除后微小熔池快速凝固,從而由三維數字模型直接堆積形成三維構件的制造技術。由于這一“點-線-面-體”的成型特點,使之可制造幾乎任何形狀的構件,在航空航天等高端裝備用復雜構件制造中,3D打印顯示了突出的優勢,具有廣闊的應用前景。激光熔化金屬增材制造的本質物理過程是粉末或絲材受高能激光束(105~107 W/cm2)加熱熔化,脫離激光照射后受金屬襯底或前一層合金的強冷作用在極短時間內(10-3~10-2 s)和高溫度梯度下(105~107 K/m)的快速凝固[1,2]。其凝固結晶機制是在已有襯底或前一層合金上的外延生長與形核混合。由于該過程決定了構件的凝固組織,進而影響其使用力學性能,如何主動調控3D打印中的這一快速凝固過程始終是該領域的一個研究重點,亦是相關冶金工作者們所關心的問題,許多研究者針對此開展了大量研究。

Kobryn和Semiatin[3]進行了Ti-6Al-4V的激光沉積實驗,研究了激光功率和掃描速率對顯微組織、孔隙率和熔覆層高度的影響,發現柱狀晶的寬度隨激光掃描速率的增加而減小。這是因為提高掃描速率能夠增加材料的冷卻速率,從而細化晶粒,并首次提出了激光增材制造加工參數和顯微組織之間的關系。王小艷等[4]采用300 W的YAG激光器對7050鋁合金預拉伸板進行激光熔覆實驗發現,當單點激光輸入能量由160 J增加到190 J時,結合界面的裂紋缺陷顯著改善,這一輸入能量繼續由190 J增大到220 J,并且同時使得脈寬由3 ms增加到5 ms時,界面獲得了良好的冶金結合。Siddique等[5]通過研究選區激光熔化(SLM)加工Al-12%Si (質量分數)過程誘發的組織缺陷和對力學性能的影響發現,在20 J/mm3的低能量密度時零件致密度為92.20%,而在39.6 J/mm3的高能量密度下時,致密度可達99%,說明高的激光能量密度可以有效減小零件的氣孔。Song等[6]研究了激光立體成型2Cr13不銹鋼中反應氣氛對沉積特征的影響,使用激光立體成型技術分別在空氣、Ar氣和N2條件下進行了一系列的單道熔覆和塊狀試樣實驗。作者分析發現,不同的反應氣氛對沉積特征的影響主要是改變了有效能量輸入以及熔池形狀。具體地,在空氣中發生的放熱氧化反應增加了熔池的有效能量輸入,大量的熱使得熔池發生較大的變形,提高了單道熔覆的高度和寬度;在Ar氣中產生大量的等離子流弱化了激光的照射,熔池的變形程度最小,但同時具有加熱基體的作用。Liu等[7]研究了掃描路徑對激光立體成型鎳基高溫合金Inconel 718的組織和力學性能的影響,使用單向光柵掃描和橫向光柵掃描2種不同的激光掃描路徑。實驗結果顯示,單向光柵掃描試樣的組織由柱狀晶組成,沿沉積方向外延生長。在橫向光柵掃描實驗中,柱狀晶的連續定向生長被抑制,樹枝晶在2個連接層的方向偏差增加。同時發現橫向光柵掃描試樣晶粒要比單向光柵掃描試樣更細小?？梢钥闯?現有激光熔化3D打印構件凝固組織的調控手段大都限于“熱手段”,即改變激光的加熱功率、加熱速率、襯底和前層合金的冷卻等。即使歐美等現行研究項目已經出現添加晶粒細化劑、采用超聲振蕩以及邊成型邊軋制的凝固過程/組織干預方法,但這些方法增加了金屬3D打印工藝的復雜程度或者具有引入新雜質元素的風險。

電磁場是一種金屬凝固控制的有效手段,合理地施加磁場可以實現晶體/晶粒的排列生長[8,9,10,11],溶質/初生相/夾雜物的分布控制[12]、觸發柱狀晶向等軸晶轉變(CET)[13,14]、抑制金屬流動[15,16,17]、引發熱電磁流動[18,19,20]及其產生作用于固相的熱電磁力[21,22,23]等。例如,Geotz和Hasler[8]研究磁場下單晶Bi的生長情況時發現,單晶Bi最小磁化率所對應的晶體學方向平行于磁力線方向。1981年,Mikclson和Karklin[24]對磁各向異性的晶體在均恒磁場中由于受到力矩的作用使取向發生旋轉的現象做出了解釋：在穩恒磁場中,順磁性晶體中磁化率最大的晶軸將會與外加磁場方向平行,而抗磁性晶體中磁化率絕對值最大的方向會垂直于磁場方向。Tiller等[12]指出,當磁場強度足夠大時,結晶凝固可能會消除對流對固/液界面處溶質分離的擾動,進而得到成分均勻的組織。王長久等[25]研究了強磁場對Al-7%Si (質量分數)合金凝固過程中初生α-Al枝晶分布的影響,發現強磁場可以抑制溶質Si向液相擴散,使初生α-Al枝晶中Si含量過飽和。Li等[21,26]研究了Al-Cu合金在施加磁場條件下的定向凝固行為,發現靜磁場不但可以抑制溶體流動,還可以促發新的熱電磁流,是凝固過程中固/液界面處固有熱電流與外加磁場交互作用產生的熱電磁力的結果。在較弱的磁場條件下,熱電磁流對胞晶形貌和胞狀固/液界面形貌有很大影響。在較強的磁場作用下,固相中的熱電磁力形成了扭矩,導致枝晶斷裂。

從以上研究可以看出,施加電磁場對一般金屬凝固過程(定向及體凝固)具有顯著影響。但電磁場對于激光熔化3D打印中微小金屬熔池快速凝固過程的影響及其影響機理仍是需要深入研究的問題。這一研究的開展也將為采用電磁場進行激光熔化3D打印構件凝固組織的主動控制提供理論依據。余小斌[27]以及王維等[28]已經針對旋轉磁場對激光熔化3D打印GH4169合金凝固組織的影響進行了初步研究,結果表明旋轉磁場施加使得GH4169高溫合金凝固組織中Laves相含量減少;隨著磁場強度的增強,Laves相形貌由不規則蠕蟲狀變成顆粒狀。但相關報道仍舊較少,特別是對于穩恒磁場的影響尚未見報道。圍繞這一問題,本工作采用噴粉式激光熔化3D打印工藝,研究了外加橫向穩恒磁場對3D打印Al-12%Si合金構件凝固組織的影響。選取Al-Si合金作為研究對象,一方面是因為其熱物性參數較為完備,可以較為準確地進行穩橫磁場下熱電磁效應及其磁流體力學的相關計算;另一方面,鋁合金體系的激光熔化增材制造成型本身也是一個值得研究的難點。

1 實驗方法

送粉式激光熔化3D打印實驗在AXL-AW700型非標自動激光立體成型機上完成,該立體成型機由AXL-700 W脈沖YAG激光器、X-Y二軸聯動工作臺和重力送粉系統3部分構成,圖1a是其實物圖。其主要參數如下：AXL脈沖激光器的激光能量0~700 W連續可調,調節精度為3.5 W;激光脈寬0~8 ms連續可調,調節精度為0.1 ms;激光頻率0~15.4 Hz連續可調,精度為0.1 Hz;X-Y二軸工作臺的最大行程均為±600 mm,行進速率0~300 mm/min連續可調,精度為1 mm/s;重力送粉器送粉量0~10 g/s連續可調,精度為1 g/s。3D打印過程中激光掃描速率的變化通過調節該工作平臺行進速率實現。如圖1b所示,實驗中通過在試樣兩側設置2塊50 mm×40 mm×80 mm的燒結NbFeB永磁鐵產生0.35 T橫向穩橫磁場。實驗所用粉末為Al-12%Si合金粉,其成分(質量分數,%)為：Si 12.00, Fe 0.18,Cu 0.03,Zn<0.01,Mn<0.01,Mg<0.01,Al余量。由于噴粉式激光熔化3D打印對所用粉末流動性要求較高,粉末粒度選擇直徑50~100 μm范圍,圖2為所選用粉末的掃描電鏡(SEM)形貌圖及其粒度分布(測量結果來自Mastersizer2000激光粒度分析儀)。用平均孔洞直徑74 μm篩子篩取適量粉末,置于恒溫80 ℃的真空干燥箱中烘干12 h以上后用以進行激光熔化3D打印實驗。

圖1   實驗設備實物圖及磁場設置示意圖

Fig.1   Experimental apparatus (a) and schematic of magnetic field setup (b)

圖2   Al-12%Si合金粉末形貌及其粒度分布

Fig.2   Morphology (a) and size distribution (b) of Al-12%Si powders

為確保成型試樣與基板良好的焊接,選用尺寸為500 mm×80 mm×60 mm的4047鋁合金作為基板,通過螺紋固定于X-Y工作臺,采用如圖1b中的激光掃描路徑,在打開送粉器之前首先打開激光器,進行一次無送粉的激光熔化過程,使基板預熱。送粉器在激光開始第二次掃描時同時打開,通過調節送粉量、激光掃描速率及其激光能量,探索Al-12%Si合金的激光熔化3D打印成型條件。用石英砂紙對3D打印成型試樣進行打磨,拋光后采用100 mL H2O+25 mL HNO3+15 mL HCl+10 mL HF配制成的腐蝕液進行組織腐蝕,腐蝕時間10~12 s。用DM6000光學顯微鏡(OM)進行金相及組織觀察,采用Image J圖像處理軟件對金相照片中一定灰度值以上的面積分數進行統計測算成型試樣的致密度。

2 實驗結果

在激光熔化增材制造過程中,構件的成型是激光能量、掃描速率、層高、送粉量等多參數合理配合的結果。圖3a為不同送粉量下的單層沉積試樣。可以看出,送粉量過大(圖中右側虛線矩形框內試樣)或者過小(圖中左側實線矩形框內試樣)都會顯著影響試樣的沉積質量,多次沉積后表面缺陷不斷累積,將難以成型。選定送粉量為30 g/min不變,不同激光能量、不同掃描速率下制得薄壁單道試樣的致密度如圖3b所示。從圖中可以發現,無論是激光能量還是激光掃描速率,對成型試樣致密度均為非線性的復雜影響。為了減少由于打印參數對實驗結果帶來的影響,本工作選取了測試時可以獲得致密度為98.35%試樣的工藝參數(送粉量：30 g/min,激光能量：600 W,激光掃描速率：4.2 mm/s)進行橫向穩恒靜磁場對激光熔化3D打印試樣凝固組織影響的研究。圖3c為該參數條件下制備的單道薄壁試樣實物圖。

圖3   不同送粉量下單層沉積宏觀形貌,不同激光能量和掃描速率下單道薄壁試樣致密度曲線,以及最佳參數(送粉量：30 g/min,激光能量：600 W,掃描速率：4.2 mm/s)下制得的單道薄壁試樣實物圖

Fig.3   Macroscopic morphology of single layer deposition under different powder feeding capacities (a), denity curves of single-channel thin-wall specimens with different laser energies and scanning speeds (Insets show the samples with the lowest and highest fraction of porosity, respectively) (b), and additive manufactured specimen using optimum parameters under the conditions of the single-channel thin-wall sample physical map (feeding capacity: 30 g/min, laser energy: 600 W, scanning speed: 4.2 mm/s) (c)

選取如圖4a所示的3D打印單道薄壁墻試樣,截取圖4a中黑色線框部位進行表征分析。圖4b是從圖4a的中間部位截取的組織示意圖,圖4c~f分別是試樣在0和0.35 T的磁場強度下縱截面和側截面整體組織變化情況。由圖中可以明顯看出,沉積試樣呈現層狀堆積的形態,Al-12%Si激光熔化增材制造后的組織主要是α-Al相(白亮帶)和Al-Si共晶相+少量的α-Al相(灰暗區)為基本單元疊加構成,一般把水平的白色條帶稱為“層界面”。無磁場條件下試樣存在很多氣孔缺陷(圖4c),致密度約為87.89%;而施加了磁場作用以后,試樣的氣孔缺陷得到明顯的改善(圖4d),致密度達到95.47%。

圖4   3D打印Al-12%Si試樣縱截面和側截面的整體組織形貌

Fig.4   The overall morphologies of macro and microstructure of longitudinal and side sections (B—magnetic field intensity)(a) single channel thin-wall sample(b) organization diagram cut out in Fig.4a(c, d) the overall morphologies of longitudinal sections without and with magnetic field intensity of 0.35 T(e, f) the overall morphologies of side-section without and with magnetic field intensity of 0.35 T

圖5所示是從圖4c和d中方框位置分別截取的0和0.35 T磁場強度下單道薄壁墻縱截面頂部、中部和底部的微觀組織。在試樣的不同高度的位置上,灰暗區內的組織存在差別。如圖5e所示,在無磁場作用下靠近試樣的底部區域,灰暗區還存在明、暗相間的斜向上弧狀界面,稱之為“珠界面”,該界面的形成是由于實驗中使用的是脈沖激光器,不連續的激光使得每一層的成形過程由一顆顆熔池珠疊加而成。珠界面是激光走過的軌跡,也是重熔界面[29]。在灰暗區中α-Al相組織主要是以柱狀枝晶為主,方向垂直于珠界面生長。初始幾層成形時,基板可以吸收熔池大量的熱量,此時熔池凝固速率較快,從激光停止到下一點激光發出時,熔池能夠快速凝固,下一點激光打下來時就會在已凝固的組織上形成一個重熔界面。由于單道薄壁墻的沉積特性,熱量主要通過已凝固的固相傳遞到基板再排出,伴隨著熔覆高度的提高,基板的溫度提高,熔池的凝固速率減慢,導致熔池不能在兩點激光的短暫停頓間隙完全凝固,因此當到達一定的沉積高度后,珠界面消失[30]。同時,隨著沉積高度的提高,組織也在發生變化,當成型到一定高度時,不僅珠界面逐漸消失,灰暗區內的α-Al相轉變成如圖5c所示的形貌,主要呈柱狀,方向沿著沉積方向豎直往上,在枝晶間區域存在非常細小且致密的共晶組織。隨著沉積高度的進一步提高,如圖5a所示的試樣頂部,灰色區域α-Al相依然以豎直向上的柱狀晶為主,同時伴隨著極少量的等軸晶,這主要是由于試樣頂部的熱量從空氣中散失導致的。圖5b、d和f為0.35 T磁場下制備樣品的OM像,對比圖5e和f可以看到,0.35 T磁場下試樣底部區域同樣存在珠界面,此時垂直于珠界面的柱狀枝晶消失,由大量等軸狀α-Al相分布于珠界面周圍的組織所代替。試樣中部(圖5d)和頂部(圖5b),α-Al相的組織同樣發生了很大的變化,灰暗區域中沿激光掃描方向豎直向上生長的柱狀枝晶消失,由取向不明顯、細小雜亂的等軸狀組織所代替,等軸晶組織的尺寸也得到細化。無磁場作用時,在試樣的不同位置,α-Al相均以大量柱狀枝晶為主要形貌;在0.35 T磁場強度下,α-Al相則是以大量等軸晶為主要形貌,說明磁場的作用從一定程度上促使柱狀晶向等軸晶轉變。對比圖5a和b、5c和d以及5e和f可以清楚地看出,在施加了0.35 T磁場強度以后,試樣的頂部、中部和底部的組織均發生明顯的變化,在磁場的作用下,原來定向生長的枝晶都變成了等軸枝晶。

圖5   激光熔化Al-12%Si試樣不同位置的OM像

Fig.5   Top (a, b), central (c, d) and bottom (e, f) OM images of Al-12%Si samples by laser melting (regions extract from black box in Figs.4c and d) without (a, c, e) and with (b, d, f) 0.35 T magnetic field intensity (VS—scan speed of laser)

圖6為圖5所示方框區域進一步放大以后觀察到的0和0.35 T磁場強度下組織的典型枝晶形貌。由圖6c可知,試樣中部在未施加磁場條件下,柱狀晶一次枝晶臂非常發達,二次枝晶臂較短,無明顯三次枝晶臂的存在;在施加0.35 T的磁場強度后,如圖6b和d中所示,在試樣頂部和中間區域一次枝晶臂被打斷,定向生長的柱狀枝晶消失,轉變成等軸生長枝晶,而且二次枝晶臂和三次枝晶臂變的發達。在試樣底部(圖6e和f)也可以觀察到類似的變化,雖然柱狀晶向等軸晶轉變不是非常顯著,但是也可以明顯發現柱狀晶向等軸晶轉變的趨勢,在部分區域形成了等軸晶組織,枝晶結構更加復雜多樣。實驗結果表明,磁場的引入不僅使得α-Al相由柱狀晶向等軸晶發生轉變,同時也促進了高次枝晶臂的發展。

圖6   高放大倍數條件下激光熔化Al-12%Si試樣不同位置的OM像

Fig.6   Top (a, b), central (c, d) and bottom (e, f) high magnification OM images of Al-12%Si samples by laser melting (regions extract from black box in Fig.5) without (a, c, e) and with 0.35 T (b, d, f) magnetic field intensity

3 分析討論

Al-12%Si合金在凝固時,由于激光熔化增材制造沿著沉積方向相反的傳熱特性,在熔池界面處存在較高的溫度梯度,最先析出的初生相α-Al沿著沉積方向豎直向上生長,同時熔體中存在劇烈的對流,枝晶主干周圍排出溶質被快速帶離固/液界面處而使得高次枝晶臂生長受到抑制。在激光熔化增材制造過程中,熔池的固/液界面是非等溫界面,存在很大的溫度差ΔT,導致固/液兩相具有不同的熱電勢ηS和ηL。由于合金中初生相和熔體都是導電體,把固/液界面前沿的局部區域看成是閉合回路,從而在枝晶上下端產生熱電勢差ΔV=(ηS+ηL)ΔT,從而形成熱電流JTE (圖7a和b所示),在外加磁場B作用下產生熱電磁力FS=JTE×B。作用于初生α-Al枝晶上的熱電磁力FS為[14]：

${?}_{\mathrm{S}}={?}_{\mathrm{TE}}\times ?=\frac{-{?}_{\mathrm{L}}{?}_{\mathrm{S}}{?}_{\mathrm{L}}}{{?}_{\mathrm{L}}{?}_{\mathrm{L}}+{?}_{\mathrm{S}}{?}_{\mathrm{S}}}({?}_{\mathrm{S}}-{?}_{\mathrm{L}})\mathrm{\Delta }?\times ?$(1)

式中,σS=13.7×106 Ω-1m-1和σL=3.8×106 Ω-1m-1,分別表示固相和液相的電導率;fS和fL表示固/液兩相的體積分數;SS=1.1×10-6 V/K和SL=1.0×10-7 V/K,分別表示固/液兩相的溫差電勢率或絕對Seeback系數。式(1)顯示熱電磁力隨著磁場強度的增強而增大,通常激光熔化增材制造的溫度梯度為106 K/m[1],通過式(1)計算,可以估算初生α-Al相在施加0.35 T穩恒磁場時所受到的熱電磁力可達105 N/m3量級,這個力足以使部分枝晶或枝晶臂發生斷裂(圖7c),從而導致實驗結果中所觀察到的CET現象[14]。

圖7   橫向穩恒磁場下熔池中熱電磁力對枝晶影響的示意圖

Fig.7   Schematics of effect of thermoelectric magnetic force on dendrites in molten pool under transverse steady magnetic field (FS—thermoelectric magnetic force, Fχ—Lorentz force, Bx—magnetic field intensity in the X direction, I— current intensity, Vy—melting flow speed, JTE—thermoelectric current intensity, TE—abbreviation of thermoelectric)(a) main view(b) side view(c) CET transition map(d) magnetic field suppression melt flow dia- gram

另一方面,外加磁場會使合金熔體的流動受到影響,從而改變熔體的溶質分布和溫度分布,進而控制凝固合金的顯微組織。磁場對熔體流動會產生2種相互競爭的作用,磁阻尼作用和熱電磁對流作用。Lehmann等[18]和Khine等[31]研究發現,可以根據Hartmann常數(Ha)來判斷是哪一種作用起主導作用：當Ha<10時,熱電磁對流占主導作用,反之則磁阻尼占主導作用。Ha計算公式為[26]:

$\mathit{Ha}=\mathit{BL}\sqrt[]{\frac{?}{?}}$(2)

式中,磁場強度B=0.35 T,磁場下試樣的特征尺寸L=2×10-3 m,金屬熔體的電導率σ =3.65×106 A/(Vm),熔體黏滯系數μ =1.146×10-3 Ns/m2[32]。計算可知,當施加0.35 T靜磁場時,激光熔化增材制造Al-12%Si熔池中的Ha約為39.51,大于臨界值10,因此可以認為在這一過程中磁場對熔體起到了磁阻尼作用。如圖7d所示,磁場抑制熔體對流的作用機理在于：假設磁場強度方向為沿X軸的正向B,液態金屬以Vy的速率沿著Y軸正向流動,根據右手定則可知感應電動勢沿Z軸方向,從而可以得到感應電流為沿Z軸的負方向I,根據左手定則可知感應電流和磁場相互作用會產生一個同熔體流動方向Y相反的Lorentz力Fχ,這個力會使熔體的流動減弱,從而起到抑制熔體流動的作用[33]。這個力的大小可以表示為：

${?}_{?}=-?{?}_0{?}_{?}{?}_{?}^2$(3)

式中,μ0為熔體的磁導率,Bx是沿著X方向的磁場強度。從式(3)中可以看出,Lorentz力和磁場強度的平方成正比,磁場強度增加可以有效地抑制熔體的對流。當在凝固過程施加0.35 T的靜磁場時,由于靜磁場對熔池在激光熔化和隨后快速凝固過程中的熔體流動具有抑制作用,當初生相α-Al由于熱電磁力作用被打斷后,等軸晶生長具有一定的穩定性,促進了高次枝晶臂的發展。

4 結論

(1) 通過調節送粉量、激光功率和激光掃描速率等實驗參數能夠顯著提高熔覆試樣的致密度。選取最佳參數條件下的試樣進行研究發現,在施加了磁感應強度為0.35 T的橫向靜磁場時,合金宏觀組織無明顯改變,仍由白亮帶(以α-Al相為主)和灰暗區(以Al-Si共晶相為主)為基本單元疊加構成;但是合金微觀組織發生明顯改變,灰暗區內的α-Al枝晶從柱狀生長向等軸生長轉變,且枝晶臂更加發達。

(2) 通過分析發現,磁場作用下激光熔覆Al-12%Si合金發生柱狀晶向等軸晶轉變的主要原因是激光熔化沉積的高溫度梯度,在磁場下產生的巨大熱電磁力導致柱狀晶發生斷裂,從而誘發CET轉變;同時由于磁場對熔體產生磁阻尼作用,抑制了熔體的流動,促進了等軸晶的高次枝晶臂發展。

來源--金屬學報