SLM中成分和相图特征对适印性和微观结构的影响:合金系统加工图的开发 (一)

作者:雷泽体育首页 来源:雷泽体育下载

发布时间:2022-05-24 04:19:47

  原标题:SLM中成分和相图特征对适印性和微观结构的影响:合金系统加工图的开发 (一)

  增材制造(AM)由于能够制造具有局部微结构控制潜力的复杂几何零件而获得了相当大的学术和工业兴趣。

  然而,由于与AM相关的材料和工艺变量众多,优化合金成分和工艺参数以获得所需性能是一项艰巨的任务。在理解过程变量、合金成分和热力学的变化如何影响额外制造的零件方面存在根本性的差距。本系统研究揭示了合金成分和相应的相图特征对四种二元镍基合金印刷适性和凝固微观结构的影响,即Ni-20at%Cu、Ni-5at%Al、Ni-5at%Zr和Ni-8.8at%Zr。选择这些成分分别代表二元同晶、弱溶质分配、强溶质分配和共晶合金化条件。

  FSS基板上生长的热氧化物采用不同的涂层技术,但具有相同的保护层(MnCo2O4):(A) WPS, (B) APS, (C) PVD。高密度涂层在最小尺度厚度方面产生最佳结果,进而使样品(B)和(C)的接触电阻损失更低。

  在激光粉末床聚变(L-PBF)参数空间内,进行了单轨和整体实验,以量化不同材料热力学性质(如凝固温度范围、合金熔化温度和其他凝固条件)对合成微观结构的影响。针对每种合金,建立并验证了一个简单的工艺图框架,详细说明了激光功率-扫描速度参数空间中的孔隙形成和微观偏析,以确定材料性能如何影响L-PBF中的印刷适性和微观结构。这些知识对于优化合金化学和工艺参数以设计专门用于添加剂制造的合金以及提供局部微观结构控制的途径至关重要。

  密度较大的涂层如PVD和APS表现出最好的性能。致密的尖晶石保护200 μ m La1-xSrxCoO3 (LSC)阴极在700℃下1000 h免受Cr毒害(如图),而沉积WPS的尖晶石使铬毒害LSC,产生低导电相SrCrO4(图A中涂层-阴极界面处的浅灰色层)。涂层的有效性已经在长期的堆栈中得到了证明。目前,这些涂料及其沉积技术的主要缺点是相关的生产成本和环境影响,Co是一种危险和关键的元素。

  激光粉末床熔接(L-PBF)是一种增材制造(AM)工艺,能够制造具有复杂几何形状的金属零件,这些零件具有挑战性或不可能用传统制造技术生产。L-PBF已用于制造各种合金系统,这些合金系统最初设计用于传统制造工艺,如镍基超级合金、Al-Si-Mg合金、奥氏体钢、Ti-6Al-4V,以及许多其他合金。

  通过绘制一系列黄铜矿合金的吸收带隙能量与获得的开路电压的关系图,说明了获得高效率宽禁带器件的困难。上图显示,在Eg=1.3 eV以下,VOC数据沿着一条直线,表示VOC=Eg/q的比例增益−0.5 V,而在Eg1.3 eV时,增益要适中得多。在标度的高带隙端,CuInS2和CuGaSc2的带隙能量和开路电压的差异分别达到840 mV和820 mV,而在记录的Cu(in,Ga)Se2器件中,Eg–qVoc仅为434 eV。

  历史上用于L-PBF的合金系统在制造全致密零件所需的制造工艺参数范围以及它们对L-PBF加工的微观结构响应方面差异很大。例如,镍基高温合金(如Inconel 718®)可以显示细胞状树枝状微观偏析,这是由于与L-PBF相关的凝固过程中的高冷却速率造成的。另一方面,Ti-6Al-4V在制造状态下通常不显示微偏析结构。合金之间微观偏析的差异通常归因于正在加工的合金的凝固范围和分配系数,尽管这些差异尚未充分量化为AM。

  微观偏析可能会对装配零件的机械性能和性能产生影响。在镍基高温合金中,铌的微观偏析会导致δ和laves相的生长,这对这些合金的性能有害。这些问题的缓解通常包括确定避免形成微观偏析结构的优化工艺参数,或实施后处理均匀化热处理。然而,后处理可导致粗晶粒结构,并且可能无法解决在高温下稳定的有害相的形成,例如镍基高温合金中的δ相和MC碳化物。因此,减少有害相形成的理想策略是通过优化工艺参数或调整合金成分来防止微观偏析。

  Laves相的Ostwald熟化会降低材料的力学性能,从而导致韧脆转变。必须延迟Laves相的粗化,以确保IC的长寿命。Laves相也在标度以下分离(图7.12);这与它们对硅的亲和力一起,可能是IC电性能退化的另一个原因。

  为了绘制工艺图并建立L-PBF工艺参数与凝固微观结构之间的关系,必须首先确定导致全零件致密化的一系列参数。工艺参数的选择对AM零件的密度有重要影响。AM期间孔隙形成的机制已经很清楚,但缓解策略仍处于发展阶段。过去,高密度零件制造的参数优化是通过在广泛的参数空间中打印大块零件来实现的。最近,提出了几种利用熔池尺寸预测的方法,以减少确定提高全零件密度的参数的实验试验。

  更正式地说,投影面积是投影到垂直于撞击速度矢量的平面上的飞机面积。如果飞机前部、顶部和侧面区域AF、AT和AS分别由单位法向量nˆF、nˆT和nˆS定向,如图:飞机区域图和飞机相对于下落碎片的运动。

  Seede等人将一个通过单轨实验校准的分析模型和一个基于几何体的图案填充间距方程结合起来,以构建包括三个关键L-PBF参数的处理图:激光功率、激光扫描速度和图案填充间距。经证明,这些工艺图包括生产新开发的低合金钢全致密零件的最佳参数范围,并取得了较高的成功。该框架已针对几种不同的合金系统进行了全部或部分验证,包括钢、镍基合金和形状记忆合金。进一步开发包括凝固微观结构成分的这些加工图将在LPBF期间提供加工参数和开发微观结构之间的直接联系,并允许对额外制造零件的微观结构进行优化,以及系统地比较各种合金成分的印刷适性和微观结构的能力。

  人们对设计新合金以应对增材制造带来的复杂挑战有着浓厚的兴趣。为了开发新的合金,了解成分和材料性能变化如何影响额外制造的零件至关重要。目前的工作利用参数优化框架,结合实验单轨微观偏析数据,以开发L-PBF中致密化和微观结构的处理图。然后为四种二元镍基合金(即Ni-20at%Cu、Ni-5at%Al、Ni-5at%Zr和Ni-8.8at%Zr)绘制了加工图,以分别表示二元同晶、弱溶质分配、强溶质分配和共晶合金化条件。

  定量波长色散光谱(WDS)观察了单轨和块体实验,以验证加工图,并阐明材料性能和合金化条件对L-PBF印刷适性和微观结构的影响。通过利用本研究中生成的数据集,使用机器学习方法开发了一个经验模型,以准确预测枝晶微观偏析结构,作为L-PBF工艺参数和易于获取的材料特性输入的函数。

  目前还没有公认的标准来开发或选择适合AM的合金系统。然而,可以从焊接文献和快速凝固研究中获得见解。枝晶凝固的微观偏析是一个关键挑战,它会导致AM中的凝固开裂和不良相形成。这种现象取决于凝固前沿的速度和平衡分配系数(ke)。平衡分配系数是合金系统中固体和液体溶质浓度的比率(ke=Cs/Cl)。在非平衡快速凝固条件下,如L-PBF中的典型情况,分配系数与速度有关。这表明,如文献所示,通过提高激光扫描速度来提高凝固速度有望减少微观偏析。

  上图a显示了不同位错速度下,在距离滑移面一个原子间距离的平面上的动态浓度。当流速达到102 nm/s时,其总体形状和最大浓度值仍接衡值。此外,就在移动位错之前形成耗尽。在较高的速度时,最大浓度降低,形成尾部。对应的应力-速度关系如图b所示。当速度为v1 = 70 nm/s时,应力增加到τx。Cottrell和Jaswon(1949)表明,该临界速度为12 kTD/mbΔΩ量级,其中D为溶质扩散系数。

  然而,以足够高的速度加工某些合金以完全解决枝晶凝固可能是不可行的。在设计AM合金时,平衡分配系数可用于控制微观偏析。一种带有K的合金≈ 1可能不需要高打印速度,因为预计不会发生微偏析。因此,可以使用简单的平衡相图特征来选择不会出现溶质捕获的潜在合金系统。类似地,共晶合金凝固成两个固相,而不经过液固两相区,这将避免微观偏析。

  随着冷却速度的增加,共晶凝固过程中生长的耦合相变得更加细化,通常表现出优异的机械性能。多组分商用合金的微观结构复杂性和合金成分的差异,使得难以对不同合金系统的印刷适性进行全面分析。出于这些原因,选择以下四种二元合金作为L-PBF加工的简单模型合金系统,以评估合金成分、相图特征和材料物理性能在AM期间印刷适性和微观结构演变中的作用。这些合金的二元相图如图1所示,使用CALPHAD Thermo Calc软件计算的相关材料性能见表1。

  由于其非统一分配系数(ke=0.74)和中等凝固范围(20 K),预计该合金将出现微观偏析。该合金在凝固过程中缺乏第二相形成,这与下文所选多相合金系统的微观结构发展形成对比。

  Ni-5at%Al和Ni-5at%Zr:为了研究合金的分配系数对AM微观结构均匀性的影响,选择了两种具有等效二元成分Ni95X5(at%)的镍基合金,其中X为溶质元素。

  由于溶质分配的显著差异,Ni-Al和Ni-Zr系统是测试分配系数效应的理想选择。由于Ni-5 at%Al的液相线和固相线在所有温度下几乎相同,并且其ke=0.96,因此预计Ni-5 at%Al几乎不会出现微观偏析。然而,由于较大的冻结范围(172k)和较低的分配系数(ke=0.11),预计Ni-5at%Zr合金中会出现显著的微观偏析。

  Ni-8.8at%Zr:选择Ni-Zr系统的该成分是为了研究和对比L-PBF处理条件对共晶合金的影响,并与先前选择的合金进行比较。

  共晶合金表现出在凝固前沿之前交换质量的两相之间的耦合生长。在快速凝固条件下,非耦合固相的形核可以控制微观结构的形成。这种效应被称为异常生长,是由于凝固时间尺度变得太短,以致无法在凝固前沿之前发生有效扩散[48],[49]。如果不发生这种情况,则预计不会在共晶合金中观察到微观偏析。相反,由于L-PBF工艺的高冷却速率特性,可能会出现精细的层状结构。

  为了确定激光功率扫描速度参数空间中的一个区域,该区域绕过了四种合金中每种合金的孔隙形成,实现了Seede等人提出的参数优化框架。该框架使用计算成本低廉的Eagar Tsai(E-T)分析热模型,对整个参数空间的熔池尺寸进行低保真预测。然后,利用这些初始预测对激光功率扫描速度空间进行采样,并进行单轨实验,对模型进行统计校准,以获得更高的预测精度。为此,在整个参数空间内,采用基于网格的采样策略对46个单轨试验进行采样,并在图2中显示为标记。

  图2 Ni-20 (% Cu)、Ni-5 (% Al)、Ni-5 (% Zr)和Ni-8.8 (% Zr)的L-PBF工艺参数图。这些图包含了不同的锁孔准则(W/D≤1.2,1.5,2.0),以确定哪个准则最适合,以及由2.2节中讨论的校正后的Eagar - Tsai (ET)模型预测的缺乏融合准则(D≤0.667 t)。利用支持向量机分类器绘制出适合单轨实验的球区。实验分类的单轨显示出锁孔、缺乏融合、球化和良好的轨道特征,在这些地图上用不同的符号和颜色标记,表明与ET模型预测良好匹配。D:熔池深度,W:熔池宽度,t:粉层厚度。(如需解释此图图例中对颜色的引用,读者可参考本文的网页版本。)

  选择激光功率(P) -扫描速度(v)采样空间的边界为(Pmin, Pmax) = {71, 260 W}, (vmin, vmax) ={0.05, 2.5 m/s}。将Pmax和vmax的值设置为机器限制,选择vmin是为了避免扫描速度过于缓慢。在E-T模型预测的合金熔体温度(Ni-5 at% Al)中,Pmin被选择为在vmin下达到熔体池深度等于一层厚度所需的最低功率。然后将参数空间划分为两个区域进行基于网格的单轨采样。在vmin = 0.05 m/s和v = 1.3 m/s之间采样30条单轨,其余16条单轨在v = 1.3 m/s和vmax = 2.5 m/s之间采样。第一个区域采样的密度更大,因为它预计包含所有合金系统的最优可印性区域。根据这些缺陷机构的特征,从俯视图和横截面显微图上对锁孔和球团单轨进行定性分类。

  以前的研究使用熔池深度=层厚度的标准对缺乏单一轨道的融合进行分类。然而,Zhang等人报道,高密度打印仍然可以在这个缺乏融合的区域实现,这表明有必要放松这一限制。由于需要打印多个单轨和至少几层以形成缺乏融合孔隙度,单轨缺乏融合准则具有一定的任意性,因此我们选择一个不太保守的值来扩展功能性可打印区域。

  根据实验测量结果,以熔池深度≤0.667 ×层厚(D≤0.667 t)为标准,对缺乏熔合的单轨进行分类。这个值被选中作为所需的最小单线深度穿透固体印刷电路板10层,基于假设层印在底物的有效高度等于粉填料密度×层厚度和相对粉填料密度~ 60%。

  然后分两步实施基于Kennedy和OHagan校准框架的统计方法。第一步包括使用高斯过程回归构建替代模型,该模型与测量的熔池尺寸相结合,用于校准。下一步利用差异函数解释模型不足,以确保校准模型预测和实验测量之间的准确性。然后使用完全校准模型的熔池尺寸预测来确定图2中显示的未熔合和锁孔边界。

  根据观察到的与缺陷形成良好对应的熔池尺寸关系选择潜在缺陷边界,即确定锁孔的熔池宽度/深度关系(W/D)和确定未熔合边界的熔池深度/层厚度(D/t)关系绘制了几个锁孔标准,并与图2中实验表征的单轨进行了比较,以根据实验观察,可视化哪种边界最适合每种材料。根据文献中确定的值(W/D),选择用于比较的钥匙孔标准≤ 1.2,1.5,2.0),选择缺乏融合标准作为D/t ≤ 0.667. 使用支持向量机分类器(SVM)建立了成球缺陷边界,该分类器使用实验性单轨分类将加工图划分为成球区域和非成球区域。

  采用SVM和PSVM方法后,采用8个不同类别的不同输入变量,实现160个诊断模型(80个SVM诊断模型和80个PSVM诊断模型),并对两种分类方法(SVM和PSVM)的分类兼容性进行了分类精度评价。经过详细的比较,可以得出只有一个特定的类别可以得到最好的结果,即基于PSVM模型的类别#6,如图所示。基于PSVM的输电线路故障诊断模型比基于SVM的模型诊断准确率高。

  使用三次多项式核SVM分类器确定每种材料的成球区域。一旦确定了这些缺陷标准,就可以为每种合金创建最终的加工图。应注意的是,本工作中描述的用于构建加工图的方法是针对AM机器的,因为在不同机器中构建的单轨可能显示熔池形态的差异。

  为确保熔池之间适当融合,采用了基于几何的图案填充间距标准。该标准是在保守假设下得出的,即每个熔池的横向形状在印刷表面上方和下方均为抛物线形。由于难以预测熔池高度,也假设熔池高度等于层厚度。该标准规定,在两个连续轨迹中的两个熔体池之间形成空隙之前,可以使用的填充间距(hmax)的最大值如下所示:

  其中W是熔池的宽度,D是熔池的深度,t是层厚度。该方程允许仅基于熔池尺寸和层厚度确定参数空间中任意点的最大图案填充间距边界。该方程用于在每个合金的最终加工图上绘制最大舱口间距轮廓,如图3所示。从参数空间不同位置的每种合金中选择三个参数集,以打印8 × 8. × 8. 基于图3中的处理图的mm立方体。选择用于打印立方体的图案填充间距值向下舍入为五的最接近倍数。表2中列出了为每个立方体选择的参数。

  图3 L-PBF工艺参数图,带有最终选择的锁孔标准和最大舱口间距轮廓。Ni-20选择的钥匙孔标准在%Cu和Ni-5时铝含量为W/D ≤ 1.2和W/D ≤ 1.5对于Ni-5 在%Zr和Ni-8.8 在%Zr。缺乏融合标准保持在D ≤ 0.667t,并使用支持向量机(SVM)分类器将成球区域拟合到单轨实验数据。D:熔池深度,W:熔池宽度,t:粉末层厚度,hmax:最大填充间距。

  表2 选择打印8的处理参数列表 × 8. × 8. 图3中处理图的最佳工艺参数区域内的mm立方体。

  第2.2节中概述的校准框架提供了详细说明L-PBF参数空间中孔隙度形成区域的处理图。然而,这些地图并未提供详细信息,说明参数空间内微观结构特征的变化。表征微观结构特征差异的一个困难是这些特征的量化。溶质元素的微观偏析可以使用能量色散(EDS)或波长色散光谱(WDS)进行测量,但是,为大量样品生成此数据成本高昂且耗时。微偏析结构中的一次枝晶臂间距(PDA)已被证明取决于L-PBF中的激光功率和扫描速度。

  然而,在单个熔池内的不同位置,PDA可能会发生显著变化。因此,必须注意,PDA被用作一个方便的可量化值,目的是定性地映射参数空间中的微观偏析。单轨测量的PDAS值可能无法代表散装零件的PDAS值。然而,参数空间内PDAS值的下降趋势预计表明零件内整体微观偏析的减少。为了在激光功率扫描速度参数空间中绘制每种合金的微观偏析图,在所有四种合金系统打印的46个单轨中的每一个中测量PDA。然后,使用mba软件包中的R函数mba.surf,通过多级B样条逼近在PDAS数据集上进行激光功率扫描速度参数空间的插值,以在激光功率扫描速度参数空间中生成基于PDAS值的热图。

  平面生长而非细胞树枝状生长结构的观察结果由热图中的零值表示。这些贴图通过单轨和立方体的WDS合成贴图进行验证。最后,将热图与无气孔加工图相结合,以详细说明加工区域,从而形成具有所需微观结构结果的全密度零件。

  单轨印刷在与各合金成分相同的基板上。底板均在铸态条件下采购。镍-5 在1100℃时,对at%Al铸态基板进行均匀化处理 1摄氏度 h、 50%冷轧,700℃再结晶 1摄氏度 HNi-20 当铜含量为%时,铸态基板在1100℃时进行均匀化 1摄氏度 h、 50%冷轧,800℃再结晶 1摄氏度 H镍-5 在1000%的锆含量下,对铸态基板进行均匀化处理 1摄氏度 h和38%热轧(850℃) °C.镍-8.8 在850%的锆含量下,对铸态基板进行均匀化处理 1摄氏度 h和12.6%在800℃下热轧 °C。单轨为10 ,长度为mm,长度为1 ,磁道之间的间距为mm,每种材料以相同的46种激光功率和扫描速度组合打印,粉末层厚度恒定为49 µm,大致对应于粉末的d80(粉末粒度分布的第80百分位)。

  采用线切割电火花加工(EDM)切割单轨的横截面,并将这些试样抛光至0.25 用水基金刚石悬浮抛光液抛光µm,用0.04 µm胶体二氧化硅,用于2 H卡林方案2(5) g CuCl2,100 mL盐酸和100 mL乙醇)用于蚀刻单轨以获得光学和背散射电子显微照片。熔池尺寸取自三个位置每个单轨横截面图像中测量的平均值。一次枝晶臂间距(PDAS)是在蚀刻状态下使用单轨横截面的背散射电子显微照片成像的。在每个单轨的熔池边缘至少进行了20次PDA测量。每个单轨的三个横截面用于PDA分析,以确保观察结果代表整个熔池。显示平面增长的单轨被标记为PDA为0 µm。方块(8) × 8. × 8. 使用表2中列出的工艺参数进行微观结构分析。

  光学显微镜(OM)使用配备VH-Z100宽范围变焦镜头的Keyence VH-X数字显微镜进行。波长色散光谱(WDS)是在配备有LaB6电子源的CAMECA SX5电子探针微量分析仪上进行的。定量WDS成分图是在15%的设置下获得的千伏,50 nA和110 微秒像素停留时间,0.1 µm步长。在抛光状态下对试样进行WDS,WDS图以原子百分比(at%)显示。使用配备有场发射电子源的FEI Quanta 600 SEM拍摄背散射电子图像。




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