俄澳三校聯合頂刊：晶粒形狀和織構對激光選區熔化增材制造鋁合金力學行為的影響
時間：2023-12-28 09:15 來源：增材制造碩博聯盟 作者：admin 閱讀：次
雖然力學性能的提高擴大了潛在應用的范圍，但對最終材料性能起關鍵作用的增材制造鋁合金微觀結構卻很難理解，而且變化很大。俄羅斯科學院強度物理與材料科學研究所、托木斯克國立大學聯合澳大利亞新南威爾士大學的研究人員通過微力學模擬，對選區激光熔化法（SLM）制造的鋁合金中的晶粒形狀和織構效應進行了數值研究。采用分步堆積法（SSP）生成了這些材料典型的三維晶粒形態。針對選區激光熔化過程中固有的隨機和立方織構柱狀晶粒的兩種模型，進行了單軸拉伸的晶體塑性有限元模擬。計算結果的對比分析表明，微觀應力場和應變場之間存在很大差異。立方體織構柱狀晶粒的存在使熔池內部的應力應變分布更加均勻，從而減少了細小等軸晶的高應力集中。
在選區激光熔化（SLM）技術中，高功率激光束沿著預定的激光路徑在基底上局部熔化金屬粉末。熔化的金屬迅速凝固，其表面重新涂上一層新的粉末。重復這些步驟，逐層制造出零件。SLM微觀結構則呈現出精細的蜂窩狀樹枝狀結構，其中幾百納米的α-Al樹枝狀晶胞完全被薄共晶層包裹（圖1c）。由于高含量的硅粒子，共晶層幾乎不能發生塑性變形，成為位錯運動的屏障。為了改善SLM合金的力學性能，需要對其進行熱處理，以破壞共晶層，使硅顆粒的分布更加均勻。
增材制造中有掃描方向（SD）、橫向（TD）和構建方向（BD）（圖2）。圖2g所示為一個多晶模型，用于擬合SLM AlSi10Mg合金的晶粒幾何形狀。激光束掃描粉末層的選定區域時，會產生重熔和凝固材料的細長平行軌道。通常情況下，SLM生產的鋁合金會在軌道邊界形成直徑為5-10μm的等軸晶粒，而在軌道的中心部分則會出現徑向柱狀晶粒，晶粒形狀縱橫比約為0.1。
其中xi和xi(n)分別表示任意晶胞和第n個晶核的坐標，所有晶核的R在SSP生成的每一步中以Δr遞增。為了繼續下一層晶粒的生長，前一層晶粒的部分區域會被清除，以消除它們與當前熔池區域的重疊，模仿材料的重熔。雖然每個熔池中的所有晶粒都以相同的方式生長，但與位于上邊界附近的晶粒不同，散射區域內的晶粒生長空間有限。在SSP生成過程中，占據邊界區域的晶粒逐漸填滿熔池區域，形成類似于實驗中觀察到的細長柱狀晶粒（圖2g）。
為了研究織構效應，對熔池內具有相同晶粒形態但不同晶體學取向的柱狀晶粒模型進行了兩組計算，如圖2b-c、e-f中反極圖（IPF）顏色所示。根據實驗數據，兩種模型中的柱狀晶粒分別具有隨機取向（圖2a-c）和織構（圖2d-f）的特征。在這兩種情況下，細小的等軸晶粒具有相同的取向。
晶粒的本構行為是基于晶體塑性模型來描述的，該模型以小應變為基礎。晶體塑性模擬中的一個挑戰性問題是描述剪切阻力并適當考慮強化機制。本文中采用唯象模型來描述臨界分切應力（CRSS），以減少計算和實驗成本。鑄造和SLM AlSi10Mg合金的共同特點是其屈服強度取決于枝晶亞基結構。枝晶晶胞直徑越小，屈服強度越高。因此，與鑄造合金相比，具有0.4-1μm樹枝狀晶胞的SLM鋁合金的屈服強度要高得多。在此基礎上，計算了SLM鋁多晶體的剪切阻力：
其中，τ0(α)是單晶體的CRSS值。第二項是晶界強化的Hall-Petch關系，每個晶粒的晶粒尺寸D都是單獨計算的。第三項是由于合金中存在共晶網絡而導致的τcrss值增加，是枝晶單元的平均尺寸。對于本文中的SLM材料，擬合常數k2不為零。第四項描述了應變硬化與等效塑性應變的函數關系：
其中a1、a2、b1和b2是根據實驗應力-應變曲線選擇的。鑄造模型和SLM模型的均質化應力應變曲線與相應實驗數據的對比見圖2h。<σ>是多晶模型所有積分點的平均von
Mises應力，ε是工程應變。在本研究中，選擇和的參數是為了不考慮SLM鋁合金中出現的蜂窩狀樹枝狀亞結構的影響。有研究表明，退火會使枝晶結構消失，而SLM加工中固有的晶粒結構和織構只表現出微小的變化。
在本研究中，SLM晶粒結構受到沿TD方向的拉伸加載。兩種模型的平均響應略有不同，但在晶粒尺度上形成的應力模式卻明顯不同。在這兩種計算中，應力場在加載的彈性階段就已經很不均勻（圖3a，b）。在熔池邊界附近和熔池內部形成了兩種不同的應力模式，分別與等軸晶粒和柱狀晶粒的存在有關。在立方體織構柱狀晶粒區域，應力明顯低于平均應力值，甚至遠低于隨機取向的柱狀晶粒中形成的應力（圖3a）。
局部應力集中產生于晶粒邊界：晶粒取向差越大，近邊界區域產生的應力就越大。如圖2e、f所示，當IPF投影到TD上時，底層熔池左側的柱狀晶粒呈白色；當IPF投影到SD上時，該晶粒呈粉紅色。這導致該晶粒的邊界出現明顯的應力集中（圖3d）。然而，在隨機取向晶粒的邊界附近還觀察到許多應力集中區域（圖3a、c、e）。具有緊密取向的織構晶粒顯示出更均勻的應力分布（圖3b）。
兩個模型中具有相同取向的等軸晶粒池邊界區域，但相同晶粒所承受的應力卻存在明顯差異，這歸因于柱狀晶粒取向的影響。織構晶粒抵抗外加載荷的能力較低，部分減少了相鄰等軸晶粒區域的應力，從而減少了經歷高應力集中的晶粒部分。關注公眾號: 增材制造碩博聯盟，免費獲取海量增材資料，聚焦增材制造科研與工程應用！
圖3c-f顯示了5%拉伸應變時SLM模型表面和中間部分的等效應力分布。在這兩種情況下，與表面晶粒相比，中間部分產生的應力更高。可將SLM鋁合金視為一種復合結構，其中每個熔池都被視為一個特定的結構元素，通過一層較硬的細晶粒層與其他元素隔開。這與模型側邊形成的變形引起的表面形態（圖4d）相吻合。在這兩種情況下，熔池的中心部分都以織構柱狀晶粒為特征。作為單獨的結構元素，熔池往往會發生相對移動。因此，在初始變形階段，熔池邊界就已在表面上清晰可見（圖4a），并在進一步加載時變得更加明顯（圖4b-c）。
考慮到斷裂，分析熔池邊界區域的塑性應變分布尤為重要。SLM Al-Si合金的熔池邊界沿線硅含量較高（圖1d），會大大降低晶粒的變形能力，這些區域可能成為微裂紋成核的來源。在這兩個模型中，高塑性應變的擴展區域都是沿著熔池邊界形成的（圖5虛線區域），在相鄰熔池之間形成了一層強烈變形的材料層（圖4c）。一些柱狀晶粒具有類似的塑性變形（圖5），但其塑性變形能力較低，熔池邊界區域更有可能形成裂紋核。在相同拉伸度下，隨機取向的柱狀晶粒鄰近的細晶粒積累的塑性應變比位于立方體織構區域的晶粒高（圖5a-d），更容易出現第一道微裂紋。
在選區激光熔化（SLM）技術中，高功率激光束沿著預定的激光路徑在基底上局部熔化金屬粉末。熔化的金屬迅速凝固，其表面重新涂上一層新的粉末。重復這些步驟，逐層制造出零件。SLM微觀結構則呈現出精細的蜂窩狀樹枝狀結構，其中幾百納米的α-Al樹枝狀晶胞完全被薄共晶層包裹（圖1c）。由于高含量的硅粒子，共晶層幾乎不能發生塑性變形，成為位錯運動的屏障。為了改善SLM合金的力學性能，需要對其進行熱處理，以破壞共晶層，使硅顆粒的分布更加均勻。
圖1 不同空間尺度下SLM AlSi10Mg合金的分層微觀結構：a)FSE圖像，b)EBSD圖，c)蜂窩狀樹枝狀亞結構，d)熔池中硅分布的EDS圖
在SLM
Al-Si合金的晶粒尺度上可以觀察到更為復雜的結構，在每個熔池中形成兩種截然不同的晶粒形態。熔池中心區域由拉長的柱狀晶粒組成，而熔池邊界則是細小的等軸晶粒（圖1b）。近邊界區域的細晶粒主要以隨機取向為特征，而柱狀晶粒的晶體學取向則受到一系列工藝參數的強烈影響。沿熔池邊界顯示了高濃度的硅，這應該是這些材料復雜變形行為的另一個原因（圖1d）。關注公眾號:
增材制造碩博聯盟，免費獲取海量增材資料，聚焦增材制造科研與工程應用！增材制造中有掃描方向（SD）、橫向（TD）和構建方向（BD）（圖2）。圖2g所示為一個多晶模型，用于擬合SLM AlSi10Mg合金的晶粒幾何形狀。激光束掃描粉末層的選定區域時，會產生重熔和凝固材料的細長平行軌道。通常情況下，SLM生產的鋁合金會在軌道邊界形成直徑為5-10μm的等軸晶粒，而在軌道的中心部分則會出現徑向柱狀晶粒，晶粒形狀縱橫比約為0.1。
圖2 具有隨機（a-c）和織構柱狀晶粒（d-f）的計算模型：柱狀晶粒（a，d）的反極圖（IPF）和TD（b，e）和SD（c，f）的晶粒結構，以及實驗IP 圖（g）和AlSi10Mg合金的實驗和計算應力應變曲線（h）
為了再現實驗晶粒的幾何形狀，采用了SSP構建SLM鋁合金的典型晶粒模型。首先，在180×250×180的網格上以1μm的網格步長生成了包含9749個晶粒的周期結構。按照圖2g所示的掃描模式建立了三層晶粒，每層對應一個熔池的高度。晶粒種子沿著激光軌跡的假想邊界散布。所有晶粒的生長都遵循相同的生長規律，即第n個晶核的形式為：
為了研究織構效應，對熔池內具有相同晶粒形態但不同晶體學取向的柱狀晶粒模型進行了兩組計算，如圖2b-c、e-f中反極圖（IPF）顏色所示。根據實驗數據，兩種模型中的柱狀晶粒分別具有隨機取向（圖2a-c）和織構（圖2d-f）的特征。在這兩種情況下，細小的等軸晶粒具有相同的取向。
晶粒的本構行為是基于晶體塑性模型來描述的，該模型以小應變為基礎。晶體塑性模擬中的一個挑戰性問題是描述剪切阻力并適當考慮強化機制。本文中采用唯象模型來描述臨界分切應力（CRSS），以減少計算和實驗成本。鑄造和SLM AlSi10Mg合金的共同特點是其屈服強度取決于枝晶亞基結構。枝晶晶胞直徑越小，屈服強度越高。因此，與鑄造合金相比，具有0.4-1μm樹枝狀晶胞的SLM鋁合金的屈服強度要高得多。在此基礎上，計算了SLM鋁多晶體的剪切阻力：
在本研究中，SLM晶粒結構受到沿TD方向的拉伸加載。兩種模型的平均響應略有不同，但在晶粒尺度上形成的應力模式卻明顯不同。在這兩種計算中，應力場在加載的彈性階段就已經很不均勻（圖3a，b）。在熔池邊界附近和熔池內部形成了兩種不同的應力模式，分別與等軸晶粒和柱狀晶粒的存在有關。在立方體織構柱狀晶粒區域，應力明顯低于平均應力值，甚至遠低于隨機取向的柱狀晶粒中形成的應力（圖3a）。
局部應力集中產生于晶粒邊界：晶粒取向差越大，近邊界區域產生的應力就越大。如圖2e、f所示，當IPF投影到TD上時，底層熔池左側的柱狀晶粒呈白色；當IPF投影到SD上時，該晶粒呈粉紅色。這導致該晶粒的邊界出現明顯的應力集中（圖3d）。然而，在隨機取向晶粒的邊界附近還觀察到許多應力集中區域（圖3a、c、e）。具有緊密取向的織構晶粒顯示出更均勻的應力分布（圖3b）。
兩個模型中具有相同取向的等軸晶粒池邊界區域，但相同晶粒所承受的應力卻存在明顯差異，這歸因于柱狀晶粒取向的影響。織構晶粒抵抗外加載荷的能力較低，部分減少了相鄰等軸晶粒區域的應力，從而減少了經歷高應力集中的晶粒部分。關注公眾號: 增材制造碩博聯盟，免費獲取海量增材資料，聚焦增材制造科研與工程應用！
圖3 拉伸應變為0.1（a、b）和5%（c-f）時，隨機晶粒（a、c、e）和織構柱狀晶粒（b、d、f）的SLM鋁模型表面（a-d）和中間部分（e、f）的等效應力場
圖4 SLM AlSi10Mg合金在15%（a）和20%單軸壓縮（b、c）條件下的實驗表面圖像，以及在5%拉伸應變下具有立方體紋理柱狀晶粒的模型中的表面圖案（d）
與應力分析結果一致，隨機取向柱狀晶粒模型和織構柱狀晶粒模型的等效塑性應變場顯示出明顯的差異（圖5）。隨機取向模型的塑性應變極不均勻，自由表面的局部應變最大。而織構柱狀晶粒在表面和中間部分都表現出更均勻的塑性應變。考慮到斷裂，分析熔池邊界區域的塑性應變分布尤為重要。SLM Al-Si合金的熔池邊界沿線硅含量較高（圖1d），會大大降低晶粒的變形能力，這些區域可能成為微裂紋成核的來源。在這兩個模型中，高塑性應變的擴展區域都是沿著熔池邊界形成的（圖5虛線區域），在相鄰熔池之間形成了一層強烈變形的材料層（圖4c）。一些柱狀晶粒具有類似的塑性變形（圖5），但其塑性變形能力較低，熔池邊界區域更有可能形成裂紋核。在相同拉伸度下，隨機取向的柱狀晶粒鄰近的細晶粒積累的塑性應變比位于立方體織構區域的晶粒高（圖5a-d），更容易出現第一道微裂紋。
圖5 拉伸應變為5%時，帶有隨機晶粒（a、c）和織構柱狀晶粒（b、d）的SLM鋁模型表面（a、b）和中間部分（c、d）的等效塑性應變分布
相關成果以“Effects
of the grain shape and crystallographic texture on the grain-scale
mechanical behavior of additively manufactured aluminum alloys”
為題發表在國際著名的增材制造頂刊Additive Manufacturing上。(責任編輯：admin)
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