分享：横向静磁场对激光熔化增材制造Al-12%Si合金凝固组织的影响

帅三三1, 林鑫2, 肖武泉1, 余建波1, 王江1, , 任忠鸣1

1 上海大学材料科学与工程学院省部共建高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室 上海 200072
2 西北工业大学凝固技术国家重点实验室 西安 710072

摘要

关键词： 增材制造 ; 横向静磁场 ; Al-12%Si合金 ; CET转变 ; 热电磁力

激光熔化金属增材制造(3D打印)是一种通过使用激光束照射熔化金属粉末或丝材,激光移除后微小熔池快速凝固,从而由三维数字模型直接堆积形成三维构件的制造技术。由于这一“点-线-面-体”的成型特点,使之可制造几乎任何形状的构件,在航空航天等高端装备用复杂构件制造中,3D打印显示了突出的优势,具有广阔的应用前景。激光熔化金属增材制造的本质物理过程是粉末或丝材受高能激光束(105~107 W/cm2)加热熔化,脱离激光照射后受金属衬底或前一层合金的强冷作用在极短时间内(10-3~10-2 s)和高温度梯度下(105~107 K/m)的快速凝固[1,2]。其凝固结晶机制是在已有衬底或前一层合金上的外延生长与形核混合。由于该过程决定了构件的凝固组织,进而影响其使用力学性能,如何主动调控3D打印中的这一快速凝固过程始终是该领域的一个研究重点,亦是相关冶金工作者们所关心的问题,许多研究者针对此开展了大量研究。

Kobryn和Semiatin[3]进行了Ti-6Al-4V的激光沉积实验,研究了激光功率和扫描速率对显微组织、孔隙率和熔覆层高度的影响,发现柱状晶的宽度随激光扫描速率的增加而减小。这是因为提高扫描速率能够增加材料的冷却速率,从而细化晶粒,并首次提出了激光增材制造加工参数和显微组织之间的关系。王小艳等[4]采用300 W的YAG激光器对7050铝合金预拉伸板进行激光熔覆实验发现,当单点激光输入能量由160 J增加到190 J时,结合界面的裂纹缺陷显著改善,这一输入能量继续由190 J增大到220 J,并且同时使得脉宽由3 ms增加到5 ms时,界面获得了良好的冶金结合。Siddique等[5]通过研究选区激光熔化(SLM)加工Al-12%Si (质量分数)过程诱发的组织缺陷和对力学性能的影响发现,在20 J/mm3的低能量密度时零件致密度为92.20%,而在39.6 J/mm3的高能量密度下时,致密度可达99%,说明高的激光能量密度可以有效减小零件的气孔。Song等[6]研究了激光立体成型2Cr13不锈钢中反应气氛对沉积特征的影响,使用激光立体成型技术分别在空气、Ar气和N2条件下进行了一系列的单道熔覆和块状试样实验。作者分析发现,不同的反应气氛对沉积特征的影响主要是改变了有效能量输入以及熔池形状。具体地,在空气中发生的放热氧化反应增加了熔池的有效能量输入,大量的热使得熔池发生较大的变形,提高了单道熔覆的高度和宽度;在Ar气中产生大量的等离子流弱化了激光的照射,熔池的变形程度最小,但同时具有加热基体的作用。Liu等[7]研究了扫描路径对激光立体成型镍基高温合金Inconel 718的组织和力学性能的影响,使用单向光栅扫描和横向光栅扫描2种不同的激光扫描路径。实验结果显示,单向光栅扫描试样的组织由柱状晶组成,沿沉积方向外延生长。在横向光栅扫描实验中,柱状晶的连续定向生长被抑制,树枝晶在2个连接层的方向偏差增加。同时发现横向光栅扫描试样晶粒要比单向光栅扫描试样更细小。可以看出,现有激光熔化3D打印构件凝固组织的调控手段大都限于“热手段”,即改变激光的加热功率、加热速率、衬底和前层合金的冷却等。即使欧美等现行研究项目已经出现添加晶粒细化剂、采用超声振荡以及边成型边轧制的凝固过程/组织干预方法,但这些方法增加了金属3D打印工艺的复杂程度或者具有引入新杂质元素的风险。

电磁场是一种金属凝固控制的有效手段,合理地施加磁场可以实现晶体/晶粒的排列生长[8,9,10,11],溶质/初生相/夹杂物的分布控制[12]、触发柱状晶向等轴晶转变(CET)[13,14]、抑制金属流动[15,16,17]、引发热电磁流动[18,19,20]及其产生作用于固相的热电磁力[21,22,23]等。例如,Geotz和Hasler[8]研究磁场下单晶Bi的生长情况时发现,单晶Bi最小磁化率所对应的晶体学方向平行于磁力线方向。1981年,Mikclson和Karklin[24]对磁各向异性的晶体在均恒磁场中由于受到力矩的作用使取向发生旋转的现象做出了解释：在稳恒磁场中,顺磁性晶体中磁化率最大的晶轴将会与外加磁场方向平行,而抗磁性晶体中磁化率绝对值最大的方向会垂直于磁场方向。Tiller等[12]指出,当磁场强度足够大时,结晶凝固可能会消除对流对固/液界面处溶质分离的扰动,进而得到成分均匀的组织。王长久等[25]研究了强磁场对Al-7%Si (质量分数)合金凝固过程中初生α-Al枝晶分布的影响,发现强磁场可以抑制溶质Si向液相扩散,使初生α-Al枝晶中Si含量过饱和。Li等[21,26]研究了Al-Cu合金在施加磁场条件下的定向凝固行为,发现静磁场不但可以抑制溶体流动,还可以促发新的热电磁流,是凝固过程中固/液界面处固有热电流与外加磁场交互作用产生的热电磁力的结果。在较弱的磁场条件下,热电磁流对胞晶形貌和胞状固/液界面形貌有很大影响。在较强的磁场作用下,固相中的热电磁力形成了扭矩,导致枝晶断裂。

从以上研究可以看出,施加电磁场对一般金属凝固过程(定向及体凝固)具有显著影响。但电磁场对于激光熔化3D打印中微小金属熔池快速凝固过程的影响及其影响机理仍是需要深入研究的问题。这一研究的开展也将为采用电磁场进行激光熔化3D打印构件凝固组织的主动控制提供理论依据。余小斌[27]以及王维等[28]已经针对旋转磁场对激光熔化3D打印GH4169合金凝固组织的影响进行了初步研究,结果表明旋转磁场施加使得GH4169高温合金凝固组织中Laves相含量减少;随着磁场强度的增强,Laves相形貌由不规则蠕虫状变成颗粒状。但相关报道仍旧较少,特别是对于稳恒磁场的影响尚未见报道。围绕这一问题,本工作采用喷粉式激光熔化3D打印工艺,研究了外加横向稳恒磁场对3D打印Al-12%Si合金构件凝固组织的影响。选取Al-Si合金作为研究对象,一方面是因为其热物性参数较为完备,可以较为准确地进行稳横磁场下热电磁效应及其磁流体力学的相关计算;另一方面,铝合金体系的激光熔化增材制造成型本身也是一个值得研究的难点。

1 实验方法

送粉式激光熔化3D打印实验在AXL-AW700型非标自动激光立体成型机上完成,该立体成型机由AXL-700 W脉冲YAG激光器、X-Y二轴联动工作台和重力送粉系统3部分构成,图1a是其实物图。其主要参数如下：AXL脉冲激光器的激光能量0~700 W连续可调,调节精度为3.5 W;激光脉宽0~8 ms连续可调,调节精度为0.1 ms;激光频率0~15.4 Hz连续可调,精度为0.1 Hz;X-Y二轴工作台的最大行程均为±600 mm,行进速率0~300 mm/min连续可调,精度为1 mm/s;重力送粉器送粉量0~10 g/s连续可调,精度为1 g/s。3D打印过程中激光扫描速率的变化通过调节该工作平台行进速率实现。如图1b所示,实验中通过在试样两侧设置2块50 mm×40 mm×80 mm的烧结NbFeB永磁铁产生0.35 T横向稳横磁场。实验所用粉末为Al-12%Si合金粉,其成分(质量分数,%)为：Si 12.00, Fe 0.18,Cu 0.03,Zn<0.01,Mn<0.01,Mg<0.01,Al余量。由于喷粉式激光熔化3D打印对所用粉末流动性要求较高,粉末粒度选择直径50~100 μm范围,图2为所选用粉末的扫描电镜(SEM)形貌图及其粒度分布(测量结果来自Mastersizer2000激光粒度分析仪)。用平均孔洞直径74 μm筛子筛取适量粉末,置于恒温80 ℃的真空干燥箱中烘干12 h以上后用以进行激光熔化3D打印实验。

图1   实验设备实物图及磁场设置示意图

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

图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

为确保成型试样与基板良好的焊接,选用尺寸为500 mm×80 mm×60 mm的4047铝合金作为基板,通过螺纹固定于X-Y工作台,采用如图1b中的激光扫描路径,在打开送粉器之前首先打开激光器,进行一次无送粉的激光熔化过程,使基板预热。送粉器在激光开始第二次扫描时同时打开,通过调节送粉量、激光扫描速率及其激光能量,探索Al-12%Si合金的激光熔化3D打印成型条件。用石英砂纸对3D打印成型试样进行打磨,抛光后采用100 mL H2O+25 mL HNO3+15 mL HCl+10 mL HF配制成的腐蚀液进行组织腐蚀,腐蚀时间10~12 s。用DM6000光学显微镜(OM)进行金相及组织观察,采用Image J图像处理软件对金相照片中一定灰度值以上的面积分数进行统计测算成型试样的致密度。

2 实验结果

在激光熔化增材制造过程中,构件的成型是激光能量、扫描速率、层高、送粉量等多参数合理配合的结果。图3a为不同送粉量下的单层沉积试样。可以看出,送粉量过大(图中右侧虚线矩形框内试样)或者过小(图中左侧实线矩形框内试样)都会显著影响试样的沉积质量,多次沉积后表面缺陷不断累积,将难以成型。选定送粉量为30 g/min不变,不同激光能量、不同扫描速率下制得薄壁单道试样的致密度如图3b所示。从图中可以发现,无论是激光能量还是激光扫描速率,对成型试样致密度均为非线性的复杂影响。为了减少由于打印参数对实验结果带来的影响,本工作选取了测试时可以获得致密度为98.35%试样的工艺参数(送粉量：30 g/min,激光能量：600 W,激光扫描速率：4.2 mm/s)进行横向稳恒静磁场对激光熔化3D打印试样凝固组织影响的研究。图3c为该参数条件下制备的单道薄壁试样实物图。

图3   不同送粉量下单层沉积宏观形貌,不同激光能量和扫描速率下单道薄壁试样致密度曲线,以及最佳参数(送粉量：30 g/min,激光能量：600 W,扫描速率：4.2 mm/s)下制得的单道薄壁试样实物图

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)

选取如图4a所示的3D打印单道薄壁墙试样,截取图4a中黑色线框部位进行表征分析。图4b是从图4a的中间部位截取的组织示意图,图4c~f分别是试样在0和0.35 T的磁场强度下纵截面和侧截面整体组织变化情况。由图中可以明显看出,沉积试样呈现层状堆积的形态,Al-12%Si激光熔化增材制造后的组织主要是α-Al相(白亮带)和Al-Si共晶相+少量的α-Al相(灰暗区)为基本单元叠加构成,一般把水平的白色条带称为“层界面”。无磁场条件下试样存在很多气孔缺陷(图4c),致密度约为87.89%;而施加了磁场作用以后,试样的气孔缺陷得到明显的改善(图4d),致密度达到95.47%。

图4   3D打印Al-12%Si试样纵截面和侧截面的整体组织形貌

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

图5所示是从图4c和d中方框位置分别截取的0和0.35 T磁场强度下单道薄壁墙纵截面顶部、中部和底部的微观组织。在试样的不同高度的位置上,灰暗区内的组织存在差别。如图5e所示,在无磁场作用下靠近试样的底部区域,灰暗区还存在明、暗相间的斜向上弧状界面,称之为“珠界面”,该界面的形成是由于实验中使用的是脉冲激光器,不连续的激光使得每一层的成形过程由一颗颗熔池珠叠加而成。珠界面是激光走过的轨迹,也是重熔界面[29]。在灰暗区中α-Al相组织主要是以柱状枝晶为主,方向垂直于珠界面生长。初始几层成形时,基板可以吸收熔池大量的热量,此时熔池凝固速率较快,从激光停止到下一点激光发出时,熔池能够快速凝固,下一点激光打下来时就会在已凝固的组织上形成一个重熔界面。由于单道薄壁墙的沉积特性,热量主要通过已凝固的固相传递到基板再排出,伴随着熔覆高度的提高,基板的温度提高,熔池的凝固速率减慢,导致熔池不能在两点激光的短暂停顿间隙完全凝固,因此当到达一定的沉积高度后,珠界面消失[30]。同时,随着沉积高度的提高,组织也在发生变化,当成型到一定高度时,不仅珠界面逐渐消失,灰暗区内的α-Al相转变成如图5c所示的形貌,主要呈柱状,方向沿着沉积方向竖直往上,在枝晶间区域存在非常细小且致密的共晶组织。随着沉积高度的进一步提高,如图5a所示的试样顶部,灰色区域α-Al相依然以竖直向上的柱状晶为主,同时伴随着极少量的等轴晶,这主要是由于试样顶部的热量从空气中散失导致的。图5b、d和f为0.35 T磁场下制备样品的OM像,对比图5e和f可以看到,0.35 T磁场下试样底部区域同样存在珠界面,此时垂直于珠界面的柱状枝晶消失,由大量等轴状α-Al相分布于珠界面周围的组织所代替。试样中部(图5d)和顶部(图5b),α-Al相的组织同样发生了很大的变化,灰暗区域中沿激光扫描方向竖直向上生长的柱状枝晶消失,由取向不明显、细小杂乱的等轴状组织所代替,等轴晶组织的尺寸也得到细化。无磁场作用时,在试样的不同位置,α-Al相均以大量柱状枝晶为主要形貌;在0.35 T磁场强度下,α-Al相则是以大量等轴晶为主要形貌,说明磁场的作用从一定程度上促使柱状晶向等轴晶转变。对比图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磁场强度以后,试样的顶部、中部和底部的组织均发生明显的变化,在磁场的作用下,原来定向生长的枝晶都变成了等轴枝晶。

图5   激光熔化Al-12%Si试样不同位置的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)

图6为图5所示方框区域进一步放大以后观察到的0和0.35 T磁场强度下组织的典型枝晶形貌。由图6c可知,试样中部在未施加磁场条件下,柱状晶一次枝晶臂非常发达,二次枝晶臂较短,无明显三次枝晶臂的存在;在施加0.35 T的磁场强度后,如图6b和d中所示,在试样顶部和中间区域一次枝晶臂被打断,定向生长的柱状枝晶消失,转变成等轴生长枝晶,而且二次枝晶臂和三次枝晶臂变的发达。在试样底部(图6e和f)也可以观察到类似的变化,虽然柱状晶向等轴晶转变不是非常显著,但是也可以明显发现柱状晶向等轴晶转变的趋势,在部分区域形成了等轴晶组织,枝晶结构更加复杂多样。实验结果表明,磁场的引入不仅使得α-Al相由柱状晶向等轴晶发生转变,同时也促进了高次枝晶臂的发展。

图6   高放大倍数条件下激光熔化Al-12%Si试样不同位置的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 分析讨论

Al-12%Si合金在凝固时,由于激光熔化增材制造沿着沉积方向相反的传热特性,在熔池界面处存在较高的温度梯度,最先析出的初生相α-Al沿着沉积方向竖直向上生长,同时熔体中存在剧烈的对流,枝晶主干周围排出溶质被快速带离固/液界面处而使得高次枝晶臂生长受到抑制。在激光熔化增材制造过程中,熔池的固/液界面是非等温界面,存在很大的温度差ΔT,导致固/液两相具有不同的热电势ηS和ηL。由于合金中初生相和熔体都是导电体,把固/液界面前沿的局部区域看成是闭合回路,从而在枝晶上下端产生热电势差ΔV=(ηS+ηL)ΔT,从而形成热电流JTE (图7a和b所示),在外加磁场B作用下产生热电磁力FS=JTE×B。作用于初生α-Al枝晶上的热电磁力FS为[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,分别表示固相和液相的电导率;fS和fL表示固/液两相的体积分数;SS=1.1×10-6 V/K和SL=1.0×10-7 V/K,分别表示固/液两相的温差电势率或绝对Seeback系数。式(1)显示热电磁力随着磁场强度的增强而增大,通常激光熔化增材制造的温度梯度为106 K/m[1],通过式(1)计算,可以估算初生α-Al相在施加0.35 T稳恒磁场时所受到的热电磁力可达105 N/m3量级,这个力足以使部分枝晶或枝晶臂发生断裂(图7c),从而导致实验结果中所观察到的CET现象[14]。

图7   横向稳恒磁场下熔池中热电磁力对枝晶影响的示意图

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,外加磁场会使合金熔体的流动受到影响,从而改变熔体的溶质分布和温度分布,进而控制凝固合金的显微组织。磁场对熔体流动会产生2种相互竞争的作用,磁阻尼作用和热电磁对流作用。Lehmann等[18]和Khine等[31]研究发现,可以根据Hartmann常数(Ha)来判断是哪一种作用起主导作用：当Ha<10时,热电磁对流占主导作用,反之则磁阻尼占主导作用。Ha计算公式为[26]:

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

式中,磁场强度B=0.35 T,磁场下试样的特征尺寸L=2×10-3 m,金属熔体的电导率σ =3.65×106 A/(Vm),熔体黏滞系数μ =1.146×10-3 Ns/m2[32]。计算可知,当施加0.35 T静磁场时,激光熔化增材制造Al-12%Si熔池中的Ha约为39.51,大于临界值10,因此可以认为在这一过程中磁场对熔体起到了磁阻尼作用。如图7d所示,磁场抑制熔体对流的作用机理在于：假设磁场强度方向为沿X轴的正向B,液态金属以Vy的速率沿着Y轴正向流动,根据右手定则可知感应电动势沿Z轴方向,从而可以得到感应电流为沿Z轴的负方向I,根据左手定则可知感应电流和磁场相互作用会产生一个同熔体流动方向Y相反的Lorentz力Fχ,这个力会使熔体的流动减弱,从而起到抑制熔体流动的作用[33]。这个力的大小可以表示为：

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

式中,μ0为熔体的磁导率,Bx是沿着X方向的磁场强度。从式(3)中可以看出,Lorentz力和磁场强度的平方成正比,磁场强度增加可以有效地抑制熔体的对流。当在凝固过程施加0.35 T的静磁场时,由于静磁场对熔池在激光熔化和随后快速凝固过程中的熔体流动具有抑制作用,当初生相α-Al由于热电磁力作用被打断后,等轴晶生长具有一定的稳定性,促进了高次枝晶臂的发展。

4 结论

(1) 通过调节送粉量、激光功率和激光扫描速率等实验参数能够显著提高熔覆试样的致密度。选取最佳参数条件下的试样进行研究发现,在施加了磁感应强度为0.35 T的横向静磁场时,合金宏观组织无明显改变,仍由白亮带(以α-Al相为主)和灰暗区(以Al-Si共晶相为主)为基本单元叠加构成;但是合金微观组织发生明显改变,灰暗区内的α-Al枝晶从柱状生长向等轴生长转变,且枝晶臂更加发达。

(2) 通过分析发现,磁场作用下激光熔覆Al-12%Si合金发生柱状晶向等轴晶转变的主要原因是激光熔化沉积的高温度梯度,在磁场下产生的巨大热电磁力导致柱状晶发生断裂,从而诱发CET转变;同时由于磁场对熔体产生磁阻尼作用,抑制了熔体的流动,促进了等轴晶的高次枝晶臂发展。

来源--金属学报