激光粉末床融合多材料增材制造的最新进展和科学挑战(2)

3D打印科研前沿
2022
06/29
11:05
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来源:江苏激光联盟

导读:本文综述了多材料L-PBF的最新进展,包括多材料粉末沉积机理、熔池行为、印刷金属-金属、金属-陶瓷和金属-聚合物多材料组分的工艺特点以及潜在的应用。本文为第二部分。


4,多材料L-PBF调查中的材料和工艺特征
L-PBF中使用的金属粉末材料包括SS、铁基合金(SS除外)、铝合金、钛合金、钴基合金、铜合金、镍基合金和其他材料。还研究了陶瓷、玻璃和聚合物的L-PBF。研究人员将铝、铜、不锈钢、钛、铁合金与其他材料相结合,以研究经L-PBF处理的复合材料的微观结构和力学性能。与通常制备功能梯度材料的多材料L-DED研究相比,多材料L-PBF的研究通常直接结合两种不同的材料,而不是采用功能梯度材料的过渡结构。这是由于在L-PBF中分散多种材料粉末的技术难度。

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不同研究小组阐述的粉末特性、散装粉末行为、过程中粉末性能和最终制造零件质量之间关系的可视化。

尖锐的材料界面可能会导致问题,例如裂纹或脆化,这通常是由于两种材料中的元素缺乏溶解性、晶格结构不匹配、热膨胀变化以及热力学稳定的脆性金属间相的形成。相比之下,FGM结构的材料组成逐渐改变,消除了明显的材料边界。这减少了裂纹敏感区域的残余热应力集中,从而避免了裂纹扩展和材料分层。因此,FGM结构比锋利的材料界面更坚固,疲劳寿命更长。曼彻斯特大学的研究人员展示了一种超声波辅助L-PBF加工策略,该策略可以通过L-PBF工艺制造FGM。

4.1. 含铝双金属的L-PBF

Wang等人(2020年)利用L-PBF制备了具有良好冶金结合的双金属样品,该样品由两种铝合金al–12Si和al–Cu–Mg–Si组成。界面区出现的Al2Cu相中断了低硬度共晶Al–Si的显微组织。对AlSi10Mg–C18400的L-PBF的研究发现,Al2Cu是由al和Cu元素扩散产生的。由于L-PBF引起的晶粒细化,这两个研究中的双金属样品的拉伸强度和延伸率高于某些贱金属。断裂发生在基材上,而不是在材料界面上。Nguyen、Park和Lee(2019)报告称,金属间化合物层厚度会影响Fe和Al的结合强度,也就是说,膜越厚,结合强度越低。金属间化合物层的厚度随激光能量密度的增加而增加。

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选择性激光熔化(SLM)印刷工艺。

在多材料L-PBF中,材料直接熔化,不可避免地产生金属间化合物。另一方面,CS可以在各种基底上沉积金属、金属基复合材料和陶瓷而不熔化,从而避免了材料熔化在底层基底中造成的残余应力、相变、裂纹和热效应。Yin et al.(2018)在L-PBF加工的Ti6Al4V零件上通过CS沉积Al + Al2O3。如图5-a所示,材料界面未发现缺陷。

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图5a) L-PBF + CS制备的al - ti6al4v双金属样品及其界面显微组织,b)手指交叉互锁结构的316L-Cu10Sn双金属样品及其材料界面显微组织,c)有和没有粉末压缩的熔融粉末层对比,d)水平316L-Cu10Sn FGM样品及其不同成分区显微组织,e) 316L-C18400界面上的微裂纹, f) 316L-Cu10Sn界面上的微裂纹, g)熔融Invar36-Cu10Sn粉末层的分层, h) W-Cu界面微观结构, i) SS-PET界面上的微观界面结构, j) Cu10Sn-PA11 FGM截面的微观结构,k) Cu10Sn -玻璃FGM截面的微观结构。

4.2. 含铜双金属(Cu–SS)的L-PBF

Wei等人(2018)设计了一种微型横向指状交叉结构,以增加316L–Cu10Sn样品的材料接触面积(图5-b),从而提高界面结合强度。作者在Cu10Sn区发现了孔隙和裂缝(图5-b)。这是因为从超声波粉末分配器喷嘴排出的粉末在没有外部压实力的情况下自由落在粉末床上,导致粉末层松散且多孔。施加外力压缩超声波沉积粉末层可有效降低孔隙率(图5-c)。Wei等人(2019)采用超声波粉末点胶方法制备了一个水平316L–Cu10Sn FGM样品(图5-d),这很难使用传统的L-DED和L-PBF制造。尽管两种粉末的成分比例不同,但它们之间的冶金结合仍然令人满意(图5-d);然而,据报道,具有高熔点的316L粉末可能缺乏熔合。这一现象的原因与导致Cu–Fe的L-PBF中未熔合的原因相同。

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在316 L/CuSn10复合材料界面处进行EDS分析。

一些研究人员研究了L-PBF处理的316L–C18400–Cu10Sn样品的微观结构和力学性能。结果表明,双金属的拉伸强度和延伸率介于两种母材之间。双金属试样的横截面微观结构在材料界面处有元素扩散区,这有助于提高结合强度。值得注意的是,这些研究发现,在L-PBF制造的零件中没有形成脆性金属间相。相比之下,在316L侧的材料界面(图5-e和-f)上观察到微裂纹,但在铜合金侧未观察到微裂纹。这被认为是一种典型的液态金属脆化(LME)缺陷,其原因是固体金属在接触特定液态金属后失去延展性并随后脆化。在焊接异种金属的研究中,对这一现象进行了深入研究。

4.3. 含铜双金属(Cu–Fe)的L-PBF

许多研究人员已经研究了Cu–H13的L-PBF。报道了Cu和Fe的良好互扩散。观察到Cu-H13样品的拉伸强度介于Cu和H13之间。在凝固过程中,由于热应力和快速冷却,观察到裂纹。Anstaett 等(2017)报告说,铜合金和工具钢的沉积顺序影响了两者之间热膨胀失配导致的裂纹形成。

Sun、Chueh和Li(2020)对Ni–Cu的L-PBF进行的数值模拟表明,高熔点镍合金粉末无法达到其熔化温度;将未熔化的镍合金粉末与低熔点的液态铜合金混合;然而,他们没有提供进一步的理论分析来验证这项工作。在对铜-钨的L-PBF的研究中,报告了一个类似的现象:高熔点钨颗粒落入熔池中,未熔化。在L-PBF期间,入射激光束的大部分能量被层表面的粉末吸收,而底层的粉末仅吸收极少量能量。通过对双金属因瓦36–Cu10Sn的L-PBF的研究,证实了这一现象。正如所观察到的,最初能够熔化高熔点纯金属(因瓦36)的能量密度无法熔化因瓦36–Cu10Sn混合物。固化粉末层显示出明显的分层(图5-g)。铜合金完全熔化,高熔点因瓦36颗粒在粉末层顶部熔化。

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(a) Fe和(b) Ni在界面区域的EDX图。

此外,将Cu10Sn粉末屏蔽的未熔化因瓦36嵌入熔化的Cu10Sn中。作者报道,这是由于铜合金具有较高的热导率以及较低的激光吸收率和熔点。当铜粉部分覆盖粉末层的上表面时,它会显著反射激光束。然而,由于铜具有很高的导热性,吸收的能量很快就消散了。因此,位于铜粉下方的因瓦36粉末无法获得足够的能量来熔化。这个问题可以通过增加能量密度来解决。

4.4. SS双金属的L-PBF
Mohd Yusuf等人(2021)使用L-PBF制造316 L–In718双金属样品。试样的孔隙率低,无裂纹,材料界面表现出良好的冶金结合。固态和熔融态的两种合金晶体结构具有相同的单面中心立方晶体结构,不存在同素异形相变。这两种合金的主要成分,包括Fe、Cr和Ni,具有令人满意的溶解度。这三个因素使L-PBF适合加工镍-不锈钢FGM。Hengsbach等(2018)报告称,Marangoni对流效应决定了316L–H13双金属在L-PBF期间熔融316L–H13混合物微观结构的凝固。

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显微图(a)是在316L SS衬底上制备的IN718的反极图(IPF)彩色图,在(b)和(c)分别有极图和反极图。在[001]方向上制备出大的柱状晶粒和强的织构。显微图(d)是IN718和316L SS衬底之间接头界面的IPF彩色图。a)和d)标记为500 μm。

Ti6Al4 V和316l中的Ti和Fe元素分别在激光熔化过程中合成有害的脆性金属间相,如TiFe和TiFe2,从而降低结合强度和裂纹。因此,Tey等人(2020)提出了L-PBF制备的Ti6Al4 V/316L双金属样品,具有0.5 mm CuA铜合金中间层。他们发现,Ti6Al4V-CuA界面中含有三种有害相(即L21有序相、非晶态相和Ti2Cu)是影响整个组件机械强度的关键界面。熔池的非均匀性导致在相对脆性的基体中形成强硬的强化相,从而控制了激光能量输入。这有助于增加相对强硬的界面α-Ti相的比例和减少其他脆性相。

4.5. 钛合金双金属的L-PBF
Ti5Al2.5Sn和Ti6Al4 V具有令人满意的抗氧化性以及良好的冶金兼容性和焊接性;因此,它们可以通过激光焊接等焊接方法轻松连接。Wei等人(2020)证明,L-PBF也适用于加工由这两种材料组成的复杂零件。Ti5Al2.5Sn和Ti6Al4之间的窄无缺陷冶金结合界面 观察到元素相互扩散的V层。界面结合强度超过Ti5Al2.5Sn层。

Ti6Al4中的Ti和Ni元素 V和In718分别在冶金上不相容,并产生脆性金属间相,如TiNi3和Ti2Ni。Scaramuccia等人(2020年)报告称,当In718含量超过20%时,在L-PBF制造的Ti6Al4V–In718 FGM中广泛观察到Ti2Ni引起的裂纹 重量百分比(%)。

4.6. 金属-聚合物组件的L-PBF
Chueh等人(2020年)结合了两种AM方法,即L-PPF和FDM,用于加工金属聚合物(SS-PET)零件。特殊设计的联锁结构(图5-i)允许PET与SS形成联锁结构。SS–PET接头表现出令人满意的剪切和拉伸强度。在另一项研究中,Chueh等人(2020年)设计了一种独特的双振动粉末沉积装置,用于分配轻质低流动性聚合物粉末(PA11)。使用该设备,他们成功地制造了Cu10Sn–PA11 FGM样品(图5-j),并进一步研究了激光熔融过程中金属和聚合物之间的相互作用(Chueh,Zhang,et al.2020)。他们指出,由于这两种材料的熔点存在显著差异,在设计金属-聚合物零件时必须避免这两种材料的直接接触,以防止聚合物因金属的高熔点而蒸发。他们还发现,在Cu10Sn粉末中添加少量PA11(5 vol%)可显著改善L-PBF处理的Cu10Sn的表面质量。

4.7. 金属陶瓷/玻璃组件的L-PBF
金属-陶瓷复合材料可以显著提高零件的表面硬度、耐磨性、化学惰性和温度稳定性。Trenke、Müller和Rolshofen(2006)提出了L-PBF过程中三种可能的金属-陶瓷粉末组合:层状金属-陶瓷、金属-陶瓷粉末复合材料和熔融金属层上的陶瓷涂层,这些都可以通过L-PBF生产。Koopmann、Voigt和Niendorf(2019)发现熔融陶瓷无法完全粘结到钢表面。然而,采用重熔策略后,粘结强度提高,从而在金属-陶瓷界面形成锯齿状互锁微观结构。

硼化物增强钛基复合材料是一种很有前途的航空航天材料。例如,成分分级涡轮叶片的AM采用此类材料。TiB相的形成源于Ti和TiB2之间的原位反应,该反应由高功率激光照射触发。Shishkovsky、Kakovkina和Sherbakov(2017)的一项类似研究也报告了这种现象。

Zhang等人(2019)提出了L-PBF制造的金属-苏打-石灰玻璃吊坠,并在材料界面实现了令人满意的机械粘合。作者还报告了缺陷,包括热影响区(HAZ)中的玻璃颗粒熔化不足以及熔融玻璃层中的裂纹。在另一项调查中,展示了金属-玻璃FGM样品。这些样品的横截面如图5k所示。材料界面未观察到元素扩散,断裂发生在靠近陶瓷基复合材料区的界面处。

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激光熔化后每个粉末比率的垂直梯度结构和表面视图示意图,(a)金属相,(b)15%玻璃(MMC),(c)35%玻璃(过渡相),(d)65%玻璃(CMC),(e)玻璃相,(f)铜合金和玻璃之间的界面,无FGM。

无论材料性能是否兼容,在L-PBF中处理的两种材料之间的界面通常表现出令人满意的冶金结合。值得注意的是,对于双金属L-PBF,如果两种金属的晶格参数不匹配、元素不相容或熔点相差很大,则很容易出现缺陷(包括金属间相、LME、微裂纹和未熔合)。

5 多材料L-PBF的讨论和挑战

5.1. 材料科学挑战
虽然L-PBF可用于制造bi材料和FGM结构,但它在材料科学方面仍面临挑战,包括了解脆性金属间相形成、LME、未熔合和元素偏析现象。如果两种材料的晶格不匹配,元素缺乏溶解性,或者两种材料的熔点和密度相差很大,则可能会出现这些缺陷。下面讨论这些缺陷的形成机制和解决方案。

5.1.1. 脆性金属间相

在L-PBF中异种金属的熔化过程中,金属中的元素按照一定数量的原子进行扩散和结合。这可能导致新相(即金属间相),其晶格类型与母材完全不同。如果组成合金的元素的电子层结构、原子半径和晶体类型相对不同,则很容易形成这种新相。这些金属间相通常相当脆,并且具有高硬度值和熔点,这会在凝固部件中产生缺陷,例如裂纹。可以应用三种技术来克服金属间相引起的问题。

(1)相图计算(CALPHAD)

对无机材料的物理性质有相当大影响的一个重要特征是相。相图由实验测量和统计热力学分析组成,为理解材料在不同温度和成分下的特性提供了基本信息。基于实验和热力学分析的相图计算通常被称为CALPHAD,Kaufman和Bernstein首先介绍了CALPHAD。

CALPHAD方法根据每个组分相(即气相、液相、固溶体和化合物)的晶体结构建立热力学模型。通过评估和筛选多材料系统在一定温度和压力下的实验和理论计算数据,可以确定材料系统中各相的吉布斯自由能。在此步骤中,必须对模型参数进行拟合和优化。最后,使用CALPHAD建立了多组分材料系统的热力学数据库。图6显示了CALPHAD方法的流程。CALPHAD是一种有用的热力学计算方法,可用于确定多组分系统的热力学性质。此外,它也是材料动力学和微观结构演化模拟的热力学基础。因此,CALPHAD方法被广泛用于新材料和新工艺的研发。

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图6 CALPHAD流程图(Xu et al.2016)。

CALPHAD方法是一种有用的技术,用于显示梯度金属材料L-DED和L-PBF制造凝固阶段金属间相的驱动力、沉淀成核动力学和溶质偏析/分配。正确选择相平衡计算(Bobbio,Otis,Paul,et al.2017)或非平衡热力学计算(Liu et al.2020)可以为准确预测L-DED中FGM的相形成提供关键信息。该方法在功能梯度材料L-DED的研究中得到了广泛应用,值得在多材料L-PBF的研究中应用。金属间相的形成与材料的组成比直接相关。因此,在功能梯度材料中,可以根据热力学计算结果人工设计材料A到B的过渡路径。这使得跳过产生金属间相的材料比范围成为可能,从而从根本上避免产生这些有害相(Reichardt 2017)。冷却速度对FGM AM期间的相变和晶粒生长有重要影响(Bobbio、Otis、Paul等,2017)。因此,可以使用CALPHAD方法根据相图预测加工过程中的相形成,并且可以将加工温度控制在理想范围内,以避免出现第二相(Bobbio et al.2018)。

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CALPHAD流程图。

(2)在两种基材之间添加过渡层

脆性金属间相问题的另一个实际解决方案是添加过渡层,过渡层由与两种基材相关的具有良好冶金兼容性的元素组成。过渡层防止两种基材之间的直接接触,从而最终阻止金属间化合物的形成。

(3)增加材料延展性的第三种金属元素

在多材料L-PBF工艺中加入少量第三种金属元素是提高金属间相延展性的潜在解决方案。例如,通过添加0.02–0.05 对于脆性多晶Ni3Al,Ni3Al的室温拉伸伸长率可从约0–40%–50%增加。通过用Ni和Fe部分替换Co3V金属间相中的Co,Co3V的晶格可以从非塑性六角形结构(D019)转变为塑性面心立方结构(L12)。

来源:Recent progress and scientific challenges in multi-material additive manufacturing via laser-based powder bed fusion, Virtual and Physical Prototyping,DOI: 10.1080/17452759.2021.1928520

参考文献:“The Microstructure and Mechanical Properties of Selectively Laser Melted AlSi10Mg: The Effect of a Conventional T6-Like Heat Treatment.” Materials Science and Engineering A 667: 139–146. doi:10.1016/j.msea.2016.04.092.

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