Issue |
JNWPU
Volume 42, Number 6, December 2024
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Page(s) | 1063 - 1070 | |
DOI | https://doi.org/10.1051/jnwpu/20244261063 | |
Published online | 03 February 2025 |
Study on the microstructures of SLM IN718 based on solidification model
基于凝固模型的选区激光熔化IN718微观组织研究
1
State Key Laboratory of Solidification Processing, Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China
2
Suzhou Yunjing Metal Technology Co., Ltd, Suzhou 215024, China
Received:
5
December
2023
During the selective laser melting(SLM) process of IN718, different process parameters have a significant impact on its microstructure. To analyze the interrelationship between process parameters and microstructure, in this study, the relationship between primary dendrite arm spacing(PDAS) and process parameters was established through a solidification model, and the accuracy of the model was verified through experiments. Both the calculation results and the experimental results show that when the laser power increases, PDAS increases accordingly; while as the scanning speed and hatch distance increase, PDAS decreases accordingly; and from the bottom to the top of the molten pool, PDAS gradually increases. At the same time, the top of the molten pool is more sensitive to the change of process parameters, while the middle and bottom are relatively insensitive. These research results are of certain guiding significance for the microstructure regulation of IN718.
摘要
IN718合金在选区激光熔化(selective laser melting, SLM)过程中, 不同的工艺参数会对其微观组织产生显著影响。为分析工艺参数和微观组织的相互关系, 通过凝固模型建立了一次枝晶间距(primary dendrite arm spacing, PDAS)与工艺参数之间的关系并通过实验验证了模型的准确性。计算结果与实验结果均表明: 当激光功率提高时, PDAS随之增加; 而扫描速度与扫描间距增加时, PDAS随之减小; 从熔池底部至顶部, PDAS呈逐渐增加的趋势, 同时熔池顶部对工艺参数的变化较为敏感, 而中部与底部相对迟钝。研究结果对IN718合金的微观组织调控具有一定的指导意义。
Key words: IN718 / process parameter / PDAS / solidification model
关键字 : IN718 / 工艺参数 / PDAS / 凝固模型
© 2024 Journal of Northwestern Polytechnical University. All rights reserved.
This is an Open Access article distributed under the terms of the Creative Commons Attribution License (https://creativecommons.org/licenses/by/4.0), which permits unrestricted use, distribution, and reproduction in any medium, provided the original work is properly cited.
Inconel 718(IN718)作为镍基高温合金之一,自20世纪50年代末被美国INCO公司发明以来,以其优异的机械性能而被广泛地应用于航空航天工业中的各类发动机部件[1]。例如,在CF6发动机中,IN718合金就占了其总质量的34%,在PW4000发动机中占了总质量的57%[2]。然而,由于IN718具有较高的硬度与较低的热导率,在加工复杂形状零部件时将极大地增加生产成本[3]。增材制造技术很好地解决了这个问题,它不仅能加工复杂形状的零部件,同时还能减少材料的浪费[4]。
选区激光熔化(selective laser melting, SLM)技术作为激光增材制造技术的一种,相较于其他增材制造方法,其特点在于具有更高的成形精度与产品致密度[5]。考虑到这些特点,其常常被用于高端领域精密部件的制造[6]。有研究[7]表明通过SLM技术制备的IN718相较于传统铸造、锻造工艺制备的IN718具有更加细小的晶粒,同时其在室温下的机械性能优于铸造和锻造的零件,且在高温下具有和锻造零件相当的性能。
SLM的加工过程涉及多个物理场的相互作用,不同的工艺参数会对IN718合金的微观组织产生显著的影响[8]。要深入分析工艺参数与微观组织之间的关系,关键在于精确量化这一过程中所涉及的各项关键物理量,如温度梯度、枝晶生长速度等。而传统的实验方法并不能准确、全面地测定此过程的各项物理量,因此许多学者选择通过数值模拟的方法进行研究。Zhou等[9]结合离散元和计算流体动力学,对IN718在SLM过程中匙孔的形成机制进行了研究。Aditya等[10]通过有限元和经验公式的方法,对IN718在SLM过程中工艺参数与微观组织的关系进行了研究,结果表明一次枝晶间距对扫描速度的变化更为敏感。Nie等[11]通过结合有限元和随机分析方法,对IN718在增材制造过程中枝晶的生长、铌的偏析以及凝固过程中Laves相颗粒的形成进行了研究,研究表明温度梯度与生长速率之比越低越有利于形成离散的Laves相颗粒,反之则更有利于形成连续分布的Laves相颗粒。尽管许多学者利用数值模拟方法对IN718的增材制造过程进行了研究,但大部分研究并没有直接提出工艺参数与微观组织之间的关系,且所采用的计算模型大多极其耗时。故而亟需一种迅速且准确的方法对各项工艺参数与微观组织之间的关系进行定量分析。
本研究通过将离散元仿真与基础凝固模型相结合的方法,对不同工艺参数及打印策略下的熔池微观组织进行了研究。建立了热传导模型,对IN718的SLM过程进行仿真建模,并根据实验在多种工艺参数下重复仿真。利用计算场计算各点处的凝固参数,然后将其引入凝固模型,计算出理论一次枝晶间距。将计算结果与实验结果相比对,最终验证了计算方法的准确性。本研究中所提出的计算方法对于预测IN718在SLM过程中的微观组织具有一定的参考价值,也能够为调节IN718的微观组织提供一定的指导。
1 实验材料与研究方法
1.1 实验材料与方法
本研究使用的实验仪器为西安铂力特增材技术股份有限公司生产的BLT-S210,该设备主要由高精度升降台与铺粉刮刀、高功率连续波光纤激光器与相关光路、运动控制系统等组成。其采用的是连续光纤激光器,光斑直径约为60 μm,最大成形尺寸为105 mm×105 mm×200 mm,成形过程在高纯氩气保护下进行。所用IN718的化学成分如表 1所示。实验前将金属粉末在150 ℃下进行24 h烘干处理,以去除其中的水分,保证粉末流动性。
IN718的化学成分
为验证模拟的普适性,本研究采用了多种工艺参数对模拟结果进行验证。所采取的打印工艺如表 2所示。
打印工艺参数
其中01~18号试样均采用单道的打印策略,旨在研究不同激光功率和扫描速度下一次枝晶间距的变化。而19~28号试样采用多道的打印策略,旨在研究扫描间距和扫描策略对一次枝晶间距的影响。打印完成后,对打印样品进行打磨、抛光、腐蚀,之后在Tescan Clara GMH场发射扫描电镜下观察微观组织。所用腐蚀液配方为2 g CuCl2+40 mL HCl+40 mL C2H5OH。在不同位置多次取样并测量一次枝晶间距,取其均值,最终得出不同位置处的一次枝晶间距。
1.2 凝固模型
1.2.1 粉末床建模
本研究通过离散元建模软件构建三维粉末床模型。综合考虑实际情况与计算时长,粉末床计算域为400 μm×1 000 μm×170 μm。具体粉末床建模过程如下:
1) 在计算域内预设基板,基板尺寸为400 μm×1 000 μm×120 μm。对计算域内各单元做划分,将粉末与基板设为固体,将其余部分设为空气;
2) 进行铺粉。本研究设置的粉末粒径为15~45 μm,其分布符合高斯分布。粉末颗粒于基板上方50 μm处随机生成,填充方向垂直于基板上表面;
3) 定义粉末床的热物性参数。其部分热物性参数如表 3所示。
1.2.2 热传导模型构建
在SLM过程中,当激光照射在粉末床表面时,一部分会被粉末颗粒吸收,而另外一部分则不会。故而在计算激光能量时需要考虑其中能量吸收率的问题。本研究所用热源为高斯面热源,其分布函数方程如(1)式所示。
式中:q(r)为高斯热源在半径r范围内的热流量密度; η为激光吸收率, 本研究中设定为0.38;P为激光功率; RL为激光束半径; r为光斑与热源中心距离。
同时, 熔池顶部也存在着热量损失, 在整个SLM过程中的热量损失包括: 对流换热、热辐射以及蒸发潜热。热量损失可以采用(2)式表示。
式中:hc为对流换热系数; T为表面温度; TR为室温; σ为Stefan-Boltzmann常数;ε为辐射系数;qevap为蒸发潜热,可由(3)式表示。
式中:ΔHv为有效蒸发焓; M为摩尔质量; R为气体常数; Tv为沸点。
1.2.3 解析模型构建
为简化计算, 本研究做了以下假设: ①胞晶为圆柱状, 曲率过冷忽略不计; ②等温面、固液界面均为平界面, 均垂直于长大方向; ③不考虑潜热; ④固液界面热导率相等。
根据界面稳定性[13]理论, 界面稳定时的扰动波长可由(4)式给出。
式中: δ为正弦波的振幅; V为固液界面推进速度; m为相图中液相线的斜率; Gc为δ=0时的溶质浓度梯度; Γ为表面张力常数; ω为振动频率, ω=2π/λ; D为溶质在液相中的扩散系数; G为液相中的温度梯度; p=1-k0; ω*为液相中沿固液界面溶质的波动频率, 。
基于Fisher等[14]的假设, (4)式可改写为
为求保持界面稳定的最小扰动波长λi, 可令E=0。此时存在2种情况: ① , 此时λi→∞; ②mGc-G=Γω2, 此时
。
Langer等[15]认为此时的最小扰动波长等于稳定生长的枝晶尖端半径, 即
根据Fisher解以及一维通量平衡, 枝晶尖端浓度梯度可进一步表示为
将(7)式代入(6)式,整理后可得
(8) 式即枝晶尖端半径与温度梯度和固液界面生长速度之间的关系。
为进一步精确计算结果, 还需要对枝晶生长速度做分类讨论。这是由于在生长速度较低时, 枝晶尖端曲率半径将会很大, 而生长速度较高时, 枝晶尖端曲率半径很小[14]。于是(8)式可进一步化为
令(9)式与(10)式相等即可得出此过程的临界速度, 即
在IN718的实际SLM过程中, 常常会获得柱状树枝晶组织。而胞晶端部曲率半径与一次枝晶臂间距存在如(12)式所示关系。
式中,Ct为枝晶端部的溶质浓度。
枝晶端部的溶质浓度同样也受界面稳定性的影响, 当界面稳定时枝晶端部的浓度可表示为
式中:L为取决于扰动谐波数的常数; A为曲率作用长度与溶质扩散距离的比值; Pc为溶质Peclet数。
将(13)式代入(12)式可得
再将(14)式代入(9)式和(10)式可得:
当V < Vtr时
当V> Vtr时
式中:ΔT0为相图中固相线与液相线的差值,可通过ΔT0=mC0p/k0计算,Tm为平衡相图中的熔点。
在实际生产过程中由于极大的温度梯度与冷却速度, 枝晶的生长速度其实非常大, 故而(15)式已无需计算, 然而对于(16)式, 其中k0表示平衡分配系数, 然而在增材制造过程中, 实际上发生的是非平衡凝固, 故而需要重新定义一个与凝固速度相关的分配系数。此分配系数可表示为
式中:δx为溶质扩散层厚度。
2 计算结果与验证
2.1 熔池温度场特征
为初步验证模拟的合理性,导出IN718在SLM过程中的温度场, 如图 1所示。图 1a)为打印过程中的粉末床状态,图 1b)为熔池前端的粉末床。可见,越靠近激光光斑中心,温度越高,随着位置逐渐远离光斑中心,其温度也随之降低。以IN718的固相线温度1 523 K和液相线温度3 188 K作等温线,结果如图 1b)所示。
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图1 IN718温度场仿真结果 |
值得注意的是,本研究以平衡相图中的固相线温度为熔点,低于此温度的单元体判定为液态,高于此温度的单元体判定为固态。由此可见,在熔池前端,温度梯度较大、熔池形状不规则,这是由于在熔池前端受激光的直接影响,对流明显;在熔池中部,温度梯度减小,熔池形状变得规则且相较于前端更深更宽;在熔池末端,温度梯度最小,且熔池变浅变窄。
2.2 熔池形貌验证
为进一步验证仿真结果的准确性,在扫描功率为220 W,扫描速度为800 mm/s的工艺参数下进行实验。对比模拟结果与实验结果,如图 2所示。由图 2中可以看出,熔池宽度的模拟结果与实际情况非常接近,误差仅为5%,属于合理误差范围。而熔池深度的模拟结果与实验结果相差略大,误差近10%,这是因为在模拟过程中采用了面热源,仅对粉末床上表面进行加热,导致热量传输方式是由粉末床顶部向基体内部的单向传热。而实际实验中,由于激光的穿透效果,热源更类似于体热源,此时的熔池较深。
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图2 垂直于构造方向的熔池形貌 |
2.3 工艺参数及熔池位置对一次枝晶间距的影响
IN718合金在激光粉末床熔融过程中,由于Laves相常常在枝晶间析出,形成基体、Laves相间隔排列的形貌,故而在测定一次枝晶间距时,常常以Laves相作为枝晶边界,借此判断间距。为探究工艺参数对PDAS的影响,本研究进行了多组实验,部分实验表征结果如图 3所示。图 3a)~3b)为不同激光功率下的熔池微观组织,可以看出随着激光功率提高,PDAS变大。图 3c)~3d)为不同扫描速度下的熔池微观组织,可以看出当扫描速度提高时,PDAS会逐渐减小。图 3e)~3f)为不同扫描间距下的熔池微观组织,可以看出当扫描间距逐渐变大时,PDAS会随之减小。值得一提的是在沉积态的样品中,不仅包含柱状晶组织,还有少量的等轴晶组织,这些组织一般分布于熔池边缘区域。在本研究中也同样观察到了这些等轴晶组织,但是由于可统计的数据量过少以至于无法得出一般性的规律,所以本文并未对等轴晶的PDAS如何变化进行更深入的研究。
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图3 不同工艺参数的微观组织 |
图 4a)~4d)为单熔道熔池垂直于构造方向的截面,其中图 4a)为熔池截面全貌,图 4b)~4d)分别为熔池底部、中部、顶部的微观组织。由图 4b)~4d)可以看出在单熔道熔池中熔池底部的PDAS最小,而熔池顶部的PDAS最大。
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图4 单道打印时的微观组织 |
这是因为在增材制造的快速熔凝过程中,熔池底部的温度梯度与凝固速度最大, 而熔池顶部的温度梯度与凝固速度相对较小。根据(16)式可知,随着温度梯度与凝固速度的减小,PDAS逐渐增大。值得一提的是,在图 4b)中存在柱状晶方向不一致的情况,这可能是因为在凝固过程中不同方向的柱状晶生长速度不同,择优取向上的枝晶生长速度最快,以至于截断了其他方向上的枝晶生长路径,最终造成了实际表征时柱状晶方向不一致的情况。但是经过大量统计后发现方向上的差异并不会造成PDAS的显著变化,影响PDAS的主要因素依旧是温度梯度和生长速度。考虑到不同位置处的PDAS存在一定的差异,有必要分别进行统计。
对于多熔道熔池,其微观组织如图 5所示。其中图 5a)为单个熔池在垂直于构造方向的全貌SEM表征图,图 5b)~5d)分别为熔池底部、中部、顶部的微观组织, 由图 5b)~5d)可以看出,多熔道熔池不同位置处的PDAS并不存在明显差异。这是因为在多层打印时,第n层熔池上半部被第n+1层熔池重熔,导致未重熔部分在原熔池中跨度较小,所以并不存在明显的温度梯度和凝固速度的差异,故而无法引起PDAS的显著变化。所以在比较不同工艺对PDAS的影响时,可以多处测量取平均值。
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图5 多道打印时的微观组织 |
2.4 计算结果与分析
将仿真所得的温度场结果导出并代入解析模型后求解单熔道熔池内的一次枝晶间距,所得结果如图 6~7所示。图 6a)~6c)分别为熔池底部、中部、顶部的PDAS,对比模拟结果和实验结果可知,模拟结果较为准确(最大误差为22%)。不论是模拟结果还是实验结果,整体来看,PDAS均随着激光功率的增加而增加。这是因为扫描功率主要影响着激光能量的热输入,扫描功率提高将会导致激光束能量输入提高,考虑到激光束为高斯热源,能量输入的提高必然导致光斑中心至边缘的温度梯度上升,同时IN718的低导热性将极大地降低此时的枝晶生长速度。最终在温度梯度与凝固速度的综合影响下,PDAS会随着激光功率的提高而增加。在扫描速度不变,扫描功率由100 W提高至300 W的过程中,温度梯度由7.07×107 K/m上升至7.98×107 K/m,凝固速度由0.7 m/s降低至0.36 m/s。对比PDAS随功率变化的模拟结果,可以看出从熔池底部到熔池顶部PDAS逐渐增加,同时对应激光功率的变化,熔池顶部最为敏感,熔池中部最为迟钝。这是由于熔池中部热传导方式单一,激光功率的变化不足以对该部位的一次枝晶间距产生显著影响。
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图6 不同激光功率下的一次枝晶间距 |
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图7 不同扫描速度下的一次枝晶间距 |
图 7a)~7c)分别为不同扫描速度下熔池底部、中部、顶部的PDAS,由图可知,大部分模拟结果与实验结果较为匹配(最大误差为20%),且PDAS均随着扫描速度的增加而降低。这是因为在SLM过程中熔池形貌几乎不会发生变化,故而扫描速度提高必然导致熔池的移动速度加快,即固液界面推进速度增加,由(16)式可知,这最终会导致PDAS的下降。
根据计算结果推导可得,在扫描功率不变,扫描速度从400 mm/s增加至1 100 mm/s的过程中,温度梯度由3.20×107 K/m上升至7.90×107 K/m,凝固速度由0.33 m/s增加至0.42 m/s。对比PDAS随扫描速度变化的模拟结果,可以看出从熔池底部到熔池顶部PDAS也逐渐增加,同时熔池顶部和中部的PDAS对于扫描速度的变化最为敏感,熔池底部对于扫描速度的变化相对迟钝。
分别统计不同扫描工艺下的模拟和实验结果,如图 8所示。图 8a)为采用zigzag扫描策略时,扫描间距对平均PDAS的影响。由图可知在扫描间距较低时, PDAS随扫描间距的增加缓慢降低;在扫描间距较大时,PDAS随扫描间距的增加迅速下降。图 8b)为采用zigzig扫描策略时,扫描间距对平均PDAS的影响。由图可知在扫描间距较低时,PDAS随扫描间距的增加迅速降低;而扫描间距较大时,PDAS却变化缓慢。以上结果说明,在zigzag扫描策略、高扫描间距下PDAS对扫描间距的变化较为敏感,而在zigzig扫描策略下则相反。同时,对比图 8a)~8b)中2种扫描策略的模拟与实验结果可知,2种扫描策略的模拟结果均较为准确(最大误差为14%)。
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图8 不同扫描策略下的PDAS |
3 结论
在本研究中,将温度场仿真软件与基础的凝固模型相结合,提供了一种预测选区激光熔化IN718的一次枝晶间距的方法。结论如下:
1) 对单熔道打印而言,从熔池底部至熔池顶部,PDAS逐渐增加;而对于多熔道打印,PDAS则较为均匀。
2) PDAS随着激光功率的增加而增加,且熔池顶部对激光功率的变化最为敏感,熔池中部最为迟钝。
3) PDAS随着扫描速度的增加而降低,同时熔池顶部和中部的PDAS对于扫描速度的变化最为敏感,熔池底部对于扫描速度的变化则相对迟钝。
4) 随着扫描间距的增加,PDAS逐渐降低。在zigzag扫描策略下当扫描间距大于80 μm时,PDAS对扫描间距的变化较为敏感,而当扫描间距小于80 μm时,PDAS则对其变化较为迟钝。在zigzig扫描策略下则观察到了相反的规律。
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图1 IN718温度场仿真结果 |
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图2 垂直于构造方向的熔池形貌 |
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图3 不同工艺参数的微观组织 |
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图6 不同激光功率下的一次枝晶间距 |
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图8 不同扫描策略下的PDAS |
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