粉末床熔融金屬增材制造中的缺陷和異常（9）

來源：長三角G60激光聯(lián)盟

導讀：本文旨在闡明粉末床熔融增材制造過程中常見的缺陷/異常及其形成機制。本文為第九部分。

7.缺陷和異常含量預測
由于缺陷的存在，零件質(zhì)量的隱性下降為預測和緩解粉末床熔合期間的缺陷形成提供了激勵。預測方法和建模方法的設計對于AM技術的長期成功至關重要。因此，在試圖建立這些能力方面作出了重大努力。Teng等人總結了激光材料加工技術中的缺陷建模，包括粉末床熔合工藝。

鎖孔形成示意圖。

激光材料加工中的氣孔，一般可分為鎖孔和球孔。鑰匙孔是由施加在小面積上的大量高能量引起的，這導致了形狀狹窄而深的熔池。由此產(chǎn)生的熔池形狀使得內(nèi)部氣泡在材料凝固之前的短時間內(nèi)難以排出，從而在零件內(nèi)部留下鑰匙孔夾雜物。Semak和Matsunawa發(fā)現(xiàn)該缺陷與熔池內(nèi)的流體流動高度相關，熔池內(nèi)的流體流動由溫度梯度，液體/固體和液體/蒸汽表面的表面張力以及這些表面上的反沖壓力控制。與激光材料加工中的其他類型的孔相比，鎖孔孔通常小且對稱。當它們的數(shù)量小于Ti-6Al-4V幾何形狀總體積的1%時，它們對零件的機械性能的危害較小，但是，當數(shù)量增加到5%時，零件的拉伸強度，疲勞壽命和硬度將受到顯著影響。

7.1.缺乏熔合孔隙度

如前所述，由于缺陷的不規(guī)則形態(tài)和尖銳特征，未熔合（LOF）孔隙率有可能降低零件質(zhì)量。當所選擇的激光掃描策略未能足夠重疊以完全熔化熔融區(qū)域中的所有粉末時，LOF孔隙率會出現(xiàn)。

3DSIM FLEX工具用于計算輸入工藝參數(shù)的熱場。值得注意的是，Teng等人使用3DSIM FLEX模擬工具以類似的方式預測LOF孔隙度，重點關注后續(xù)熔池軌跡的重疊。然后，通過模擬全成型并跟蹤粉末是否在整個成型過程中的任何點熔化，使用熱溶液來預測LOF孔隙率。模型結果與實驗結果顯示出良好的一致性，但過度的成球被認為增加了實驗觀察到的孔隙率。

Ti–6Al–4V 的熔池剖面，鎖孔為 195 W，速度為 400 mm/s。

Bruna Rosso等將用于預測L-PBF過程中的熱場的FEM模型與高速成像相結合，以研究打印品單層中的LOF孔隙率。模擬表明，隨著每次后續(xù)激光掃描的進行，層間LOF孔隙率降低。這歸因于第一軌道周圍的功率密度增加。

不同復雜度的建模方法有助于捕捉驅(qū)動AM零件中LOF孔隙度形成的關鍵幾何特征。LOF孔隙度的分析預測由建模方法發(fā)展而來。為解決LOF孔隙度而制定的標準提供了可靠的預測，可用于設計建造參數(shù)，從而輕松避免LOF孔隙率的產(chǎn)生。

7.2.鎖孔孔隙度

小孔孔隙率的預防和緩解推動了對L-PBF中小孔孔隙度進行預測和建模的需要，這始于對焊接中類似現(xiàn)象的研究。

SLM物理模型示意圖(a);建立的隨機充填粉床模型(b);SLM過程中應用的掃描策略和監(jiān)測點(c)。

在SLM過程中，當金屬粉末通過高斯激光能量分布的移動熱通量照射時，同時發(fā)生一系列復雜的非平衡物理和化學冶金作用，涉及多種熱，質(zhì)量和動量傳遞模式以及流體流動。上圖描繪了SLM物理模型的示意圖，涉及重要的物理方面，包括熔化和凝固，相變，蒸發(fā)，熱導率和激光束與粉末之間的輻射。

此外，Bayat等人使用高保真度數(shù)值模型研究L-PBF AM過程中鍵孔的孔隙度形成。模擬結果與實驗孔隙度測量結果吻合良好。Bayat等人的模擬結果如圖82所示。最后，Martin等人通過將x射線實驗與多物理模擬相結合，研究了轉(zhuǎn)向/軌道末端情況下的小孔孔隙度形成。使用ALE3D多物理軟件工具，實驗觀察到L-PBF過程轉(zhuǎn)折點處的小孔坍塌，并在模型結果中捕捉到。

圖82 Bayat發(fā)布的模擬結果顯示的熔體演化。

7.3.殘余應力、變形和開裂

正如第4.7節(jié)所強調(diào)的，AM零件制造過程中的一個主要問題是可能導致翹曲和開裂的大殘余應力的產(chǎn)生。了解整個制造過程中殘余應力的發(fā)展，以及如何減輕應力的增長以確�？芍圃煨�，是生產(chǎn)高質(zhì)量零件的關鍵。努力集中在熱機械有限元建模方法上，同時研究加工參數(shù)的影響并提高模擬效率。

大多數(shù)AM模型的結果及其實驗驗證表明，AM零件中存在高度各向異性的殘余應力分布。通常，掃描方向上的殘余應力高于垂直方向上的殘留應力，零件表面附近的殘余應應力高于零件中心或底部，如圖83所示。所有的建模和實驗工作表明，溫度梯度的關鍵影響因素對AM零件中殘余應力的大小有很大的影響。基于此，工藝變量（包括支撐結構放置、功率輸入、掃描速度、掃描模式、預熱溫度、圖案填充間距和層厚度）都可能在AM殘余應力演化中發(fā)揮重要作用，因為它們能夠改變零件中的溫度梯度�？紫堵实拇嬖诖蟠蠼档土司植坎牧系膹姸取Ｒ虼�，應注意的是，AM零件中的孔隙率可能會大大降低殘余應力誘發(fā)開裂的閾值。

圖83 通過激光直接金屬沉積增材制造使用Waspaloy制造的零件的計算殘余應力分布。

由于需要進行大體積模擬，數(shù)值模型的計算效率至關重要。Williams等人提出了一種實用的方法來對AM期間產(chǎn)生的殘余應力和變形進行有限元建模。這項工作表明，并非每個激光道次都需要建模，以準確捕捉AM零件中的殘余應力發(fā)展。最近，Gouge等人使用自適應體素網(wǎng)格來提高熱機械有限元模型的計算效率，以模擬整個零件中的殘余應力積累。如圖84所示，全部分模擬與測量的實驗失真非常一致，同時保持了可接受的計算效率，這說明了Gouge等人的模擬結果。Chen等人開發(fā)了一種基于固有應變的模型，用于在選擇性激光熔化AM過程中預測殘余應力的發(fā)展。能夠理解通過粉末床AM（通過L-PBF或E-PBF）生產(chǎn)的零件中引起變形和殘余應力的關鍵特征，可以進行設計，使零件的變形最小化。目前使用的建模方法在預測殘余應力的發(fā)展以及在試圖減輕變形時為決策提供信息方面表現(xiàn)出了出色的能力。

圖84 整個零件的實驗變形與模擬變形的比較。

Tran等人研究了在使用EOS機器制造的零件中，混合L-PBF合金718零件在基底和晶格支撐之間的界面處裂紋形成的預測。Tran等人采用的方法結合了實驗和殘余應力模擬來預測開裂，如圖85所示。通過打印大量不同高度的混合結構，首次通過實驗確定了混合AM部件界面處開裂敏感性的臨界幾何形狀。然后采用改進的固有應變法來模擬混合零件中的殘余應力發(fā)展。

圖85 （A）Tran等人采用的實驗和模擬方法的組合。（B）針對多個樣本高度，進行實驗構建，以確定混合（晶格和固體結構）界面處裂紋敏感性的臨界幾何形狀；（C）進行模擬，以確定導致打印零件開裂的臨界點。使用（D）新零件設計的模擬和（E）通過在打印零件中觀察到的建模方法預測的裂紋的驗證來預測裂紋敏感性。

7.4.其他缺陷和異常

與孔隙率和殘余應力類似，其他工藝缺陷也可能成為金屬AM零件過早失效的潛在來源。粉末散布、飛濺和起球都有可能導致構建失敗或產(chǎn)生低質(zhì)量的零件。因此，了解這些缺陷的來源并預測其形成，可以最大限度地減少AM零件中的缺陷數(shù)量，提高整體零件質(zhì)量。

最近，Wu等人提出了一種新的半弧葉片設計，以最大限度地提高粉末堆積密度，最大限度地降低每層粉末的表面粗糙度（見圖86）。DEM模擬表明，將半弧底部（葉片正面）引入垂直葉片邊緣后，顆粒沉積過程得到改善。結果表明，當面對逐漸減小的葉片底部高度時，分配的粉末顆�？梢员粔嚎s，從而導致沉積層的填充分數(shù)增加。作者還證明，半弧葉片直底部分提供的壁效應將保持顆粒的壓實狀態(tài)，并逐漸消除接觸力，而不是將其釋放到顆粒運動中。

圖86 建議的機制比較（a1）和（b1）垂直葉片和半弧形葉片前面的力拱強度；以及（a2）、（b2）分別由牽引葉片前面的力拱破壞引起的顆粒運動。使用垂直和半弧形葉片的（c）填充形態(tài)、（d）填充分數(shù)和（e）分配/壓實粉末的表面粗糙度的演變。

通過數(shù)值模擬，各種研究人員報告說，粉末床的填充密度隨著顆粒尺寸的減小而增大，直到顆粒尺寸達到臨界值，之后密度隨著顆粒大小的減小而減小。圖87顯示了粉末床中隨粉末粒度變化而引入的缺陷。粉末床中的缺陷數(shù)量往往首先隨著粉末粒度的減小而減少，然后在某一臨界粒度以下增加。

圖87 不同粉末尺寸的沉積粉末層。

Parteli和Pöschel使用DEM方法模擬粉末床鋪展，但包括模擬輥，并研究了非球形粉末，如圖88所示。作者發(fā)現(xiàn)，鋪展粉末層的表面粗糙度隨輥速的增加而增加。此外，觀察到，當使用較大的粉末粒度分布時，粉末床的表面粗糙度也會增加，因為較小的顆粒會聚集到較大的粉末顆粒上。

圖88 使用DEM粉末模擬方法和Parteli和Pöschel進行的模擬輥進行粉末散布模擬。

粉末原料的重要性得到了增材制造技術領域的領導者的強調(diào)。粉末原料的特點是單個粉末顆粒表面的機械、熱、光學和化學特性;通過形態(tài)學、粒度測定和由此產(chǎn)生的散裝粉末的流動性;以及由此產(chǎn)生的堆積密度、表面均勻性以及沉積粉末層的有效熱性能和機械性能。Herbert（2016）概述了SLM過程中粉末處理和處理不同階段的重要冶金方面，即從粉末儲存到機器中的鋪展，再到熔化，凝固和后處理的順序。Tan等人（2017）將此概述擴展到更一般的方面，特別關注粉末形態(tài)和顆粒測量的影響。在粉末原料建模的背景下，Gusarov（2008）基于輻射傳遞問題的（均質(zhì)化）連續(xù)介質(zhì)模型研究了粉末床中的激光能量吸收問題，而Boley等人（2015）基于光線追蹤方案和（離散）粉末床模型解決了相同的問題解決單個顆粒。

采用等離子體霧化Ti-6Al-4V粉末作為金屬增材制造工藝的典型圖像的SEM圖像。

通過計算模型有效復制L-PBF中真實物理的關鍵是將低速、冷凝、不可壓縮相（液態(tài)和固態(tài)金屬）與高速、氣態(tài)、可壓縮相之間的物理耦合（金屬蒸氣和環(huán)境氣體）。圖89（a）中的模擬結果表明，在高環(huán)境壓力下，金屬蒸汽速度和環(huán)境氣體流速可以顯著降低。因此，在高環(huán)境壓力下的單脈沖激光照射過程中，由于減弱氣流的阻力減�。▓D89（b）），粉末飛濺得到有效抑制（見圖89（c））。

圖89 顯示環(huán)境壓力對粉末飛濺行為影響的多物理模擬。

圖90顯示了Rausch等人用于模擬粉末床AM過程的擴展2D晶格Boltzmann方法。Lu等人使用相場模型模擬L-PBF過程的多個特征，包括熔體池、粉末床填充效應和顆粒結構。他們觀察到，在多層模擬過程中，由于存在不規(guī)則的大粉末顆粒，形成了球狀空隙。并且，Liu等人在CFD介觀模擬中指出，當使用射線追蹤熱源而不是高斯熱源時，會出現(xiàn)球狀缺陷。這突出了如何使用更復雜的輸入和建模方法來更真實地捕捉球化現(xiàn)象。

圖90 2D多層晶格Boltzmann模擬中的溫度場，顯示了30層的孔隙度演變。每一層都是隨機放置的，在b和e中看到的模擬激光熔化粉末。

使用DEM對竣工金屬AM表面進行高保真建模，例如Michopoulos等人和Meier等人使用DEM進行的建模，顯示了在無需昂貴的試驗和誤差分析的情況下將工藝變量和表面紋理關聯(lián)起來的巨大前景（圖91）。這樣，可以針對不同的幾何形狀、起始材料和加工條件，捕捉關鍵加工變量（如激光功率、激光速度和艙口間距）以及非穩(wěn)態(tài)熔化效應的影響。這樣，可以為金屬粉末床AM中的特定結構和材料確定優(yōu)化的工藝參數(shù)集。

圖91 采用加工變量和光柵+輪廓掃描路徑的建模技術在驗證竣工金屬AM表面的XCT結果方面具有巨大潛力。（左圖）第50、100、170和178層的離散元素方法（DEM）模擬輸出以及最終輸出粒子系統(tǒng)。（右圖）DEM輸入模型和輸出模型的比較（帶粗糙度）。真實的表面建模技術可以通過各種材料的加工變量實現(xiàn)表面粗糙度之間的相關性，并進行加工以取代目前采用的試錯型分析。

8.缺陷零件的特性

8.1.機械性能

AM零件的機械性能由其缺陷和微觀結構決定，與前幾節(jié)討論的鍛造零件相比，這些缺陷和顯微結構可能有很大的不同。AM零件中的這種微觀結構/缺陷變化不僅通過使用各種AM系統(tǒng)而存在，而且在使用相同的AM工藝/系統(tǒng)時，加工條件或甚至零件幾何形狀/尺寸只有輕微變化。這種廣泛的微觀結構特性可能會導致AM零件的機械性能報告出現(xiàn)明顯的分散。在本節(jié)中，我們將討論四種常見AM金屬材料的最廣泛報道的力學性能，這些材料可在公開文獻中獲得。討論的力學性能包括屈服/極限抗拉強度、延性、高周疲勞強度、斷裂韌性和疲勞裂紋擴展速率。首先簡要回顧了通常支配機械性能的機制和因素，然后回顧了現(xiàn)有數(shù)據(jù)，這些數(shù)據(jù)提供了對AM合金微觀特征（包括微觀結構和缺陷）的機械性能依賴性的見解。請注意，其他機械性能，如在高應變率狀態(tài)下進行的機械性能，在文獻中不太常見，因此不是本綜述的重點。

8.1.1.拉伸

總的來說，AM制造的所有材料的強度和延展性表現(xiàn)出廣泛的分散性。回顧的AM技術包括激光束和電子束粉末床聚變技術（分別為L-PBF和E-PBF）以及直接能量沉積方法（如激光束直接能量沉積（L-DED））。在Ti-6Al-4V的情況下，如圖92所示，屈服強度（YS）、極限抗拉強度（UTS）和延性（通過斷裂伸長率（EL）測量）存在顯著的數(shù)據(jù)變化。

圖92 Ti-6Al-4V的屈服強度（YS，固體標記）和極限抗拉強度（UTS，箭頭）在（a）不同構建方向，（b）有/沒有構建后處理，以及（c）各種AM技術下制成，并與伸長率繪制。由L-DED、L-PBF和E-PBF生產(chǎn)的典型預制微結構如（d）所示。

針對HCF性能獲得的結果表明，缺陷處的應力集中顯著降低了疲勞強度，因為HIPed樣品比在1050°C熱處理的SLM處理樣品表現(xiàn)出更好的疲勞性能。HIP化樣品不僅顯示出最小的孔隙率，此外，由于HIP工藝的溫度-時間-剖面，與竣工材料相比，殘余應力顯著降低，β-Ti的量略有增加。在HIP之后對Ti-6-4進行階梯法的結果表明，SLM組件可以達到傳統(tǒng)加工的Ti合金的疲勞強度，通常報告在392 MPa和620 MPa之間。

竣工 Ti-6-4 標本（a）和 HIP 處理后的計算機斷層掃描圖像（b）。在HIP工藝之后，任何殘余孔隙率都低于22 μm的分離極限。

這清楚地表明，疲勞強度應通過兩種不同方法的組合來優(yōu)化。首先，裂紋萌生階段必須盡可能延長。這可以通過減小孔徑在SLM加工材料中實現(xiàn)，從而通過減少這些缺陷處的應力集中來實現(xiàn)。從CT數(shù)據(jù)中可以明顯看出使用HIP的孔徑和孔隙率的減小。就尺寸而言，孔減小到22μm的檢測限以下，而在竣工的Ti-6-4樣品中，檢測到直徑高達50μm的孔（未顯示）。從斷裂表面可以清楚地看出孔隙率與裂紋萌生階段的相關性：即使樣品中的所有孔都可以通過HIP工藝減小尺寸，剩余的缺陷（例如微孔）仍然對HCF狀態(tài)下的疲勞行為產(chǎn)生強烈影響。對于相對較早失效的樣品，已檢測到孔隙作為疲勞裂紋的起點。這些缺陷通常非常接近樣品表面。除了避免應力升高因素（如孔隙）外，有利的微觀結構還會導致更長的裂紋萌生時間。

金屬屈服的特征通常是整個晶粒中位錯的長距離運動（滑移），這相當于不可逆變形的開始。根據(jù)材料的微觀結構，位錯運動的障礙可能是溶質(zhì)原子、晶界、相界或硬/軟（不可滲透/可穿透）顆粒。在Ti-6Al-4V合金中，由于α和β相共存，相關界面為α-β界面�；�移導致位錯在相界面處堆積，在施加足夠遠的應力時，位錯會通過β相和α集落的其余部分傳遞滑移。如Xu等人使用文獻中現(xiàn)有數(shù)據(jù)提出的，伴隨的YS很好地遵循了Hall-Petch關系（圖93），即其中是α板條的厚度，σ0是具有無限厚α板條Ti-6Al-4V合金的強度，k是Hall-Pech系數(shù)。

圖93層狀(α + β) Ti-6Al-4V的YS與α板厚度的關系。

AM合金718的室溫強度與延性曲線如圖94（a，b）所示。在這方面收集的工作涉及激光束和電子束處理材料，包括L-DED、L-PBF和E-PBF。由于激光AM工藝中的快速凝固速度，L-PBF合金718中通常觀察到樹枝狀，而不是多相（圖94（c））。由于缺乏強化階段，竣工材料的強度通常較低（圖94（a））。由于E-PBF的加工溫度明顯較高，制造過程中的熱條件可能與固溶+時效處理過程中的類似。固溶退火和雙重時效產(chǎn)生的微觀結構如圖94（e）所示，顯示了γ’/γ”沉淀。圖94（a）顯示屈服強度從～600兆帕至～1200 MPa，通過雙重時效處理提高了2倍。非HTed條件（包括未老化的HTed）的數(shù)據(jù)點在強度和延展性方面仍然表現(xiàn)出極大的分散性，這可能是由于AM工藝施加的定向凝固引起的強烈織構，再加上明顯的LOF缺陷，這些缺陷通常垂直于構建方向。

圖94 （a）-（b）室溫YS和UTS與AM合金718的斷裂伸長率圖。(c)、(d)和(e)分別顯示了L-PBF和e-PBF合金718的典型制造態(tài)微觀結構以及e-PBF金屬718的HTed微觀結構。

AM制造的這種材料的強度與延性曲線如圖95所示。在這方面收集的數(shù)據(jù)僅涉及基于激光的AM，包括L-DED和L-PBF。從圖94（A）中可以看出，這些材料的延展性受到了強烈的定向效應，盡管其對強度的影響不明顯。然而，應該注意的是，數(shù)據(jù)的來源可能影響了這一觀察。

圖95 （a）-（b）YS和UTS與AM 17–4 PH SS的斷裂伸長率圖。(c)制備時的典型組織，(d)直接時效(H900)和(e)條件A +時效(CA-H900) L-PBF 17-4 PH SS.

構建方向和熱處理對AlSixMg｛x＝7–12｝拉伸性能的影響如圖96所示。從圖96（a）可以看出，兩個構建方向的非HTed試樣的YS、UTS和EL范圍完全重疊。然而，可以看出，水平建造試樣的YS和EL值平均略高。

圖96 （a）-（b）AM AlSixMg｛x=7–12｝的YS和UTS與斷裂伸長率圖。（c）垂直于斷裂表面的橫截面上的顯微照片顯示了熔池邊界引起的斷裂。（d）微結構作為加工條件的函數(shù)。

盡管AM缺陷（包括孔隙率、小孔和LOF等體積缺陷以及表面粗糙度）由于相關的應力集中而傾向于誘導局部塑性，但它們通常不會影響AM材料的整體屈服強度。事實上，在AM材料的典型容許孔隙率范圍內(nèi)（<1%），應力集中的材料體積分數(shù)非常小，不足以誘發(fā)宏觀塑性的早期發(fā)生。事實上，圖97（a）中的數(shù)據(jù)在相對較寬的孔隙度范圍內(nèi)表現(xiàn)出明顯的YS不變性(～0.0003%–3%)。如圖97（b）所示，隨著孔隙率的增加，所有三種材料的EL都顯著降低。

圖97 AM Ti-6Al-4V、合金718和AlSixMg（x=10和12）的歸一化。

顯示裂紋增長的示意圖（a）平行和（b）垂直于沿建筑方向的細長晶粒（雙箭頭顯示施加的載荷方向）。

晶粒尺寸和形貌也會影響晶間疲勞裂紋的生長，導致AM材料的疲勞性能各向異性。通常，較粗的晶粒由于其較大的晶界而可以提供更好的抗裂紋擴展性，從而導致較大的裂紋。此外，各向異性的晶粒生長導致晶粒形態(tài)細長，可能會影響不同載荷方向的裂紋生長。細長的顆粒（即柱狀）通常在AM過程中沿凝固方向形成，其往往與建筑方向接近平行。在載荷垂直于建筑方向（即晶粒的細長方向）的情況下，裂紋通常平行于建筑方向生長，如上圖所示，因此，它們在路徑中的撓度較小，導致抗裂紋性降低。另一方面，當裂紋增長垂直于建筑方向時，可以預期更高的抗裂紋擴展性，這樣的裂縫經(jīng)歷了更曲折和偏轉(zhuǎn)的裂縫路徑。

來源：Defects and anomalies in powder bed fusion metal additive manufacturing, Current Opinion in Solid State and Materials Science, doi.org/10.1016/j.cossms.2021.100974

參考文獻：Influence of post-heat-treatment on the microstructure and fracture toughness properties of Inconel 718 fabricated with laser directed energy deposition additive manufacturing, Mater. Sci. Eng. A., 798 (2020), Article 140092.