slm工艺优缺点，SLM中成分和相图对适印性和微观结构的影响
slm工艺优缺点，SLM中成分和相图对适印性和微观结构的影响两种激光加热模式影响熔池几何形状：传导模式和小孔模式加热。传导模式熔化发生在低能量密度时，以宽而浅的熔池为特征，而锁孔发生在高能量密度时，以深熔池为特征。图5中的光学显微照片显示，随着每种合金（147.5）中线性能量密度（LED=）从左向右增加，从传导到小孔模式加热的明显趋势 J/m，300 J/m，5180 J/m）。在图5中可以很容易地观察到在相同参数下打印的单轨之间的对比，并且可以看到合金液相线温度和熔池尺寸之间的相关性。3.2. 跨合金系统比较单轨尺寸和印刷适性气体雾化Ni-5的表面形貌和横截面微观结构在%Al（NiAl），Ni-20 在%Cu（NiCu）时，镍-5 在%Zr（Ni-5Zr）和Ni-8.8 在%Zr（Ni-8.8Zr）时，粉末显示在图4中。NiCu和Ni-5Zr粉末颗粒表面可直接观察到微树枝状特征。在NiCu和NiAl粉末的表面上观察到类似的晶界。Ni-5Zr粉末的
江苏激光联盟导读：
本文研究了AM中合金系统加工图的开发和比较 。
3.结果和讨论
3.1. 粉末表征
气体雾化Ni-5的表面形貌和横截面微观结构在%Al（NiAl），Ni-20 在%Cu（NiCu）时，镍-5 在%Zr（Ni-5Zr）和Ni-8.8 在%Zr（Ni-8.8Zr）时，粉末显示在图4中。NiCu和Ni-5Zr粉末颗粒表面可直接观察到微树枝状特征。在NiCu和NiAl粉末的表面上观察到类似的晶界。Ni-5Zr粉末的横截面显示白色偏析结构，而NiCu和NiAl横截面中观察到晶粒结构。NiCu粉末颗粒可能含有Cu偏析，但是，Ni和Cu之间原子序数的相似性可能导致Cu偏析区域和基体之间的背散射电子显微照片对比度差。Ni-8.8Zr共晶粉末显示出高凝固速率下共晶合金的精细层状微观结构特征。
图4 气体雾化Ni-20的扫描电镜图像在%Cu，Ni-5时在%Al，Ni-5 在%Zr和Ni-8.8 在%Zr时，粉末颗粒形态显示在第一行显微照片中，这些颗粒的横截面显示在第二行显微照片中。
这些结果表明，凝固组织与每种合金的凝固范围有关。在Ni-5Zr中观察到明显的微观偏析可能是由于合金（172）的大凝固范围和低ke K和0.11）。另一方面，由于NiAl合金较小的凝固范围和ke值（0.2），因此不存在铝偏析 K和0.96）。凝固过程中，较大的凝固范围允许有时间从基体相中排除溶质。这导致在粉末颗粒中观察到细胞树枝状结构。
3.2. 跨合金系统比较单轨尺寸和印刷适性
两种激光加热模式影响熔池几何形状：传导模式和小孔模式加热。传导模式熔化发生在低能量密度时，以宽而浅的熔池为特征，而锁孔发生在高能量密度时，以深熔池为特征。图5中的光学显微照片显示，随着每种合金（147.5）中线性能量密度（LED=）从左向右增加，从传导到小孔模式加热的明显趋势 J/m，300 J/m，5180 J/m）。在图5中可以很容易地观察到在相同参数下打印的单轨之间的对比，并且可以看到合金液相线温度和熔池尺寸之间的相关性。
图5 本研究中每种合金在三种不同参数下印刷的单轨横截面光学显微照片：P:118 W、 v:0.8 米/秒；P:165 W、 v:0.55 米/秒；和P:259 W、 v:0.05 米/秒。白色虚线表示在这些图像中难以区分的单个轨迹的边界。这些单轨显示了L-PBF中传导模式加热和锁孔之间的转换。
NiAl具有最高的熔化温度（1417 °C），并且似乎在每个参数设置处具有最小的熔池。相比之下，Ni-8.8Zr显示出最大的可观察熔体池，并且具有最低的熔化温度（1167 摄氏度）。在300的LED灯下 J/m、NiCu、Ni-5Zr和Ni-8.8Zr显示混合导电-小孔模式熔化，而NiAl显示指示导电模式熔化的熔池形态。图6更清楚地显示了熔池尺寸和合金熔化温度之间的关系，显示了每种材料的熔池宽度（图6a）和深度（图6b）的不同趋势。单轨的宽度和深度似乎取决于每种合金的熔化温度。就宽度和深度而言，材料从最小到最大的熔池以及从最高到最低的熔化温度的顺序为：NiAl（1417 摄氏度），镍镉合金（1377 °C），镍-5Zr（1327 °C）和Ni-8.8Zr（1167 摄氏度）。
图6 测量的单轨熔池尺寸与线性能量密度的关系图：a）是每种材料观察到的单轨宽度图，b）是每种材料观察到的单轨深度图。误差条显示每个方向上偏离平均值的1个标准偏差。黑色箭头表示熔池尺寸较大的合金具有较低的熔化温度（Tm）。
这些结果是直观的，因为当暴露在相同的能量水平下时，熔化所需能量较少的合金预计会经历更多的熔化。然而，有趣的是，尽管熔融温度差异很大（高达285℃） K对于NiAl和Ni-8.8Zr），许多单轨在每个参数集的宽度和深度都在一个标准偏差之内。合金之间熔池尺寸的最大差异出现在1000以上的LED上 J/m。
这些熔池尺寸变化可以解释图3中显示的每种合金加工图之间确定的最佳印刷区域的差异。观察到NiAl在四种合金中具有最小的可打印区域，这是由于大量缺乏熔合区域。由于缺少熔合区的标准是基于预测的熔池深度，因此与其他合金相比，NiAl较高的熔化温度和较浅的熔池导致更大的缺少熔合区。所有四种合金缺乏熔合边界的趋势与熔池尺寸相似。熔化温度较高的合金显示出较大的未熔合区。然而，这些合金中的键孔边界似乎正好相反。
与NiCu和NiAl合金相比，Ni-5Zr和Ni-8.8Zr显示出更大的键孔区域。这部分是由于为这些地图选择的钥匙孔标准不同；NiCu和NiAl的开孔标准为W/D ≤ 1.2，而Ni-5Zr和Ni-8.8Zr的键孔标准为W/D ≤ 1.5. 然而，这些标准是根据这些地区的单轨实验观测结果选择的。与NiCu和NiAl合金相比，两种Ni-Zr合金中的单轨在较低的激光功率下显示钥匙孔。这也可能归因于熔化温度。如图6b所示，较低的熔化温度降低了熔化的能量屏障，从而形成更深的熔池。由于每种合金的可打印区域在较低的熔化温度下变得更大，因此，缺少熔合边界比钥匙孔边界对这种效应更敏感。
3.3. 跨合金系统的单轨微观结构比较
使用定量WDS测量对多个参数集的单轨进行了成分分析。图7显示了从最大能量密度参数集（P = 259 W、五 = 0.05 m/s和LED = 5180 J/m）用于打印每种合金的单轨。图7显示了左栏中单个轨道的光学显微照片，红色和蓝色框表示WDS地图位置。图7的中栏显示了从每个熔池顶部拍摄的WDS贴图，右栏显示了从每个熔池边缘拍摄的贴图。在每个熔池顶部的WDS图中很容易观察到偏析结构的差异。NiCu在熔池的顶部和边缘都显示出显著的细胞结构。最多5个在熔融池顶部位置的WDS图中观察到额外的铜偏析百分比。
图7 259处印刷的每种合金成分的单轨光学显微照片 W和0.05 m/s显示在左栏中，红色和蓝色框指示在何处进行WDS地图。中间一栏显示从每个熔池顶部拍摄的WDS贴图，右一栏显示从每个熔池边缘拍摄的贴图，如光学显微照片中的颜色编码。白色虚线表示在这些图像中难以区分的单个轨迹的边界。白色虚线箭头表示单轨的边缘。（有关此图例中颜色参考的解释，请读者参考本文的web版本。）
NiAl和Ni-8.8Zr显示完全均匀的微观结构，在熔体池顶部没有显示成分偏析。这可能是由于NiAl和Ni-8.8Zr（0.2 K和0 K）。在共晶Ni-8.8Zr合金的WDS图中，甚至不能观察到层状结构。这可能是由于增材制造工艺相关的极高冷却速率，这可能导致纳米级层状凝固过于精细，无法通过仪器检测到。Ni-5Zr在熔池顶部显示出大的枝晶结构。这些结构似乎有一次和二次枝晶臂，最多有6个 Zr的额外偏析率为%。由于材料的大凝固范围，在Ni-5Zr合金的凝固过程中有时间形成大的枝晶结构 K）。
在每个熔体池边缘的WDS图中可以观察到单轨熔体边界(图7)。在NiCu单轨熔体边界观察到约4%的铜损耗，以及熔体池内部的柱状偏析结构。当凝固从零速度加速增长时，铜的耗尽表明熔合边界处出现瞬态。凝固过程中的低生长速率可以解释熔合边界附近出现平面结构的原因。一旦材料降至液相线温度以下，凝固开始于熔合边界。当温度降至液相线以下且生长速率超过本构过冷极限时，熔合边界处的平面结构转变为柱状偏析结构。NiCu熔池各部位的显微组织差别很大，顶部为胞状偏析，边缘为柱状偏析。这是由于沿凝固前沿不同位置的热条件和生长速度的变化。
然而，NiCu熔池顶部的电解槽结构显示出相似的尺寸，这表明电解槽在该位置处于稳态状态。NiAl在熔池边界同样显示出Al耗尽。然而，由于较低的凝固范围（ΔT），溶质铝原子从基体中分离出来的时间要短得多，并且这种影响比NiCu小得多(< 1. 消耗%时）。Ni-5Zr沿熔池边界显示出一个大的均匀区域，在熔池边缘位置显示出贫锆枝晶结构。这可能表明NiCu和NiAl中观察到的相反效果，在NiCu和NiAl中，Zr在熔池边界处偏析，足以凝固为共晶。
熔池与基板中观察到的局部Ni5Zr相之间的混合也可能导致激光扫描期间Zr的局部增加。这可以解释在Ni-5Zr中沿熔池边界观察到的成分均匀性，这与在共晶Ni-8.8Zr单轨顶部观察到的非常相似。Ni-8.8Zr合金在熔池和共晶基板之间显示出立即过渡，没有观察到Zr损耗。Ni-8.8Zr熔池内的完全均匀性表明合金的凝固范围对额外制造材料的微观结构有多重要。
图8、图9显示了比图7低能量密度的多个参数下的单轨光学显微图和WDS图。在P = 212 W v = 0.3 m/s LED = 706.7 J/m时，NiCu的顶部和边缘均有微弱的细胞微偏析结构。在这些参数下，相比5180 J/m的单轨印刷(高达5%)，观察到更少的铜偏析(高达3.5%)。在图8中的NiAl WDS图中没有观察到明显的特征，说明在这些参数下的凝固速度太高，导致熔体池边界处溶质的均匀耗尽。与NiCu相似，Ni-5Zr显示出较低的相对偏析量(Zr %最高可达4)，而在5180 J/m下打印的轨道(Zr %最高可达6)。
在706.7 J/m和5180 J/m条件下，Ni-8.8Zr合金的显微组织无明显差异，在两个参数下均显示出完全的成分均匀性。图9显示了在两个参数集({P = 165 W v = 0.55 m/s LED = 300 J/m}和{P = 118 W v = 0.8 m/s LED = 147.5 J/m})下打印的单轨。NiCu、NiAl和Ni-8.8Zr在两个参数设置下均显示平面组织。NiCu的WDS图中可以观察到成分波动，这可能是由于基板局部成分差异和基板与沉积粉末混合造成的。Ni-5Zr在300 J/m的单轨印刷中表现出微弱的枝晶结构，而在147.5 J/m的单轨印刷中则表现出平面结构。在147.5 J/m条件下印刷的Ni-5Zr的成分变化同样可以归因于粉末和基板之间的局部成分差异。
图8 左栏显示了以212 W和0.30 m/s打印的每种合金成分的单轨光学显微照片，红色和蓝色方框表示进行WDS图的位置。中间的一列显示的是取自每个熔体池顶部的WDS图，右边的一列显示的是取自每个熔体池边缘的光学显微照片的彩色编码图。白色虚线表示在这些图像中难以区分的单轨的边界。(如需解释此图图例中对颜色的引用，读者可参考本文的网页版本。)
图9 每一种合金成分的单轨光学显微图分别印在{165 W和0.55 m/s}和{118 W和0.80 m/s}上，显示在其相关的WDS图的左边。所有的WDS图都是从每个融化池的顶部拍摄的。白色虚线表示在这些图像中难以区分的单轨的边界。
3．4． 可打印性-微结构加工图和立方体样品验证
测量了四种合金体系中46个单轨的PDAS，以绘制出激光功率-扫描速度参数空间中微偏析的演化过程。图10显示了蚀刻NiCu单轨截面的后向散射电子显微图，该图显示了在四个不同参数集下PDAS的变化。这些显微照片显示，随着能量密度的增加，枝晶尺寸显著增加。这是由于温度梯度(G)和生长速率(R)随工艺参数的变化而变化。热输入的减少导致熔池体积减小，冷却速率增大(G × R)，而热输入的增加导致熔池体积增大，冷却速率降低。
图10 Ni-20 at% Cu单轨在{71 W和0.05 m/s}、{165 W和0.05 m/s}、{212 W和0.05 m/s}和{259 W和0.05 m/s}上的背散射电子图像。这些显微图像显示了激光功率扫描速度参数空间中不同位置的细胞-树枝状偏析结构的显著差异。
LPBF过程中较低的相对冷却速率促进较大的枝晶组织的生长，反之亦然。图11中绘制的热图显示了在每个材料的参数空间中量化的枝晶臂间距。NiCu在激光功率为70 ~ 260 W、扫描速度为0 ~ 0.7 m/s之间有枝晶结构，而Ni-5Zr在70 ~ 260 W、扫描速度为0 ~ 1.3 m/s之间有枝晶结构。与NiCu (20 K和0.74)相比，Ni-5Zr的凝固范围更大，分配系数更低(分别为172 K和0.11)，使枝晶生长范围更大。然而，图11中两种合金的比例尺的差异表明，NiCu中观察到的PDAS比Ni-5Zr大。热图还表明，NiAl和Ni-8.8Zr在整个参数空间中均呈现平面生长。这些图对每种合金在整个参数空间中的预期枝晶生长给出了定性的指示。
图11 采用多层b样条近似插值方法，从参数空间的46条单轨中获取原始枝晶臂间距测量数据，构建各合金的热图。观察到的平面生长而不是细胞-树枝状生长结构在热图中以零值表示。热图中显示的标记表明了PDAS测量的46条单线的位置。
为了验证图11中显示的PDAS热图，基于孔隙度处理图和PDAS热图，将立方体打印在参数空间的三个位置。图12、图13、图14、图15分别为NiCu、NiAl、Ni-5Zr和Ni-8.8Zr的孔隙-组织复合加工图以及各打印体的WDS图。从打印出来的立方体的成分测量与每个加工图中显示的预期枝晶生长相关联。
图12 Ni-20 at% Cu的复合孔隙-微观结构加工图，以及表2中列出的每个打印立方体的波长色散谱(WDS)组成图。方块被印刷在{P = 115 W v = 0.05 m / s h = 200µm} {P = 120 W v = 0.30 m / s h = 110µm} {P = 225 W v = 0.90 m / s h = 100µm}。
图13 Ni-5在% Al下的复合孔隙-微观结构处理图，以及表2中列出的每个打印立方体的波长色散谱(WDS)组成图。方块被印刷在{P = 100 W v = 0.05 m / s h = 130µm} {P = 125 W v = 0.30 m / s h = 85µm} {P = 240 W v = 0.90 m / s h = 85µm}。
图14 Ni-5合金的复合孔隙率-微观结构加工图在%Zr时，以及从表2中列出的每个印刷立方体中获取的波长色散光谱（WDS）成分图。立方体在{P}处打印 = 75 W、五 = 0.05 米/秒，小时 = 120 µm}，{P = 110 W、五 = 0.30 米/秒，小时 = 125 µm}和{P = 140 W、五 = 0.90 米/秒，小时 = 60 µm}。
图15 在% Zr下Ni-8.8合金的复合孔隙-微观结构加工图，以及表2中列出的每个打印立方体的波长色散谱(WDS)组成图。方块被印刷在{P = 80 W v = 0.05 m / s h = 165µm} {P = 120 W v = 0.30 m / s h= 160µm} {P = 130 W v = 0.90 m / s h = 60µm}。
图12 NiCu加工图中在PDAS值为0.7µm、0.4µm和0µm时选取的立方体表明了这种相关性，在0.7µm PDAS参数设置下树枝晶结构显著，0.4µm树枝晶结构中等，0µm树枝晶结构呈平面状。在每个NiCu立方体中，都可以观察到溶质沿熔体池边界的耗尽。同样，图14显示了在0.3µm和0.25µm的PDAS值下打印的立方体中Zr的显著分离(高达4% at%)，但在0.15µm时Zr的相对分离量较低(~ 1% at%)。图13和图15中的NiAl和Ni-8.8Zr在参数空间中都显示出立方体中的平面微观结构，这与从加工图中得到的结果一致。此外，图13中还观察到随着激光功率的增加Al的一般损耗。这可能是由于在较高的激光功率下，印刷体材料中的铝会蒸发。结果验证了在单轨上观察到的微偏析和枝晶尺寸可以用于定性地评估印刷件的微观结构发展，并生成L-PBF的微观结构加工图。
3．5. L-PBF中PDAS的统计分析和经验方程
本文提出了几种预测合金在快速凝固条件下PDAS的方程。Kurz-Fisher和Trivedi模型预测PDAS作为材料性能的函数，如平衡和快速凝固范围、液体扩散系数、Gibbs-Thomson系数和分配系数以及凝固条件，如温度梯度和凝固速度。然而，新合金体系的吉布斯-汤姆逊系数和液体扩散系数等材料性能不易获得。此外，L-PBF条件在整个建造过程中会发生局部变化，凝固条件取决于当地的热历史和散热机制。
变量不容易转化为可用的参数、输入数据或材料选择约束。因此，一个预测PDAS作为容易获得的材料性能和L-PBF工艺参数(如激光功率和扫描速度)的函数的模型将有助于确定PDAS。本研究的单轨数据用于统计测试PDAS值对材料性能和工艺参数的敏感性，并建立了一个经验方程来预测L-PBF中的PDAS。
样品中的扩散系数通过核磁共振光谱使用脉冲场梯度自旋回波(PGSE)脉冲序列测量。该方法利用单一方向的磁场梯度编码自旋的位置。在PGSE方法和核磁共振成像中使用场强梯度的一般原理。平动自旋在样本中的空间分布可以通过PGSE NMR成像来确定，而空间扩散系数的值可以通过常规PGSE方法得到。在PGSE NMR成像中，采用基于自旋回波法的π/2 - π rf脉冲序列，如图所示。
本研究提出的数据集被认为是稀疏和高维的。为了更好地理解不同变量对pda的影响，并建立预测模型，采用了材料信息学策略。材料信息学允许通过机器学习对高维材料数据进行分析。数据库中包含的特征包括表2中列出的材料性能、单轨工艺参数和PDAS值以及合金系统的其他可用热力学性能。
首先对4种合金的PDAS数据集进行采样，以获得代表PDAS值范围的数据的最佳分布。这需要从分析中删除许多等于零的PDAS值。然后，该数据集被分成两部分，80%的数据用于训练机器学习模型，其余20%的数据用于测试模型的准确性。使用随机森林回归技术对数据进行初步分析，测试集的模型性能值如图16a所示。
图16 采用材料信息学策略，通过机器学习分析本研究提出的高维材料数据。a)一个随机森林验证图，显示模型适合列车和测试PDAS数据集。b)一个随机森林特征重要图显示PDAS对材料性能和工艺参数的敏感性。c)验证图，显示本研究建立的经验模型的预测准确性。v:激光扫描速度，Tm:合金熔化温度，P:激光功率，ke:分割系数，∆T:合金凝固温度范围。
经过训练的模型对试验集的预测值均为0.12µm，平均绝对误差为0.08µm，模型精度较高。利用特征灵敏度分析来识别特征的重要性，确定对PDAS最重要的特征为:扫描速度、熔化温度、激光功率、分配系数和冻结范围，如图16b所示。可以观察到，扫描速度对pda的影响最大。激光扫描速度与凝固生长速度高度相关，因为熔池尾部的生长速度与激光[的扫描速度相等。
因此，这一结果与预期的激光扫描速度对枝晶生长的影响一致。PDAS对合金的熔化温度也很敏感。然而，由于用于分析的训练数据中合金系统的数量相对较少，以及如前所述遗漏了许多等于零的PDAS值，这一灵敏度可能会被夸大。
特征工程和生成利用数学运算符以及工艺参数和材料属性的组合来创建新的特征。然后使用线性回归模型来评估新特性在预测PDAS中的准确性。线性回归算法简单，计算成本低。将预测精度较差的特征从模型中剔除，并在迭代过程中对性能较好的特征进行改进。Horn等人对这一特征工程和选择过程进行了更详细的描述。不超过6个参数和材料属性组合被用来生成一个新的特征。经过多次迭代，得到如下经验公式:
4. 摘要和结论
本文研究了Ni-20 at% Cu、Ni-5 at% Al、Ni-5 at% Zr和Ni-8.8 at% Zr四种二元镍基合金的合金成分、相图特征和材料性能对其可印刷性和凝固组织的影响。在激光功率-扫描速度参数空间中，建立并验证了每种合金的孔隙-组织加工图的方法，以确定合金成分和材料性能如何影响L-PBF的可打印性和组织。通过本研究可以得出以下结论:
- 在L-PBF中，合金熔化温度对熔池尺寸和印刷适性均有显著影响。高熔点的合金需要更多的能量来熔化，导致熔池结构更浅。这些较浅的熔体池导致在本研究开发的加工图中更大程度上缺乏熔体边界，缩小了预期产生孔隙率自由零件的参数空间。然而，这些加工图中的小孔缺陷边界受到熔化温度的相反影响。在较低熔点的合金中观察到较大的小孔缺陷区域。缺乏熔合边界比小孔边界对这一现象更为敏感，导致合金在较低熔合温度下的最优参数范围较大。
与L12/fcc基底相比，fcc金表面薄膜的这种不同取向，可以在衍射数据中清楚地区分薄膜（图A）。在此类测量的精度范围内，仅观察到旋转结构或反向堆叠膜，这是高表面扩散的明确指示。伴随着大规模嵌入原子模拟，还显示了Au/Cu3Au界面处失配空位位错的形成（图B）
- 凝固温度范围和分配系数对L-PBF中的微偏析有较大影响。当合金凝固范围大、分配系数小时，L-PBF参数空间范围越大，合金的偏析越明显。枝晶尺寸和偏析量也高度依赖于扫描速度，在较小程度上，激光功率。在低扫描速度和高激光功率下，会形成较大的枝晶，并增加溶质偏析。
- 在单轨扫描参数空间中，对主枝晶臂间距(PDAS)进行量化，可以构建加工图，定性地细化参数空间中的预期分离。这些加工图成功地预测了四种镍基合金中溶质偏析的程度。利用这些工艺图优化工艺参数可以实现微偏析的控制。
- 提出了利用L-PBF工艺参数和简单材料性能预测PDAS的经验方程。该模型对实测的单航迹pda数据具有较好的拟合性。然而，在将该模型推广到与本文有显著不同的合金之前，可能需要进行修改。
- 本研究中引入的方法允许成功开发能够预测使用L-PBF构建的大块零件的孔隙形成(从而消除孔隙)和微偏析的加工图。除了简化新合金系统的工艺参数优化，该方法还提供了一种评估和比较合金系统的可印刷性的方法。
江苏激光联盟陈长军原创作品！
