晶粒形狀和織構(gòu)對增材制造鋁合金晶粒尺度力學(xué)行為的影響

來源： 高應(yīng)變率力學(xué)

雖然力學(xué)性能的提高擴(kuò)大了潛在應(yīng)用的范圍，但對最終材料性能起關(guān)鍵作用的增材制造鋁合金微觀結(jié)構(gòu)卻很難理解，而且變化很大。俄羅斯的V. Romanova等通過微力學(xué)模擬，對選擇性激光熔化法（SLM）制造的鋁合金中的晶粒形狀和織構(gòu)效應(yīng)進(jìn)行了數(shù)值研究。采用分步堆積法（SSP）生成了這些材料典型的三維晶粒形態(tài)。針對選擇性激光熔化過程中固有的隨機(jī)和立方織構(gòu)柱狀晶粒的兩種模型，進(jìn)行了單軸拉伸的晶體塑性有限元模擬。計算結(jié)果的對比分析表明，微觀應(yīng)力場和應(yīng)變場之間存在很大差異。立方體織構(gòu)柱狀晶粒的存在使熔池內(nèi)部的應(yīng)力應(yīng)變分布更加均勻，從而減少了細(xì)小等軸晶的高應(yīng)力集中。

在選擇性激光熔化（SLM）技術(shù)中，高功率激光束沿著預(yù)定的激光路徑在基底上局部熔化金屬粉末。熔化的金屬迅速凝固，其表面重新涂上一層新的粉末。重復(fù)這些步驟，逐層制造出零件。SLM微觀結(jié)構(gòu)則呈現(xiàn)出精細(xì)的蜂窩狀樹枝狀結(jié)構(gòu)，其中幾百納米的α-Al樹枝狀晶胞完全被薄共晶層包裹（圖1c）。由于高含量的硅粒子，共晶層幾乎不能發(fā)生塑性變形，成為位錯運(yùn)動的屏障。為了改善SLM合金的力學(xué)性能，需要對其進(jìn)行熱處理，以破壞共晶層，使硅顆粒的分布更加均勻。

圖1 不同空間尺度下SLM AlSi10Mg合金的分層微觀結(jié)構(gòu)：a)FSE圖像，b)EBSD圖，c)蜂窩狀樹枝狀亞結(jié)構(gòu)，d)熔池中硅分布的EDS圖

在SLM Al-Si合金的晶粒尺度上可以觀察到更為復(fù)雜的結(jié)構(gòu)，在每個熔池中形成兩種截然不同的晶粒形態(tài)。熔池中心區(qū)域由拉長的柱狀晶粒組成，而熔池邊界則是細(xì)小的等軸晶粒（圖1b）。近邊界區(qū)域的細(xì)晶粒主要以隨機(jī)取向?yàn)樘卣�，而柱狀晶粒的晶體學(xué)取向則受到一系列工藝參數(shù)的強(qiáng)烈影響。沿熔池邊界顯示了高濃度的硅，這應(yīng)該是這些材料復(fù)雜變形行為的另一個原因（圖1d）。

增材制造中有掃描方向（SD）、橫向（TD）和構(gòu)建方向（BD）（圖2）。圖2g所示為一個多晶模型，用于擬合SLM AlSi10Mg合金的晶粒幾何形狀。激光束掃描粉末層的選定區(qū)域時，會產(chǎn)生重熔和凝固材料的細(xì)長平行軌道。通常情況下，SLM生產(chǎn)的鋁合金會在軌道邊界形成直徑為5-10μm的等軸晶粒，而在軌道的中心部分則會出現(xiàn)徑向柱狀晶粒，晶粒形狀縱橫比約為0.1。

圖2 具有隨機(jī)（a-c）和織構(gòu)柱狀晶粒（d-f）的計算模型：柱狀晶粒（a，d）的反極圖（IPF）和TD（b，e）和SD（c，f）的晶粒結(jié)構(gòu)，以及實(shí)驗(yàn)IP 圖（g）和AlSi10Mg合金的實(shí)驗(yàn)和計算應(yīng)力應(yīng)變曲線（h）

為了再現(xiàn)實(shí)驗(yàn)晶粒的幾何形狀，采用了SSP構(gòu)建SLM鋁合金的典型晶粒模型。首先，在180×250×180的網(wǎng)格上以1μm的網(wǎng)格步長生成了包含9749個晶粒的周期結(jié)構(gòu)。按照圖2g所示的掃描模式建立了三層晶粒，每層對應(yīng)一個熔池的高度。晶粒種子沿著激光軌跡的假想邊界散布。所有晶粒的生長都遵循相同的生長規(guī)律，即第n個晶核的形式為：

其中xi和xi(n)分別表示任意晶胞和第n個晶核的坐標(biāo)，所有晶核的R在SSP生成的每一步中以Δr遞增。為了繼續(xù)下一層晶粒的生長，前一層晶粒的部分區(qū)域會被清除，以消除它們與當(dāng)前熔池區(qū)域的重疊，模仿材料的重熔。雖然每個熔池中的所有晶粒都以相同的方式生長，但與位于上邊界附近的晶粒不同，散射區(qū)域內(nèi)的晶粒生長空間有限。在SSP生成過程中，占據(jù)邊界區(qū)域的晶粒逐漸填滿熔池區(qū)域，形成類似于實(shí)驗(yàn)中觀察到的細(xì)長柱狀晶粒（圖2g）。

為了研究織構(gòu)效應(yīng)，對熔池內(nèi)具有相同晶粒形態(tài)但不同晶體學(xué)取向的柱狀晶粒模型進(jìn)行了兩組計算，如圖2b-c、e-f中反極圖（IPF）顏色所示。根據(jù)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，兩種模型中的柱狀晶粒分別具有隨機(jī)取向（圖2a-c）和織構(gòu)（圖2d-f）的特征。在這兩種情況下，細(xì)小的等軸晶粒具有相同的取向。

晶粒的本構(gòu)行為是基于晶體塑性模型來描述的，該模型以小應(yīng)變?yōu)榛�礎(chǔ)。晶體塑性模擬中的一個挑戰(zhàn)性問題是描述剪切阻力并適當(dāng)考慮強(qiáng)化機(jī)制。本文中采用唯象模型來描述臨界分切應(yīng)力（CRSS），以減少計算和實(shí)驗(yàn)成本。鑄造和SLM AlSi10Mg合金的共同特點(diǎn)是其屈服強(qiáng)度取決于枝晶亞基結(jié)構(gòu)。枝晶晶胞直徑越小，屈服強(qiáng)度越高。因此，與鑄造合金相比，具有0.4-1μm樹枝狀晶胞的SLM鋁合金的屈服強(qiáng)度要高得多。在此基礎(chǔ)上，計算了SLM鋁多晶體的剪切阻力：

其中，是單晶體的CRSS值。第二項(xiàng)是晶界強(qiáng)化的Hall-Petch關(guān)系，每個晶粒的晶粒尺寸D都是單獨(dú)計算的。第三項(xiàng)是由于合金中存在共晶網(wǎng)絡(luò)而導(dǎo)致的τcrss值增加，是枝晶單元的平均尺寸。對于本文中的SLM材料，擬合常數(shù)k2不為零。第四項(xiàng)描述了應(yīng)變硬化與等效塑性應(yīng)變的函數(shù)關(guān)系：

其中a1、a2、b1和b2是根據(jù)實(shí)驗(yàn)應(yīng)力-應(yīng)變曲線選擇的。鑄造模型和SLM模型的均質(zhì)化應(yīng)力應(yīng)變曲線與相應(yīng)實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)的對比見圖2h。<σ>是多晶模型所有積分點(diǎn)的平均von Mises應(yīng)力，ε是工程應(yīng)變。在本研究中，選擇和的參數(shù)是為了不考慮SLM鋁合金中出現(xiàn)的蜂窩狀樹枝狀亞結(jié)構(gòu)的影響。有研究表明，退火會使枝晶結(jié)構(gòu)消失，而SLM加工中固有的晶粒結(jié)構(gòu)和織構(gòu)只表現(xiàn)出微小的變化。

在本研究中，SLM晶粒結(jié)構(gòu)受到沿TD方向的拉伸加載。兩種模型的平均響應(yīng)略有不同，但在晶粒尺度上形成的應(yīng)力模式卻明顯不同。在這兩種計算中，應(yīng)力場在加載的彈性階段就已經(jīng)很不均勻（圖3a，b）。在熔池邊界附近和熔池內(nèi)部形成了兩種不同的應(yīng)力模式，分別與等軸晶粒和柱狀晶粒的存在有關(guān)。在立方體織構(gòu)柱狀晶粒區(qū)域，應(yīng)力明顯低于平均應(yīng)力值，甚至遠(yuǎn)低于隨機(jī)取向的柱狀晶粒中形成的應(yīng)力（圖3a）。

局部應(yīng)力集中產(chǎn)生于晶粒邊界：晶粒取向差越大，近邊界區(qū)域產(chǎn)生的應(yīng)力就越大。如圖2e、f所示，當(dāng)IPF投影到TD上時，底層熔池左側(cè)的柱狀晶粒呈白色；當(dāng)IPF投影到SD上時，該晶粒呈粉紅色。這導(dǎo)致該晶粒的邊界出現(xiàn)明顯的應(yīng)力集中（圖3d）。然而，在隨機(jī)取向晶粒的邊界附近還觀察到許多應(yīng)力集中區(qū)域（圖3a、c、e）。具有緊密取向的織構(gòu)晶粒顯示出更均勻的應(yīng)力分布（圖3b）。

兩個模型中具有相同取向的等軸晶粒池邊界區(qū)域，但相同晶粒所承受的應(yīng)力卻存在明顯差異，這歸因于柱狀晶粒取向的影響�？棙�(gòu)晶粒抵抗外加載荷的能力較低，部分減少了相鄰等軸晶粒區(qū)域的應(yīng)力，從而減少了經(jīng)歷高應(yīng)力集中的晶粒部分。

圖3 拉伸應(yīng)變?yōu)?.1（a、b）和5%（c-f）時，隨機(jī)晶粒（a、c、e）和織構(gòu)柱狀晶粒（b、d、f）的SLM鋁模型表面（a-d）和中間部分（e、f）的等效應(yīng)力場

圖3c-f顯示了5%拉伸應(yīng)變時SLM模型表面和中間部分的等效應(yīng)力分布。在這兩種情況下，與表面晶粒相比，中間部分產(chǎn)生的應(yīng)力更高�？蓪�SLM鋁合金視為一種復(fù)合結(jié)構(gòu)，其中每個熔池都被視為一個特定的結(jié)構(gòu)元素，通過一層較硬的細(xì)晶粒層與其他元素隔開。這與模型側(cè)邊形成的變形引起的表面形態(tài)（圖4d）相吻合。在這兩種情況下，熔池的中心部分都以織構(gòu)柱狀晶粒為特征。作為單獨(dú)的結(jié)構(gòu)元素，熔池往往會發(fā)生相對移動。因此，在初始變形階段，熔池邊界就已在表面上清晰可見（圖4a），并在進(jìn)一步加載時變得更加明顯（圖4b-c）。

圖4 SLM AlSi10Mg合金在15%（a）和20%單軸壓縮（b、c）條件下的實(shí)驗(yàn)表面圖像，以及在5%拉伸應(yīng)變下具有立方體紋理柱狀晶粒的模型中的表面圖案（d）

與應(yīng)力分析結(jié)果一致，隨機(jī)取向柱狀晶粒模型和織構(gòu)柱狀晶粒模型的等效塑性應(yīng)變場顯示出明顯的差異（圖5）。隨機(jī)取向模型的塑性應(yīng)變極不均勻，自由表面的局部應(yīng)變最大。而織構(gòu)柱狀晶粒在表面和中間部分都表現(xiàn)出更均勻的塑性應(yīng)變。

考慮到斷裂，分析熔池邊界區(qū)域的塑性應(yīng)變分布尤為重要。SLM Al-Si合金的熔池邊界沿線硅含量較高（圖1d），會大大降低晶粒的變形能力，這些區(qū)域可能成為微裂紋成核的來源。在這兩個模型中，高塑性應(yīng)變的擴(kuò)展區(qū)域都是沿著熔池邊界形成的（圖5虛線區(qū)域），在相鄰熔池之間形成了一層強(qiáng)烈變形的材料層（圖4c）。一些柱狀晶粒具有類似的塑性變形（圖5），但其塑性變形能力較低，熔池邊界區(qū)域更有可能形成裂紋核。在相同拉伸度下，隨機(jī)取向的柱狀晶粒鄰近的細(xì)晶粒積累的塑性應(yīng)變比位于立方體織構(gòu)區(qū)域的晶粒高（圖5a-d），更容易出現(xiàn)第一道微裂紋。

圖5 拉伸應(yīng)變?yōu)?%時，帶有隨機(jī)晶粒（a、c）和織構(gòu)柱狀晶粒（b、d）的SLM鋁模型表面（a、b）和中間部分（c、d）的等效塑性應(yīng)變分布

相關(guān)成果以“Effects of the grain shape and crystallographic texture on the grain-scale mechanical behavior of additively manufactured aluminum alloys”為題發(fā)表在Additive Manufacturing上，第一作者是V. Romanova，通訊作者是O. Zinovieva

原文鏈接：https://doi.org/10.1016/j.addma.2021.102415