金屬粉末床熔合增材制造中的激光熔化模式（1）

來源：長三角G60激光聯(lián)盟

導(dǎo)讀：據(jù)悉，在這篇綜述中,，區(qū)分了基于過程的不同熔化模式的定義與基于事后證據(jù)的定義。本文強調(diào)了匙孔的重要性,，它大大提高了熔池對激光能量的吸收,。本文為第一部分。

在金屬激光粉末床熔合增材制造中,，極端高溫條件會產(chǎn)生許多高度動態(tài)的物理現(xiàn)象,，如蒸發(fā)和反沖、馬朗戈尼對流,、突出和鎖孔不穩(wěn)定性等,。然而，總的來說,，整套現(xiàn)象對于實際應(yīng)用來說太復(fù)雜了,，而在現(xiàn)實中，熔化模式被用作打印的指導(dǎo)方針,。當(dāng)超過沸點的局部材料溫度升高時,，該模式可由傳導(dǎo)模式變?yōu)殒i孔模式。這些模式指定忽略了激光-物質(zhì)相互作用的細(xì)節(jié),，但在許多情況下足以確定近似的微結(jié)構(gòu),，從而確定構(gòu)建的屬性。到目前為止,，由于熔體池和汽壓形態(tài)測量的歷史局限性,，還沒有達(dá)成一致的、共同的和連貫的定義,。在這篇綜述中,，區(qū)分了基于過程的不同熔化模式的定義與基于事后證據(jù)的定義,。本文強調(diào)了匙孔的重要性，它大大提高了熔池對激光能量的吸收,。最近的研究強烈表明,，穩(wěn)定的鎖孔激光熔煉可以實現(xiàn)高效、可持續(xù)和穩(wěn)健的增材制造,。實現(xiàn)這一場景需要開發(fā)多物理模型,，信號從形態(tài)學(xué)轉(zhuǎn)換為其他可行信號，以及跨平臺和尺度的過程計量,。

1 介紹
金屬增材制造（AM）,，通常稱為3D打印，是金屬零件快速成型的工業(yè)應(yīng)用,。它最初起源于焊接方法和粉末技術(shù)的聯(lián)盟,。直接將粉末沉積到激光熔池中產(chǎn)生了直接激光制造和激光工程網(wǎng)成形技術(shù)，雖然有效,，但缺乏在無后加工的情況下通常有用的分辨率,，并且沒有低沉積速率的幫助。然而,，一旦原始專利到期,，粉末床系統(tǒng)的開發(fā)很快就表明，良好的分辨率和合理的構(gòu)建速度使得能夠直接制造復(fù)雜的幾何形狀和幾乎完全致密的零件,。正是這一發(fā)展將3D打印從快速原型的狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)樽罱K用途產(chǎn)品的實際增材制造,。

基于激光的金屬粉末床熔融（LPBF）是一種增材制造（AM）工藝，其中金屬粉末通過掃描粉末床上的高功率激光來熔化,。盡管許多人認(rèn)為它是一種相對成熟的增材制造技術(shù)，但仍然缺乏對基本過程的理解,。這意味著工藝參數(shù)開發(fā)和組件設(shè)計在很大程度上是通過迭代和經(jīng)驗進(jìn)行的,。雖然這種方法有效，但它通常緩慢且昂貴,。對流程基礎(chǔ)知識的更深入理解可提供更多信息來加速開發(fā),，而不必依賴最佳猜測方法。

該圖顯示了商用LPBF機(jī)器的光學(xué)布局和修改,，以允許熔池的同軸成像,。

在粉末床熔融構(gòu)建過程中對時間和空間分辨的熔池溫度場進(jìn)行原位測量以前沒有報道過。熔池體積小,，在大型粉末床上快速移動,，持續(xù)時間短，因此測量問題具有挑戰(zhàn)性,。確定熔池溫度場有助于確定可能形成孔隙的區(qū)域,，并有助于優(yōu)化掃描路徑,。凝固過程中的冷卻速率和溫度梯度也可以測量并與局部微觀結(jié)構(gòu)發(fā)展相關(guān)聯(lián)。測量也可以構(gòu)成在線質(zhì)量控制系統(tǒng)的一部分,，該系統(tǒng)具有組件中每個位置的熱歷史,。

到目前為止，對溫度曲線最詳細(xì)的了解來自計算建模工作,。Khairallah等人開發(fā)了一個LPBF的多物理場模型,，該模型結(jié)合了光線追蹤，表面張力,，馬蘭戈尼對流和蒸發(fā)反沖壓力,。該模型突出顯示了由于反沖壓力、熔池內(nèi)質(zhì)量傳遞的重要性以及激光關(guān)閉時孔隙率如何形成而在激光下形成的凹陷,。盡管使用熔池深度的實驗測量來校準(zhǔn)模型的吸收率,，并且已經(jīng)進(jìn)行了激光相互作用區(qū)的高速成像，但沒有報告預(yù)測溫度場的實驗驗證,。

單個激光脈沖沿艙口掃描期間的表面溫度序列,。

原位過程監(jiān)測工作一直是最近的一些綜述的主題，溫度測量是突出的,。熔池輻射發(fā)射的同軸測量已使用光電二極管和機(jī)器視覺相機(jī)進(jìn)行測量,。雖然這些測量為質(zhì)量和過程控制目的提供了有用的過程特征，但它們沒有針對溫度進(jìn)行校準(zhǔn),，并且對底層物理過程的洞察力很少,。Criales等人使用離軸紅外相機(jī)在鎳合金的單次掃描軌跡中測量溫度，但是依賴于假定的單發(fā)射率值,，這意味著計算的溫度值可能存在很大的誤差,。寬視場紅外熱像儀也被用于監(jiān)測電子束熔化（EBM）過程中整個層的溫度。需要仔細(xì)校準(zhǔn)局部發(fā)射率值,，并且該系統(tǒng)的分辨率和速度不足以捕獲熔池溫度瞬變,。

顯示掃描層上第一條陰影線期間表面溫度變化的選定幀。

LPBF實際上是小規(guī)模激光焊接的延伸,，但這意味著它受到許多相同的限制,。例如，由于凝固過程中的枝晶生長和大量殘余應(yīng)力,，LPBF零件容易發(fā)生熱裂紋,。這在很大程度上限制了LPBF可應(yīng)用的成分范圍，即主要僅適用于可焊接合金,。同時,，LPBF制備的微觀結(jié)構(gòu)的許多方面與傳統(tǒng)制備的顯微結(jié)構(gòu)有很大不同，具有諸如細(xì)胞結(jié)構(gòu)、高位錯含量,、過飽和,、納米沉淀、非平衡相,、夾雜物和不規(guī)則晶粒結(jié)構(gòu)等特征,。其中一些獨特的結(jié)構(gòu)是有益的，而另一些結(jié)構(gòu)可能會降低性能,。對于某些合金,，LPBF零件的總密度通常很高（理論密度的99.5%），但復(fù)雜的激光和粉末條件可能會產(chǎn)生異常,，偶爾還會產(chǎn)生結(jié)構(gòu)缺陷,，如可變?nèi)鄢亍⒖紫堵屎土芽p,。這是目前阻礙LPBF在某些行業(yè)廣泛應(yīng)用的主要因素之一,。為了制造無缺陷和微觀結(jié)構(gòu)可控的零件，我們需要更全面地了解激光與物質(zhì)之間的相互作用以及激光熔化的模式,。

在這篇綜述中,，當(dāng)提到熔池內(nèi)的蒸汽主導(dǎo)型腔時，我們使用了以下術(shù)語,。一般來說,，術(shù)語“蒸汽凹陷”適用于由液體表面汽化產(chǎn)生的反沖動量引起的任何形狀的空腔。它更具普遍性和包容性,。術(shù)語“鎖孔”是蒸汽壓的一種亞型,。本綜述如下。首先描述了激光加熱的一般物理過程,。在總結(jié)了復(fù)雜性之后,，回顧了兩個關(guān)鍵的耦合現(xiàn)象：

（1）熔化和蒸發(fā)以及（2）突出和鎖孔不穩(wěn)定性。這些物理現(xiàn)象推動了熔池的形態(tài)演化（有或沒有蒸汽腔）,，是熔融模式定義的基礎(chǔ),。

2、激光熔化的一般物理過程

A,、復(fù)雜性
金屬的激光熔化是一個高度動態(tài)和復(fù)雜的物理過程。如圖1所示,，這可能涉及物質(zhì)的所有四種基本狀態(tài)：固體,、液體、蒸汽和等離子體,。它不僅包括熔化,，還包括汽化和反沖、馬蘭戈尼對流、蒸汽沖擊,、多次反射和吸收,、熔池振蕩、突出和小孔不穩(wěn)定性等,。

圖1激光熔化的一般物理過程,。隨著溫度的快速升高，固體（此處為粉末床樣品）通過熔化,、汽化和電離轉(zhuǎn)變轉(zhuǎn)變?yōu)橐后w,、氣體和等離子體。在此過程中,，熔池和蒸汽凹陷形成并發(fā)展,，由于增強的激光吸收和有限的熱傳遞，其橫截面的深度與寬度縱橫比繼續(xù)上升,。在左上角的示意圖中,，熔池內(nèi)蒸汽凹陷的大致位置用黃色虛線圈出，而紅色箭頭表示激光掃描方向,。

正是快速加熱導(dǎo)致的極端熱條件造就了這些高度動態(tài)的物理現(xiàn)象,。通常，加熱和冷卻速率約為103− 108 K/s,，熔池內(nèi)的峰值熱梯度約為106− 108 K/m,，并且蒸汽凹陷壁上的平均溫度可以比金屬的沸點高數(shù)百開爾文。

B,、 熔化和汽化
1.在原子尺度上

高功率連續(xù)波或短持續(xù)時間（長于納秒）脈沖激光與金屬之間的相互作用可以根據(jù)光子吸收和聲子發(fā)射之間的平衡來考慮,。這一過程被稱為光熱過程，因為吸收的能量在該時間尺度上直接轉(zhuǎn)化為熱（即停留時間或脈沖寬度比電子聲子或甚至聲子弛豫時間長）,。對于金屬來說,，通常是金屬鍵通過價電子和電離核之間的靜電吸引連接原子。

熔池的視野經(jīng)常被噴射的顆粒和熔池羽流遮擋,。噴射的顆粒在圖像中很容易識別,，羽流僅在熔池外可見。羽流也可能在熔池的正上方,，因此形成光路的一部分,。羽流將衰減圖像傳感器接收到的光量。如果這種衰減在兩個波長下相同,，則比率和溫度測量將不受影響,。如果一個波長處的衰減更強，則會在溫度測量中引入誤差,。

顯示掃描懸垂特征期間表面溫度變化的選定幀,。

熔池不是平坦的,，因此入射角會有所不同。在激光相互作用區(qū)的蒸汽壓力引起的凹陷中尤其如此,。如果兩個波長的發(fā)射率保持相等,，即使表面不是朗伯特表面，也不會在溫度測量中引起誤差,。在凹陷中,，從熔池內(nèi)發(fā)出的光的反射可以增加測量的強度。如果來自一個溫度的表面的光在另一個溫度下從表面反射,，則強度比和計算溫度將引入誤差,。

在平衡條件下，將相從固體變?yōu)橐后w和從液體變?yōu)檎羝�所需的焓分別為聚變潛熱和汽化潛熱,。在給定壓力下,，相應(yīng)的熔化和沸騰溫度或熔化和汽化的熵是恒定的。然而,，由于高功率激光的快速加熱,，實際相變溫度或熵值偏離了這些特征點或平衡極限。例如,，激光束正下方的液態(tài)金屬通常處于過熱狀態(tài),，需要額外的能量來打破鍵并釋放原子。對于多相合金來說,，這種情況更加復(fù)雜,，其中由于各種合金元素之間的鍵合強度不同，熔化和汽化可能高度不均勻,。

2.在微觀尺度上

在固定的激光束照射下,，金屬板或粉末床被局部加熱。當(dāng)溫度達(dá)到熔點時,，金屬形成熔池,。熔體池最初較小且較淺，見圖5（a）,，熱量通過熱傳導(dǎo)傳遞到周圍金屬,。隨著時間的推移，池的體積和表面溫度都會增加,，因為這一階段的激光加熱超過了熱擴(kuò)散,。當(dāng)溫度高于沸點時，發(fā)生局部沸騰,。在表面層的自由側(cè),，金屬蒸氣主要沿著局部法線方向并朝向自由空間噴射。另一方面,，反沖動量將液體推向樣品表面下方，與蒸汽噴射方向相反。蒸汽流量和反沖壓力取決于相對于沸點的局部過熱,。隨著腔的生長,，熔池通常偏離其最初的半圓形形態(tài)，可能呈現(xiàn)深錐形形狀[圖5（c）]或頂部為碗狀底部為尖峰的雙峰形[圖4（a2）],。在熔池內(nèi)部,，主要圍繞蒸汽凹陷壁的大的熱梯度促進(jìn)了對流質(zhì)量和熱傳遞。傳熱雖然有限,，但限制了熔池的生長,。

圖4激光熔化模式由熔化熔池的事后橫截面定義。

圖5 通過高速同步輻射x射線成像由蒸汽凹陷和熔池形態(tài)定義的激光熔化模式,。

當(dāng)激光束被振鏡掃描時,，橫截面中的熔池形態(tài)幾乎保持對稱。然而,，在縱向橫截面上,，對稱性被打破，因為泳池的末端總是有一條尾巴,。固體金屬被光束前方前進(jìn)的熔體吸收,，熔體在光束后方凝固。在樣品表面的穩(wěn)態(tài)激光掃描下,，熔化和凝固速率均等于掃描速度,。在低施加能量密度（即功率除以掃描速度）下，熔池較小,、較淺且更圓,。隨著能量密度的增加，熔池越來越深,，表面開始汽化和變形,，從而在縱向橫截面上形成具有不對稱形態(tài)的蒸汽凹陷。蒸汽凹陷的前壁是傾斜的,，其角度可以由激光的鉆速和掃描速度確定,。通常，激光束主要撞擊前壁,，沿其法線和掃描方向產(chǎn)生過熱和強烈的蒸汽噴射,。然而，在高應(yīng)用能量密度（如高激光功率和低掃描速度的情況）下,，深而窄的蒸汽腔會引起光的多次向下反射,，導(dǎo)致其底部的最高溫度。這導(dǎo)致向上的蒸汽噴射,，這可能類似于固定的激光束情況,。

C,、 突出和鎖孔不穩(wěn)定性

在靜止和掃描情況下，當(dāng)激光加熱通過增加激光束的功率或停留時間（相互作用時間或激光光斑大小除以掃描速度）而增強時,，產(chǎn)生的深鎖孔可能導(dǎo)致不穩(wěn)定性,。結(jié)果主要有兩方面，如圖2（a）所示,。在樣品表面上方,，蒸汽噴射表現(xiàn)出混沌行為，可能觀察到一些極快的飛濺,。在樣品內(nèi)部,，從鎖孔底部尖端產(chǎn)生的氣泡可以被聲波或粘性阻力加速，從而可能被前進(jìn)的固體化前沿捕獲為孔隙缺陷,。根據(jù)加工環(huán)境和粉末條件,，鎖孔在完全冷凝后為真空或充氣。如圖2（b）和圖2（c）,，在掃描連續(xù)波激光束下,，前鎖孔邊緣前方的固相被加熱、熔化和汽化,，形成小的蒸汽凹陷和圓頂狀突起,。

圖2 不穩(wěn)定鎖孔模式熔化中的熔池、鎖孔和常見缺陷,。

如圖2（b）和圖2（c）,，在掃描連續(xù)波激光束下，前鎖孔邊緣前方的固相被加熱,、熔化和汽化,，形成小的蒸汽凹陷和圓頂狀突起。

PBF工藝中獨特的微觀結(jié)構(gòu)是由局部的高熱梯度和凝固過程中的快速冷卻速率驅(qū)動的,。上圖顯示了從熔池頭部到層中不同位置的尾部的溫度與距離曲線,。當(dāng)接近熔化溫度時，該溫度梯度下降到約5 K/μm,。懸垂掃描（e）顯示出類似的特征,，但由于層下未固結(jié)粉末的導(dǎo)熱率較低，因此峰值熱梯度較低,，為10 K/μm,。熔池尾部大部分處于均勻溫度，大約是Ti6Al4V的熔化溫度,。這是由于凝固過程中的熔化潛熱,。凝固后溫度迅速下降，并且由于本實驗中使用的相機(jī)曝光時間短,，溫度不再可見,。在外緣掃描期間,，熔池尾部的最短長度為400 μm，而在孵化掃描期間為700 μm,。在1000 μm的懸垂掃描過程中,，尾部長度明顯更長。該長度可能低估了懸垂掃描期間的長度,，因為該掃描線的總長度約為1000μm，因此對尾部長度進(jìn)行了限制,。

D,、 限制

激光熔化中的極端熱條件產(chǎn)生了許多高度動態(tài)的物理現(xiàn)象。徹底了解它們對于裁剪微觀結(jié)構(gòu)和消除缺陷的能力至關(guān)重要,。然而,，它們過于詳細(xì)，對于常規(guī)流程開發(fā)來說過于復(fù)雜,。實際上,，它們的集體效應(yīng)，即熔池和蒸汽凹陷形態(tài),，被用作指導(dǎo)原則,。正如我們現(xiàn)在總結(jié)的那樣，它們定義了熔化模式,。

三,、事后和過程為基礎(chǔ)的熔化模式

如圖3（a）所示，熔化模式橋接了激光-物質(zhì)相互作用和微觀結(jié)構(gòu)以及缺陷,。他們忽略了物理細(xì)節(jié),，只關(guān)注（熔融）熔池的宏觀外觀（可能還有蒸汽凹陷）。根據(jù)測量方法的不同,，模式可以是postmortem后分析的,，也可以是基于過程的。對于基于postmortem- based的定義,，熔池的形態(tài)來源于postmortem橫截面,。在基于過程的版本中，直接從原位和實時數(shù)據(jù)（包括高速x射線圖像）測量熔池和蒸汽凹陷的形態(tài),。隨著溫度的升高,，（熔融）熔池的縱橫比（以及可能的蒸汽凹陷）都會增加。因此,，熔化模式從傳導(dǎo)（通過過渡）轉(zhuǎn)變?yōu)殒i孔,。

圖3 激光熔化模式的基于Postmortem和基于過程的定義。

A,、Postmortem-based定義

理論上,，特征溫度點表現(xiàn)為分離熔化模式的理想閾值,，如圖3（b）和3（c）所示。最初,，只使用沸點（Tb）或低于沸點的點（Tc）[圖3（b）],。在Tb或Tc以下，熔融處于傳導(dǎo)模式,，傳導(dǎo)傳熱在很大程度上控制著熔池幾何形狀,，而高于該點時，它處于鎖孔模式,，熔池形態(tài)主要由對流傳熱控制,。這種直覺捕捉到了熔池的一些特征。然而,，汽化的作用（至少最初）被大大夸大了,。沸騰時，汽化產(chǎn)生的反沖壓力實際上不足以驅(qū)動蒸汽凹陷或熔池的快速增長,。隨后引入了第二個特征溫度Ts,，這是反沖壓力開始克服表面張力壓力的點[圖3（c）]。也就是說,，在兩種模式之間存在一種過渡模式,，其中傳導(dǎo)和對流傳熱相互競爭。我們指出,，在傳導(dǎo)模式下不能忽略熱對流,，以準(zhǔn)確描述熔池形態(tài)。

（左）流程結(jié)束時計算域的完整 3D 視圖,。（右）由彩色邊框表示的預(yù)測頂部熔池的再凝固表面與實驗之間的比較,。

B.傳統(tǒng)定義

在實踐中，這兩種或三種熔化模式（傳導(dǎo),、過渡和鎖孔）通常根據(jù)熔融熔池的Postmortem橫截面來定義,。例如，在圖4（a）中,，當(dāng)它是淺的,、半圓形的并且具有低縱橫比（即，地下深度與寬度）時,，熔化被認(rèn)為處于傳導(dǎo)模式,；當(dāng)它是深的和圓錐形的并且具有高縱橫比時，熔化處于鎖孔模式,。在過渡模式中,，橫截面介于兩者之間，并可能將這兩種形狀結(jié)合起來。圖4（b）顯示了熔化模式與掃描速度之間的關(guān)系,。在具有恒定功率和光斑大小的掃描激光束下,，隨著速度的增加，模式從小孔轉(zhuǎn)變?yōu)閭鲗?dǎo),。類似地,，圖4（c）描述了固定激光束的熔化模式轉(zhuǎn)變。對于相同的光斑尺寸和相互作用時間,，隨著激光輻照度（也稱為功率密度,，激光功率除以面積）的增加，過渡模式中橫截面的縱橫比以平臺為特征,。

圖4激光熔化模式由熔化熔池的事后橫截面定義,。

來源：Laser melting modes in metal powder bed fusion additive manufacturing, Reviews of Modern Physics, 10.1103/RevModPhys.94.045002

參考文獻(xiàn)：Aboulkhair, N. T., N. M. Everitt, I. Ashcroft, and C. Tuck, 2014,“Reducing porosity in AlSi10Mg parts processed by selective laser melting,” Addit. Manuf. 1–4, 77–86.;

Aboulkhair,N. T.,  I.  Maskery, C.  Tuck,  I. Ashcroft,  and  N. M. Everitt,  2016, “On  the  formation of  AlSi10Mg  single tracks and layers in  selective laser melting: Microstructure  and nano- mechanical properties,” J. Mater. Process. Technol. 230, 88–98.