基于溫度場模擬的鎂合金SLM元素燒損行為

2022-06-08 02:44:20楊光劉雪東王琮瑋王琮瑜劉大志

航空學報 2022年4期

楊光，劉雪東，王琮瑋，王琮瑜，劉大志

1. 河北科技大學機械工程學院，石家莊 050018 2. 唐山威豪鎂粉有限公司，唐山 064406

隨著能源資源問題的顯著化和對環境保護的重視，越來越多的鈦合金、鎂合金等輕型合金材料被廣泛應用。鎂合金密度只有1.74 g/cm，其密度為鋁的67%、鋼的23%。航空航天發展水平是國家科技實力的重要體現，鎂合金作為金屬結構材料中最輕的一種，具有比強度和剛度高、耐振性和耐沖擊性好、切削加工性能優異等特點，在航空航天領域具有重要的應用價值，同時鎂合金材料結合了可降解材料的優點，在醫用材料上也有較好的應用前景。選區激光熔融(Selective Laser Melting，SLM)是一種有發展潛力的高性能、短流程制造技術，突破了形狀的制約，目前在成型鈦合金、不銹鋼等金屬材料方面已比較成熟，但鎂合金的成型技術還處于發展階段。由于鎂合金中Mg元素的蒸汽壓較高、熔沸點較低，在高能量激光束作用時極易出現燒損并產生大量煙塵，導致機器不能長時間工作，隨鎂元素的燒損蒸發，合金元素的質量分數都有不同程度的變化，且元素的燒損現象會導致孔隙率增大，制約了激光增材制造可達的最大致密度。

謝轍研究表明線能量越大，Mg元素燒損越嚴重，但物相種類不隨Mg元素燒損程度的改變而發生變化；胡國文研究表明ZK61鎂合金在激光成型中主要燒蝕元素為Mg元素，在低掃描速度和高搭接率下，元素燒蝕現象較嚴重；魏愷文等以AZ91D鎂合金為材料進行研究，發現在成型過程中采用激光體能量密度為55.6 J/mm時成型試樣的Mg/Al比值最接近粉末原料。由此可見相關研究少有建立鎂元素燒損速率與成型工藝參數之間的分析模型，鮮見對燒損過程中突出的煙塵問題提出解決方法。對此本文基于AZ91D鎂合金材料，以理論和實驗驗證相結合的方式進行研究。在理論研究方面提出燒損速率與工藝參數關系建模方法，首先，通過ANSYS有限元軟件采用APDL命令流語言進行生死單元的運用及移動熱源的加載，對鎂合金成型過程進行溫度場模擬，建立成型過程中溫度與主要成型工藝參數之間的關系模型；其次，結合氣體動力學與熱力學理論，闡明鎂元素飽和蒸汽壓與溫度之間的關系、元素燒損速率與飽和蒸汽壓之間的定量關系，并建立溫度與元素燒損速率之間的解析關系模型；最終，通過溫度與工藝參數的關系及溫度與元素燒損速率之間的關系建立工藝參數與燒損速率之間的關系模型，并對此模型進行SLM成型實驗驗證。

1 鎂合金選區激光熔融成型燒損關系模型

針對鎂合金SLM成型過程中的元素燒損行為，燒損速率與工藝參數關系構建流程如圖1所示。

1.1 溫度與主要工藝參數之間的關系模型

選區激光熔化是一個快速熔化、冷卻的物理變化過程，在此過程中溫度是一個不可忽略的因素，但溫度分布很難用傳統方法測量，SLM溫度場模擬為分析溫度變化提供了一個很好的方案。

1.1.1 鎂合金SLM溫度場數值模擬

在鎂合金SLM模擬之前，對模型做出如下假設：

1) 鎂合金粉末材料是各向同性的。

2) 激光與金屬粉末的作用時間極短，忽略金屬熔化過程中的流動作用。

3) 忽略鎂合金的蒸發氣化現象。

4) 默認室溫為293 K。

由于鎂合金粉末顆粒之間存在間隙，粉末狀態下的熱物性參數與實體狀態下的熱物性參數存在一定差異，尤其是導熱系數和密度差異明顯，為此先通過JMatPro軟件得到AZ91D鎂合金實體熱物性參數(如表1所示)，再通過式(1)和式(2)得到AZ91D鎂合金粉末材料的密度和導熱系數：

=(1-)

(1)

式中：為孔隙率；為空隙內氣相的密度，g/cm；為固相密度，g/cm。

(2)

式中：為金屬實體的導熱系數，W/(m·K)；為粉末孔隙率；為宏觀配位系數；為粉末顆粒之間的平均接觸半徑；為粉末顆粒平均半徑。

圖1 鎂合金SLM燒損模型Fig.1 Magnesium alloy SLM burning loss model

表1 AZ91D鎂合金實體狀態下熱物性參數Table 1 Thermophysical parameters of AZ91D magnesium alloy in solid state

SLM成型過程是一個局部受熱快速熔化并快速凝固的過程，粉末在這個過程中瞬時經歷了固態-液態-固態的相變過程，該過程一定會產生相變潛熱，采用ANSYS處理相變問題常用的熱焓法。

由于模型過大導致計算時間較長，為減小仿真過程的運算量，對整個模型進行簡化。模型由鎂合金基板和成型粉末組成，粉末的成型尺寸為1.20 mm×0.51 mm×0.20 mm，共分為4層，每層層厚為50 μm，基板尺寸為1.60 mm×0.91 mm×0.50 mm，網格采用SOLID70類型單元進行劃分。為保證成型過程與實際相符合，在對粉末層與基板進行網格劃分時采用不同的劃分方式：成型層網格單元劃分較為細密，單元尺寸為12.5 μm×12.5 μm×25.0 μm；基板采用自由網格劃分，單元大小為0.1 mm。圖2為模擬模型及網格劃分示意圖。

圖2 鎂合金仿真模型示意圖Fig.2 Schematic diagram of magnesium alloy simulation model

在SLM成型過程中，激光束以光斑形式照射在金屬粉末上，考慮到激光加工能量較高、穿透性較強，在模擬時采用均勻分布的高斯體熱源作為熱源模型，該熱源的特點為熱流在垂直于激光束的表面上呈高斯分布，在深度方向上呈均勻分布，其表達式為

(3)

式中：為熱效率；為激光功率；為層厚；為光斑半徑；為光斑中心到金屬粉末任意一點的距離。

在仿真過程中將均勻分布的高斯體熱源以生熱率的形式施加到模型中，高斯熱源簡化及加載示意圖如圖3所示。

模擬過程中，假設高斯熱源在水平面上近似地作用在6×6的單元上，即所作用區域寬為0.075 mm，與實際激光光斑直徑保持相同，在最中心的4個單元上施加的熱流密度為最大值(如圖3(a)所示)，在APDL命令流中通過循環語句以一定比例分別向中心之外的4×4單元(如圖3(b)所示)及外圍的6×6單元(如圖3(c)所示)施加熱流密度。模擬激光共掃描8道，掃描間距為0.060 mm，每道寬0.075 mm，每道31步，采用“蛇形”往復的掃描方式進行掃描，其掃描路徑如圖4所示。

圖3 高斯熱源加載示意圖Fig.3 Gauss heat source loading diagram

1.1.2 鎂合金SLM仿真結果分析

鎂合金SLM成型是一個快速成型過程，經后處理分析發現溫度場特征較為明顯，圖5(a)～圖5(d)分別為首層3、4及第4層22、23位置點在掃描速度為400 mm/s、激光功率為90 W時的熔池溫度云圖，可看出在SLM成型過程中熔池溫度場呈橢球形狀，熔池中已熔化成型區域的溫度梯度小于未掃描區域，這主要是因為鎂合金材料熔化區域的導熱系數比未掃描區域粉末的導熱系數大，光斑中心的熱量更容易向后傳播，從而呈現出不對稱分布，已掃描一側溫度明顯高于未掃描一側溫度。激光光斑中心附近為全局最高溫度，激光光斑作用邊緣的溫度明顯低于激光光斑中心附近的溫度，因此熔池中心和邊緣之間往往會形成較大的溫度梯度，在成型過程中，為使粉末之間產生冶金結合，粉層勢必要吸收足夠的能量以使道與道之間良好地搭接，因此需將激光光斑作用每道邊緣的溫度控制在鎂合金熔點以上，才能保證粉末之間產生良好的冶金結合。

由于溫度隨激光束的掃描變化較快，因此選取每道中點作為溫度監測點，且首層與基板直接接觸，實體熱導率大于粉末材料熱導率，首層各道的溫度會低于其他各層，同時為避免邊緣效應，首道和末道不計入溫度監測點，最終以3層18個點位置(圖4(b)～圖4(d)所示)的平均溫度研究工藝參數與溫度的影響規律。

圖4 SLM成型過程激光掃描路徑Fig.4 Laser scanning path in SLM forming process

圖5 不同位置點熔池溫度云圖Fig.5 Temperature nephograms of molten pool at different positions

1) 激光功率對溫度的影響

在一定掃描速度下，不同的激光功率會產生不同的能量密度，進而會對成型過程中熔池溫度產生影響，圖6為掃描速度=400 mm/s的條件下激光光斑中心及激光光斑作用邊緣處溫度隨激光功率變化關系?？煽闯鲈谙嗤瑨呙杷俣认?，熔池溫度隨激光功率的增加呈現出明顯線性增長趨勢。在激光功率為60 W時，激光光斑中心溫度為1 140 K，激光光斑作用邊緣處溫度為890 K，激光光斑中心和激光光斑作用邊緣處的溫度相差250 K；然而在激光功率為120 W時，激光光斑中心溫度為1 764 K，激光光斑作用邊緣處的溫度為1 389 K，溫度相差375 K。這主要是因為激光熱源呈高斯分布，在掃描速度一定時隨激光功率增加，對光斑中心處溫度的影響明顯大于邊緣處，且邊緣處向周圍傳遞的熱量也大于中心處，從而導致隨激光功率增加，中心處與激光作用邊緣處溫度梯度呈增大趨勢。當激光功率為60 W時，光斑中心的溫度遠超鎂合金的熔點(924 K)，但激光光斑作用邊緣處的溫度沒有達到鎂合金的熔點，在此激光功率下成型會造成道與道之間不能良好地冶金結合，因此在掃描速度為400 mm/s的條件下，為保證成型過程中完美結合，激光功率應高于60 W。

圖6 不同激光功率下溫度變化關系Fig.6 Temperature change relationship under different laser powers

2) 掃描速度對溫度的影響

在其他工藝參數一定時，掃描速度也會對熔池溫度產生影響，圖7為激光功率=80 W時激光光斑中心溫度及激光光斑作用邊緣處溫度隨掃描速的度變化關系?？煽闯黾す饧庸み^程中熔池溫度隨掃描速度增加而減小，相同激光功率下，當掃描速度為100 mm/s時光斑中心溫度為1 653 K，激光光斑作用邊緣處的溫度為1 397 K，激光光斑中心和激光光斑作用邊緣處的溫度相差256 K；而當掃描速度增加到700 mm/s時，光斑中心溫度降低到1 191 K，激光光斑作用邊緣處的溫度降低到890 K，溫度相差301 K，這主要是因為在激光功率一定時，隨掃描速度增加激光束與成型體作用時間變短，能量吸收減少，且邊緣處向周圍傳遞的熱量大于中心處，從而導致光斑中心和光斑作用邊緣處的溫度梯度隨掃描速度增加逐漸增大。在掃描速度為700 mm/s時，激光光斑中心溫度為1 191 K，遠超過鎂合金的熔點(924 K)，激光光斑作用邊緣處的溫度為890 K，未達鎂合金熔點，相鄰兩熔道之間無法緊密結合；同時為減小光斑中心與光斑作用邊緣處的溫度梯度，在激光功率為80 W時，掃描速度應控制在700 mm/s以下。

圖7 不同掃描速度下溫度變化關系Fig.7 Temperature change relationship under different scanning speed

熔池溫度會隨激光功率的增加而增大，隨掃描速度的增加而減小，激光功率增加使能量密度相應地增大，而掃描速度增加使激光與粉末作用時間變短，粉末吸收能量減小。為便于分析工藝參數對溫度場的影響，初選工藝參數為激光功率=60～110 W、掃描速度=100～600 mm/s，利用1.1.1節所建溫度場模型對所選工藝參數進行模擬，通過后處理得到所選位置點光斑中心及光斑作用邊緣處溫度。在成型過程中需吸收足夠的能量以保證鎂合金熔化及道與道之間緊密結合，因此光斑作用邊緣的溫度需控制在鎂合金熔點(924 K)以上。圖8為不同工藝參數條件下所選位置點光斑作用邊緣處的平均溫度變化關系。

圖8底面為鎂合金熔點，可看出當激光功率為60 W時，只有在掃描速度小于350 mm/s時邊緣溫度能達到熔點；當激光功率為70 W時，在掃描速度為600 mm/s時光斑作用邊緣處的溫度已不能達到鎂合金的熔點(924 K)。在高掃描速度下，只有在高激光功率下邊緣溫度才能達到熔點溫度，即使功率足夠，掃描速度過大也會導致熔道中容易出現裂紋，且易形成粉末反沖揮發、飛濺及球化現象，同時為保證邊緣處能夠良好結合，應將掃描速度控制在500 mm/s以下，激光功率控制在70 W以上。因此通過溫度場仿真初步得到的工藝參數為激光功率=70～110 W、掃描速度=100～500 mm/s。

圖8 不同工藝參數下光斑作用邊緣處溫度變化關系Fig.8 Temperature change relationship at edge of spot with different process parameters

1.2 溫度與元素燒損速率之間的關系模型

元素燒損速率與飽和蒸汽壓之間存在定量關系。以魏愷文所作研究為基礎，依據氣體動力學與熱力學理論，合金中某一元素的燒損速率(g·cm·s)可通過Langmuir方程進行計算，其關系式為

(4)

飽和蒸汽壓和溫度之間的關系可通過式(5)、式(6)計算，鋅元素和錳元素在合金中相對含量較低，因此在計算過程中忽略鋅元素和錳元素的影響。

(5)

(6)

代入式(4)可得到元素燒損速率與溫度之間的關系：

=4375×10·1333×

(7)

=4375×10·1333×

(8)

利用MATLAB軟件擬合鎂元素和鋁元素燒損速率與溫度之間的關系如圖9所示，可看出當溫度達到鎂元素熔點(924 K)時，鎂元素開始發生燒損；當溫度達到鋁元素熔點(933 K)時，鋁元素未發生燒損。這主要是由于當溫度達到鎂元素熔點時，鎂元素蒸汽壓為365 Pa，而鋁元素蒸汽壓為4.45×10Pa，可見鎂元素蒸汽壓遠大于鋁元素蒸汽壓，因此鎂元素在達到熔點后便發生燒損。

圖9 元素燒損速率與溫度之間的關系Fig.9 Relationships between element burning rate and temperature

由圖9可以看出當溫度超過1 550 K時鋁元素開始燒損，在溫度小于1 550 K時主要燒損元素為鎂元素；當溫度高于1 550 K時鎂元素燒損速率接近直線形式增長。因此根據鎂鋁元素燒損特點將鎂元素燒損速率分為3個區域，如圖10所示。

圖10 鎂元素燒損速率與溫度之間的關系模型Fig.10 Model of relationship between burning rate and temperature of magnesium element

當溫度低于鎂熔點(924 K)時鎂元素不燒損，此區域為不燒損區；當溫度大于鎂元素熔點(924 K)而小于鋁元素的燒損點(1 550 K)時只有鎂元素燒損，且燒損速率相對較小，此區域為低燒損速率區；當溫度高于1 550 K時，在成型過程中鎂元素和鋁元素同時燒損，且鎂元素燒損速率隨溫度升高趨近直線形式上升，故此區域定義為高燒損速率區。為有效降低燒損，將溫度控制在鎂元素低燒損速率區，即溫度既應大于鎂元素的熔點從而保證良好的冶金結合，又要防止溫度過高引起過度燒損，故成型溫度應控制在924～1 550 K。

1.3 工藝參數與燒損速率之間的關系模型

元素的燒損速率隨溫度的升高而增大，在掃描速度一定時，溫度隨激光功率的增加而升高；在激光功率一定時，溫度隨掃描速度的增加而降低。元素燒損速率與工藝參數之間是通過溫度相關聯的，因此通過溫度場模擬得出溫度與工藝參數的關系，進而建立元素燒損速率與工藝參數之間的關系。

1.3.1 激光功率與燒損速率的關系

圖11 不同激光功率下鎂元素燒損速率Fig.11 Burning rates of magnesium element under different laser powers

圖11為掃描速度=400 mm/s時不同激光功率下鎂元素燒損速率變化規律，可看出當掃描速度一定時，隨激光功率增加燒損速率呈指數形式增大。當激光功率超過90 W時，熔池最高溫度已超過鎂元素熔點，隨著激光功率增大燒損速率增加更為顯著；當激光功率超過100 W時，燒損速率已經達到高燒損速率區，鋁元素和鎂元素同時發生燒損，因此在掃描速度為400 mm/s的條件下，為保證在成型過程中有效減少燒損，激光功率不應超過100 W。

1.3.2 掃描速度與燒損速率的關系

圖12為激光功率=90 W時不同掃描速度下鎂元素燒損速率變化規律曲線，可看出當激光功率一定時，隨掃描速度增大熔池溫度降低，元素燒損速率呈指數形式減小。當掃描速度小于300 mm/s時，燒損速率隨掃描速度減小的變化趨勢較為劇烈(當掃描速度為300 mm/s時鎂元素的燒損速率為17.97 g·cm·s，而當掃描速度為100 mm/s時鎂元素燒損速率為52.96 g·cm·s)且此時燒損速率已達高燒損速率區，鋁元素和鎂元素同時發生燒損，而在較慢的掃描速度下成型會大幅延長成型時間、增加成本，因此在激光功率為90 W時，為有效減少燒損掃描速度應在300 mm/s以上。

圖12 不同掃描速度下鎂元素燒損速率Fig.12 Burning rates of magnesium element at different scanning speeds

1.3.3 燒損速率與工藝參數的關系

在高能量密度的激光光斑照射下，鎂合金粉層熔化形成高溫熔池，待熔體溫度達到熔點溫度后鎂合金蒸汽壓增長，在蒸汽壓達到一定值時，合金粉末形成金屬蒸氣脫離熔池，合金元素燒損，同時又需要有足夠的激光能量保證鎂合金能熔化從而與周邊實體緊密結合，因此通過溫度與工藝參數之間的關系模型和溫度與元素燒損速率之間的關系模型建立工藝參數與燒損速率之間的關系模型能為有效減少燒損提供理論依據。為此對溫度場仿真得到的工藝參數窗口進行鎂元素燒損速率計算，最終建立的三維模型如圖13所示。可看出掃描速度越低、激光功率越大，由于能量密度輸入過高，熔池溫度與合金熔點溫度之間的溫差較大，鎂元素蒸汽壓過大，燒損速率越大。當激光功率大于90 W時，在掃描速度 100～500 mm/s范圍內，鎂元素燒損速率均較大，均分布在高燒損速率區，在該范圍內成型燒損加劇，煙塵量大，對成型質量及機器長時間工作產生較大影響；當激光功率為90 W時，在掃描速度小于200 mm/s時，鎂元素燒損速率也相對較大。低激光功率、低掃描速度雖然也能有效降低燒損速率，但過慢的掃描速度會導致熱能量過大，容易出現燒結線結疤、少量圓形孔隙及材料碳化的現象，且延長成型時間、降低制件效率、增加成本。因此綜合成型效率可看出在激光功率為70～90 W、掃描速度為300～500 mm/s區間內鎂元素燒損速率相對較小，可有效減少燒損發生。

圖13 工藝參數與燒損速率關系模型Fig.13 Model of relationship between process parameters and burning rate

2 鎂合金SLM成型實驗

成型實驗所用的設備為雷尼紹AM250激光熔融快速成型機，根據模型分析結果分別對低燒損速率區及高燒損速率區進行實驗對比。

圖14為SLM成型鎂合金過程Mg元素的宏觀燒損情況。由圖14(a)和圖14(c)可看出此時煙塵量較大，說明該參數位于高燒損速率區，不利于長時間成型；由圖14(b)和圖14(d)可看出此時煙塵量較小，說明該參數位于低燒損速率區，能有效降低煙塵產生，減少Mg元素的燒損。采用能量色散X射線譜儀(EDS)對各成型試件進行成分分析，得到鎂合金試件的能譜圖如圖15所示。

通過計算分析獲得試件微區成分中Mg、Al兩種元素的質量分數如表2所示。Al/Mg比例越大，表明試樣中Mg元素的相對含量越小，即Mg元素燒損加大。

定義鎂元素相對燒損率為

=(-)

(9)

式中：為鎂元質量分數；為鎂元素剩余質量分數。

由表3可看出=100, 110 W和=200 mm/s時，Mg元素相對燒損率明顯大于=85, 90 W和=400 mm/s時的相對燒損率，這與Mg元素燒損速率理論計算結果是一致的，同時也較好地驗證了模型的正確性。

對使用圖14中參數成型的拉伸試樣進行力學性能實驗，所用鎂合金成型試件如圖16所示，所用設備為深圳三思縱橫科技有限公司的電子萬能試驗機，型號為UTM8503，最大拉力為5 kN，最大拉伸速度為10 mm/min。

經過實驗發現在高燒損速率區(=100, 110 W、=200 mm/s)成型的試樣抗拉強度分別為288.7 MPa和285.4 MPa，延伸率為6.01%和6.00%；而在低燒損速率區，激光功率為85 W、掃描速度為400 mm/s時試件的平均抗拉強度為324.1 MPa，延伸率為10.12%，較高燒損區域以=100 W、=200 mm/s成型試樣的抗拉強度提高了12.3%，延伸率提高了68.4%。通過模擬計算優選出對其SLM成型的最佳參數，以此參數成型的鎂合金的力學性能得到提升，其主要原因包含以下兩點：首先溫度場模型能保證鎂合金粉末得到足夠的能量，燒結透徹從而與周邊實體結合緊密；其次元素燒損嚴重時，沉積在基體相應區域的粉末被燒壞，在表面留下燒蝕坑，形成宏觀缺陷，通過在燒損關系模型所選低燒損速率區域成型，元素燒損有所減弱，獲得了沒有明顯宏觀缺陷的零件，從而提升了鎂合金SLM成型試樣的力學性能。