鋁錳鈧鋯選區(qū)激光熔化成形過程介觀尺度數(shù)值模擬

摘要：選區(qū)激光熔化（SLM）制造零件的微觀結(jié)構(gòu)和缺陷與SLM單/雙熔道成形質(zhì)量密切相關(guān)，實(shí)驗(yàn)方法難以在介觀尺度下解釋物理現(xiàn)象復(fù)雜的熔道成形規(guī)律。以鋁錳鈧鋯合金為成形材料，建立SLM介觀尺度下的單/雙熔道數(shù)值模型，完成SLM單/雙熔道成形實(shí)驗(yàn)并驗(yàn)證模型的準(zhǔn)確性。借助數(shù)值模型研究SLM熔池演變的基本規(guī)律；研究在200～400 W的激光功率下，單熔道形貌、熔池溫度與熔池尺寸等熔池特征隨激光功率的變化規(guī)律，發(fā)現(xiàn)激光功率為360 W、掃描速度為1.0 m/s時(shí)，單熔道成形質(zhì)量最好；研究在360 W的激光功率、1.0 m/s的掃描速度下，掃描間距為60 μm、80 μm和120 μm 時(shí)雙熔道搭接行為、雙熔道形貌演變規(guī)律，發(fā)現(xiàn)掃描間距為80 μm時(shí)雙熔道成形質(zhì)量好，成形效率高；結(jié)合多熔道SLM成形實(shí)驗(yàn)篩選出合適的體積能量密度（VED），在107～139 J/mm3的VED范圍內(nèi)，成形熔道連續(xù)、光滑。借助該模型可初步預(yù)測關(guān)鍵工藝參數(shù)，減少工藝參數(shù)優(yōu)化成本。

關(guān)鍵詞：選區(qū)激光熔化；鋁錳鈧鋯合金；體積能量密度；熔池

中圖分類號(hào)：TG665

Mesoscale Numerical Simulation of SLM Processes for Al-Mn-Sc-Zr

LI Xinyu^1，2，3* ZHOU Yonghua^1，2，3

1.School of Mechanical Engineering，Hefei University of Technology，Hefei，230009

2.Anhui Provincial Key Laboratory of Low Carbon Recycling Technology and Equipment for Mechanical and Electrical Products，Hefei University of Technology，Hefei，230009

3.Key Laboratory of Green Design and Manufacturing for Machinery Industry，Hefei University of Technology，Hefei，230009

Abstract： The microstructure and defects of parts produced by SLM were closely related to the quality of SLM single/double-track forming， and experimental methods were difficult to explain complex physical phenomena of track forming at mesoscale. Al-Mn-Sc-Zr alloy was used as forming material to establish a mesoscale numerical model for SLM single/double-track. SLM single/double-track forming experiments were conducted， and the accuracy of model was verified. Numerical model was employed to reveal the basic laws of SLM molten pool evolution. The variation of molten pool characteristics such as single-track morphology， molten pool temperature， and molten pool size was investigated with laser power ranging in 200～400 W. The best quality of single-track is achieved at a laser power of 360 W and a scanning speed of 1.0 m/s. The overlapping behavior and the evolution law of double-track at scanning speed of 1.0 m/s， the laser power of 360 W and the scanning distance of 60 μm， 80 μm and 120 μm were investigated. Results show good molding quality and high molding efficiency are reached with a scanning distance of 80 μm. Suitable VED is screened in combination with multi-track SLM experiments. In the VED range of 107～139 J/mm3， the multi-track is continuous and smooth. With the help of the model， key processing parameters may be initially predicted， and reduce the cost of processing parameter optimization.

Key words： selective laser melting（SLM）; Al-Mn-Sc-Zr alloy; volumetric energy density（VED）; molten pool

0 引言

選區(qū)激光熔化（selective laser melting，SLM）又稱激光粉末床熔融（powder bed fusion-laser beam，PBF-LB），是最先進(jìn)的增材制造技術(shù)之一，相較于其他金屬增材制造技術(shù)，SLM技術(shù)成形精度高，適用于如懸垂、薄壁、復(fù)雜曲面、點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)等小尺寸高精密復(fù)雜結(jié)構(gòu)的直接成形，在航空航天、精密模具、生物醫(yī)療等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景^［1］。

鋁合金是目前應(yīng)用較為廣泛的一種合金材料，具有密度低、比強(qiáng)度高、塑性好、耐腐蝕和導(dǎo)電導(dǎo)熱性能優(yōu)異等特點(diǎn)^［2］，在航空航天、交通運(yùn)輸、裝備器械等領(lǐng)域擁有著不可替代的地位。目前廣泛應(yīng)用的SLM成形鋁合金主要集中為AlSi7Mg、AlSi10Mg和AlSi12等，這些鋁合金表現(xiàn)的極限拉伸強(qiáng)度（UTS）均小于400 MPa，低強(qiáng)度限制了它們的工業(yè)應(yīng)用。相比之下，SLM制造的高強(qiáng)度2xxx^［3］、5xxx^［4］、6xxx^［5］和7xxx^［6］系列鋁合金在SLM過程中的快速凝固期間容易產(chǎn)生熱裂紋，并且這些高強(qiáng)度鋁合金不適合通過SLM制造。最近，Sc改性的3xxx合金體系，即Al-Mn-Mg-Sc-Zr已被設(shè)計(jì)用于SLM^［7］顯示出出色的SLM打印性能（無裂紋）和機(jī)械性能。JIA等^［8］通過SLM打印和簡單后熱處理，獲得了屈服強(qiáng)度高達(dá)560 MPa、延伸率約為18%的性能。BAYOUMY等^［9］用不同的激光功率和掃描速度制備了Al-Mn-Mg-Sc-Zr合金，其屈服強(qiáng)度超過430 MPa，塑性超過17%。耿遙祥等^［10］通過SLM制備Al-（Mn， Mg）-（Sc， Zr）合金，經(jīng)低溫（≤ 350℃）時(shí)效處理后，最大壓縮屈服強(qiáng)度和抗壓強(qiáng)度分別達(dá)到（653±3）MPa和（752±7）MPa。這類合金的強(qiáng)度已超過了目前大多數(shù)SLM成形鋁合金。目前國內(nèi)外學(xué)者主要采用試錯(cuò)法對Sc改性的Al-Mn系合金SLM成形工藝展開研究。依靠試錯(cuò)法，實(shí)驗(yàn)工作效率低下且成本高昂，雖然能評(píng)估工藝參數(shù)對SLM成形質(zhì)量的影響，建立兩者之間的定量化關(guān)系，但SLM過程成形機(jī)理和缺陷機(jī)理尚未揭示。SLM成形件的宏觀缺陷（如開裂、氣孔等）與SLM過程中熔池演化行為有很大關(guān)系，因此，理解不同工藝參數(shù)下熔池的演化規(guī)律對實(shí)現(xiàn)缺陷的控制至關(guān)重要。借助數(shù)值模型可從微尺度上分析工藝參數(shù)對SLM過程熔池行為的影響規(guī)律，從數(shù)學(xué)物理的角度理解缺陷形成的根本機(jī)制，并且可以借助數(shù)值模型篩選合適的工藝窗口，減少宏觀缺陷的產(chǎn)生。

目前國內(nèi)外學(xué)者通過有限元方法對不同金屬粉末材料SLM過程中的熔池行為開展了研究。KHAIRALLAH等^［11］基于自主開發(fā)的ALE3D數(shù)值模擬軟件，研究了316L不銹鋼SLM成形過程Marangoni對流和蒸發(fā)反沖壓力對熔池流動(dòng)行為的影響規(guī)律，揭示了熔池行為對孔隙、飛濺和剝蝕等缺陷的影響機(jī)制。KING等^［12］構(gòu)建了SLM過程的三維介觀尺度模型，研究了粉末飛濺、孔洞形成、粉床剝蝕等現(xiàn)象的物理機(jī)制。QIU等^［13］建立了Ti6Al4V的SLM成形數(shù)值模型，研究了加工參數(shù)對孔隙演化和表面形貌的影響，并對所得的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行了討論，結(jié)論是增加激光掃描速度和層厚是造成孔隙率和表面缺陷的主要原因。梁平華等^［14］建立了316L不銹鋼粉末的SLM首層單道掃描與單道搭接數(shù)值模擬模型，研究了SLM成形過程中激光功率和單道搭接率對掃描單道和單道搭接質(zhì)量的影響。袁偉豪等^［15］基于流體體積（VOF）多相流原理，考慮金屬蒸發(fā)的反沖壓力建立仿真模型并結(jié)合實(shí)驗(yàn)分析了不同激光工藝參數(shù)下反沖壓力對熔池溫度場和速度場的影響規(guī)律。

SLM成形件的缺陷形成與SLM過程中單/雙熔道成形質(zhì)量密切相關(guān)。本文以鋁錳鈧鋯合金為成形材料，基于離散元法和有限單元法建立了粉末層的三維模型和介觀尺度下SLM單/雙道成形數(shù)值模型，數(shù)值模型中考慮了表面張力、蒸發(fā)及蒸汽反沖壓力、Marangoni效應(yīng)。此外，還評(píng)估了材料性能隨溫度變化的情況。本文開展了不同工藝參數(shù)下鋁錳鈧鋯合金SLM單/雙熔道成形數(shù)值模擬和對應(yīng)實(shí)驗(yàn)，并借助模型為鋁錳鈧鋯合金SLM成形篩選合適的工藝窗口。

1 SLM成形熔道數(shù)值模型建立

1.1 物理模型

SLM過程中涉及許多熱物體和流體的動(dòng)力學(xué)行為，涉及的因素包括表面張力、Marangoni效應(yīng)、蒸汽反沖力、黏性力、糊狀物拖曳力和重力等因素，是一個(gè)復(fù)雜的多尺度激光與粉末的作用過程。圖1顯示了SLM過程中的主要熱物理行為。為了保證數(shù)值計(jì)算效率，建立幾個(gè)假設(shè)來簡化數(shù)值模型：①假設(shè)熔池流體為層流牛頓不可壓縮流體；②忽略熔融金屬汽化引起的質(zhì)量損失和密度變化對體積的影響；③金屬粉末的潛熱隨溫度呈線性變化，所有熱物理性質(zhì)僅是溫度的函數(shù)。

1.2 基于離散元法的粉體床模型

在介觀尺度上研究SLM過程中熔道成形的前提是獲得粉床的顆粒分布，其計(jì)算分為確定顆粒尺寸分布和確定鋪展分布兩部分。粒度分布必須通過實(shí)驗(yàn)方法（Masterizer-2000激光粒度儀）測量，然后使用特定的分布曲線（如高斯分布）進(jìn)行擬合，表1展示了粉末顆粒的尺寸分布。最廣泛使用的鋪粉計(jì)算算法是離散元法（DEM）^［16］，其核心思想是將粉末層看作球形顆粒的堆積，考慮球形顆粒大小和彼此之間相互作用力等要素，迭代計(jì)算出粉末床的形狀。根據(jù)顆粒尺寸信息，在EDEM軟件中建立粉末床的隨機(jī)分布，得到1 mm×0.42 mm×0.03 mm粉末床模型，如圖2所示。

1.3 控制方程

控制方程（即質(zhì)量、動(dòng)量和能量方程）^［17］如下：

質(zhì)量守恒方程

ρt+·（ρv）=0（1）

動(dòng)量守恒方程

（ρv）t+·（ρvv）=·（μv）-p+

ρg+fdamp+fst+fM+frecoil（2）

能量守恒方程

t（ρh）+·（vρh）=·（kT）+qcon+

qrad+qevp+qlaser（3）

式中：ρ、μ和k分別為材料的密度、動(dòng)力黏度和熱導(dǎo)率；t為時(shí)間；v、T為速度場和溫度場；h為熱焓；g為重力加速度；fdamp為糊狀物拖曳力；fst為表面張力；fM為Marangoni驅(qū)動(dòng)力；frecoil為反沖壓力；qcon為熱對流；qrad為熱輻射；qevp為蒸發(fā)熱；qlaser為激光熱源。

在本研究中，表面張力、Marangoni效應(yīng)和蒸發(fā)反沖力被視為動(dòng)量源項(xiàng)^［15］。蒸發(fā)反沖力是主要驅(qū)動(dòng)力，表面張力和Marangoni效應(yīng)簡化為作用在熔池表面的等效體積力。定義如下：

fst=σκn（4）

fM=dσdT［T-n（T·n）］（5）

frecoil=0.54p0exp（LvMKbT-TvTTv）n（6）

式中：σ為表面張力系數(shù)；κ為表面曲率，κ= -·n，n為自由界面法線的單位向量；dσ/dT是溫度對表面張力的影響，溫度與表面張力之間被認(rèn)為是線性關(guān)系；p0為環(huán)境壓力；Lv為蒸發(fā)潛熱；M為摩爾質(zhì)量；Kb為玻爾茲曼常數(shù)；T為熔池表面溫度；Tv為蒸發(fā)溫度。

金屬粉末融化過程中發(fā)生的熱行為主要是熱對流、熱輻射和金屬蒸發(fā)^［18］，其表達(dá)式如下：

qcon=hcon（T-Tref）（7）

qrad=-σsε（T4-T4ref）（8）

qevp=-0.82LvM2πMRTp0exp（LvM（T-Tv）RTTv）（9）

式中：qcon為熱對流；hcon為對流傳熱系數(shù)；Tref為環(huán)境溫度；qrad為熱輻射；σs為斯蒂芬玻爾茲曼常數(shù)；ε為發(fā)射率：qevp為蒸發(fā)熱；R為理想氣體常數(shù)；T為熔池表面溫度。

1.4 激光熱源模型

激光束強(qiáng)度^［18］的分布幾乎遵循高斯關(guān)系，數(shù)學(xué)上表示為

qlaser=2ηPπr2exp（-2（x-x0-vt）2+（y-y0）2r2）（10）

式中：η為激光熱源的有效吸收率；P為激光功率；r為激光光斑半徑；x0、y0為激光熱源起點(diǎn)在水平面的坐標(biāo)值；v為激光沿X方向移動(dòng)的速度；x、y為移動(dòng)激光熱源坐標(biāo)值。

1.5 材料屬性和參數(shù)設(shè)置

在本研究中，鋁錳鈧鋯合金粉末的成分如表2所示。

鋁錳鈧鋯合金粉末的性能如表3所示。鋁錳鈧鋯合金粉末的熱材料性能如圖3所示。在數(shù)值模擬中，模型尺寸為1020 μm×420 μm×230 μm，網(wǎng)格尺寸設(shè)置為5 μm均勻分布的六面體網(wǎng)格，如圖4所示；初始時(shí)間步長、最大時(shí)間步長和最小時(shí)間步長分別為1×10^-8 s、1×10^-5 s和1×10^-12 s。

1.6 SLM熔道成形實(shí)驗(yàn)與模型驗(yàn)證

為驗(yàn)證模型的準(zhǔn)確性，本研究采用湖南華曙高科技有限責(zé)任公司生產(chǎn)的 FS121M選擇性激光熔融設(shè)備制備熔道樣品。試樣經(jīng)線切割、打磨、拋光等處理后，采用凱勒試劑（HF：1 mL，HCl：1.5 mL，HNO3：2.5 mL，H2O：90 mL）腐蝕15 s。腐蝕后的樣品通過奧林巴斯GX51顯微鏡、蔡司EVO18掃描電鏡進(jìn)行觀察。本實(shí)驗(yàn)采用控制變量法，分別對掃描速度v、激光功率P和掃描間距d三大變量進(jìn)行控制，掃描間距d選取60、80、120 μm，掃描速度v和激光功率P實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表4所示。

圖5展示了不同工藝參數(shù)下的熔池形貌，當(dāng)掃描速度為1.0 m/s、激光功率為200 W時(shí)，熔道不均勻且有頸縮現(xiàn)象。頸縮現(xiàn)象是由于激光能量密度不足時(shí)，熔池液體無法充分向后回流填充到熔池尾部區(qū)域，導(dǎo)致熔池尾部溶液不足，熔道產(chǎn)生缺陷^［19］。激光功率為360 W時(shí)，熔道均勻，成形質(zhì)量最好。當(dāng)激光功率增大到400 W時(shí)，熔道表面有過熱現(xiàn)象，基板熔化嚴(yán)重，熔道均勻性變差。激光功率為360 W時(shí)，隨著掃描速度從0.6 m/s增至2.4 m/s，熔道高度和寬度不斷減小，熔道的連續(xù)性也不斷變化。在每一種工藝參數(shù)的熔道中選取3個(gè)不同位置對熔池尺寸進(jìn)行測量，得到的熔池尺寸結(jié)果如表5所示。由表可知，不同工藝參數(shù)上熔池的深度和寬度實(shí)驗(yàn)值與模擬值吻合，這說明搭建的數(shù)值模型具有一定的準(zhǔn)確性，能夠模擬鋁錳鈧鋯合金SLM成形過程。

2 SLM熔道成形結(jié)果與分析

2.1 單熔道SLM成形

激光功率P=380 W和掃描速度v=1.2 m/s的溫度場數(shù)值模擬結(jié)果如圖6所示。從圖中結(jié)果來看，熔池隨著時(shí)間的推移，表面形狀發(fā)生改變，從圓形到橢圓形，然后變?yōu)殄缧切螤睢．?dāng)t=50 μs時(shí)，粉末床受到激光熱源的照射，大量能量從激光熱源傳遞到粉末床，粉末床該區(qū)域的溫度迅速升高，達(dá)到液相線922 K以上，金屬粉末熔化并形成熔池。當(dāng)t=200 μs時(shí)，粉末床持續(xù)吸收熱量，粉末熔化更多，使熔池面積增大，熔池末端的熱量無法在短時(shí)間內(nèi)消散，形成橢圓形熔池。同時(shí)，由于熱量的積累熔池表面溫度升高到蒸發(fā)溫度，蒸發(fā)反沖力開始作用于熔池表面，導(dǎo)致熔池表面中心凹陷。當(dāng)t=350 μs時(shí)，熔池尺寸趨于穩(wěn)定，熔體流動(dòng)達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)。由于激光能量密度極高，激光作用區(qū)域的液態(tài)金屬積累巨大的熱量，溫度上升到氣化溫度以上，使該區(qū)域液態(tài)金屬產(chǎn)生氣化。因此，熔池的前部形成了明顯的凹形，同時(shí)部分基體也因高能量而開始熔化。t=600 μs時(shí)，隨著激光的前進(jìn)，熔池前端的粉末逐漸熔化，熔池尾部逐漸冷卻，熔池末端的溫度逐漸降低，當(dāng)溫度低于固相線溫度時(shí)，熔池末端開始凝固，形成掃描軌跡。在整個(gè)熔池演化過程中，激光作用區(qū)域的液面在蒸發(fā)反沖力的影響下呈現(xiàn)出明顯的向下運(yùn)動(dòng)，而熔池后面的液面則在Marangoni效應(yīng)的影響下發(fā)生了明顯的切向運(yùn)動(dòng)。因此，SLM過程中熔池演化是Marangoni效應(yīng)、蒸發(fā)反沖力和表面張力綜合作用的結(jié)果。

激光功率會(huì)影響金屬粉末吸收能量大小，從而影響熔道質(zhì)量。本文采用掃描速度1.0 m/s、不同激光功率進(jìn)行數(shù)值模擬，如圖7所示。當(dāng)激光功率為200 W時(shí)，熔道的深度較小，熔道的底部不能與基板緊密結(jié)合。因?yàn)槭┘拥哪芰棵芏容^低，成形區(qū)域粉末床下端的金屬顆粒吸收的能量有限，因此，有效熔化顆粒是很困難的，這導(dǎo)致熔化不充分而在凝固軌跡底部產(chǎn)生孔隙缺陷。隨著激光功率增至360 W，熔道的深度逐漸增加，成形區(qū)域的金屬顆粒被有效熔化，形成致密的凝固軌跡，與基板建立良好的冶金結(jié)合。當(dāng)激光功率增至400 W時(shí)，激光作用區(qū)域的溫度極高，該區(qū)域容易出現(xiàn)“匙孔”效應(yīng)，類似于高功率激光焊接過程中的情況。復(fù)雜的熔池流動(dòng)過程中會(huì)出現(xiàn)氣體滯留，如果氣體不能及時(shí)逸出，沉積道內(nèi)部會(huì)出現(xiàn)氣孔缺陷。因此，當(dāng)激光功率過低時(shí)，凝固軌道底部會(huì)因熔合不充分而產(chǎn)生缺熔缺陷；而當(dāng)激光功率過高時(shí)，由于夾帶氣體無法逸出，凝固軌道內(nèi)部會(huì)出現(xiàn)氣孔缺陷。

圖8展示了不同激光功率下，位于基板熔道中心同一點(diǎn)的溫度在整個(gè)過程的變化。熔道成形需要經(jīng)歷四個(gè)過程，激光加熱、粉末熔化、熔池冷卻和熔道凝固。圖8顯示激光功率為200 W，在加工時(shí)間為200 μs ，檢測點(diǎn)的溫度開始上升到633 K。此時(shí)熱源移動(dòng)到檢測位置附近，溫度升高是因?yàn)闊嵩磳Ω浇勰┻M(jìn)行加熱，粉末的熱量會(huì)通過熱傳導(dǎo)的形式向檢測位置傳遞。隨著熱源逐漸接近檢測點(diǎn)，檢測點(diǎn)溫度大幅增加，溫升速率也極具加快。當(dāng)熱源抵達(dá)檢測點(diǎn)時(shí)，此時(shí)該點(diǎn)的溫度和溫升速率都達(dá)到最大值。當(dāng)熱源遠(yuǎn)離檢測位置后，檢測點(diǎn)的溫度急劇降低，隨著溫度降低，冷卻速率逐漸減小。當(dāng)激光功率為200 W時(shí)，熔池的峰值溫度并未超過材料的沸點(diǎn)，材料熔化形成熔池，并未產(chǎn)生蒸發(fā)現(xiàn)象，在整個(gè)熔道形成過程中未產(chǎn)生明顯的凹腔。當(dāng)激光功率為360 W時(shí)，整個(gè)過程最高溫度略高于材料沸點(diǎn)，因此粉末熔化充分，熔池溶液受Marangoni力驅(qū)動(dòng)，有充足時(shí)間流動(dòng)，熔道成形質(zhì)量好。當(dāng)激光功率進(jìn)一步增至400 W時(shí)，檢測點(diǎn)的最高溫度上升至3370 K，此時(shí)溫度均超過材料的沸點(diǎn)，在熔道成形過程中，會(huì)導(dǎo)致合金材料的大量蒸發(fā)，蒸發(fā)所產(chǎn)生的反沖壓力會(huì)導(dǎo)致匙孔的形成，極易產(chǎn)生氣孔殘留。

激光功率對熔池尺寸變化有極大影響，如圖9所示。當(dāng)激光功率增大時(shí)，熔池的寬度和深度都隨之增大：熔池寬度由200 W 時(shí)的74 μm增至360 W 時(shí)的104 μm，熔池深度由200 W 時(shí)的32 μm增至360 W 時(shí)的46 μm；而隨著激光功率從360 W增至400 W，熔池長度從168 μm增至220 μm，熔池深度從46 μm增至80 μm。相比之下，熔池寬度的增幅更大，此時(shí)熔池的深度已經(jīng)大于粉末層的厚度，這表明粉末基板已被融化。熔池尺寸比能夠反映粉末吸收能量狀態(tài)，熔池的長寬比小而寬深比大表明粉末吸收能量不足，此時(shí)的熔池更像一個(gè)碗狀，深度較淺，熔池中的熔體由于表面張力的作用，更趨向聚集成球體而非完全鋪展流動(dòng)，造成熔道產(chǎn)生球化缺陷。當(dāng)熔池的長寬比大而寬深比小時(shí)，粉末熔化更充分，有益于形成均勻熔道。然而當(dāng)熔池長寬比過大時(shí)，熔池被拉長，容易出現(xiàn)Plateau-Rayleigh不穩(wěn)定現(xiàn)象，造成駝峰缺陷的形成^［20］。如圖9b所示，激光功率增大時(shí)，熔池的長寬比增大、寬深比減小。當(dāng)激光功率從200 W增至400 W時(shí)，熔池的長寬比從1.06增至1.76，這表明在較高的激光功率下熔池形狀更接近彗星狀；熔池的寬深比由2.31減小到1.56，這表明激光功率對熔池深度的影響比對熔池寬度的影響更大。

2.2 多道SLM成形

鋁錳鈧鋯合金粉末的SLM成形過程是多道、多層熔道累積疊加的過程，熔道的逐道搭接過程形成的熔池?zé)崃鲃?dòng)與單道激光熔化過程形成的熔池?zé)崃鲃?dòng)有很大區(qū)別，因?yàn)榍耙蝗鄣赖闹厝塾绊懴噜徣鄣赖臒崃鲃?dòng)。為了避免熔道之間搭接出現(xiàn)搭接不足的現(xiàn)象，掃描間距應(yīng)選取合適。由上文可知，在激光功率360 W、掃描速度1 m/s工藝參數(shù)下，SLM單熔道質(zhì)量最好。因此，選取激光功率360 W、掃描速度1 m/s，取掃描間距為變量來研究雙道成形過程的熔池流動(dòng)行為，設(shè)置掃描間距為60、80、120 μm，熱源往復(fù)式移動(dòng)。

圖10展示出了60、80、120 μm的掃描間距的最終熔道成形實(shí)驗(yàn)結(jié)果。60 μm和80 μm掃描間距都呈現(xiàn)了較好的效果，相鄰熔道之間建立了良好的冶金結(jié)合，且與基板結(jié)合良好。這是因?yàn)橄噜弮蓚€(gè)熔道間距比較小，重疊區(qū)域的體積增大，熔化的液體增多，重疊區(qū)域內(nèi)較大的間隙被熔體完全填充而形成完全冶金結(jié)合，重疊區(qū)域的搭接過渡時(shí)更加自然、光滑，因而熔道也更光滑，形成良好的搭接形貌。但當(dāng)掃描間距太小時(shí)，重熔區(qū)過大，容易降低成形效率。120 μm掃描間距下，因?yàn)閽呙栝g距過大，重疊區(qū)域過小，熔體無法填滿間隙，成形效果較差。

由于60 μm、80 μm的掃描間距成形效果優(yōu)異，且熔池流動(dòng)行為類似，接下來只對掃描間距為80 μm和120 μm的數(shù)值模擬結(jié)果進(jìn)行分析。圖11所示為掃描間距為80 μm下不同時(shí)刻SLM成形區(qū)的溫度和熔池分布。由于粉末床中的顆粒分布是隨機(jī)的，當(dāng)形成雙重軌跡時(shí)，熔池的形狀存在差異，但它們基本上保持雨滴狀。在第二道熔道形成過程中，由于激光作用區(qū)域的一側(cè)是已形成的熔道，部分已形成的熔道被重新熔化，有利于相鄰熔道之間形成良好的冶金結(jié)合。當(dāng)t=1400 μs時(shí)，雙熔道寬度相較于1050 μs時(shí)明顯增加，且兩個(gè)相鄰熔道的邊界變得不明顯，這是因?yàn)闇囟壬撸鄢氐腗arangoni效應(yīng)更加強(qiáng)烈，使熔池液體朝周圍流動(dòng)。由Y軸截面圖可看出，t=1050 μs時(shí)，單熔道邊緣由于液體流動(dòng)不充分，粘連粉末的原因，熔道高度不均勻。t=1400 μs，單熔道邊緣在第二道熔道成形過程中發(fā)生重熔，由于Marangoni效應(yīng)，大的孔隙將被熔體填充從而變小或消失，熔道再次成形高度變得均勻一致。

圖12為120 μm掃描間距下不同時(shí)刻的熔池形貌X軸截面圖與Y軸截面圖。從不同時(shí)刻X方向截面來看，相鄰凝固軌跡之間出現(xiàn)了孔隙，且在整個(gè)過程中未被消除，最終分布在凝固軌跡的底部。這里出現(xiàn)氣孔缺陷的原因是激光能量密度在水平面上呈高斯分布，即激光作用區(qū)域周圍的能量密度較低，使得YZ平面上的熔池形狀呈半橢圓分布，這往往會(huì)阻止相鄰的固化軌道在底部建立良好的連接，并出現(xiàn)孔隙缺陷。從不同時(shí)刻Y方向截面來看，由于掃描間距較大，相鄰熔道間的重疊區(qū)域較小，重疊區(qū)域的能量不足以完全熔化重疊區(qū)域的粉末顆粒，形成顆粒夾雜和孔隙，而且重疊區(qū)域搭接熔道的形貌起伏不規(guī)則，影響下一層的成形質(zhì)量。雖然SLM數(shù)值計(jì)算中很難考慮金屬顆粒可能發(fā)生的運(yùn)動(dòng)，例如液態(tài)金屬流動(dòng)驅(qū)動(dòng)金屬顆粒運(yùn)動(dòng)，但模擬預(yù)測的行為是合理的。綜上所述，當(dāng)掃描間距較大時(shí)，會(huì)因相鄰熔道熔合不充分而無法形成良好的冶金結(jié)合，或形成顆粒夾雜，熔道形貌起伏不規(guī)則，影響成形質(zhì)量；當(dāng)掃描間距較小時(shí)，重熔區(qū)過大，容易降低成形效率。

為了更好地研究工藝參數(shù)對熔道成形行為和缺陷的影響，提出體積能量密度^［21］公式：

dVED=PvtFd（11）

式中：P為激光功率，W；v為掃描速度，mm/s；tF為粉層厚度，mm；d為掃描間距，mm。

結(jié)合上文可以發(fā)現(xiàn)，體積能量密度過小時(shí)，熔道會(huì)表現(xiàn)出輕微的變形以及明顯的球化行為和孔隙缺陷；體積能量密度過大時(shí)，會(huì)導(dǎo)致熔滴在熔道上發(fā)生飛濺、熔道產(chǎn)生過熱缺陷以及氣孔殘留。合適的體積能量密度才能保證熔池流動(dòng)相對穩(wěn)定，熔道連續(xù)、平滑。

為了研究激光功率和掃描速度的組合對多熔道成形的影響，取掃描間距d=80 μm，鋪粉厚度tF= 30 μm，進(jìn)行不同激光功率和掃描速度下的多熔道實(shí)驗(yàn)，表面形貌如圖13所示。由圖可知，每組工藝參數(shù)都有連續(xù)和不連續(xù)的軌跡，表明表面形貌很大程度上取決于加工參數(shù)。當(dāng)dVEDgt;139 J/mm3時(shí)，過高的dVED（黃色區(qū)域）會(huì)導(dǎo)致熔道過熱，駝峰和熔道變寬。因?yàn)楦吣芰棵芏葘?dǎo)致熔池溫度高，描軌跡周圍的粉末會(huì)被高熔池溫度熔化，最終使熔道變寬。合適的dVED（紅色區(qū)域）帶來連續(xù)平滑的熔道和更好的成形質(zhì)量，此時(shí)dVED=107～139 J/mm3，熔池流動(dòng)相對穩(wěn)定，掃描軌跡連續(xù)、平滑。

當(dāng)dVEDlt;107 J/mm3，dVED不足（綠色區(qū)域）導(dǎo)致粉末熔化不充分，最明顯的缺陷是球化現(xiàn)象和熔道中斷，此時(shí)幾乎觀察到一系列幾乎不相連的金屬球。因此，合適的體能量密度才能形成質(zhì)量好的熔道形貌。

3 結(jié)論

1）進(jìn)行了不同工藝參數(shù)下的單熔道實(shí)驗(yàn)與數(shù)值模擬，熔池的深度和寬度實(shí)驗(yàn)值與模擬值吻合。激光掃描速度1.0 m/s下，當(dāng)激光功率從200 W增至360 W時(shí)，熔池寬度從78 μm增至102 μm，熔池深度從31 μm增至48 μm；激光功率增至400 W時(shí)，熔池的長寬比從1.06增至1.76，熔池的寬深比由2.31減小到1.56。當(dāng)激光功率在360 W左右、掃描速度在1.0 m/s左右時(shí)，SLM過程粉末熔化充足，熔池流動(dòng)穩(wěn)定，產(chǎn)生的單道熔道寬度均勻，缺陷較少，成形質(zhì)量最好。

2）在激光功率為360 W和掃描速度為1.0 m/s組合下，進(jìn)行掃描間距60、80、120 μm的雙道成形的實(shí)驗(yàn)和數(shù)值模擬，實(shí)驗(yàn)結(jié)果與數(shù)值結(jié)果一致。60 μm和80 μm掃描間距下的熔道搭接演變過程相似，熔道成形質(zhì)量好；相較之下，80 μm掃描間距成形效率更高；120 μm掃描間距下熔道間距過大，熱量無法熔化熔道間粉末，出現(xiàn)大量孔隙。

3）通過實(shí)驗(yàn)獲得了體積能量密度（VED）的最佳范圍，即在107～139 J/mm3的VED范圍內(nèi)，成形熔道連續(xù)、光滑，球化行為和孔隙率得到有效抑制，相鄰熔道之間的結(jié)合質(zhì)量良好。在VED不足（lt;107 J/mm3）時(shí)，熔化粉末不足會(huì)導(dǎo)致球化行為和孔隙。在過高的VED（gt;139 J/mm3）下，過熔化現(xiàn)象導(dǎo)致熔道寬且粗糙，甚至出現(xiàn)嚴(yán)重的飛濺現(xiàn)象。

本文建立介觀尺度下的SLM單/雙熔道數(shù)值模型，借助該模型能夠初步篩選出合適的激光功率、掃描速度和掃描間距等關(guān)鍵工藝參數(shù)，為鋁錳鈧鋯合金SLM工藝試驗(yàn)提供指導(dǎo)。

參考文獻(xiàn)：

［1］ 顧冬冬， 張紅梅， 陳洪宇， 等. 航空航天高性能金屬材料構(gòu)件激光增材制造［J］. 中國激光， 2020， 47（5）：0500002.

GU Dongdong， ZHANG Hongmei， CHEN Hongyu， et al. Laser Additive Manufacturing of High-performance Metallic Aerospace Components［J］. Chinese Journal of Lasers， 2020， 47（5）：0500002.

［2］ 郭幼節(jié)， 張亮， 吳國華， 等. 鋁鋰合金納米析出相對力學(xué)性能各向異性影響的研究進(jìn)展［J］. 中國有色金屬學(xué)報(bào)， 2023， 33（8）：2371-2384.

GUO Youjie， ZHANG Liang， WU Guohua， et al. Research Progress on Effect of Nano-precipitates on Mechanical Property Anisotropy of Al-Li Alloys［J］. The Chinese Journal of Nonferrous Metals， 2023， 33（8）：2371-2384.

［3］ SCHUSTER M， de LUCA A， WIDMER R， et al. Processability， Microstructure and Precipitation of a Zr-modified 2618 Aluminium Alloy Fabricated by Laser Powder Bed Fusion［J］. Journal of Alloys and Compounds， 2022， 913：165346.

［4］ ZHOU Le， HYER H， PARK S， et al. Microstructure and Mechanical Properties of Zr-modified Aluminum Alloy 5083 Manufactured by Laser Powder Bed Fusion［J］. Additive Manufacturing， 2019， 28：485-496.

［5］ OPPRECHT M， GARANDET J P， ROUX G， et al. An Understanding of Duplex Microstructures Encountered during High Strength Aluminium Alloy Laser Beam Melting Processing［J］. Acta Materialia， 2021， 215：117024.

［6］ ZHOU S Y， SU Y， WANG H， et al. Selective Laser Melting Additive Manufacturing of 7xxx Series Al-Zn-mg-Cu Alloy：Cracking Elimination by Co-incorporation of Si and TiB2［J］. Additive Manufacturing， 2020， 36：101458.

［7］ JIA Qingbo， ROMETSCH P， CAO Sheng， et al. Towards a High Strength Aluminium Alloy Development Methodology for Selective Laser Melting［J］. Materials amp; Design， 2019， 174：107775.

［8］ JIA Qingbo， ROMETSCH P， KRNSTEINER P， et al. Selective Laser Melting of a High Strength Al Mn Sc Alloy：Alloy Design and Strengthening Mechanisms［J］. Acta Materialia， 2019， 171：108-118.

［9］ BAYOUMY D， SCHLIEPHAKE D， DIETRICH S， et al. Intensive Processing Optimization for Achieving Strong and Ductile Al-Mn-Mg-SC-Zr Alloy Produced by Selective Laser Melting［J］. Materials amp; Design， 2021， 198：109317.

［10］ 耿遙祥， 唐浩， 許俊華， 等. 選區(qū)激光熔化高強(qiáng)Al-（Mn， Mg）-（Sc， Zr）合金成形性及力學(xué)性能［J］. 金屬學(xué)報(bào)， 2022， 58（8）：1044-1054.

GENG Yaoxiang， TANG Hao， XU Junhua， et al. Formability and Mechanical Properties of High-strength Al-（Mn， Mg）-（Sc， Zr）Alloy Produced by Selective Laser Melting［J］. Acta Metallurgica Sinica， 2022， 58（8）：1044-1054.

［11］ KHAIRALLAH S A， ANDERSON A T， RUBENCHIK A M， et al. Laser Powder-bed Fusion Additive Manufacturing Physics of Complex Melt Flow and Formation Mechanisms of Pores， Spatter， and Denudation Zones［M］∥Additive Manufacturing Handbook. Boca Raton：CRC Press， 2017：613-625.

［12］ KING W E， ANDERSON A T， FERENCZ R M， et al. Laser Powder Bed Fusion Additive Manufacturing of Metals; Physics， Computational， and Materials Challenges［J］. Applied Physics Reviews， 2015， 2（4）：041304.

［13］ QIU Chunlei， PANWISAWAS C， WARD M， et al. On the Role of Melt Flow into the Surface Structure and Porosity Development during Selective Laser Melting［J］. Acta Materialia， 2015， 96：72-79.

［14］ 梁平華， 唐倩， 馮琪翔， 等. 激光選區(qū)熔化單道掃描與搭接數(shù)值模擬及試驗(yàn)［J］. 機(jī)械工程學(xué)報(bào)， 2020， 56（22）：56-67.

LIANG Pinghua， TANG Qian， FENG Qixiang， et al. Numerical Simulation and Experiment of Single Track Scanning and Lapping in Selective Laser Melting［J］. Journal of Mechanical Engineering， 2020， 56（22）：56-67.

［15］ 袁偉豪， 陳輝， 魏青松. 反沖壓力作用下激光選區(qū)熔化熔池?zé)釀?dòng)力學(xué)行為［J］. 機(jī)械工程學(xué)報(bào)， 2020， 56（7）：213-219.

YUAN Weihao， CHEN Hui， WEI Qingsong. The Role of Recoil Pressure in Thermodynamic Behaviors of Molten Pool during Selective Laser Melting［J］. Journal of Mechanical Engineering， 2020， 56（7）：213-219.

［16］ BROWN N J， CHEN Jianfei， OOI J Y. A Bond Model for DEM Simulation of Cementitious Materials and Deformable Structures［J］. Granular Matter， 2014， 16（3）：299-311.

［17］ 楊瑞興. 不銹鋼金屬粉末SLM成型過程表面形貌控制及多場耦合仿真［D］. 秦皇島：燕山大學(xué)， 2020.

YANG Ruixing. Surface Morphology Control and Multi-field Coupling Simulation of Stainless Steel Powder SLM Forming Process［D］.Qinhuangdao：Yanshan University， 2020.

［18］ 曲睿智， 黃良沛， 肖冬明. 選擇性激光熔化過程中熔池演變與金屬飛濺特性數(shù)值模擬［J］. 航空學(xué)報(bào)， 2022， 43（4）：398-417.

QU Ruizhi， HUANG Liangpei， XIAO Dongming. Numerical Simulation of Melt Pool Evolution and Metal Spattering Characterization during Selective Laser Melting Processing［J］. Acta Aeronautica et Astronautica Sinica， 2022， 43（4）：398-417.

［19］ 趙金猛，盧林，王靜榮，等.激光選區(qū)熔化Ti6Al4V在介觀尺度下的熱力學(xué)行為與缺陷：數(shù)值模擬與實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證［J］.材料導(dǎo)報(bào)，2021， 35（增刊2）：410-416.

ZHAO Jinmeng， LU Lin， WANG Jingrong， et al. Thermodynamic Behavior and Defects of Laser Selective Melting Ti6Al4V at Mesoscopic Scale：Numerical Simulation and Experimental Verification［J］.Materials Reports， 2021， 35（S2）：410-416.

［20］ WU Dongsheng， HUA Xueming， YE Dingjian， et al. Understanding of Humping Formation and Suppression Mechanisms Using the Numerical Simulation［J］. International Journal of Heat and Mass Transfer， 2017， 104：634-643.

［21］ JAVIDRAD H R， SALEMI S. Effect of the Volume Energy Density and Heat Treatment on the Defect， Microstructure， and Hardness of L-PBF Inconel 625［J］. Metallurgical and Materials Transactions A， 2020， 51（11）：5880-5891.

（編輯 王旻玥）

基金項(xiàng)目：國家重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃（2019YFC1908002）

作者簡介：

李新宇*，男，1985 年生，副教授。研究方向?yàn)榫G色制造、再制造與回收再資源化。E-mail：lixinyu@hfut.edu.cn。

本文引用格式：

李新宇，周永鏵.鋁錳鈧鋯選區(qū)激光熔化成形過程介觀尺度數(shù)值模擬［J］. 中國機(jī)械工程，2025，36（3）：584-592.

LI Xinyu， ZHOU Yonghua. Mesoscale Numerical Simulation of SLM Processes for Al-Mn-Sc-Zr［J］. China Mechanical Engineering， 2025， 36（3）：584-592.