發(fā)布日期：2026-4-15 9:17:27
3D打印技術(shù)出現(xiàn)于19世紀(jì)末，因具有近凈成型和可成型復(fù)雜形狀零件等特點，受到研究人員的廣泛關(guān)注[1-3]。選區(qū)激光熔化技術(shù)(selective laser melting,SLM)以打印精度和材料利用率高等優(yōu)點，已在航空航天和生物醫(yī)學(xué)領(lǐng)域得到應(yīng)用[4-5]。但通過激光加工的金屬材料構(gòu)件具有多種復(fù)雜物理現(xiàn)象[5]，使金屬構(gòu)件在制備過程中不可避免地產(chǎn)生球化、孔隙和裂紋等缺陷，進而使材料的性能受到影響，極大限制3D打印技術(shù)在更多領(lǐng)域的應(yīng)用和發(fā)展。Liu等[6]和Zhou等[7]通過工業(yè)CT對不同能量密度下SLM制備TC4合金的內(nèi)部缺陷進行研究，發(fā)現(xiàn)材料內(nèi)部出現(xiàn)未熔合缺陷和氣孔兩種類型孔隙缺陷，前者由于能量密度導(dǎo)致的金屬熔合不足，后者由于匙孔封閉產(chǎn)生。Higashi等[8]通過選區(qū)激光熔化技術(shù)制備純鉬，對缺陷和晶體織構(gòu)兩種微觀結(jié)構(gòu)進行表征，發(fā)現(xiàn)成型后的鉬樣品存在未熔合缺陷及匙狀孔隙，同時孔隙率隨著激光體積能量密度的增加而減小。Ghamarian等[9]通過優(yōu)化統(tǒng)計方法研究掃描速度對SLM制備不銹鋼零件中氣孔空間分布的影響，結(jié)果表明，通過降低掃描速度，氣孔的空間分布與統(tǒng)計偏差變大，相應(yīng)地引起疲勞性能惡化。Wolff等[10]通過原位高速成像觀察直接能量沉積技術(shù)打印金屬材料過程中孔隙的形成，探討孔隙的形成機制，結(jié)果表明，當(dāng)粉體靠近熔池邊界時，會發(fā)生不完全熔化現(xiàn)象，熔池移動后邊界的不均勻收縮引起凝固的熔池與未熔化粉體表面形成孔隙。Ly等[11]通過原位高速X射線成像和有限元方法，對SLM制備TC4合金在不同工藝參數(shù)下的球化現(xiàn)象進行研究，發(fā)現(xiàn)熔體的球化是環(huán)境中氣流驅(qū)動下的微小粒子飛濺造成的。Bayat等[12]通過有限元和工業(yè)CT的方法，對匙孔熔池封閉產(chǎn)生的孔隙進行分析，發(fā)現(xiàn)孔隙的形成主要出現(xiàn)在具有較高表面張力和較小反沖壓力的區(qū)域。另外，還發(fā)現(xiàn)孔隙可能漂浮并溢出液態(tài)金屬的自由表面或在熔池內(nèi)聚結(jié)與其他孔隙一起長大。Li等[13]通過對SLM制備TC4合金進行模擬，同樣發(fā)現(xiàn)SLM制件內(nèi)部氣孔產(chǎn)生的原因是匙孔封閉。目前對SLM打印過程中產(chǎn)生的缺陷研究主要集中在通過原位觀察、直接實驗和控制工藝參數(shù)上，但孔隙類缺陷的產(chǎn)生機制仍不明晰。因此本工作通過介觀尺度下的數(shù)值模擬分析和工業(yè)CT觀察的方法，以TC4合金為樣本，對SLM打印過程中產(chǎn)生的孔隙類缺陷分布規(guī)律、形態(tài)差異和產(chǎn)生原因進行研究，希望為抑制SLM制備金屬材料孔隙缺陷的產(chǎn)生提供理論參考。
1、實驗材料與方法
本工作使用TC4合金粉體(購自廣東科學(xué)院材料研究所)，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為:Al6.18，V4.23，F(xiàn)e 0.13，C 0.06，N 0.02，H 0.003，O 0.69，余量為Ti。采用選區(qū)激光熔化設(shè)備(EOS M290)進行打印，材料制備過程中全程采用氬氣氣氛保護。圖1為激光掃描策略和打印樣品。圖1(a)為以XZ平面為鏡像面的對稱掃描策略，圖中D為樣品直徑，h為樣品高度，二者均為10mm。最終制得樣品如圖1(b)所示，其中圓柱樣品高度方向為垂直打印方向(building direction,BD),水平方向為沿打印方向(scanning direction,SD)。使用掃描電鏡(JSM-7800F)對TC4合金的微觀形貌進行表征。根據(jù)阿基米德定律，使用精密電子天枰(ESJ200-4)測量并計算所制材料的致密度，測量10次取其平均值。金相組織在金相顯微鏡(OLYMPUS-GX71型)下觀察，腐蝕介質(zhì)是HF:HNO3:H2O=2:7:1(體積比)混合酸溶液。采用工業(yè)CT(AX-2000型)對樣品內(nèi)部的缺陷進行表征，觀察內(nèi)部缺陷的分布情況，掃描電壓100kV，電流30μA，曝光時間1000ms。
2、模型建立
2.1粉末床的建立
SLM制件的成型集中在加工區(qū)，但送粉區(qū)中粉體的鋪放質(zhì)量同樣影響粉體間的導(dǎo)熱和熔體動力學(xué)，并最終影響SLM制件的質(zhì)量。因此，根據(jù)SLM加工過程建立一種簡化鋪粉床模型，如圖2所示。該模型由3部分組成，分別為鋪粉板、送粉區(qū)和加工區(qū)�；赟LM實際鋪粉過程中的物理現(xiàn)象，為準(zhǔn)確還原送粉輥和粉體之間的相互作用，本工作通過離散元法(discrete element method，DEM)建立鋪粉過程。如圖2(b)所示，先選取和實際鋪粉參數(shù)相同的參數(shù)，在送粉區(qū)采用落雨法生成與實際TC4合金粉體具有相同平均粒徑(30μm)且符合正態(tài)分布的金屬粉體(設(shè)定此時的時間節(jié)點為 t 0 )，隨后送粉區(qū)底板上升，刮板以10mm/s的速度向X正方向進行鋪粉(t0+0.05s，圖2(c))。鋪粉結(jié)束后，將加工區(qū)(圖2(d))所有粉體的空間坐標(biāo)和直徑導(dǎo)出，用于后續(xù)進行激光粉末床熔化模擬。
2.2熔池模型的建立
SLM過程中包含眾多物理現(xiàn)象,如復(fù)雜的傳熱傳質(zhì)過程和金屬粉末熔化凝固的相變現(xiàn)象等,這些都將對SLM制件的成品質(zhì)量產(chǎn)生影響。通過有限體積法對 SLM的打印過程進行還原,需要對模型進行簡化,進而得到合理、準(zhǔn)確且具有較高計算效率的模型。因此對模擬過程中做以下假設(shè):(1)金屬熔體不可壓縮;(2)金屬熔體只發(fā)生層流;(3)金屬流體為牛頓流體。根據(jù)以上假設(shè),流體力學(xué)模型滿足控制方程、動量方程和能量方程,如式(1)～(3)所示 [14]。
式中: ∇為 Nabla算子; ρ為流體密度; U為流動速度, m/s; m sl 和 m ls 為凝固率和熔化率, m sl = β sl ρ s α s (T − T 1 ) /T 1 , m ls = β ls ρ 1 α 1 (T − T s ) /T s ,其中 β sl 和 β ls 分別為熔化系數(shù)和凝固系數(shù), α s 和 α l 分別為液態(tài)和固態(tài)體積分?jǐn)?shù), ρ s 和 ρ 1 分別為固態(tài)和液態(tài)密度, kg/m 3; T、T s 和 T 1 分別為流體溫度、凝固溫度和熔化溫度, K; t為時間, s; P'為壓力, Pa; g為重力加速度; μ為黏度, Pa ⋅ s; C p 為比熱容, J/(kg ⋅ K); k為熱導(dǎo)率, W/ (m ⋅ K); P M 為綜合考慮SLM過程中的糊狀區(qū)流動阻力 (F M )、表面張力 (F S )、馬蘭戈尼力 (F Ma )和反沖壓力 (F R )對熔體流動的動量影響，如式(4)~(7)所示。
式中: i為足夠小的小數(shù); A mush 為糊狀區(qū)常數(shù); σ為表面張力, N/m; k為界面曲率; n為方向向量; P 0 為飽和蒸汽壓, Pa; L V 為蒸發(fā)焓, J; T V 為蒸發(fā)溫度, K; R為氣體常數(shù)。
S H 為綜合考慮 SLM過程中的能量影響,包括熱對流 (S C )、熱輻射 (S R )和蒸發(fā)熱量損失 (S V ),如式(8)～(10)所示。
式中: h c 為熱傳輸系數(shù); T env 為參考溫度, K; σ r 為玻爾茲曼常數(shù); ε為發(fā)射率; M為摩爾質(zhì)量。
移動熱源是增材制造過程模擬的一個重要部分。粉末床熔化過程中,激光照射在金屬粉體上,大部分的光子會被反射(直接反射或粉體間反射),使激光能量出現(xiàn)一定損耗。常見的熱源模型有面熱源和體熱源等,本工作采用 APG4熱源有效復(fù)現(xiàn) SLM過程 [15],表達式如式(11)所示,熱源模型如圖 3(a)所示。
式中: q 0 為激光熱量, J; r為激光有效半徑, m; p為激光功率, W; A為激光吸收系數(shù); C為激光影響深度,m。將根據(jù)圖 2(d)導(dǎo)出的粉體直徑和空間坐標(biāo)點通過 FLUENT自帶的 UDF功能初始化至計算域內(nèi),如圖 3(b)所示。計算域為 0.8 mm × 0.4 mm × 0.3 mm的正方體,網(wǎng)格尺寸為 3μm的正方體。模擬氣氛為氬氣,模擬過程為激光單層雙道次打印。在打印平面(X Y面),從坐標(biāo)原點向 X軸正方向移動至粉末床邊緣時向 Y軸正方向運動 100 μm,再向 X軸負(fù)方向進行第 2道次打印。選擇基于壓力基的 PISO求解器,模擬時間步長為 1 × 10 −8 s,每時間步內(nèi)迭代計算 20次。本工作選用的TC4合金參數(shù) [14,16−17]和SLM工藝參數(shù)分別如表 1、2所示。
表1TC4合金物性參數(shù)[14,16-17]
Table 1 Physical properties of TC4 alloy[14,16-17]
| Solidus temperature/°C | Liquidus temperature/℃ | Boilling temperature/°C | Surface tension/ (N·m-1) | Thermal conductivity/ (W·m-1·K-1) |
| 1877 | 1923 | 3313 | 1.4 | 33.4 |
| Dynamic | Latent heat of | Density(1923°C)/ | Density(25°C)/ | Boltzmann constant |
| viscosity/(Pa·s) | fusion/(J·kg-1) | (kg·m-3) | (kg·m-3) | |
| 0.005 | 286000 | 3682 | 4420 | 5.67x10-8 |
表2SLM工藝參數(shù)
Table 2 Process parameters of SLM
| Power/W | Scanning speed/(m·s-l) | Diameter of lase/μm | Radiance |
| 280 | 1.4 | 100 | 0.2 |
3、結(jié)果與討論
圖4為模擬SLM制備TC4合金過程中不同時刻的熔道形貌�？梢园l(fā)現(xiàn)，在打印的初始階段(圖4(a)~(d))，金屬粉體受到激光加熱后，激光中心的粉體率先熔化形成熔池，隨著時間延長熔池尺寸逐漸增加，形狀接近圓形。在30μs時，熔池尺寸接近激光直徑100μm，此時熔池表面受到蒸汽反沖壓力的作用出現(xiàn)凹陷。在激光持續(xù)打印過程中，熔池長度逐漸增加，且率先熔化的金屬熔體開始凝固(圖4(e)虛線區(qū)域)。在已凝固材料和熔池過渡區(qū)域出現(xiàn)糊狀區(qū)(圖4(e)箭頭)，證明金屬熔體的凝固首先出現(xiàn)在遠(yuǎn)離激光斑點一側(cè)，且隨著激光的繼續(xù)移動，凝固區(qū)域逐漸增加(圖4(f)虛線區(qū)域)。圖4(f)左下角附圖為XZ面的截面圖，發(fā)現(xiàn)在熔道內(nèi)部出現(xiàn)球形孔隙(箭頭)。在進行第2道次打印時，同樣經(jīng)歷上述的熔化和凝固過程，為使熔道間形成良好的冶金結(jié)合，激光通常會將前1道次的部分材料熔化(圖4(g))。當(dāng)?shù)?道次掃描結(jié)束后，激光能量消失，熔體逐漸凝固(圖4(h))。在材料表面，已凝固部分未出現(xiàn)明顯的熔合不良現(xiàn)象，但在激光掃描過程中熔道間隙出現(xiàn)了異形孔隙缺陷(圖4(h)左下角附圖箭頭)。
為研究熔道內(nèi)部球形孔隙產(chǎn)生的原因，圖5給出模擬SLM制備TC4合金過程中不同時刻XZ截面溫度場分布圖�？梢钥闯觯鄢刂行牡臏囟茸罡�，熔池深度方向和激光掃描的反方向溫度逐漸降低，且隨著激光的移動，已掃描的區(qū)域溫度逐漸降低，且溫度差迅速減小。另外，在打印過程中(圖5(a)，(b))，熔池與金屬粉體接觸形成孔隙。當(dāng)熔池移動后，該孔隙出現(xiàn)在熔池內(nèi)部(圖5(c)箭頭)，并出現(xiàn)向激光掃描反方向熔池邊緣運動的趨勢(圖5(d))。當(dāng)熔池繼續(xù)移動，不僅出現(xiàn)孔隙溢出熔池的現(xiàn)象(圖5(e)箭頭)，而且還有孔隙在熔池表面凝固前未溢出熔池，使材料內(nèi)部形成氣孔(圖5(e)，(f)圓圈)的現(xiàn)象。這是因為，熔池逐漸向金屬粉體接近的過程中，金屬熔體表面的蒸汽壓高，粉體表面的蒸汽壓低，根據(jù)開爾文理論 [17](見式(12))，氣體聚集在液固界面處，在熔池移動過程中，部分沒有溢出的氣體就被包裹在熔池中。文獻[8]指出，氣孔的產(chǎn)生則是因為，粉體間隙的氣體在熔池波動的影響下進入熔池，在凝固后未來得及溢出所造成的。
式中:γ為表面張力，N/m; V m 為液體的摩爾體積;r為熔體的半徑。
為研究熔道間異形孔隙產(chǎn)生的原因，圖 6給出 SLM制備 TC4合金過程中不同時刻 YZ截面溫度場分布圖�？梢园l(fā)現(xiàn)，YZ截面溫度場分布與XZ截面相同。在第2道次打印時，溫度場呈現(xiàn)階梯狀分布，即靠近激光束中心處的熔道溫度高，遠(yuǎn)離激光束處的熔體溫度低。在第1道次打印過程中，激光接近截面時材料溫度逐漸升高，熔道中心的粉體率先熔化(圖6(a)箭頭)，當(dāng)激光斑點完全掃描截面后，熔道內(nèi)的粉體完全熔化并與基體形成冶金結(jié)合，但此時熔道界面處和金屬粉體形成一個異形孔隙(圖6(b)箭頭)。在第2道次打印過程中，熔體在重力的作用下逐漸填補該孔隙(圖6(c)箭頭)，但此時熔道間的溫度較低且分布不均勻，熔體黏度增加，鋪展能力較弱，使熔道間隙的孔隙未被熔體填滿，最終形成異形孔隙(圖6(d)箭頭)。
為進一步研究孔隙形成原因，對不同時刻熔池內(nèi)孔隙的三維分布進行觀察。圖7為模擬SLM制備TC4合金過程中不同時刻熔池內(nèi)孔隙和最終熔道內(nèi)孔隙分布。參考文獻[18]，本工作將t=149μs的熔池分為末段、中段和前段3個部分(圖7(a1))。可知，此時熔池內(nèi)部出現(xiàn)大小不一的孔隙，其中黑色邊框孔隙逐漸向熔池末端運動，藍(lán)色邊框孔隙向熔池中心運動。結(jié)合圖5，6溫度場結(jié)果，熔池內(nèi)存在較大的溫度梯度，熔體則趨向于向低溫的熔池深度方向移動 [8]，該現(xiàn)象可能使氣孔被推至熔池中心處。在184 μs時(圖7(b1))，熔池末段邊緣出現(xiàn)的黑色孔隙溢出熔池，熔池中段的小孔匯聚在熔池中段變?yōu)榇罂祝摤F(xiàn)象與文獻[19]結(jié)果相同。根據(jù)前文所述，熔池表面蒸汽壓使熔池前端邊界出現(xiàn)孔隙(橙色框處)。但這些氣孔一部分會溢出熔池，另一部分可能會保留在熔池內(nèi)部。在226μs時(圖7(c1))，藍(lán)色邊框氣體與熔池末端邊界接觸，即隨著材料的凝固，氣體被留在材料內(nèi)部形成孔隙。另外有部分熔體溢出熔池的現(xiàn)象(圖7(c1)橙色箭頭)，這是因為在熔池波動時，表面張力和蒸汽反沖壓力出現(xiàn)失衡所致[20]。當(dāng)熔體完全凝固后，熔道內(nèi)部主要出現(xiàn)類球形孔隙，熔道間出現(xiàn)異形孔隙(圖7(d2)圓圈)。
圖8為SLM制備TC4合金的XRD譜圖，同時圖中給出了標(biāo)準(zhǔn)α-Ti(PDF00-044-1288)和β-Ti(PDF00-044-1294)不同晶面對應(yīng)的角度。可知，SLM制備的TC4合金出現(xiàn)代表α-Ti的(100)、(002)、(101)、(102)、(110)、(103)、(112)和(201)晶面和β-Ti的(110)晶面[21-23]，而未出現(xiàn)α'-Ti。這是因為，SLM制備TC4合金過程中存在極高的溫度梯度和極快的冷卻速度，β-Ti轉(zhuǎn)變?yōu)?alpha;-Ti的固態(tài)相變無法穩(wěn)定進行，而是發(fā)生馬氏體相變形成α'-Ti相，但α-Ti和α'-Ti具有相同木Ц癲問�，因此很难�ü侗鷓萇浞迦范秸叩牟鉅�。SLM制備TC4合金中未大量出現(xiàn)代表β-Ti相的晶面可能是因為SLM制備的TC4樣品中β-Ti含量遠(yuǎn)小于α'-Ti和α-Ti相,或β-Ti的含量低于XRD的檢測下限。在XRD譜圖中未發(fā)現(xiàn)代表金屬氧化物的衍射峰，說明在SLM過程中TC4合金未出現(xiàn)氧化反應(yīng)，因此沒有生成氧化物夾雜缺陷。
圖9為TC4合金垂直打印方向和平行打印方向的金相組織。可以看出，兩個方向的組織均由針狀a'-Ti相、α-Ti相和β-Ti相組成，該現(xiàn)象與XRD結(jié)果相同。沿打印方向的晶粒為較小的等軸晶，垂直打印方向的晶粒為柱狀晶，且柱狀晶方向與垂直打印方向相同。這是因為，在激光增材制造的逐層加工過程中，沿打印方向在高能激光掃描下液態(tài)金屬快速熔化凝固，使晶粒變?yōu)榧?xì)小等軸晶[22]，而在垂直打印方向存在極高的溫度梯度，晶粒的生長方向偏于向高溫方向生長，因此出現(xiàn)SLM制件在打印方向上晶粒尺寸的差異性。這種晶粒取向上的差異使材料的性能也同樣存在方向性。在沿打印方向，材料內(nèi)部出現(xiàn)類球形孔隙缺陷(圖9(a)箭頭)和尺寸很小的異形孔隙(圖9(b)箭頭)。在垂直打印方向的材料內(nèi)部(圖9(c)箭頭)，并未出現(xiàn)打印層間結(jié)合不良現(xiàn)象，而是出現(xiàn)與模擬結(jié)果相同的半球狀異形孔隙和熔道內(nèi)部的圓形孔隙(圖9(d)箭頭)。
圖10為SLM制備TC4合金不同方向SEM照片�？梢钥闯�，沿打印方向的熔道平直完整(圖10(a))，放大圖(圖10(b))中熔道間搭接良好(圖10(b)箭頭)，未出現(xiàn)開裂和熔合現(xiàn)象，與模擬結(jié)果相同。如圖10(c)所示，在垂直打印方向，材料表面出現(xiàn)粘粉現(xiàn)象，結(jié)合模擬結(jié)果可知，在激光的作用下熔道溫度較高，使熔道與粉體發(fā)生燒結(jié)。從放大圖(圖10(d))可以發(fā)現(xiàn)，垂直打印方向的材料表面呈現(xiàn)明顯的鱗片狀，這是由于熔體在重力的作用下的鋪展造成，這種鱗片狀熔體相互疊加即可形成表面的未熔合缺陷[23]。
圖11為SLM制備的TC4樣品工業(yè)CT重構(gòu)圖。從圖11(a)可以看出，在材料內(nèi)部，出現(xiàn)與文獻[24]不同的實驗結(jié)果，TC4合金內(nèi)部缺陷分布較為均勻，并未出現(xiàn)隨打印高度的增加材料內(nèi)部缺陷數(shù)量增加的現(xiàn)象。這可能是由于TC4合金本身的熱物性或工藝參數(shù)所致。工業(yè)CT重構(gòu)圖并未發(fā)現(xiàn)明顯裂紋，原因是由于本工作所制備的TC4合金內(nèi)部的裂紋較少或受限于工業(yè)CT的檢測下限，難以將裂紋缺陷進行重構(gòu)。經(jīng)工業(yè)CT自帶軟件計算，材料內(nèi)孔隙的尺寸在21~80000μm³之間，球形度在0.6~0.8之間，致密度為99%。與通過實驗測得的致密度97.7%相差較大，同樣是因為部分較小缺陷的尺寸低于工業(yè)CT檢測下限。通過對工業(yè)CT樣品的三維重構(gòu)圖和SEM圖進行對比確定熔道位置，并以此確定熔道內(nèi)缺陷的分布情況，結(jié)果如圖10(b)所示。可以看出，在熔道內(nèi)出現(xiàn)球形孔隙(見圖11(b)箭頭)，熔道間出現(xiàn)異形孔隙，該現(xiàn)象與模擬計算一致。將熔道中較大的孔隙放大(圖11(c))，可以看出該孔隙為明顯的類球形孔隙。在圖11(a)中還可以發(fā)現(xiàn)材料內(nèi)部出現(xiàn)與模擬結(jié)果相同的異形孔隙缺陷。對于較大長徑比的缺陷(圖 11(d))和具有彎曲薄片狀缺陷(圖 11(e))，其形態(tài)與金相圖中的未熔合缺陷相近,均在孔隙一邊呈現(xiàn)月牙形,為典型未熔合缺陷 [25]。結(jié)合模擬結(jié)果可知,熔體會填補熔道間的孔隙,而熔體完全填補材料孔隙所需要的鋪展時間與熔體凝固時間存在時間差，當(dāng)時間差較小時，熔體有更長時間潤濕材料基體，使孔隙變薄;當(dāng)時間差較大時，則孔隙變厚，凝固過程中熔體在表面張力的作用下呈現(xiàn)球形，使孔隙形狀出現(xiàn)圓弧形態(tài)。
綜上所述，SLM打印TC4合金過程中缺陷產(chǎn)生的原因，如圖12所示。由體積能量密度公式(式(13))[26]可知，隨激光功率的增加或隨掃描速度、鋪粉厚度和掃描間距的減少，能量密度逐漸增加，即金屬粉體吸收的能量越多，熔體溫度越高。根據(jù)式(12)可知，隨金屬熔體溫度的升高，金屬粉體和熔體間的蒸汽壓差增大，使氣體被保留在熔池界面處，加之粉體層內(nèi)金屬粉體間的空隙處存在氣體，在較快的掃描速度和高能量密度下產(chǎn)生的反沖壓力作用下，熔池邊界的氣體被裹挾至熔池內(nèi)部最終形成孔隙。在熔池內(nèi)部的孔隙受到熔池自身移動、浮力和由溫度差決定的熔體流動的多重作用下，逐漸沿熔池中心移動至熔池末端。在此期間僅有部分尺寸較大的孔隙可以在熔池凝固前依靠浮力自行溢出熔池，而尺寸較小的孔隙則隨著熔池凝固保留在材料內(nèi)部(圖12(a))。
在連續(xù)多道次打印過程中,熔道間的熔體遠(yuǎn)離激光斑點中心,溫度相對較低,黏度較大,鋪展速度相對緩慢,在掃描間距過大(重疊率較低)的情況下,熔體未完全填充熔道間的孔隙時,就已經(jīng)完全凝固(圖 12(b)),出現(xiàn)異形孔隙。
式中: e V 為體積能量密度, J/m 3; v為掃描速度, m/s; S為掃描間距, m; h為鋪粉厚度, m。
4、結(jié)論
(1)數(shù)值模擬結(jié)果表明,在激光掃描過程中,以激光束為中心存在極高的溫度梯度。在掃描結(jié)束后,熔道間的表面搭接良好,形成良好的冶金結(jié)合,熔道內(nèi)部出現(xiàn)球形孔隙,熔道間隙出現(xiàn)異形孔隙缺陷。
(2)采用SLM制備出的TC4合金的致密度為97.7%，金相組織為初生 α-Ti、 β-Ti和 α ′-Ti。沿打印方向和垂直打印方向的晶粒分別為等軸晶和柱狀晶，材料內(nèi)部出現(xiàn)與數(shù)值模擬結(jié)果相同的球形孔隙和異形孔隙缺陷。
(3)熔道內(nèi)部球形孔隙的產(chǎn)生原因是，固體和液態(tài)金屬表面的蒸汽壓差使固液界面的氣體被裹挾至熔池中，其中較小的孔隙留在材料內(nèi)部，較大孔隙溢出熔池;溶道間的孔隙是由于掃描時熔道相互搭接，封閉在內(nèi)部的孔隙因溫度分布不均難以完全被液相填滿產(chǎn)生的。
參考文獻
[1]伏欣.國內(nèi)增材制造(3D打印)技術(shù)發(fā)展現(xiàn)狀與研究趨勢[J].中國高新技術(shù)企業(yè),2016(24):27-28.
FU X. Development status and research trend of additive manufacturing(3D printing) technology in China[J].China High-Tech Enterprises,2016(24):27-28.
[2] LI E L, ZHOU Z Y, WANG L, et al. Particle scale modelling of powder recoating and melt pool dynamics in laser powder bed fusion additive manufacturing: a review[J]. Powder Technology,2022,409:117789.
[3] BAYOUMY D,KWAK K,BOLL T, et al. Origin of non-uniform plasticity in a high-strength Al-Mn-Sc based alloy produced by laser powder bed fusion[J]. Journal of Materials Science& Technology,2022,103:121-133.
[4] KRISTOMBU B S, NAVARATNAM S, ABU-ZIDAN Y, et al. Improving performance of additive manufactured(3D printed) concrete:a review on material mix design, processing, interlayer bonding and reinforcing methods[J].Structures,2021,29:1597-1609.
[5] TANG C,LE K Q,WONG C H. Physics of humping formation in laser powder bed fusion[J]. International Journal of Heat and Mass Transfer,2020,149:119172.
[6] LIU W, CHEN C Y, SHUAI S S, et al. Study of pore defect and mechanical properties in selective laser melted Ti6Al4V alloy based on X-ray computed tomography[J]. Materials Science and Engineering:A,2020,797:139981.
[7] ZHOU X,DAI N,CHU M Q,et al. X-ray CT analysis of the influence of process on defect in Ti-6Al-4V parts produced with Selective Laser Melting technology[J].The International Journal of Advanced Manufacturing Technology,2020,106(1):3-14.
[8] HIGASHI M,OZAKI T. Selective laser melting of pure molybdenum: evolution of defect and crystallographic texture with process parameters[J].Materials& Design,2020,191:108588.
[9] GHAMARIAN I,BALL S,GHAYOOR M,et al. Statistical analysis of spatial distribution of pores in metal additive manufacturing[J].Additive Manufacturing,2021,47:102264.
[10] WOLFF S J,WANG H,GOULD B, et al. In situ X-ray imaging of pore formation mechanisms and dynamics in laser powder-blown directed energy deposition additive manufacturing[J]. International Journal of Machine Tools and Manufacture,2021,166:103743.
[11] LY S, RUBENCHIK A M, KHAIRALLAH S A, et al. Metal vapor micro-jet controls material redistribution in laser powder bed fusion additive manufacturing[J]. Scientific Reports, 2017,7(1):4085
[12] BAYAT M,THANKI A,MOHANTY S,et al.Keyhole-induced porosities in laser-based powder bed fusion(L-PBF) of Ti6Al4V: high-fidelity modelling and experimental validation[J]. Additive Manufacturing,2019,30:100835.
[13] LI E L, ZHOU Z Y, WANG L, et al. Modelling of keyhole dynamics and melt pool flow in laser powder bed fusion process[J]. Powder Technology,2022,400:117262.
[14] LI E L,ZHOU Z Y, WANG L,et al. Particle scale modelling of melt pool dynamics and pore formation in selective laser melting additive manufacturing[J]. Powder Technology,2022,397:117012.
[15] ZHANG Z D, HUANG Y Z,KASINATHAN A R, et al. 3-Dimensional heat transfer modeling for laser powder-bed fusion additive manufacturing with volumetric heat sources based on varied thermal conductivity and absorptivity[J]. Optics& Laser Technology,2019,109:297-312.
[16] XIAO Z X,CHEN C P,ZHU H H,et al.Study of residual stress in selective laser melting of Ti6Al4V[J].Materials&Design,2020,193:108846.
[17]陳文革,王發(fā)展.粉末冶金工藝及材料[M].北京:冶金工業(yè)出版社,2011.
CHEN W G, WANG F Z. Powder metallurgy technology and materials[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press,2011.
[18] GUO Q L,ZHAO C,QU M L,et al. In-situ full-field mapping of melt flow dynamics in laser metal additive manufacturing[J]. Additive Manufacturing,2020,31:100939.
[19] JUE J B,GU D D,CHANG K, et al. Microstructure evolution and mechanical properties of Al-Al2O3 composites fabricated by selective laser melting[J].Powder Technology,2017,310:80-91.
[20] WANG D,WU S B,FU F, et al. Mechanisms and characteristics of spatter generation in SLM processing and its effect on the properties[J].Materials& Design,2017,117:121-130.
[21]聶敬敬,馬平義,孫京麗,等.選區(qū)激光熔化TC4合金高溫力學(xué)性能及腐蝕行為研究[J].稀有金屬材料與工程,2023,52(6):2126-2133.NIE J J,MA P Y,SUN J L,et al. High temperature mechanical properties and corrosion behavior of selective laser melted TC4 alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering,2023,52(6):2126-2133.
[22] YANG W L,DIAO H,XIN H, et al. Wear assessment of a Ti-6Al-4V motion-preserving porous artificial-cervical-joint fabricated by SLM after surface carburization[J].Ceramics International,2022,48(18):26137-26146.
[23] PAL S,LOJEN G,HUDAK R, et al. As-fabricated surface morphologies of Ti-6Al-4V samples fabricated by different laser processing parameters in selective laser melting[J].Additive Manufacturing,2020,33:101147.
[24] SIDAMBE A T,TIAN Y,PRANGNELL P B,et al. Effect of processing parameters on the densification, microstructure and crystallographic texture during the laser powder bed fusion of pure tungsten[J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials,2019,78:254-263.
[25] YANG J X,ZHU Q,WANG Z K,et al. Effects of metallurgical defects on magnetic properties of SLM NiFeMo permalloy[J]. Materials Characterization,2023,197:112672.
[26]賈暢穎,安琦,王存玉,等.選區(qū)激光熔化成形2%TiB_w/TA15復(fù)合材料的顯微組織與性能[J].中國有色金屬學(xué)報,2024,34(4):1164-1178.
JIA C Y,AN Q,WANG C Y, et al. Microstructure and mechanical properties of 2%TiBw/TA15 composite formed by selected laser melting[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2024,34(4):1164-1178.
（注，原文標(biāo)題：SLM打印TC4合金孔隙缺陷形成與分析_王春錦）
tag標(biāo)簽:鈦合金,TC4鈦合金,高能激光,SLM成形