AM部件的快速生产通常通过提高扫描速度来实现外文翻译资料

 2022-06-27 22:29:30

英语原文共 113 页，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

2.8过程稳定性

AM部件的快速生产通常通过提高扫描速度来实现。 结果，熔池变长，取决于扫描速度，液体池可能变得不稳定，如通过将单个熔池分解成隔离的液体浆体所证明的，导致沉积的几何形状不连续和不均匀 沉积厚度。 缺陷的起源通常是由Kelvin-Helmholtz流体动力学不稳定性或Plateau Raleigh毛细管不稳定性引起的。 本节提供了这两种不稳定性的基本介绍。

2.8.1Kelvin Helmholtz动力学不稳定性

扫描速度的持续增加可能导致珠状外观，通常称为隆起，由Kelvin-Helmholtz（KH）不稳定性的熔池的流体动力学不稳定性引起的。 熔池顶部液态金属的速度低于保护气速度。 这种速度差异可能导致液体金属表面的流体动力学不稳定性。 当Richardson数Ri是浮力与剪切力之比小于0.25时，KH不稳定发生。

其中g是重力加速度，L是特征长度，可以取为层厚度的一半，Ug和Ul分别是熔池中保护气体和液态金属的速度。 KH不稳定性的主要因素是保护气体和熔融金属的层厚度和速度，后者受到合金的热物理性质和AM变量的影响。

图12（a）示出了高速电弧焊中的驼峰形成。隆起形态的特征在于隆起的珠之间的开放，未填充的斑点。熔池的前部表现出一个称为刨槽区域的大凹陷。尾部区域由大量熔融金属组成，位于熔池后部。已经在KH不稳定性的基础上解释了电弧焊中的驼峰焊。通过求解各种焊接参数下熔池表面的波传播方程计算凸峰的波长。虽然AM中由于KH不稳定性而形成的驼峰形成机制预计与焊接中的相似，文学是稀缺的。然而，已经报道了各种AM工艺（例如DED-GMA，DED-PA和DED-L）的隆起珠的形成。图12（b）显示了扫描速度对DED-GMA过程中隆起珠形成的影响。已经发现，当扫描速度超过某个临界值时倾向于发生驼峰。需要进一步的研究来了解不同工艺参数如功率，速度，层厚度，舱口间距和进给速率等因素对KH不稳定性的影响。

2.8.2Plateau Raleigh毛细不稳定

在AM期间，沉积的材料有时倾向于形成半圆柱形状。 这种现象取决于各种变量，如扫描速度，合金的表面张力，粘度和密度。 图12（c-I）示意性地示出了在DED-L工艺期间在衬底上的圆柱形单轨道沉积。 在非常高的扫描速度下，熔池趋于伸长，变得不稳定并且在小球形球中分离以保持池内的均匀毛细管压力。 这种现象被称为“成球效应”，如图12（c-II）所示。 根据Plateau Raleigh毛细管不稳定性，可以从以下关系中获得防止这种不稳定性的熔池的最大允许长度：

其中L和D分别是熔池的长度和矿床的宽度。 由于球化效应形成的小球形球沉积在沉积物的侧面，导致粗糙的表面，如2.9.3节所述。

图12（a）电弧焊接中的碰撞（b）扫描速度对DED-GMA隆起的影响和（c）由于毛细管不稳定性

2.9缺陷

2.9.1 合金元素的损失

在许多重要工程合金的AM期间，当熔池温度非常高时，发生合金元素的明显蒸发。 由于一些元素比其他元素更易挥发，可能发生选择性汽化，导致合金总体组成的变化。 组成的变化会影响凝固微观结构，耐腐蚀性和机械性能，并且可能是生产高质量组件的严重问题。

在AM中，设备的快速扫描速度和复杂性可以使原位实验测量汽化非常复杂。 缓解这个问题的一种方法是在沉积之前和之后测量质量。 例如，Klassen等人 通过测量Ti-6Al-4V粉末的PBF-EB前后的质量来验证数值模型。 另外，金属蒸气的组成已经通过在AISI 202不锈钢的焊接过程中从与激光束同轴安装的两端开口石英管的内表面收集冷凝物来确定。

在实验过程中研究合金元素汽化的方法是测量金属粉末和最终部件的成分。由于大多数AM部件不具有微观结构均匀性并且经常表现出元素偏析，所以通过诸如能量色散光谱学（EDS）或电子探针微量分析（EPMA）的非破坏性方法对组合物的精确和可靠的测量需要大量的数据和统计分析。但是，如果可以对样品进行破坏性测试，则电感耦合等离子体（ICP）质谱法等方法可以提供出色的成分测量精度。尽管文献报道中缺少成分的变化，但一些研究表明组成的重大变化。 Brice和同事已经表明，在Ti-6Al-4V和AA2139的PBF-EB中分别有大约0.9wt％Al和0.4wt％Mg的减少。 Gaytan等人报道了在Ti-6Al-4V的PBF-EB中优化的参数下铝含量降低了10-15％，这相当于标称组成下降约0.6-1.0wt％。这一发现与Taminger报道的结果一致，如图13所示。

合金元素汽化的表达式是Langmuir方程，其中元素i的蒸汽通量Ji计算为：

其中Pi和Mi分别是元素i的平衡蒸汽压和分子量，T是温度，kC是一个正值，说明一些蒸发原子的凝聚。 朗格缪尔方程是根据真空条件推导出来的，以前的文献表明，在大气压下使用时，它的蒸发速率高于一个数量级，除非使用常数k的适当值。 Semiatin等人的建模工作。 报告详细分析了Ti-6Al-4V PBF EB期间的蒸发损失。 由于PBF-EB在真空条件下发生，蒸发通量假定服从Eq。 假设该工艺由熔池内的连续熔化和层流组成，则温度计算基于简单的总体参数方法。

由于蒸汽通量与平衡蒸汽压成正比，平衡蒸汽压对温度呈指数依赖关系，所以计算精度高度依赖于计算出的温度分布。 图14（a）-（c）显示了合金元素在三种常见AM合金中的平衡蒸汽压随温度的变化。 可以清楚地观察到，温度计算对于确定蒸发通量是至关重要的，因为温度的小误差会导致蒸汽压力相对较大的误差，尤其是在较高的温度下。

在激光加工期间，合金元素从熔池表面汽化，尽管合金元素从混合良好的液体池的整个体积中被耗尽。因此，表面积与体积比是决定组成变化大小的控制因素之一。因此，估计温度场和熔池的几何形状对于理解AM中成分的变化很重要。焊接文献中有许多报道涉及通过严格的数学建模来预测各种类型的熔焊过程中组分变化。这些模型共同使用一种用于汽化计算的方法，其中来自浓度梯度和压力梯度的贡献决定了总体汽化通量。由于熔焊和AM之间的相似性，这些模型为计算AM过程中的汽化速率提供了一个有吸引力的框架。除了在AM期间形成钥匙孔的少数报道情况之外，由于熔融过程中穿入到先前沉积的层中仅需要层高度的一小部分以确保层间结合，所以熔融过程通常保持导电模式。

图13.通过PBF-EB制备的Ti-6Al-4V样品沿着构建高度测量的化学组成显示Al浓度耗尽和Ti浓度增加。

图14（a）Ti-6Al-4V（b）IN625和（c）不锈钢316液态合金上合金元素的平衡蒸汽压。

发现在Ti-6Al-4V在不同工艺参数下的DED过程中，“缓慢和热”条件产生最高的铝含量。 尽管起初违反直觉，但这一发现可以通过温度与表面体积比之间的竞争来解释。 较高的温度实际上有助于更多的汽化，但是也增加了熔池的尺寸，由于体积增加导致组成变化较小。 一旦开发了数学模型并进行了充分测试，就可以进行参数研究，以更好地理解过程变量的重要性。 预计影响合金元素汽化的最重要的AM变量是那些影响熔池几何形状和温度分布的AM变量。 这些变量包括功率，扫描速度，进料库存进料速率和束直径，这些参数可以集中到更大的参数，例如单位长度的热输入或功率密度。

2.9.2 孔隙和熔合缺陷的缺乏

AM中常见的缺陷是孔隙率和熔合空隙的缺乏，由于它们对机械性能的不利影响，所以需要最小化或消除。研究人员提出了产生这些缺陷的三种主要机制。首先，当一些AM工艺在非常高的功率密度下工作时，沉积或熔化可以在锁眼模式下进行。如果不仔细控制锁眼模式熔化，锁眼可能会变得不稳定并反复形成和塌陷，留下的沉积物中包含残留蒸气。因此，这些孔隙几乎是球形的。图15（a）示出了在316L不锈钢的激光辅助AM中形成的钥匙孔孔隙度。钥匙孔孔隙的大小可以根据钥匙孔的形状和大小而变化。其次，在粉末雾化过程中，气体可以被包裹在粉末颗粒内部。如图15（b）所示，这些夹带的气体产生微小的球形气孔。另外，由于保护气体或合金蒸气滞留在熔池内部，也可能形成气孔。第三，如图15（b）所示，由于上层的熔池不能充分渗透到衬底或先前沉积的层中可能导致缺乏熔合缺陷。

激光AM方法通常使用惰性保护气体如氩气以防止熔池或热凝固金属的污染，而电子束AM在真空中或在诸如He的惰性气体下进行。众所周知，惰性气体不溶于液态金属，因此所产生的任何孔隙都会留在凝固池中，除非它们能够通过浮出熔池而逸出。非惰性保护气体如氮气已被证明在不锈钢焊缝中通过溶解到液体熔池中来降低和/或消除其孔隙度，然后其固化，但由于与某些金属的不利反应性而不能用于所有金属。消除保护气体并在真空下进行激光焊接也被证明可减少或消除易发生孔隙的金属的孔隙度，然而这种做法尚未尝试用于激光AM。不适当的渗透可能会导致最终产品形成细长的空隙，通常当量直径大于10毫米。这些大孔比气孔大得多，并且可以通过在施加载荷下用作应力集中器的尖锐边缘来区分。显示以下“缺乏融合指数”（LF）与空隙的程度有很好的相关性：

具有足够的渗透到先前沉积的层中的较大的池确保适当的结合并且最小化融合空隙的缺乏。 因此，如图15（c）所示，对于具有高LF值的AM过程，空隙减少。 图15（d）显示，每单位长度的较高热量输入（定义为激光功率与扫描速度的比值）可以通过增加池深度有效地减少熔合孔缺乏的量。 如图15（e）所示，快速扫描减小了池的大小，增强了形成缺乏熔融孔隙度的可能性。 相反，如图15（f）所示，增加激光功率可以通过增加池尺寸并最终增加穿透深度来减少孔隙度。

有几种技术可用于测量孔隙度。阿基米德法是测量整个试样孔隙率的最简单的无损方法。根据使用该方法计算的组分密度来估算孔隙率的体积百分比。但是，使用这种方法不能确定孔的形状，大小和分布的细节。光学显微镜是测量孔隙率的广泛使用的破坏性方法。这种方法的一个主要缺点是3D孔隙度只能作为某个2D平面中的面积分数来测量。因此，使用这种技术不能精确测量孔隙的体积。此外，这种方法不适合测量非常小的孔隙（lt;50 mm）。图16（a）显示了用于测量缺乏熔合缺陷的PBF制成的Ti-6Al-4V样品的光学显微照片。图16（b）显示尺寸约100mm的缺乏融合缺陷的扫描电子显微镜（SEM）图像。如图16（c）所示，X射线计算机断层扫描（X射线CT）可以测量小至10 mm的孔隙，并且也用于研究激光焊缝中的孔隙形成。图16（d）显示了使用同步辐射显微成像术（SRIT）测量的锁眼孔隙率。这种方法可以用来测量孔隙度的原位形成。 SEM，X-ray CT和SRlT可以准确测量微小孔隙的形状，大小和分布。然而，由于设备的高资本成本，这些方法是昂贵的。尽管这些后处理操作费时且昂贵，但内部孔可以通过热等静压（HIP）在工艺之后关闭。此外，HIP很难封闭表面裂纹（见第2.9.4节）。因此，通常通过控制诸如激光功率，扫描速度和层厚度之类的工艺参数来减少孔隙率和缺乏熔合缺陷通常是合乎需要的。

2.9.3 表面粗糙度

AM制造零件的表面粗糙度或表面特性是由多个相互依赖的输入参数导致的，这导致了几个可观察或可测量的输出条件，最终会影响零件性能。这些输入参数与材料原料，零件设计，工艺选择，工艺参数，后处理和精加工有关。输出条件范围可以从部分熔化的粉末颗粒（或焊珠），不适当的熔化（例如成球），由于构建条件导致层或条纹不融合，融化轨道或扫描路径策略。材料原料条件包括合金类型，粉末PSD（粒度分布）和粉末形态。线材给料条件包括合金类型，线材直径和与线材进给速率有关的工艺参数。零件和工艺设计条件涉及下表面，特征几何形状，构建体积内的零件定位以及支撑结构。与表面粗糙度相关的工艺参数包括热源功率，行进速度，层高，悬垂角度，扫描策略或路径规划（如轮廓路径）。后处理条件包括支架去除，机加工抛光，喷丸，翻滚和化学处理。有关与粗糙度有关的表面缺陷的其他细节，例如孔隙度，缺乏熔合，裂纹或分层，在第2.9节（缺陷）中提供。第2.2节（原料材料）提供了与粉末原料有关的粗糙度的更多细节。

表面粗糙度是用AM制造的复杂部件的最重要特征之一。 使用轮廓测量仪测量表面粗糙度或使用SEM分析表面形态。 在表面上，沿着轮廓长度L在N个位置处测量峰的高度或谷的深度（fn）。平均表面粗糙度（Ra）通过数值计算为：

用于高端应用的附加制造组件要求平均表面粗糙度小于1毫米。 然而，沉积零件通常表现出粗糙的表面并且需要后处理，例如表面加工，研磨，化学抛光，后HIP和喷丸硬化以达到所需的表面处理。 这些操作既耗时又昂贵。 因此，了解表面粗糙的根本原因以减轻这一点很重要。

表面粗糙度有两个主要原因。 由“阶梯效应”引起的表面粗糙度是由于如图17（a）所示的由弯曲和倾斜表面层的阶梯近似造成的。 平均表面粗糙度（Ra）取决于层厚度（t1）和建立角度（h）并且可以由以下等式表示：

其中Ra是具有特定建立角度的区域的表面粗糙度的算术平均值。 如图17（b）所示，表面粗糙度随着层厚的增加而增加。 因此，在表面粗糙的情况下，平衡复杂性与构建时间之间折衷的常见AM障碍出现了。 构建具有小层厚度部件的零件可以有效地减少表面粗糙度。 但是，需要更多时间才能制作薄层零件。 另一种方法是通过适当选择复杂零件的建筑方向来避免尖锐的建筑方位角。

形成粗糙表面的第二种机制是粉末颗粒的不适当熔化和球化现象。当使用低热量输入时，输送的能量不足以完全熔化粉末颗粒。固体粉末颗粒粘在建筑物的表面。图17（c）显示了构建体表面上的固体粉末颗粒的SEM图像。由不正确熔化的颗粒引起的平均表面粗糙度与粉末直径在同一数量级上。在高激光扫描速度下，熔池变得细长，由于前述的罗利不稳定性，熔池可能分裂成小岛。这个过程通常被描述为成球现象。由于熔池内的表面张力梯度驱动流动，这些小球被拖到熔池的外边缘。因此，如图17（d）所示，可以在固化轨道的侧边找到小球。通过高激光功率和低扫描速度实现的高热量输

全文共6631字，剩余内容已隐藏，支付完成后下载完整资料

资料编号：[10585]，资料为PDF文档或Word文档，PDF文档可免费转换为Word

原文和译文剩余内容已隐藏，您需要先支付 30元 才能查看原文和译文全部内容！立即支付

以上是毕业论文外文翻译，课题毕业论文、任务书、文献综述、开题报告、程序设计、图纸设计等资料可联系客服协助查找。

您可能感兴趣的文章