Zr65Al7.5Ni10Cu17.5非晶合金激光熔凝的熱效應(yīng)模擬

陳 星，葛亞瓊

(太原科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024)

引 言

塊體非晶合金有著優(yōu)異的力學(xué)性能、良好的物理、化學(xué)、電化學(xué)性能及良好的加工性能等，可應(yīng)用于航空航天、精密機(jī)械制造、生物醫(yī)學(xué)等諸多領(lǐng)域，但其傳統(tǒng)制備方法——如銅模鑄造法、噴射吸鑄法等有著明顯的尺寸缺陷，限制了非晶合金應(yīng)用的發(fā)展。因此，尋找能夠突破尺寸限制的制備方法，是研究塊體非晶合金的一個重要課題[1]。

激光增材制造技術(shù)有著快速升溫-冷卻的特點(diǎn)，滿足了非晶態(tài)組織產(chǎn)生的外部條件，這為探索塊體非晶合金的制備方法提供了新思路。YE等人[2]制備了具有高非晶相體積分?jǐn)?shù)且無裂紋的 Zr65Al10Ni10Cu15塊體非晶合金復(fù)合材料。PAULY等人[3]通過激光選區(qū)熔化(selective laser melting,SLM)技術(shù)制備了具有復(fù)雜幾何結(jié)構(gòu)的Fe74Mo4P10C7.5B2.5Si2塊體非晶合金。隨后，JUNG等人[4]研究了SLM工藝參量對微觀組織演變和材料熱、磁性能的影響。LI等人[5]利用優(yōu)化后的線擴(kuò)散函數(shù)(line spread function,LSF)技術(shù)成功制備出了尺寸達(dá)?35mm×5mm的致密Zr52.5Ti5Cu17.9Ni14.6Al10塊體非晶合金齒輪零件。ZHANG等人[6]研究了不同粒度粉末在LSF中的晶化規(guī)律。晶化率是目前激光增材制備塊體非晶合金的主要研究內(nèi)容之一，在塊體非晶的制備過程中，復(fù)雜的熱歷史和熱影響區(qū)結(jié)構(gòu)弛豫的累積是導(dǎo)致晶化率上升的主要原因[7]。

激光熔凝作為激光增材制造的基礎(chǔ)過程，有著與其相似的熱循環(huán)過程，因此研究激光熔凝Zr65Al7.5Ni10Cu17.5(以下簡稱Zr65)非晶合金，對探究激光增材制備過程Zr65非晶合金中的熱效應(yīng)、晶化規(guī)律以及組織演變規(guī)律有著重要的意義。而激光熔凝Zr65非晶合金的過程中，高能量激光的高升溫和冷卻速率，使得熔池存在時間很短且尺寸很小，無法在實(shí)驗(yàn)中直接觀測[8]。本文中選用數(shù)值模擬的方法對激光增材制備的基礎(chǔ)過程-激光快速熔凝Zr65非晶合金的溫度場進(jìn)行模擬[9-10]，分析激光單點(diǎn)熔凝和單道熔凝非晶合金過程中的溫度場變化，計(jì)算熔池和熱影響區(qū)的冷卻速率，探討激光熔凝非晶合金過程中不同部位的晶化問題。

1 數(shù)值模擬過程

本文中設(shè)計(jì)了激光單點(diǎn)熔凝Zr65非晶合金和激光單道熔凝Zr65非晶合金兩個模擬實(shí)驗(yàn)。分析激光單點(diǎn)和單道熔凝非晶合金過程中熔池和熱影響區(qū)的熱歷史和組織變化。重點(diǎn)模擬了在單道熔凝過程中，后置位的熔池成形對先置位熔池和熱影響區(qū)的熱效應(yīng)，研究再升溫引起的非晶合金的晶化效應(yīng)。

為了方便模擬計(jì)算，在一定程度上對模型提出以下假設(shè)：(1)假設(shè)材料為各向同性；(2)忽略熔池流體的流動作用；(3)忽略材料的汽化作用；(4)忽略材料相變潛熱。

模型的建立如下。激光功率P=3200W，光斑直徑D=3mm，對流換熱加載在除激光輻照面的其余表面上。對于單點(diǎn)熔凝實(shí)驗(yàn)，模擬總時長為1s，熱源加載3ms，然后自然空冷。對于單道熔凝實(shí)驗(yàn)，模擬總時長為6s，激光掃描速率v=180mm/min，激光行走18mm。

1.1 幾何模型建立和參量選擇

圖1是用DesignModeler軟件建立的有限元模型。幾何尺寸為50mm×20mm×5mm，越靠近熱源位置的網(wǎng)格越細(xì)。模擬計(jì)算采用的Zr65非晶合金材料性能如表1所示[11]。

Fig.1 Finite element model

Table 1 Material property parameters of amorphous alloys

1.2 熱源模型

采用高斯熱源模型，材料表面激光輻照的功率密度為[12]:

(1)

式中，P為入射激光功率，w為高斯形式的光束半徑，r為其余點(diǎn)離加熱斑點(diǎn)中心的距離。

材料表面受激光輻照處的溫度分布為[13]：

(2)

式中，κ為傳導(dǎo)率，ρ為材料密度，c為材料比熱容，T為溫度，t為時間，Q為加熱速率。

2 模擬結(jié)果的分析討論

2.1 激光單點(diǎn)熔凝模擬

圖2是激光單點(diǎn)熔凝Zr65合金分別在3ms(見圖2a)和4ms(見圖2b)的溫度場。可以看出，受激光光斑中心輻照區(qū)的溫度最高，距離光斑中心越遠(yuǎn)，溫度越低；在激光輻照3ms時，材料表面中心最高溫度達(dá)到2210.05K；4ms時，由于在3ms時激光已停止輻照，材料表面溫度開始迅速下降。以升溫速率為10K/s的Zr65非晶合金的組織轉(zhuǎn)變溫度作參考[14]，將峰值溫度高于Tm的區(qū)域定義為熔池，峰值溫度在Tm和Tg之間的區(qū)域定義為熱影響區(qū)，峰值溫度低于Tg的區(qū)域定義為熱穩(wěn)定區(qū)，激光單點(diǎn)熔凝實(shí)驗(yàn)中，熔池寬為3.17mm，熔深為0.24mm。

Fig.2 Simulation of temperature distribution of Zr65 amorphous alloy by laser single point melting at different time

a—after 3ms irradiation b—after 4ms irradiation

選取了圖2a中A,B和C3點(diǎn)繪制激光單點(diǎn)熔凝過程的溫度-時間曲線(見圖3)，A點(diǎn)和B點(diǎn)位于熔池，C點(diǎn)位于熱影響區(qū)。圖中可知，越靠近激光光斑中心的位置，升降溫速率越高。計(jì)算得A點(diǎn)從Tm到Tg的平均冷卻速率為6.5×104K/s，B點(diǎn)的平均冷卻速率為6.3×104K/s，C點(diǎn)的平均冷卻速率為1.4×104K/s。Zr65非晶合金的臨界冷卻速率為1.5K/s，銅模鑄造時合金的中心平均冷卻速率為2×103K/s[15]，故A,B,C3點(diǎn)的冷卻速率遠(yuǎn)大于銅模鑄造冷卻速率和Zr65非晶合金的臨界冷卻速率，所以在激光單點(diǎn)熔凝非晶合金時，熱影響區(qū)可能會避免晶化。

Fig.3 Time-temperature curves at A, B and C shown in Fig. 2a

由于熔池側(cè)面和下方的散熱條件不同，導(dǎo)致熔池側(cè)邊和熔池底部的冷卻速率產(chǎn)生一定的差異。圖4為熔池下方和熔池側(cè)方的熱影響區(qū)的溫度-時間曲線。

Fig.4 Temperature-time curves of side and bottom of molten pool with the same peak temperature of 777K

選取峰值溫度均為777K的兩點(diǎn)進(jìn)行比較。可以看出，熔池側(cè)邊的平均冷卻速率為1.2×105K/s，而在熔池正下方的冷卻速率為4.3×104K/s。熔池側(cè)邊的冷卻速率明顯高過熔池下方的冷卻速率，所以熔池側(cè)邊的晶化程度相對熔池下方應(yīng)該要小一些。

2.2 激光單道熔凝模擬

圖5為激光輻照2s后的縱截面溫度云圖。中心溫度達(dá)到2256.65K，周圍溫度依次降低，溫度曲線為橢圓狀。圖6顯示了激光輻照2s后的橫截面溫度云圖。激光單道熔凝中熔寬5.34mm，熔深1.98mm。

Fig.5 Temperature profile of longitudinal section after 2s laser irradiation

Fig.6 Cross section temperature cloud map after 2s laser irradiation

圖7是圖6中E,D,F和G4個點(diǎn)的溫度變化曲線圖。E點(diǎn)、D點(diǎn)和F點(diǎn)位于熔池，G點(diǎn)位于熱影響區(qū)。E點(diǎn)的平均冷卻速率為2.75×102K/s，D點(diǎn)的平均冷卻速率為2.65×102K/s，F(xiàn)點(diǎn)的平均冷卻速率為2.11×102K/s，G點(diǎn)的平均冷卻速率為74K/s?？梢钥闯?，無論是熔池還是熱影響區(qū)，其冷卻速率遠(yuǎn)低于單點(diǎn)熔凝的冷卻速率，略高于Zr65非晶合金的臨界冷卻速率。當(dāng)溫度降到Tm以下時，熔融態(tài)的非晶合金轉(zhuǎn)為過冷液相，過冷液相會在出現(xiàn)顯著晶化之前產(chǎn)生初生相或利于晶化的結(jié)構(gòu)弛豫[16-18]，由于冷卻速率較低，非晶合金在過冷液相轉(zhuǎn)變?yōu)榉蔷B(tài)的時間較長，產(chǎn)生了較多的初生相和結(jié)構(gòu)弛豫，導(dǎo)致更多晶化相的產(chǎn)生。在峰值溫度高于Tg低于Tm的熱影響區(qū)，升溫過程中產(chǎn)生的結(jié)構(gòu)弛豫無法被破壞[19-20]，在冷卻的過程中，與新的弛豫累加起來，導(dǎo)致更嚴(yán)重的晶化傾向。因此熱影響區(qū)更易產(chǎn)生晶化。

Fig.7 Time-temperature curves at E,D,F and G shown in Fig.6

3 結(jié) 論

(1)激光單點(diǎn)熔凝模擬實(shí)驗(yàn)中，熔池的冷卻速率為6.3×104K/s，熱影響區(qū)為1.4×104K/s，都遠(yuǎn)高于銅模鑄造法的冷卻速率2×103K/s，也都遠(yuǎn)高于Zr65非晶合金的臨界冷卻速率1.5K/s，熱影響區(qū)在過冷液相區(qū)停留時間短，難以生成穩(wěn)定長大的晶核和結(jié)構(gòu)的弛豫。因此,理論上激光單點(diǎn)熔凝可以制備出無晶化的高純度非晶合金。

(2)激光單點(diǎn)熔凝非晶合金過程中，熔池下方的冷卻速率4.3×104K/s，小于熔池側(cè)邊的冷卻速率1.2×105K/s，因此熔池側(cè)邊相比下方更難發(fā)生晶化。

(3)激光單道熔凝非晶合金過程中，熔池冷卻速率為2.11×102K/s，熱影響區(qū)冷卻速率為74K/s，都小于銅模鑄造法冷卻速率。熱影響區(qū)在過冷液相存在時間較長，可能會形成晶核并生長，復(fù)雜的熱歷史又會導(dǎo)致結(jié)構(gòu)弛豫的累積，從而發(fā)生晶化。