IN718合金具有优异的高温抗氧化和抗腐蚀性能，较高的抗拉强度和蠕变强度，被广泛应用于生产航空航天零件、燃气轮机、低温储罐等［1-2］。由于IN718合金热导率低、强度高，以锻造、铸造和粉末冶金为主的传统制造技术已无法满足相关领域精密复杂构件的制造要求［3］。因此，能够实现多品种、小批量、净成形、精度高的选区激光熔化（Selective laser melting，SLM）技术在成形镍合金的复杂整体构件方面具有广阔的应用前景，也是镍基高温合金复杂构件成形工艺的发展趋势［4-5］。SLM成形是一个复杂的热物理过程，不当的工艺参数会导致球化、匙孔和飞溅等问题［6-7］，造成零件质量下降。优化SLM成形工艺的激光功率、粉床厚度、扫描速度和扫描间距等参数可有效降低相关缺陷出现的概率。因此，揭示工艺参数与缺陷形成机理之间的关系，对制定工艺参数、提高成形件质量十分重要［6，8］。然而，传统试验方法无法对成形过程的物理量进行全面、准确地观测，数值模拟方法因此被引入。目前，介观尺度下粉床热流耦合模型可用来开展金属粉末受热熔化、流动以及凝固过程的数值模拟研究［9］，用来揭示SLM成形过程的球化、孔缺陷和飞溅的形成机理。本研究以IN718合金粉末的SLM成形过程为对象，采用离散元与流体体积结合的方法，进行SLM过程温度场和流动场的数值模拟，研究激光功率对熔池尺寸（宽度和深度）的影响，并分析熔池温度梯度、表面张力梯度、蒸气反冲压力对熔池演化以及熔道形貌的影响。为抑制熔滴飞溅、孔缺陷形成，提高成形质量，采用0°和67°旋转角的SLM成形块体试验进行验证，旨在为其应用提供参考。1模型建立1.1粉床模型建立基于离散单元法（DEM）［10］建立三维介观粉床模型，采用DEM和Gambit软件，通过离散和随机分布方法，根据真实的粉末颗粒大小及其分布比例进行建模，在SLM过程中能更清晰观测其熔池演化形态。建立的粉床模型见图1，将其导入Flow-3D软件中，在1 000 μm×300 μm×150 μm的计算域中进行分析，基板高度为50 µm，粉末层厚为50 µm，通过有限差分法（Finite difference method，FDM）［11］和流体体积法（Volume of fluid，VOF）求解SLM过程中IN718粉末的传热传质情况和追踪流体的自由液面［12-13］。10.15980/j.tzzz.2024.04.001.F001图1镍基合金SLM成形粉床几何模型Fig.1Geometric model of SLM forming powder bed of nickel base alloy1.2热源模型建立由于SLM是逐层加工，层厚较小（50~100 μm），对于典型的镍基合金Inconel 718，激光的穿透深度在几至几百微米之间［12］，由此采用高斯面热源［14］并综合考虑自然热对流、表面热辐射以及蒸发损失热量d，得到热量模型：qr=2APπw2exp-2r2w2 （1）k∂T∂z=qr-hcT-T0-εrσsT4-T04-qev （2）式中，qr为热源函数；k为热导率；w为激光半径；A和P分别为激光吸收率和激光功率；hc为自然热对流传热系数；εr为发射率；σs为斯蒂芬-玻尔兹曼常数；T为温度；T0为环境温度；qev为熔体蒸发的热损失。1.3控制方程从EDEM中还原建立三维模型后，采用计算流体力学来模拟熔池动力学中激光与粉末的相互作用，并对计算模型进行假设与简化：①假设熔池内的液体是牛顿液体并且流动方式为层流；②液体是不可压缩的；③热膨胀系数恒定；④忽略激光在粉层和熔池中的多重反射吸收［15］。流体流动遵循三大守恒定律，即质量守恒定律、动量守恒定律及能量守恒定律。基于假设，研究采用的控制方程如下：质量守恒方程［16］：∇⋅u=0 （3）式中，∇为梯度算子；u为速度矢量。动量守恒方程［17］：ρ∂u∂t+ρu⋅∇u=∇⋅-pI+μ∇u+(∇u)T+ρg+ρgβT-Tm （4）式中，ρ为材料密度；t为时间；p为单元上的压力；I为单位矩阵；μ为材料的动力黏度；g为重力加速度；β为热膨胀系数；Tm为介质的热平衡温度。式中ρg描述重力的影响；ρgβT-Tm描述浮力的影响。能量守恒方程［18］：ρcp∂T∂t+ρcpu⋅∇T=∇⋅k∇T （5）式中，cp为材料的比热容；k为热导率。SLM的温度场分布分析过程属于经典的非线性瞬态的三维热传导问题，遵守了能量守恒定律和傅里叶定理，热传导微分方程［18］可表示为：ρc∂T∂t=∂∂xk∂T∂x+∂∂yk∂T∂y+∂∂zk∂T∂z+Q （6）式中，Q为单位体积生成热。1.4边界条件基于激光选区熔化的原理以及过程，将重力、表面张力、反冲压力与马兰格尼效应作为熔池的边界条件，重力可由重力加速度表达式决定［19］。将表面张力简化为等效的压力（P'）作用于熔池表面，考虑了温度对表面张力的影响，设定为线性关系［20］：P'=σs0-σsTT-T0r （7）式中，σs0为初始温度时刻下的表面张力系数；σsT为表面张力的变化率；r为粉末的曲率半径。当激光功率提高时，金属蒸气在向着远离粉末层的方向逃逸，此时会对粉末层表面施加一个方向垂直向下的反冲压力Pr［21］，其表达式为：Pr=0.54P0expLlvT-TlvWTTlv （8）式中，P0为蒸汽压力；Llv为材料的蒸发潜热；Tlv为材料的沸点温度，W。马兰格尼驱动力［22］：Ma=dγdTl0GTμα （9）式中，dT为温度梯度；dr为垂直于温度梯度方向的长度微小增量；μ为导热系数；l0为温度梯度的特征长度；GT为热扩散系数；α为热导率。2模拟结果与分析研究激光功率对SLM成形过程熔池尺寸及熔道形貌的影响，为控制成形质量、优化成形工艺参数提供依据。设定扫描速度率1.5 m/s，激光功率分别为150、200和250 W，合金粉末为IN718，相关物性参数根据JMatPro计算获得。2.1激光功率对熔池尺寸的影响图2是扫描速率为1.5 m/s，激光功率分别为150、200和250 W时，熔池在不同时刻上表面与横截面的形貌图。可以看出，在不同激光功率下，熔池的形貌都由激光初始作用在粉床上时的近圆形，逐渐演化成后期的前宽后窄，熔池宽度存在波动但略有下降，熔池深度逐渐增加。这是由于粉床的等效热导率与基板相比较低，激光与粉床刚刚作用时，热量主要聚集在粉床的上表面，因此，熔池宽度相对较大，深度较浅。随着激光能量聚集，热量通过基板快速传导到扫描路径的前端，对熔池前端粉床有预热作用，因此熔池深度逐渐加深。10.15980/j.tzzz.2024.04.001.F002图2不同激光功率熔池上表面与横截面形貌Fig.2Surface and cross section morphologies of molten pool with different laser powers图3是扫描速率为1.5 m/s时，不同激光功率下，熔池宽度与深度的平均值。可以看出，随着激光功率增加，熔池的尺寸（包括熔池宽度和深度）都逐渐增加，平均熔池宽度从99.73 μm增加到100.88 μm再到102.17 μm，平均增长率为1.22%，深度平均值从55.11 μm到65.60 μm再到69.20 μm，平均增长率为12.26%，熔池深度的增加较宽度更为显著。这是由于在扫描速度不变时，线能量密度随着功率的增加而增加，从而导致了熔池尺寸增加，而基板热导率显著大于粉床，热量向下的传导速度显著大于水平面的传导速度，从而导致熔池深度方向的增长更为显著。10.15980/j.tzzz.2024.04.001.F003图3熔池尺寸随激光功率变化折线图Fig.3Variation of molten pool size with laser power综合图2与图3可知，在150 W时，熔道间存在着大量的不连续部分，熔池的宽度较窄，熔道的均匀性较差；在200 W时，熔道有不连续的现象，但是熔道的均匀性得到了改善，出现少量飞溅；在250 W时，熔道连续性较好，熔池宽度均匀，但熔池中心部分下凹更加明显，飞溅增多，影响成形品质。2.2熔池的演化与形貌特征基于镍合金单道模拟的熔池结果，选取200 W下镍合金的激光选区熔化过程进行进一步的研究。图4为沿着激光扫描方向400 μm处，激光功率为200 W，扫描速率为1.5 m/s时，熔池的演化过程横截面图。从图4a可见，当时间为250 μs时，激光光斑并未到达400 μm处，但是该处的部分粉末已经达到熔点，开始熔化。这是由于在＜400 μm的位置，激光已经作用在粉末床并使其熔化，热量通过熔池和粉末的传导作用，传递到400 μm处，使部分粉末达到熔点，开始熔化，呈现无序地流动。从图4b可见，当时间为300 μs时，激光光斑来到400 μm正上方，使熔池呈现向下的凹陷。这是由于能量直接照射在熔池的上表面，局部区域温度达到IN718（3 005 K）的沸点，产生了远大于环境压力的金属蒸气，即蒸气反冲压。在反冲压力和粉末熔化收缩的共同作用下，形成了熔池中心内凹的形状。从速度矢量可以看出，熔体大部分从温度较高的熔池中心流向温度较低的熔池边缘。这是由于熔池的温度梯度由边缘指向中心，而熔体的表面张力随温度升高而减小，这就产生了由熔池中心指向熔池边缘的表面张力梯度，使熔体从表面张力低的中心向张力高的边缘方向流动，即马兰戈尼效应。与此同时，熔池中心的高温降低了熔体的黏度，表面张力将熔体拉向边缘的过程中产生撕裂，即产生飞溅现象。当时间为400 μs时，激光光斑已经离开400 μm处，由于热传导以及蒸发作用，截面正上方的空气温度降低，此时反冲压力减小，马兰戈尼效应起主要作用。一方面，上表面温度降低，表面张力产生指向上表面的流速，底部的熔体回流到上表面，另一方面，部分熔体从熔池中心流向熔池尾部，截面的凹陷逐渐消失，见图4c。当时间为500 μs时，激光已经远离400 μm处，在马兰戈尼流的作用下，高温的熔池前端熔体逐渐流向低温的熔池尾部，熔体不断堆积形成凸起，冷却后最终形成熔道的形貌。10.15980/j.tzzz.2024.04.001.F004图4熔池横截面的动态演化Fig.4Dynamic evolution of cross section of molten pool图5~图7分别是激光能量为200 W，扫描速度为1.5 m/s的条件下，4个不同时刻的熔道上表面、熔池横截面和纵截面的温度场及其形貌演化。可以看出，熔池上表面形状由激光刚与粉床接触时的圆形，逐渐向椭圆以及前宽后窄的彗星形转变；熔池横截面轮廓由激光刚接触粉床时的平面逐渐向下凹的U形转变；熔池的纵截面则呈现出激光照射的前端下凹，熔池尾部后端凸起的外轮廓。在熔池演化与整个熔道形成的过程中，表面张力驱动的熔池流动起主导作用。10.15980/j.tzzz.2024.04.001.F005图5不同时刻熔道上表面形貌演化图Fig.5Surface morphology evolution of the fuse at different moments10.15980/j.tzzz.2024.04.001.F006图6不同时刻熔池中心横截面形貌图Fig.6Cross section morphologies of molten pool center at different moments10.15980/j.tzzz.2024.04.001.F007图7不同时刻熔道纵截面形貌演化图Fig.7Morphology evolution of longitudinal section of fuse at different moments当激光刚开始扫描粉床（10 μs）时，熔池温度高于熔点，低于沸点，熔化仅停留在粉层，未到达基板，熔池上表面有不明显下凹。这是由于激光刚刚作用到粉床，热量积累时间较短，熔体温度未达到沸点，表面张力起主导作用，熔体向温度较低的熔池底部流动，另一方面，由于熔体密度大于粉床的松装密度，导致体积收缩，两种效应共同导致了熔池的下凹。110 μs时，激光向前移动，熔池温度继续升高，最高温度达到沸点，熔池深度达到基板，熔池上表面呈椭圆形，熔池中心明显下凹，熔池长度方向出现前凹后凸的形貌。由于激光对粉床的作用时间延长，热量积累使得熔池中心部位温度达到沸点。蒸发作用产生的蒸气反冲压力与表面张力的共同作用使得熔体快速向底部与四周流动，从熔池横截面观察，熔池中心产生了明显的下凹形貌。同时，散热作用使得熔池尾部温度降低，产生沿着激光扫描方向的温度梯度，进而带来了首尾的表面张力梯度，因此产生的马兰戈尼流使得熔池前端的熔体流向尾部，从熔池纵截面观察，产生了前凹后凸的形貌。210 μs时，激光继续前移，熔池上表面呈现前宽后窄的彗星形状，熔池中心下凹明显，熔池深度略有增加，熔池尾部堆积现象明显，堆积高度略有增加。此时基板对熔池的导热作用使得熔池底部与中心的温差增大，反冲压力和表面张力的作用更加显著，高速流动的熔体被张力撕裂，出现了飞溅现象（见图6c）。由于马兰戈尼流的作用，一方面熔池中心的熔体流向熔池尾部，填补了前期熔池下凹的缺失，另一方面，熔池前端的粉末颗粒受到表面张力的作用，回流到熔池中心，从纵截面观察，虽然仍然有前凹后凸的形貌，但趋于平缓。310 μs时，激光继续前移，熔池上表面保持前宽后窄的彗星形状，熔池深度略有增加，熔池中心存在明显下凹，熔道前端有起伏，尾端凸起，中段整体区域平滑。此时熔池中心部分受到反冲压和表面张力的作用，出现前凹后凸的形貌，尾端逐渐冷却，堆积起高于平均高度的凸起，中段熔体的流失与回流保持平衡，总体高度趋于平稳。从图5~图7中可以看出，熔道中段部分相对平滑，成形质量较好，熔道起点处有明显的凸起，且熔深小于粉层厚度，与基板冶金结合较差，而熔道终点中心部分下凹。熔道首尾的异常形貌会造成下一层铺粉的不均匀，进而影响下一层的成形质量，通过逐层的累积效应，产生缺陷富集的区域。这类缺陷在0°旋转角的扫描策略容易集中出现，而通过改变层间旋转角度可以明显降低这类孔缺陷的出现（见图8）。10.15980/j.tzzz.2024.04.001.F008图8SLM成形IN718合金块体水平截面金相图（P=200 W，1.5 m/s）Fig.8Metallographic sturcture of horizontal section of IN718 alloy block formed by SLM3结论（1）在其他工艺参数相同的情况下，随着激光功率增加，熔池的尺寸（熔池宽度、深度）逐渐增加，且熔池深度的变化率大于熔池宽度。（2）在其他工艺参数相同的情况下，随着激光功率增加，熔池的连续性和尺寸的均匀性增强，但当功率过高时（P=250 W），熔池中心下凹明显，飞溅增多，成形质量有所下降。（3）由温度梯度引起的表面张力梯度与金属蒸气反冲压力共同驱动了熔池的演化，形成了前端下凹、尾部凸起、中部平稳的熔道形貌，这是引起熔道两段孔缺陷富集的原因之一。