Influences of the Powder Size and Process Parameters on the Quasi-Stability of Molten Pool Shape in Powder Bed Fusion-Laser Beam of Molybdenum

Influences of the Powder Size and Process Parameters on the Quasi-Stability of Molten Pool Shape in Powder Bed Fusion-Laser Beam of Molybdenum

몰리브덴 분말층 융합-레이저 빔의 용융 풀 형태의 준안정성에 대한 분말 크기 및 공정 매개변수의 영향

Abstract

Formation of a quasi-steady molten pool is one of the necessary conditions for achieving excellent quality in many laser processes. The influences of distribution characteristics of powder sizes on quasi-stability of the molten pool shape during single-track powder bed fusion-laser beam (PBF-LB) of molybdenum and the underlying mechanism were investigated.

The feasibility of improving quasi-stability of the molten pool shape by increasing the laser energy conduction effect and preheating was explored. Results show that an increase in the range of powder sizes does not significantly influence the average laser energy conduction effect in PBF-LB process. Whereas, it intensifies fluctuations of the transient laser energy conduction effect.

It also leads to fluctuations of the replenishment rate of metals, difficulty in formation of the quasi-steady molten pool, and increased probability of incomplete fusion and pores defects. As the laser power rises, the laser energy conduction effect increases, which improves the quasi-stability of the molten pool shape. When increasing the laser scanning speed, the laser energy conduction effect grows.

However, because the molten pool size reduces due to the decreased heat input, the replenishment rate of metals of the molten pool fluctuates more obviously and the quasi-stability of the molten pool shape gets worse. On the whole, the laser energy conduction effect in the PBF-LB process of Mo is low (20-40%). The main factor that affects quasi-stability of the molten pool shape is the amount of energy input per unit length of the scanning path, rather than the laser energy conduction effect.

Moreover, substrate preheating can not only enlarge the molten pool size, particularly the length, but also reduce non-uniformity and discontinuity of surface morphologies of clad metals and inhibit incomplete fusion and pores defects.

준안정 용융 풀의 형성은 많은 레이저 공정에서 우수한 품질을 달성하는 데 필요한 조건 중 하나입니다. 몰리브덴의 단일 트랙 분말층 융합 레이저 빔(PBF-LB) 동안 용융 풀 형태의 준안정성에 대한 분말 크기 분포 특성의 영향과 그 기본 메커니즘을 조사했습니다.

레이저 에너지 전도 효과와 예열을 증가시켜 용융 풀 형태의 준안정성을 향상시키는 타당성을 조사했습니다. 결과는 분말 크기 범위의 증가가 PBF-LB 공정의 평균 레이저 에너지 전도 효과에 큰 영향을 미치지 않음을 보여줍니다. 반면, 과도 레이저 에너지 전도 효과의 변동이 강화됩니다.

이는 또한 금속 보충 속도의 변동, 준안정 용융 풀 형성의 어려움, 불완전 융합 및 기공 결함 가능성 증가로 이어집니다. 레이저 출력이 증가함에 따라 레이저 에너지 전도 효과가 증가하여 용융 풀 모양의 준 안정성이 향상됩니다. 레이저 스캐닝 속도를 높이면 레이저 에너지 전도 효과가 커집니다.

그러나 열 입력 감소로 인해 용융 풀 크기가 줄어들기 때문에 용융 풀의 금속 보충 속도의 변동이 더욱 뚜렷해지고 용융 풀 형태의 준안정성이 악화됩니다.

전체적으로 Mo의 PBF-LB 공정에서 레이저 에너지 전도 효과는 낮다(20~40%). 용융 풀 형상의 준안정성에 영향을 미치는 주요 요인은 레이저 에너지 전도 효과보다는 스캐닝 경로의 단위 길이당 입력되는 에너지의 양입니다.

또한 기판 예열은 용융 풀 크기, 특히 길이를 확대할 수 있을 뿐만 아니라 클래드 금속 표면 형태의 불균일성과 불연속성을 줄이고 불완전한 융합 및 기공 결함을 억제합니다.

References

  1. M. Sharifitabar, F.O. Sadeq, and M.S. Afarani, Synthesis and Kinetic Study of Mo (Si, Al)2 Coatings on the Surface of Molybdenum Through Hot Dipping into a Commercial Al-12 wt.% Si Alloy Melt, Surf. Interfaces, 2021, 24, p 101044.Article CAS Google Scholar 
  2. Z. Zhang, X. Li, and H. Dong, Response of a Molybdenum Alloy to Plasma Nitriding, Int. J. Refract. Met. Hard Mater., 2018, 72, p 388–395.Article CAS Google Scholar 
  3. C. Tan, K. Zhou, M. Kuang, W. Ma, and T. Kuang, Microstructural Characterization and Properties of Selective Laser Melted Maraging Steel with Different Build Directions, Sci. Technol. Adv. Mater., 2018, 19(1), p 746–758.Article CAS Google Scholar 
  4. C. Tan, F. Weng, S. Sui, Y. Chew, and G. Bi, Progress and Perspectives in Laser Additive Manufacturing of Key Aeroengine Materials, Int. J. Mach. Tools Manuf, 2021, 170, p 103804.Article Google Scholar 
  5. S.A. Khairallah and A. Anderson, Mesoscopic Simulation Model of Selective Laser Melting of Stainless Steel Powder, J. Mater. Process. Technol., 2014, 214(11), p 2627–2636.Article CAS Google Scholar 
  6. S.A. Khairallah, A.T. Anderson, A. Rubenchik, and W.E. King, Laser Powder-Bed Fusion Additive Manufacturing: Physics of Complex Melt Flow and Formation Mechanisms of Pores, Spatter, and Denudation Zones, Acta Mater., 2016, 108, p 36–45.Article CAS ADS Google Scholar 
  7. K.Q. Le, C. Tang, and C.H. Wong, On the Study of Keyhole-Mode Melting in Selective Laser Melting Process, Int. J. Therm. Sci., 2019, 145, p 105992.Article Google Scholar 
  8. M. Bayat, A. Thanki, S. Mohanty, A. Witvrouw, S. Yang, J. Thorborg, N.S. Tiedje, and J.H. Hattel, Keyhole-Induced Porosities in Laser-Based Powder Bed Fusion (L-PBF) of Ti6Al4V: High-Fidelity Modelling and Experimental Validation, Addit. Manuf., 2019, 30, p 100835.CAS Google Scholar 
  9. B. Liu, G. Fang, L. Lei, and X. Yan, Predicting the Porosity Defects in Selective Laser Melting (SLM) by Molten Pool Geometry, Int. J. Mech. Sci., 2022, 228, p 107478.Article Google Scholar 
  10. W. Ge, J.Y.H. Fuh, and S.J. Na, Numerical Modelling of Keyhole Formation in Selective Laser Melting of Ti6Al4V, J. Manuf. Process., 2021, 62, p 646–654.Article Google Scholar 
  11. W. Ge, S. Han, S.J. Na, and J.Y.H. Fuh, Numerical Modelling of Surface Morphology in Selective Laser Melting, Comput. Mater. Sci., 2021, 186, p 110062.Article Google Scholar 
  12. Y.-C. Wu, C.-H. San, C.-H. Chang, H.-J. Lin, R. Marwan, S. Baba, and W.-S. Hwang, Numerical Modeling of Melt-Pool Behavior In Selective Laser Melting with Random Powder Distribution and Experimental Validation, J. Mater. Process. Technol., 2018, 254, p 72–78.Article Google Scholar 
  13. C. Tang, J.L. Tan, and C.H. Wong, A Numerical Investigation on the Physical Mechanisms of Single Track Defects in Selective Laser Melting, Int. J. Heat Mass Transf., 2018, 126, p 957–968.Article CAS Google Scholar 
  14. X. Zhou, X. Liu, D. Zhang, Z. Shen, and W. Liu, Balling Phenomena in Selective Laser Melted Tungsten, J. Mater. Process. Technol., 2015, 222, p 33–42.Article CAS Google Scholar 
  15. J.D.K. Monroy and J. Ciurana, Study of the Pore Formation on CoCrMo Alloys by Selective Laser Melting Manufacturing Process, Procedia Eng., 2013, 63, p 361–369.Article CAS Google Scholar 
  16. L. Kaserer, J. Braun, J. Stajkovic, K.H. Leitz, B. Tabernig, P. Singer, I. Letofsky-Papst, H. Kestler, and G. Leichtfried, Fully Dense and Crack Free Molybdenum Manufactured by Selective Laser Melting Through Alloying with Carbon, Int. J. Refract. Met. Hard Mater., 2019, 84, p 105000.Article CAS Google Scholar 
  17. T.B.T. Majumdar, E.M.C. Ribeiro, J.E. Frith, and N. Birbilis, Understanding the Effects of PBF Process Parameter Interplay on Ti-6Al-4V Surface Properties, PLoS ONE, 2019, 14, p e0221198.Article CAS PubMed PubMed Central Google Scholar 
  18. A.K.J.-R. Poulin, P. Terriault, and V. Brailovski, Long Fatigue Crack Propagation Behavior of Laser Powder Bed-Fused Inconel 625 with Intentionally- Seeded Porosity, Int. J. Fatigue, 2019, 127, p 144–156.Article CAS Google Scholar 
  19. P. Rebesan, M. Ballan, M. Bonesso, A. Campagnolo, S. Corradetti, R. Dima, C. Gennari, G.A. Longo, S. Mancin, M. Manzolaro, G. Meneghetti, A. Pepato, E. Visconti, and M. Vedani, Pure Molybdenum Manufactured by Laser Powder Bed Fusion: Thermal and Mechanical Characterization at Room and High Temperature, Addit. Manuf., 2021, 47, p 102277.CAS Google Scholar 
  20. D. Wang, C. Yu, J. Ma, W. Liu, and Z. Shen, Densification and Crack Suppression in Selective Laser Melting of Pure Molybdenum, Mater. Des., 2017, 129, p 44–52.Article CAS Google Scholar 
  21. K.-H. Leitz, P. Singer, A. Plankensteiner, B. Tabernig, H. Kestler, and L.S. Sigl, Multi-physical Simulation of Selective Laser Melting, Met. Powder Rep., 2017, 72, p 331–338.Article Google Scholar 
  22. D.G.J. Zhang, Y. Yang, H. Zhang, H. Chen, D. Dai, and K. Lin, Influence of Particle Size on Laser Absorption and Scanning Track Formation Mechanisms of Pure Tungsten Powder During Selective Laser Melting, Engineering, 2019, 5, p 736–745.Article CAS Google Scholar 
  23. L. Caprio, A.G. Demir, and B. Previtali, Influence of Pulsed and Continuous Wave Emission on Melting Efficiency in Selective Laser Melting, J. Mater. Process. Technol., 2019, 266, p 429–441.Article CAS Google Scholar 
  24. D. Gu, M. Xia, and D. Dai, On the Role of Powder Flow Behavior in Fluid Thermodynamics and Laser Processability of Ni-based Composites by Selective Laser Melting, Int. J. Mach. Tools Manuf, 2018, 137, p 67–78.Article Google Scholar 
  25. W.-I. Cho, S.-J. Na, C. Thomy, and F. Vollertsen, Numerical Simulation of Molten Pool Dynamics in High Power Disk Laser Welding, J. Mater. Process. Technol., 2012, 212(1), p 262–275.Article CAS Google Scholar 
  26. S.W. Han, J. Ahn, and S.J. Na, A Study on Ray Tracing Method for CFD Simulations of Laser Keyhole Welding: Progressive Search Method, Weld. World, 2016, 60, p 247–258.Article CAS Google Scholar 
  27. W. Ge, S. Han, Y. Fang, J. Cheon, and S.J. Na, Mechanism of Surface Morphology in Electron Beam Melting of Ti6Al4V Based on Computational Flow Patterns, Appl. Surf. Sci., 2017, 419, p 150–158.Article CAS ADS Google Scholar 
  28. W.-I. Cho, S.-J. Na, C. Thomy, and F. Vollertsen, Numerical Simulation of Molten Pool Dynamics in High Power Disk Laser Welding, J. Mater. Process. Technol., 2012, 212, p 262–275.Article CAS Google Scholar 
  29. W. Ma, J. Ning, L.-J. Zhang, and S.-J. Na, Regulation of Microstructures and Properties of Molybdenum-Silicon-Boron Alloy Subjected to Selective Laser Melting, J. Manuf. Process., 2021, 69, p 593–601.Article Google Scholar 
  30. S. Haeri, Y. Wang, O. Ghita, and J. Sun, Discrete Element Simulation and Experimental Study of Powder Spreading Process in Additive Manufacturing, Powder Technol., 2016, 306, p 45–54.Article Google Scholar 
  31. D. Yao, X. Liu, J. Wang, W. Fan, M. Li, H. Fu, H. Zhang, X. Yang, Q. Zou, and X. An, Numerical Insights on the Spreading of Practical 316 L Stainless Steel Powder in SLM Additive Manufacturing, Powder Technol., 2021, 390, p 197–208.Article CAS Google Scholar 
  32. S. Vock, B. Klöden, A. Kirchner, T. Weißgärber, and B. Kieback, Powders for Powder Bed Fusion: A Review, Prog. Addit. Manuf., 2019, 4, p 383–397.Article Google Scholar 
  33. X. Luo, C. Yang, Z.Q. Fu, L.H. Liu, H.Z. Lu, H.W. Ma, Z. Wang, D.D. Li, L.C. Zhang, and Y.Y. Li, Achieving Ultrahigh-Strength in Beta-Type Titanium Alloy by Controlling the Melt Pool Mode in Selective Laser Melting, Mater. Sci. Eng. A, 2021, 823, p 141731.Article CAS Google Scholar 
  34. J. Braun, L. Kaserer, J. Stajkovic, K.-H. Leitz, B. Tabernig, P. Singer, P. Leibenguth, C. Gspan, H. Kestler, and G. Leichtfried, Molybdenum and Tungsten Manufactured by Selective Laser Melting: Analysis of Defect Structure and Solidification Mechanisms, Int. J. Refract. Met. Hard Mater., 2019, 84, p 104999.Article CAS Google Scholar 
  35. L. Kaserera, J. Brauna, J. Stajkovica, K.-H. Leitzb, B. Tabernigb, P. Singerb, I. Letofsky-Papstc, H. Kestlerb, and G. Leichtfried, Fully Dense and Crack Free Molybdenum Manufactured by Selective Laser Melting Through Alloying with Carbon, Int. J. Refract Metal Hard Mater., 2019, 84, p 105000.Article Google Scholar 
Figure 1. Experimental setup and materials. (a) Schematic of the DED process, where three types of base materials were adopted—B1 (IN718), B2 (IN625), and B3 (SS316L), and two types of powder materials were adopted—P1 (IN718) and P2 (SS316L). (b) In situ high-speed imaging of powder flow and the SEM images of IN718 and SS316L powder particle. (c) Powder size statistics, and (d) element composition of powder IN718 (P1) and SS316L (P2).

Printability disparities in heterogeneous materialcombinations via laser directed energy deposition:a comparative stud

Jinsheng Ning1,6, Lida Zhu1,6,∗, Shuhao Wang2, Zhichao Yang1, Peihua Xu1,Pengsheng Xue3, Hao Lu1, Miao Yu1, Yunhang Zhao1, Jiachen Li4, Susmita Bose5 and Amit Bandyopadhyay5,∗

Abstract

적층 제조는 바이메탈 및 다중 재료 구조의 제작 가능성을 제공합니다. 그러나 재료 호환성과 접착성은 부품의 성형성과 최종 품질에 직접적인 영향을 미칩니다. 적합한 프로세스를 기반으로 다양한 재료 조합의 기본 인쇄 가능성을 이해하는 것이 중요합니다.

여기에서는 두 가지 일반적이고 매력적인 재료 조합(니켈 및 철 기반 합금)의 인쇄 적성 차이가 레이저 지향 에너지 증착(DED)을 통해 거시적 및 미시적 수준에서 평가됩니다.

증착 프로세스는 현장 고속 이미징을 사용하여 캡처되었으며, 용융 풀 특징 및 트랙 형태의 차이점은 특정 프로세스 창 내에서 정량적으로 조사되었습니다. 더욱이, 다양한 재료 쌍으로 처리된 트랙과 블록의 미세 구조 다양성이 비교적 정교해졌고, 유익한 다중 물리 모델링을 통해 이종 재료 쌍 사이에 제시된 기계적 특성(미세 경도)의 불균일성이 합리화되었습니다.

재료 쌍의 서로 다른 열물리적 특성에 의해 유발된 용융 흐름의 차이와 응고 중 결과적인 요소 혼합 및 국부적인 재합금은 재료 조합 간의 인쇄 적성에 나타난 차이점을 지배합니다.

이 작업은 서로 다른 재료의 증착에서 현상학적 차이에 대한 심층적인 이해를 제공하고 바이메탈 부품의 보다 안정적인 DED 성형을 안내하는 것을 목표로 합니다.

Additive manufacturing provides achievability for the fabrication of bimetallic and
multi-material structures; however, the material compatibility and bondability directly affect the
parts’ formability and final quality. It is essential to understand the underlying printability of
different material combinations based on an adapted process. Here, the printability disparities of
two common and attractive material combinations (nickel- and iron-based alloys) are evaluated
at the macro and micro levels via laser directed energy deposition (DED). The deposition
processes were captured using in situ high-speed imaging, and the dissimilarities in melt pool
features and track morphology were quantitatively investigated within specific process
windows. Moreover, the microstructure diversity of the tracks and blocks processed with varied
material pairs was comparatively elaborated and, complemented with the informative
multi-physics modeling, the presented non-uniformity in mechanical properties (microhardness)
among the heterogeneous material pairs was rationalized. The differences in melt flow induced
by the unlike thermophysical properties of the material pairs and the resulting element
intermixing and localized re-alloying during solidification dominate the presented dissimilarity
in printability among the material combinations. This work provides an in-depth understanding
of the phenomenological differences in the deposition of dissimilar materials and aims to guide
more reliable DED forming of bimetallic parts.

Figure 1. Experimental setup and materials. (a) Schematic of the DED process, where three types of base materials were adopted—B1
(IN718), B2 (IN625), and B3 (SS316L), and two types of powder materials were adopted—P1 (IN718) and P2 (SS316L). (b) In situ
high-speed imaging of powder flow and the SEM images of IN718 and SS316L powder particle. (c) Powder size statistics, and (d) element
composition of powder IN718 (P1) and SS316L (P2).
Figure 1. Experimental setup and materials. (a) Schematic of the DED process, where three types of base materials were adopted—B1 (IN718), B2 (IN625), and B3 (SS316L), and two types of powder materials were adopted—P1 (IN718) and P2 (SS316L). (b) In situ high-speed imaging of powder flow and the SEM images of IN718 and SS316L powder particle. (c) Powder size statistics, and (d) element composition of powder IN718 (P1) and SS316L (P2).
Figure 2. Deposition process and the track morphology. (a)–(c) Display the in situ captured tableaux of melt propagation and some physical
features during depositing for P1B1, P1B2, and P1B3, respectively. (d) The profiles of the melt pool at a frame of (t0 + 1) ms, and the flow
streamlines in the molten pool of each case. (e) The outer surface of the formed tracks, in which the colored arrows mark the scanning
direction. (f) Cross-section of the tracks. The parameter set used for in situ imaging was P-1000 W, S-600 mm·min–1, F-18 g·min–1. All the
scale bars are 2 mm.
Figure 2. Deposition process and the track morphology. (a)–(c) Display the in situ captured tableaux of melt propagation and some physical features during depositing for P1B1, P1B2, and P1B3, respectively. (d) The profiles of the melt pool at a frame of (t0 + 1) ms, and the flow streamlines in the molten pool of each case. (e) The outer surface of the formed tracks, in which the colored arrows mark the scanning direction. (f) Cross-section of the tracks. The parameter set used for in situ imaging was P-1000 W, S-600 mm·min–1, F-18 g·min–1. All the scale bars are 2 mm.

References

[1] Tan C L, Weng F, Sui S, Chew Y and Bi G J 2021 Progress and perspectives in laser additive manufacturing of key aeroengine materials Int. J. Mach. Tools Manuf. 170 103804
[2] Bandyopadhyay A, Traxel K D, Lang M, Juhasz M, Eliaz N and Bose S 2022 Alloy design via additive manufacturing: advantages, challenges, applications and perspectives Mater. Today 52 207–24
[3] Sui S, Chew Y, Weng F, Tan C L, Du Z L and Bi G J 2022 Study of the intrinsic mechanisms of nickel additive for grain refinement and strength enhancement of laser aided additively manufactured Ti–6Al–4V Int. J. Extrem. Manuf. 4 035102
[4] Xue P S, Zhu L D, Xu P H, Ren Y, Xin B, Meng G R, Yang Z C and Liu Z 2021 Research on process optimization and microstructure of CrCoNi medium-entropy alloy formed by laser metal deposition Opt. Laser Technol. 142 107167
[5] Bandyopadhyay A, Traxel K D and Bose S 2021 Nature-inspired materials and structures using 3D printing Mater. Sci. Eng. R 145 100609
[6] Zuback J S, Palmer T A and DebRoy T 2019 Additive manufacturing of functionally graded transition joints between ferritic and austenitic alloys J. Alloys Compd. 770 995–1003
[7] Feenstra D R, Banerjee R, Fraser H L, Huang A, Molotnikov A and Birbilis N 2021 Critical review of the state of the art in multi-material fabrication via directed energy deposition Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. 25 100924
[8] Wei C, Zhang Z Z, Cheng D X, Sun Z, Zhu M H and Li L 2021 An overview of laser-based multiple metallic material additive manufacturing: from macro- to micro-scales Int. J. Extrem. Manuf. 3 012003
[9] Gu D D, Shi X Y, Poprawe R, Bourell D L, Setchi R and Zhu J H 2021 Material-structure-performance integrated laser-metal additive manufacturing Science 372 eabg1487
[10] Bandyopadhyay A and Heer B 2018 Additive manufacturing of multi-material structures Mater. Sci. Eng. R 129 1–16
[11] Tammas-Williams S and Todd I 2017 Design for additive manufacturing with site-specific properties in metals and alloys Scr. Mater. 135 105–10
[12] Chen W, Gu D D, Yang J K, Yang Q, Chen J and Shen X F 2022 Compressive mechanical properties and shape memory effect of NiTi gradient lattice structures fabricated by laser powder bed fusion Int. J. Extrem. Manuf. 4 045002
[13] Svetlizky D, Das M, Zheng B L, Vyatskikh A L, Bose S, Bandyopadhyay A, Schoenung J M, Lavernia E J and Eliaz N 2021 Directed energy deposition (DED) additive manufacturing: physical characteristics, defects, challenges and applications Mater. Today 49 271–95
[14] Panwisawas C, Tang Y T and Reed R C 2020 Metal 3D printing as a disruptive technology for superalloys Nat. Commun. 11 2327
[15] Wang S H, Ning J S, Zhu L D, Yang Z C, Yan W T, Dun Y C, Xue P S, Xu P H, Bose S and Bandyopadhyay A 2022 Role of porosity defects in metal 3D printing: formation mechanisms, impacts on properties and mitigation strategies Mater. Today 59 133–60
[16] DebRoy T, Mukherjee T, Milewski J O, Elmer J W, Ribic B, Blecher J J and Zhang W 2019 Scientific, technological and economic issues in metal printing and their solutions Nat. Mater. 18 1026–32
[17] Afrouzian A, Groden C J, Field D P, Bose S and Bandyopadhyay A 2022 Additive manufacturing of Ti-Ni bimetallic structures Mater. Des. 215 110461
[18] Bandyopadhyay A, Zhang Y N and Onuike B 2022 Additive manufacturing of bimetallic structures Virtual Phys. Prototyp. 17 256–94
[19] Onuike B, Heer B and Bandyopadhyay A 2018 Additive manufacturing of Inconel 718—copper alloy bimetallic structure using laser engineered net shaping (LENSTM) Addit. Manuf. 21 133–40
[20] Sahasrabudhe H, Harrison R, Carpenter C and Bandyopadhyay A 2015 Stainless steel to titanium bimetallic structure using LENSTM Addit. Manuf. 5 1–8
[21] Li B Y, Han C J, Lim C W J and Zhou K 2022 Interface formation and deformation behaviors of an additively manufactured nickel-aluminum-bronze/15-5 PH multimaterial via laser-powder directed energy deposition Mater. Sci. Eng. A 829 142101
[22] Zhang X C, Pan T, Chen Y T, Li L, Zhang Y L and Liou F 2021 Additive manufacturing of copper-stainless steel hybrid components using laser-aided directed energy deposition J. Mater. Sci. Technol. 80 100–16
[23] Shinjo J and Panwisawas C 2022 Chemical species mixing during direct energy deposition of bimetallic systems using titanium and dissimilar refractory metals for repair and biomedical applications Addit. Manuf. 51 102654
[24] Wang D et al 2022 Recent progress on additive manufacturing of multi-material structures with laser powder bed fusion Virtual Phys. Prototyp. 17 329–65
[25] Lin X, Yue T M, Yang H O and Huang W D 2005 Laser rapid forming of SS316L/Rene88DT graded material Mater. Sci. Eng. A 391 325–36
[26] Melzer D, Dˇzugan J, Koukolíková M, Rzepa S and Vavˇrík J 2021 Structural integrity and mechanical properties of the functionally graded material based on 316L/IN718 processed by DED technology Mater. Sci. Eng. A 811 141038
[27] Melzer D, Dˇzugan J, Koukolíková M, Rzepa S, Dlouh´y J, Brázda M and Bucki T 2022 Fracture characterisation of vertically build functionally graded 316L stainless steel with Inconel 718 deposited by directed energy deposition process Virtual Phys. Prototyp. 17 821–40
[28] Zhang Y N and Bandyopadhyay A 2018 Direct fabrication of compositionally graded Ti-Al2O3 multi-material structures using laser engineered net shaping Addit. Manuf. 21 104–11
[29] Ben-Artzy A, Reichardt A, Borgonia P J, Dillon R P, McEnerney B, Shapiro A A and Hosemann P 2021 Compositionally graded SS316 to C300 maraging steel using additive manufacturing Mater. Des. 201 109500
[30] Tan C L, Liu Y C, Weng F, Ng F L, Su J L, Xu Z K, Ngai X D and Chew Y 2022 Additive manufacturing of voxelized heterostructured materials with hierarchical phases Addit. Manuf. 54 102775
[31] Chen J, Yang Y Q, Song C H, Zhang M K, Wu S B and Wang D 2019 Interfacial microstructure and mechanical properties of 316L/CuSn10 multi-material bimetallic structure fabricated by selective laser melting Mater. Sci. Eng. A 752 75–85
[32] Wei C, Gu H, Gu Y C, Liu L C, Huang Y H, Cheng D X, Li Z Q and Li L 2022 Abnormal interfacial bonding mechanisms of multi-material additive-manufactured tungsten–stainless steel sandwich structure Int. J. Extrem. Manuf. 4 025002
[33] Zhang Y N and Bandyopadhyay A 2021 Influence of compositionally graded interface on microstructure and compressive deformation of 316L stainless steel to Al12Si aluminum alloy bimetallic structures ACS Appl. Mater. Interfaces 13 9174–85
[34] Wei C et al 2022 Cu10Sn to Ti6Al4V bonding mechanisms in laser-based powder bed fusion multiple material additive 15 Int. J. Extrem. Manuf. 6 (2024) 025001 J Ning et al manufacturing with different build strategies Addit. Manuf. 51 102588
[35] Li W, Karnati S, Kriewall C, Liou F, Newkirk J, Brown Taminger K M and Seufzer W J 2017 Fabrication and characterization of a functionally graded material from Ti-6Al-4V to SS316 by laser metal deposition Addit. Manuf. 14 95–104
[36] Shi Q M, Zhong G Y, Sun Y, Politis C and Yang S F 2021 Effects of laser melting+remelting on interfacial macrosegregation and resulting microstructure and microhardness of laser additive manufactured H13/IN625 bimetals J. Manuf. Process. 71 345–55
[37] Zhang W X, Hou W Y, Deike L and Arnold C 2022 Understanding the Rayleigh instability in humping phenomenon during laser powder bed fusion process Int. J. Extrem. Manuf. 4 015201
[38] Chen Y W, Zhang X, Li M M, Xu R Q, Zhao C and Sun T 2020 Laser powder bed fusion of Inconel 718 on 316 stainless steel Addit. Manuf. 36 101500
[39] Yang Z C, Wang S H, Zhu L D, Ning J S, Xin B, Dun Y C and Yan W T 2022 Manipulating molten pool dynamics during metal 3D printing by ultrasound Appl. Phys. Rev. 9 021416
[40] Hofmann D C, Roberts S, Otis R, Kolodziejska J, Dillon R P, Suh J O, Shapiro A A, Liu Z K and Borgonia J P 2014 Developing gradient metal alloys through radial deposition additive manufacturing Sci. Rep. 4 5357
[41] Tumkur T U et al 2021 Nondiffractive beam shaping for enhanced optothermal control in metal additive manufacturing Sci. Adv. 7 eabg9358
[42] Scipioni Bertoli U, Guss G, Wu S, Matthews M J and Schoenung J M 2017 In-situ characterization of laser-powder interaction and cooling rates through high-speed imaging of powder bed fusion additive manufacturing Mater. Des. 135 385–96
[43] Siva Prasad H, Brueckner F and Kaplan A F H 2020 Powder incorporation and spatter formation in high deposition rate blown powder directed energy deposition Addit. Manuf. 35 101413
[44] Ebrahimi A, Kleijn C R and Richardson I M 2021 Numerical study of molten metal melt pool behaviour during conduction-mode laser spot melting J. Appl. Phys. 54 105304
[45] Mumtaz K A and Hopkinson N 2010 Selective laser melting of thin wall parts using pulse shaping J. Mater. Process. Technol. 210 279–87
[46] Sikandar Iquebal A, Yadav A, Botcha B, Krishna Gorthi R and Bukkapatnam S 2022 Tracking and quantifying spatter characteristics in a laser directed energy deposition process using Kalman filter Manuf. Lett. 33 692–700
[47] Criales L E, Arısoy Y M, Lane B, Moylan S, Donmez A and Özel T 2017 Laser powder bed fusion of nickel alloy 625: experimental investigations of effects of process parameters on melt pool size and shape with spatter analysis Int. J. Mach. Tools Manuf. 121 22–36
[48] Coen V, Goossens L and van Hooreweder B 2022 Methodology and experimental validation of analytical melt pool models for laser powder bed fusion J. Mater. Process. Technol. 304 117547
[49] Zhao C, Shi B, Chen S L, Du D, Sun T, Simonds B J, Fezzaa K and Rollett A D 2022 Laser melting modes in metal powder bed fusion additive manufacturing Rev. Mod. Phys. 94 045002
[50] Wang J H, Han F Z, Chen S F and Ying W S 2019 A novel model of laser energy attenuation by powder particles for laser solid forming Int. J. Mach. Tools Manuf. 145 103440
[51] Haley J C, Schoenung J M and Lavernia E J 2018 Observations of particle-melt pool impact events in directed energy deposition Addit. Manuf. 22 368–74
[52] Chen Y H et al 2021 Correlative synchrotron x-ray imaging and diffraction of directed energy deposition additive manufacturing Acta Mater. 209 116777
[53] Khorasani M, Ghasemi A, Leary M, Cordova L, Sharabian E, Farabi E, Gibson I, Brandt M and Rolfe B 2022 A comprehensive study on meltpool depth in laser-based powder bed fusion of Inconel 718 Int. J. Adv. Manuf. Technol. 120 2345–62
[54] Shamsaei N, Yadollahi A, Bian L and Thompson S M 2015 An overview of direct laser deposition for additive manufacturing; part II: mechanical behavior, process parameter optimization and control Addit. Manuf. 8 12–35
[55] Ghanavati R, Naffakh-Moosavy H, Moradi M and Eshraghi M 2022 Printability and microstructure of directed energy deposited SS316l-IN718 multi-material: numerical modeling and experimental analysis Sci. Rep. 12 16600
[56] Galbusera F, Demir A G, Platl J, Turk C, Schnitzer R and Previtali B 2022 Processability and cracking behaviour of novel high-alloyed tool steels processed by laser powder bed fusion J. Mater. Process. Technol. 302 117435
[57] Wang A et al 2023 Effects of processing parameters on pore defects in blue laser directed energy deposition of aluminum by in and ex situ observation J. Mater. Process. Technol. 319 118068
[58] Hinojos A, Mireles J, Reichardt A, Frigola P, Hosemann P, Murr L E and Wicker R B 2016 Joining of Inconel 718 and 316 stainless steel using electron beam melting additive manufacturing technology Mater. Des. 94 17–27
[59] Yang Z C, Zhu L D, Wang S H, Ning J S, Dun Y C, Meng G R, Xue P S, Xu P H and Xin B 2021 Effects of ultrasound on multilayer forming mechanism of Inconel 718 in directed energy deposition Addit. Manuf. 48 102462
[60] Yao L M, Huang S, Ramamurty U and Xiao Z M 2021 On the formation of “Fish-scale” morphology with curved grain interfacial microstructures during selective laser melting of dissimilar alloys Acta Mater. 220 117331
[61] Ghanavati R, Naffakh-Moosavy H and Moradi M 2021 Additive manufacturing of thin-walled SS316L-IN718 functionally graded materials by direct laser metal deposition J. Mater. Res. Technol. 15 2673–85
[62] Chen N N, Khan H A, Wan Z X, Lippert J, Sun H, Shang S L, Liu Z K and Li J J 2020 Microstructural characteristics and crack formation in additively manufactured bimetal material of 316L stainless steel and Inconel 625 Addit. Manuf. 32 101037
[63] Xiao Y H, Wan Z X, Liu P W, Wang Z, Li J J and Chen L 2022 Quantitative simulations of grain nucleation and growth at additively manufactured bimetallic interfaces of SS316L and IN625 J. Mater. Process. Technol. 302 117506
[64] Mukherjee T, DebRoy T, Lienert T J, Maloy S A and Hosemann P 2021 Spatial and temporal variation of hardness of a printed steel part Acta Mater. 209 116775
[65] Dinda G P, Dasgupta A K and Mazumder J 2021 Texture control during laser deposition of nickel-based superalloy Scr. Mater. 67 503–6
[66] Tan Z E, Pang J H L, Kaminski J and Pepin H 2019 Characterisation of porosity, density, and microstructure of directed energy deposited stainless steel AISI 316L Addit. Manuf. 25 286–96
[67] Wolff S J, Gan Z T, Lin S, Bennett J L, Yan W T, Hyatt G, Ehmann K F, Wagner G J, Liu W K and Cao J 2019 Experimentally validated predictions of thermal history and microhardness in laser-deposited Inconel 718 on carbon steel Addit. Manuf. 27 540–51 16 Int. J. Extrem. Manuf. 6 (2024) 025001 J Ning et al
[68] Zhang L, Wen M, Imade M, Fukuyama S and Yokogawa K 2008 Effect of nickel equivalent on hydrogen gas embrittlement of austenitic stainless steels based on type 316 at low temperatures Acta Mater. 56 3414–21
[69] Zuback J S and DebRoy T 2018 The hardness of additively manufactured alloys Materials 11 2070
[70] Adomako N K, Lewandowski J J, Arkhurst B M, Choi H, Chang H J and Kim J H 2022 Microstructures and mechanical properties of multi-layered materials composed of Ti-6Al-4V, vanadium, and 17–4PH stainless steel produced by directed energy deposition Addit. Manuf. 59 103174

Figure 5. Simulation of the molten pool under low-speed scanning (1.06 m/s). (a) Sequential solidification of the molten pool at the end of the melt track for laser powers of 190 and 340 W, respectively. (b) Recoil pressure on the molten pool at the keyhole for laser powers of 190 and 340 W, respectively. (c) The force diagram of the melt at the back of the keyhole at t = 750 μs in case B. (d) Temperature gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case A. (e) Temperature gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case B.

Revealing formation mechanism of end of processdepression in laser powder bed fusion by multiphysics meso-scale simulation

다중물리 메조 규모 시뮬레이션을 통해 레이저 분말층 융합에서 공정 종료의 함몰 형성 메커니즘 공개

Haodong Chen a,b, Xin Lin a,b,c, Yajing Sund, Shuhao Wanga,b, Kunpeng Zhu a,b,c and Binbin Dana,b

To link to this article: https://doi.org/10.1080/17452759.2024.2326599

ABSTRACT

Unintended end-of-process depression (EOPD) commonly occurs in laser powder bed fusion (LPBF), leading to poor surface quality and lower fatigue strength, especially for many implants. In this study, a high-fidelity multi-physics meso-scale simulation model is developed to uncover the forming mechanism of this defect. A defect-process map of the EOPD phenomenon is obtained using this simulation model. It is found that the EOPD formation mechanisms are different under distinct regions of process parameters. At low scanning speeds in keyhole mode, the long-lasting recoil pressure and the large temperature gradient easily induce EOPD. While at high scanning speeds in keyhole mode, the shallow molten pool morphology and the large solidification rate allow the keyhole to evolve into an EOPD quickly. Nevertheless, in the conduction mode, the Marangoni effects along with a faster solidification rate induce EOPD. Finally, a ‘step’ variable power strategy is proposed to optimise the EOPD defects for the case with high volumetric energy density at low scanning speeds. This work provides a profound understanding and valuable insights into the quality control of LPBF fabrication.

의도하지 않은 공정 종료 후 함몰(EOPD)은 LPBF(레이저 분말층 융합)에서 흔히 발생하며, 특히 많은 임플란트의 경우 표면 품질이 떨어지고 피로 강도가 낮아집니다. 본 연구에서는 이 결함의 형성 메커니즘을 밝히기 위해 충실도가 높은 다중 물리학 메조 규모 시뮬레이션 모델을 개발했습니다.

이 시뮬레이션 모델을 사용하여 EOPD 현상의 결함 프로세스 맵을 얻습니다. EOPD 형성 메커니즘은 공정 매개변수의 별개 영역에서 서로 다른 것으로 밝혀졌습니다.

키홀 모드의 낮은 스캔 속도에서는 오래 지속되는 반동 압력과 큰 온도 구배로 인해 EOPD가 쉽게 유발됩니다. 키홀 모드에서 높은 스캐닝 속도를 유지하는 동안 얕은 용융 풀 형태와 큰 응고 속도로 인해 키홀이 EOPD로 빠르게 진화할 수 있습니다.

그럼에도 불구하고 전도 모드에서는 더 빠른 응고 속도와 함께 마랑고니 효과가 EOPD를 유발합니다. 마지막으로, 낮은 스캐닝 속도에서 높은 체적 에너지 밀도를 갖는 경우에 대해 EOPD 결함을 최적화하기 위한 ‘단계’ 가변 전력 전략이 제안되었습니다.

이 작업은 LPBF 제조의 품질 관리에 대한 심오한 이해와 귀중한 통찰력을 제공합니다.

Figure 5. Simulation of the molten pool under low-speed scanning (1.06 m/s). (a) Sequential solidification of the molten pool at the
end of the melt track for laser powers of 190 and 340 W, respectively. (b) Recoil pressure on the molten pool at the keyhole for laser
powers of 190 and 340 W, respectively. (c) The force diagram of the melt at the back of the keyhole at t = 750 μs in case B. (d) Temperature gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case A. (e) Temperature
gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case B.
Figure 5. Simulation of the molten pool under low-speed scanning (1.06 m/s). (a) Sequential solidification of the molten pool at the end of the melt track for laser powers of 190 and 340 W, respectively. (b) Recoil pressure on the molten pool at the keyhole for laser powers of 190 and 340 W, respectively. (c) The force diagram of the melt at the back of the keyhole at t = 750 μs in case B. (d) Temperature gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case A. (e) Temperature gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case B.

References

[1] Zhang C, Li Z, Zhang J, et al. Additive manufacturing of magnesium matrix composites: comprehensive review of recent progress and research perspectives. J Mag
Alloys. 2023. doi:10.1016/j.jma.2023.02.005
[2] Webster S, Lin H, Carter III FM, et al. Physical mechanisms in hybrid additive manufacturing: a process design framework. J Mater Process Technol. 2022;291:117048. doi:10. 1016/j.jmatprotec.2021.117048
[3] Wang S, Ning J, Zhu L, et al. Role of porosity defects in metal 3D printing: formation mechanisms, impacts on properties and mitigation strategies. Mater Today. 2022. doi:10.1016/j.mattod.2022.08.014
[4] Wei C, Li L. Recent progress and scientific challenges in multi-material additive manufacturing via laser-based powder bed fusion. Virtual Phys Prototyp. 2021;16 (3):347–371. doi:10.1080/17452759.2021.1928520
[5] Lin X, Wang Q, Fuh JYH, et al. Motion feature based melt pool monitoring for selective laser melting process. J Mater Process Technol. 2022;303:117523. doi:10.1016/j. jmatprotec.2022.117523
[6] Gockel J, Sheridan L, Koerper B, et al. The influence of additive manufacturing processing parameters on surface roughness and fatigue life. Int J Fatigue. 2019;124:380–388. doi:10.1016/j.ijfatigue.2019.03.025
[7] Nicoletto G. Influence of rough as-built surfaces on smooth and notched fatigue behavior of L-PBF AlSi10Mg. Addit Manuf. 2020;34:101251. doi:10.1016/j. addma.2020.101251
[8] Spece H, Yu T, Law AW, et al. 3D printed porous PEEK created via fused filament fabrication for osteoconductive orthopaedic surfaces. J Mech Behav Biomed Mater. 2020;109:103850. doi:10.1115/1.0004270v
[9] Andrukhov O, Huber R, Shi B, et al. Proliferation, behavior, and differentiation of osteoblasts on surfaces of different microroughness. Dent Mater. 2016;32(11):1374–1384. doi:10.1016/j.dental.2016.08.217
[10] Dai N, Zhang LC, Zhang J, et al. Corrosion behavior of selective laser melted Ti-6Al-4 V alloy in NaCl solution. Corros Sci. 2016;102:484–489. doi:10.1016/j.corsci.2015. 10.041
[11] Li EL, Wang L, Yu AB, et al. A three-phase model for simulation of heat transfer and melt pool behaviour in laser powder bed fusion process. Powder Technol. 2021;381:298–312. doi:10.1016/j.powtec.2020.11.061
[12] Liao B, Xia RF, Li W, et al. 3D-printed ti6al4v scaffolds with graded triply periodic minimal surface structure for bone tissue engineering. J Mater Eng Perform. 2021;30:4993– 5004. doi:10.1007/s11665-021-05580-z
[13] Li E, Zhou Z, Wang L, et al. Melt pool dynamics and pores formation in multi-track studies in laser powder bed fusion process. Powder Technol. 2022;405:117533. doi:10.1016/j.powtec.2022.117533
[14] Guo L, Geng S, Gao X, et al. Numerical simulation of heat transfer and fluid flow during nanosecond pulsed laser processing of Fe78Si9B13 amorphous alloys. Int J Heat Mass Transfer. 2021;170:121003. doi:10.1016/j.ijheatma sstransfer.2021.121003
[15] Guo L, Li Y, Geng S, et al. Numerical and experimental analysis for morphology evolution of 6061 aluminum alloy during nanosecond pulsed laser cleaning. Surf Coat Technol. 2022;432:128056. doi:10.1016/j.surfcoat. 2021.128056
[16] Li S, Liu D, Mi H, et al. Numerical simulation on evolution process of molten pool and solidification characteristics of melt track in selective laser melting of ceramic powder. Ceram Int. 2022;48(13):18302–18315. doi:10. 1016/j.ceramint.2022.03.089
[17] Aboulkhair NT, Maskery I, Tuck C, et al. On the formation of AlSi10Mg single tracks and layers in selective laser melting: microstructure and nano-mechanical properties. J Mater Process Technol. 2016;230:88–98. doi:10.1016/j. jmatprotec.2015.11.016
[18] Thijs L, Kempen K, Kruth JP, et al. Fine-structured aluminium products with controllable texture by selective laser melting of pre-alloyed AlSi10Mg powder. Acta Mater. 2013;61(5):1809–1819. doi:10.1016/j.actamat.2012.11.052
[19] Qiu C, Adkins NJE, Attallah MM. Microstructure and tensile properties of selectively laser-melted and of HIPed laser-melted Ti–6Al–4 V. Mater Sci Eng A. 2013;578:230–239. doi:10.1016/j.msea.2013.04.099
[20] Kazemi Z, Soleimani M, Rokhgireh H, et al. Melting pool simulation of 316L samples manufactured by selective laser melting method, comparison with experimental results. Int J Therm Sci. 2022;176:107538. doi:10.1016/j. ijthermalsci.2022.107538
[21] Cao L. Workpiece-scale numerical simulations of SLM molten pool dynamic behavior of 316L stainless steel. Comput Math Appl. 2021;96:209–228. doi:10.1016/j. camwa.2020.04.020
[22] Liu B, Fang G, Lei L, et al. Predicting the porosity defects in selective laser melting (SLM) by molten pool geometry. Int J Mech Sci. 2022;228:107478. doi:10.1016/j.ijmecsci. 2022.107478
[23] Ur Rehman A, Pitir F, Salamci MU. Full-field mapping and flow quantification of melt pool dynamics in laser powder bed fusion of SS316L. Materials. 2021;14(21):6264. doi:10. 3390/ma14216264
[24] Chia HY, Wang L, Yan W. Influence of oxygen content on melt pool dynamics in metal additive manufacturing: high-fidelity modeling with experimental validation. Acta Mater. 2023;249:118824. doi:10.1016/j.actamat. 2023.118824
[25] Cheng B, Loeber L, Willeck H, et al. Computational investigation of melt pool process dynamics and pore formation in laser powder bed fusion. J Mater Eng Perform. 2019;28:6565–6578. doi:10.1007/s11665-019- 04435-y
[26] Li X, Guo Q, Chen L, et al. Quantitative investigation of gas flow, powder-gas interaction, and powder behavior under different ambient pressure levels in laser powder bed fusion. Int J Mach Tools Manuf. 2021;170:103797. doi:10.1016/j.ijmachtools.2021.103797
[27] Wu Y, Li M, Wang J, et al. Powder-bed-fusion additive manufacturing of molybdenum: process simulation, optimization, and property prediction. Addit Manuf. 2022;58:103069. doi:10.1016/j.addma.2022.103069
[28] Wu S, Yang Y, Huang Y, et al. Study on powder particle behavior in powder spreading with discrete element method and its critical implications for binder jetting additive manufacturing processes. Virtual Phys Prototyp. 2023;18(1):e2158877. doi:10.1080/17452759.2022.2158877
[29] Klassen A, Schakowsky T, Kerner C. Evaporation model for beam based additive manufacturing using free surface lattice Boltzmann methods. J Phys D Appl Phys. 2014;47 (27):275303. doi:10.1088/0022-3727/47/27/275303
[30] Cao L. Mesoscopic-scale numerical simulation including the influence of process parameters on slm single-layer multi-pass formation. Metall Mater Trans A. 2020;51:4130–4145. doi:10.1007/s11661-020-05831-z
[31] Zhuang JR, Lee YT, Hsieh WH, et al. Determination of melt pool dimensions using DOE-FEM and RSM with process window during SLM of Ti6Al4V powder. Opt Laser Technol. 2018;103:59–76. doi:10.1016/j.optlastec.2018. 01.013
[32] Li Y, Gu D. Thermal behavior during selective laser melting of commercially pure titanium powder: numerical simulation and experimental study. Addit Manuf. 2014;1–4:99–109. doi:10.1016/j.addma.2014.09.001
[33] Dai D, Gu D. Thermal behavior and densification mechanism during selective laser melting of copper matrix composites: simulation and experiments. Mater Des. 2014;55 (0):482–491. doi:10.1016/j.matdes.2013.10.006
[34] Wang S, Zhu L, Dun Y, et al. Multi-physics modeling of direct energy deposition process of thin-walled structures: defect analysis. Comput Mech. 2021;67:c1229– c1242. doi:10.1007/s00466-021-01992-9
[35] Wu J, Zheng J, Zhou H, et al. Molten pool behavior and its mechanism during selective laser melting of polyamide 6 powder: single track simulation and experiments. Mater Res Express. 2019;6. doi:10.1088/2053-1591/ab2747
[36] Cho JH, Farson DF, Milewski JO, et al. Weld pool flows during initial stages of keyhole formation in laser welding. J Phys D Appl Phys. 2009;42. doi:10.1088/0022- 3727/42/17/175502
[37] Sinha KN. Identification of a suitable volumetric heat source for modelling of selective laser melting of Ti6Al4V powder using numerical and experimental validation approach. Int J Adv Manuf Technol. 2018;99:2257–2270. doi:10.1007/s00170-018-2631-4
[38] Fu CH, Guo YB. Three-dimensional temperature gradient mechanism in selective laser melting of Ti-6Al-4V. J Manuf Sci Eng. 2014;136(6):061004. doi:10.1115/1.4028539
[39] Ansari P, Rehman AU, Pitir F, et al. Selective laser melting of 316 l austenitic stainless steel: detailed process understanding using multiphysics simulation and experimentation. Metals. 2021;11(7):1076. doi:10.3390/met11071076
[40] Zhao C, Shi B, Chen S, et al. Laser melting modes in metal powder bed fusion additive manufacturing. Rev Mod Phys. 2022;94(4):045002. doi:10.1103/revmodphys.94. 045002
[41] Bertoli US, Wolfer AJ, Matthews MJ, et al. On the limitations of volumetric energy density as a design parameter for selective laser melting. Mater Des. 2017;113:331–340. doi:10.1016/j.matdes.2016.10.037
[42] Dash A, Kamaraj A. Prediction of the shift in melting mode during additive manufacturing of 316L stainless steel. Mater Today Commun. 2023: 107238. doi:10.1016/j. mtcomm.2023.107238
[43] Majeed M, Khan HM, Rasheed I. Finite element analysis of melt pool thermal characteristics with passing laser in SLM process. Optik. 2019;194:163068. doi:10.1016/j.ijleo. 2019.163068

Thermo-fluid modeling of influence of attenuated laser beam intensity profile on melt pool behavior in laser-assisted powder-based direct energy deposition

레이저 보조 분말 기반 직접 에너지 증착에서 용융 풀 거동에 대한 감쇠 레이저 빔 강도 프로파일의 영향에 대한 열유체 모델링

Thermo-fluid modeling of influence of attenuated laser beam intensity profile on melt pool behavior in laser-assisted powder-based direct energy deposition

Mohammad Sattari, Amin Ebrahimi, Martin Luckabauer, Gert-willem R.B.E. Römer

Research output: Chapter in Book/Conference proceedings/Edited volume › Conference contribution › Professional

5Downloads (Pure)

Abstract

A numerical framework based on computational fluid dynamics (CFD), using the finite volume method (FVM) and volume of fluid (VOF) technique is presented to investigate the effect of the laser beam intensity profile on melt pool behavior in laser-assisted powder-based directed energy deposition (L-DED). L-DED is an additive manufacturing (AM) process that utilizes a laser beam to fuse metal powder particles. To assure high-fidelity modeling, it was found that it is crucial to accurately model the interaction between the powder stream and the laser beam in the gas region above the substrate. The proposed model considers various phenomena including laser energy attenuation and absorption, multiple reflections of the laser rays, powder particle stream, particle-fluid interaction, temperature-dependent properties, buoyancy effects, thermal expansion, solidification shrinkage and drag, and Marangoni flow. The latter is induced by temperature and element-dependent surface tension. The model is validated using experimental results and highlights the importance of considering laser energy attenuation. Furthermore, the study investigates how the laser beam intensity profile affects melt pool size and shape, influencing the solidification microstructure and mechanical properties of the deposited material. The proposed model has the potential to optimize the L-DED process for a variety of materials and provides insights into the capability of numerical modeling for additive manufacturing optimization.

Original languageEnglish
Title of host publicationFlow-3D World Users Conference
Publication statusPublished – 2023
EventFlow-3D World User Conference – Strasbourg, France
Duration: 5 Jun 2023 → 7 Jun 2023

Conference

ConferenceFlow-3D World User Conference
Country/TerritoryFrance
CityStrasbourg
Period5/06/23 → 7/06/23
Numerical simulation on molten pool behavior of narrow gap gas tungsten arc welding

좁은 간격 가스 텅스텐 아크 용접의 용융 풀 거동에 대한 수치 시뮬레이션

Numerical simulation on molten pool behavior of narrow gap gas tungsten arc welding

The International Journal of Advanced Manufacturing Technology (2023)Cite this article

Abstract

As a highly efficient thick plate welding resolution, narrow gap gas tungsten arc welding (NG-GTAW) is in the face of a series of problems like inter-layer defects like pores, lack of fusion, inclusion of impurity, and the sensitivity to poor sidewall fusion, which is hard to be repaired after the welding process. This study employs numerical simulation to investigate the molten pool behavior in NG-GTAW root welding. A 3D numerical model was established, where a body-fitted coordinate system was applied to simulate the electromagnetic force, and a bridge transition model was developed to investigate the wire–feed root welding. The simulated results were validated experimentally. Results show that the molten pool behavior is dominated by electromagnetic force when the welding current is relatively high, and the dynamic change of the vortex actually determines the molten pool morphology. For self-fusion welding, there are two symmetric inward vortices in the cross-section and one clockwise vortex in the longitudinal section. With the increasing welding current, the vortices in the cross-section gradually move to the arc center with a decreasing range, while the vortex in the longitudinal section moves backward. With the increasing traveling speed, the vortices in the cross-section move toward the surface of the molten pool with a decreasing range, and the horizontal component of liquid metal velocity changes in the longitudinal section. For wire–feed welding, the filling metal strengthens the downward velocity component; as a result, the vortex formation is blocked in the cross-section and is strengthened in the longitudinal section.

This is a preview of subscription content, access via your institution.

Data availability

The raw/processed data required cannot be shared at this time as the data also forms part of an ongoing study.

References

  1. Wang X, Nan Y, Xie Z, Tsai Y, Yang J, Shang C (2017) Influence of welding pass on microstructure and toughness in the reheated zone of multi-pass weld metal of 550 MPa offshore engineering steel. Mater Sci Eng : A 702:196–205. https://doi.org/10.1016/j.msea.2017.06.081Article Google Scholar 
  2. Bunaziv I, Akselsen OM, Frostevarg J, Kaplan AFH (2018) Deep penetration fiber laser-arc hybrid welding of thick HSLA steel. J Mater Process Technol 256:216–228. https://doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2018.02.026Article Google Scholar 
  3. Josefson BL, Karlsson CT (1989) FE-calculated stresses in a multi-pass butt-welded pipe-a simplified approach. Int J Pressure Vessels Pip 38:227–243. https://doi.org/10.1016/0308-0161(89)90017-3Article Google Scholar 
  4. Mitra A, Rajan Babu V, Puthiyavinayagam P, Varier NV, Ghosh M, Desai H, Chellapandi P, Chetal SC (2012) Design and development of thick plate concept for rotatable plugs and technology development for future Indian FBR. Nucl Eng Des 246:245–255. https://doi.org/10.1016/j.nucengdes.2012.01.008Article Google Scholar 
  5. Alemdar ASA, Jalal SR, Mulapeer MMS (2022) Influence of friction stir welding process on the mechanical characteristics of the hybrid joints aa2198-t8 to aa2024-t3. Adv Mater Sci Eng 2022:1–11. https://doi.org/10.1155/2022/7055446Article Google Scholar 
  6. Anant R, Ghosh PK (2017) Advancement in narrow gap GMA weld joint of thick section of austenitic stainless steel to HSLA steel. Mater Today: Proc 4:10169–10173. https://doi.org/10.1016/j.matpr.2017.06.342Article Google Scholar 
  7. Wang J, Zhu J, Fu P, Su R, Han W, Yang F (2012) A swing arc system for narrow gap GMA welding. ISIJ Int 52:110–114. https://doi.org/10.2355/isijinternational.52.110Article Google Scholar 
  8. Jiang L, Shi L, Lu Y, Xiang Y, Zhang C, Gao M (2022) Effects of sidewall grain growth on pore formation in narrow gap oscillating laser welding. Optics Laser Technol 156:108483. https://doi.org/10.1016/j.optlastec.2022.108483Article Google Scholar 
  9. Ohnishi T, Kawahito Y, Mizutani M, Katayama S (2013) Butt welding of thick, high strength steel plate with a high power laser and hot wire to improve tolerance to gap variance and control weld metal oxygen content. Sci Technol Welding Join 18:314–322. https://doi.org/10.1179/1362171813Y.0000000108Article Google Scholar 
  10. Cai C, Li L, Tai L (2017) Narrow-gap laser-MIG hybrid welding of thick-section steel with different shielding gas nozzles. Int J Adv Manuf Technol 92:909–916. https://doi.org/10.1007/s00170-017-0179-3Article Google Scholar 
  11. Yang T, Liu J, Zhuang Y, Sun K, Chen W (2020) Studies on the formation mechanism of incomplete fusion defects in ultra-narrow gap laser wire filling welding. Optics Laser Technol 129:106275. https://doi.org/10.1016/j.optlastec.2020.106275Article Google Scholar 
  12. Miao R, Shan Z, Zhou Q, Wu Y, Ge L, Zhang J, Hu H (2022) Real-time defect identification of narrow overlap welds and application based on convolutional neural networks. J Manuf Syst 62:800–810. https://doi.org/10.1016/j.jmsy.2021.01.012Article Google Scholar 
  13. Näsström J, Brueckner F, Kaplan AFH (2020) Imperfections in narrow gap multi-layer welding – potential causes and countermeasures. Optics Lasers Eng 129:106011. https://doi.org/10.1016/j.optlaseng.2020.106011Article Google Scholar 
  14. Li W, Yu R, Huang D, Wu J, Wang Y, Hu T, Wang J (2019) Numerical simulation of multi-layer rotating arc narrow gap MAG welding for medium steel plate. J Manuf Proc 45:460–471. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2019.07.035Article Google Scholar 
  15. Han S, Liu G, Tang X, Xu L, Cui H, Shao C (2022) Effect of molten pool behaviors on welding defects in tandem NG-GMAW based on CFD simulation. Int J Heat Mass Transf 195:123165. https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2022.123165Article Google Scholar 
  16. Mikihito H, Yoshito I (2016) A simplified Fe simulation method with shell element for welding deformation and residual stress generated by multi-pass butt welding. Int J Steel Struct 16:51–58. https://doi.org/10.1007/s13296-016-3005-0Article Google Scholar 
  17. Cai W, Saez M, Spicer P, Chakraborty D, Skurkis R, Carlson B, Okigami F, Robertson J (2023) Distortion simulation of gas metal arc welding (gmaw) processes for automotive body assembly. Weld World 67:109–139. https://doi.org/10.1007/s40194-022-01369-3Article Google Scholar 
  18. Pazilova UA, Il In AV, Kruglova AA, Motovilina GD, Khlusova EI (2015) Influence of the temperature and strain rate on the structure and fracture mode of high-strength steels upon the simulation of the thermal cycle of welding and post-welding tempering. Phys Metals Metallogr 116:606–614. https://doi.org/10.1134/S0031918X1506006XArticle Google Scholar 
  19. Zhang Z, Wu Q, Grujicic M et al (2016) Monte Carlo simulation of grain growth and welding zones in friction stir welding of aa6082-t6. J Mater Sci 51:1882–1895. https://doi.org/10.1007/s10853-015-9495-xArticle Google Scholar 
  20. Ikram A, Chung H (2021) Numerical simulation of arc, metal transfer and its impingement on weld pool in variable polarity gas metal arc welding. J Manuf Process 64:1529–1543. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.03.001Article Google Scholar 
  21. Zhao B, Chen J, Wu C, Shi L (2020) Numerical simulation of bubble and arc dynamics during underwater wet flux-cored arc welding. J Manuf Process 59:167–185. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2020.09.054Article Google Scholar 
  22. Zeng Z, Wang Z, Hu S, Wu S (2022) Dynamic molten pool behavior of pulsed gas tungsten arc welding with filler wire in horizontal position and its characterization based on arc voltage. J Manuf Proc 75:1–12. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.12.051Article Google Scholar 
  23. Zhu C, Cheon J, Tang X, Na S, Cui H (2018) Molten pool behaviors and their influences on welding defects in narrow gap GMAW of 5083 Al-alloy. Int J Heat Mass Transf 126:1206–1221. https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2018.05.132Article Google Scholar 
  24. Gu H, Väistö T, Li L (2020) Numerical and experimental study on the molten pool dynamics and fusion zone formation in multi-pass narrow gap laser welding. Optics Laser Technol 126:106081. https://doi.org/10.1016/j.optlastec.2020.106081Article Google Scholar 
  25. Ma C, Chen B, Meng Z, Tan C, Song X, Li Y (2023) Characteristic of keyhole, molten pool and microstructure of oscillating laser TIG hybrid welding. Optics Laser Technol. https://doi.org/10.1016/j.optlastec.2023.109142.161:109142
  26. Ai Y, Liu X, Huang Y, Yu L (2020) Numerical analysis of the influence of molten pool instability on the weld formation during the high speed fiber laser welding. Int J Heat Mass Trans 160:120103. https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2020.120103Article Google Scholar 
  27. Meng X, Artinov A, Bachmann M, Üstündağ Ö, Gumenyuk A, Rethmeier M (2022) The detrimental molten pool narrowing phenomenon in wire feed laser beam welding and its suppression by magnetohydrodynamic technique. Int J Heat Mass Transf 193:122913. https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2022.122913Article Google Scholar 
  28. Li X, Wei X, Zhang L, Lv Q (2023) Numerical simulation for the effect of scanning speed and in situ laser shock peening on molten pool and solidification characteristics. Int J Adv Manuf Technol 125:5031–5046. https://doi.org/10.1007/s00170-023-10897-1Article Google Scholar 
  29. Ye W, Bao J, Lei J Huang Y, Li Z, Li P, Zhang Y (2022) Multiphysics modeling of thermal behavior of commercial pure titanium powder during selective laser melting. Met Mater Int 28:282-296. https://doi.org/10.1007/s12540-021-01019-1.
  30. Cheng H, Kang L, Wang C, Li Q, Chang B, Chang B (2022) Dynamic behavior of molten pool backside during full-penetration laser welding of Ni-based superalloys. Int J Adv Manuf Technol 119:4587–4598. https://doi.org/10.1007/s00170-021-08187-9Article Google Scholar 
  31. Jeong H, Park K, Cho J (2016) Numerical analysis of variable polarity arc weld pool. J Mech Sci Technol 30:4307–4313. https://doi.org/10.1007/s12206-016-0845-7Article Google Scholar
그림 2.1 가공 후 부품 보기

1 m/s보다 빠른 속도에서 액체 금속의 움직임 연구

ESTUDIO MOVIMIENTO DE METAL LIQUIDO A VELOCIDADES MAYORES DE 1 M/S

Author: Primitivo Carranza Torme
Supervised by :
Dr. Jesus Mª Blanco Ilzarbe
Energy Engineering Department
Faculty of Engineering – Bilbao, Vizcaya
University of Basque Country UPV / EHU

INTRODUCTION

주조 금속 부품은 모든 산업 분야에서 매우 중요합니다. 그러나 이들을 제조함에 있어서 액상재료에서 최종 형태에 이르기까지 용융온도, 합금, 성형, 주입, 응고 등 여러 변수를 동시에 제어해야 한다.

이러한 모든 측면은 올바르게 수행되어야 합니다. 단 하나의 오류로 인해 주조가 고객의 사양을 충족하지 못하기 때문입니다. 금속 주조는 고대(5,000년 이상)에서 현대 엔지니어링 과학으로 발전한 인간 활동으로, 새로운 개념과 솔루션의 지속적인 흐름으로 모든 복잡성을 포괄합니다.

본 논문에서 주조 기술 연구는 금속 특성, 합금 효과, 작업 및 열처리, 유체 흐름 또는 응고에 대한 별도의 연구보다 훨씬 더 광범위한 분석입니다. 주조 공정에서 강력한 재순환 영역은 공기, 가스, 주형 모래 입자 및 주물의 품질에 심각한 영향을 미치는 기타 결함을 가둘 수 있습니다.

특히 이러한 결함이 상당한 경제적 손실을 초래하는 넓은 표면을 채우는 동안. (HURST, 1996) 우리는 주물용 충진 및 공급 시스템 설계의 이론과 실제 지식을 바탕으로 이 연구를 시작했습니다(Sigworth, 2018).

이러한 기술은 문제 해결, 프로세스 개선 및 최적화와 같은 진단 목적과 새로운 기술 개발 모두에 효과적인 것으로 입증되었습니다. 금속 가공의 특정 문제에 대한 이러한 시뮬레이션 기술의 적용은 액체 금속의 속도가 1m/s보다 큰 경우 따라야 할 단계를 명확하게 정의하는 균일한 처리를 사용하지 않습니다.

이것이 우리 연구의 대상이 되는 조각들입니다. 1980년대 이래로 강력한 경쟁 압력(국가 경제 간의 경쟁 및 강철 대 알루미늄 또는 알루미늄 대 플라스틱 또는 복합 재료와 같은 다른 재료 간의 경쟁)으로 인해 금속 및 재료 분야에서 심오한 기술 변화가 있었습니다.

(Steel statistic year book, 2019) 어쨌든 수익성을 보장하기 위해서는 기존 금속 가공 작업을 지속적으로 업그레이드하고 최적화하는 것이 필수적이며, 아마도 가장 중요한 것은 지속적으로 새로운 제품과 프로세스를 개발하는 것입니다.

제조 및 시뮬레이션. 국가 경제의 경우 이는 현재 기술을 사용하여 대부분의 서방 국가에서 새로운 금속 생산 공장을 건설하는 것이 정당화될 수 없으므로 연구 개발 노력이 기존 작업을 개선할 수 있음을 의미합니다.

그리고 가장 중요한 것은 새로운 제품 및 프로세스 개념을 개발하는 것이 이러한 산업과 사회 전체의 지속적인 복지에 매우 중요하다는 것입니다. 높은 비생산율, 자동화 및 로봇화가 그러한 노력의 핵심 요소가 되어야 합니다.

분명히, 이러한 개발의 구현 시간은 상당히 짧아야 하므로 전통적인 기술이 대안적이고 더 빠르고 비용 효율적인 접근 방식에 자리를 내주어야 합니다. 수학적 모델링과 더 큰 범위의 전산 모델링 접근 방식은 절실히 필요한 기술 변화를 실현하는 데 도움이 되는 큰 잠재력을 가지고 있다고 믿어집니다. (European Steel Sector Copetitiveness of the European Steel Sector, 2008)

기술 변화의 필요성에 대한 추진력은 하드웨어뿐만 아니라 다양한 물리적 시뮬레이션 및 소프트웨어 패키지를 포함하는 컴퓨팅 도구의 보다 비용 효율적인 가용성에 대한 강력한 추진력도 필요합니다.

그림 2.1 가공 후 부품 보기
그림 2.1 가공 후 부품 보기
그림 3.33 속도가 1m/s를 초과하는 구역의 세부 정보
그림 3.33 속도가 1m/s를 초과하는 구역의 세부 정보
Figure 14. Defects: (a) Unmelt defects(Scheme NO.4);(b) Pores defects(Scheme NO.1); (c); Spattering defect (Scheme NO.3); (d) Low overlapping rate defects(Scheme NO.5).

Molten pool structure, temperature and velocity
flow in selective laser melting AlCu5MnCdVA alloy

용융 풀 구조, 선택적 온도 및 속도 흐름 레이저 용융 AlCu5MnCdVA 합금

Pan Lu1 , Zhang Cheng-Lin2,6,Wang Liang3, Liu Tong4 and Liu Jiang-lin5
1 Aviation and Materials College, Anhui Technical College of Mechanical and Electrical Engineering, Wuhu Anhui 241000, People’s
Republic of China 2 School of Engineering Science, University of Science and Technology of China, Hefei Anhui 230026, People’s Republic of China 3 Anhui Top Additive Manufacturing Technology Co., Ltd., Wuhu Anhui 241300, People’s Republic of China 4 Anhui Chungu 3D Printing Institute of Intelligent Equipment and Industrial Technology, Anhui 241300, People’s Republic of China 5 School of Mechanical and Transportation Engineering, Taiyuan University of Technology, Taiyuan Shanxi 030024, People’s Republic of
China 6 Author to whom any correspondence should be addressed.
E-mail: ahjdpanlu@126.com, jiao__zg@126.com, ahjdjxx001@126.com,tongliu1988@126.com and liujianglin@tyut.edu.cn

Keywords

SLM, molten pool, AlCu5MnCdVA alloy, heat flow, velocity flow, numerical simulation

Abstract

선택적 레이저 용융(SLM)은 열 전달, 용융, 상전이, 기화 및 물질 전달을 포함하는 복잡한 동적 비평형 프로세스인 금속 적층 제조(MAM)에서 가장 유망한 기술 중 하나가 되었습니다. 용융 풀의 특성(구조, 온도 흐름 및 속도 흐름)은 SLM의 최종 성형 품질에 결정적인 영향을 미칩니다. 이 연구에서는 선택적 레이저 용융 AlCu5MnCdVA 합금의 용융 풀 구조, 온도 흐름 및 속도장을 연구하기 위해 수치 시뮬레이션과 실험을 모두 사용했습니다.

그 결과 용융풀의 구조는 다양한 형태(깊은 오목 구조, 이중 오목 구조, 평면 구조, 돌출 구조 및 이상적인 평면 구조)를 나타냈으며, 용융 풀의 크기는 약 132 μm × 107 μm × 50 μm였습니다. : 용융풀은 초기에는 여러 구동력에 의해 깊이 15μm의 깊은 오목형상이었으나, 성형 후기에는 장력구배에 의해 높이 10μm의 돌출형상이 되었다. 용융 풀 내부의 금속 흐름은 주로 레이저 충격력, 금속 액체 중력, 표면 장력 및 반동 압력에 의해 구동되었습니다.

AlCu5MnCdVA 합금의 경우, 금속 액체 응고 속도가 매우 빠르며(3.5 × 10-4 S), 가열 속도 및 냉각 속도는 각각 6.5 × 107 K S-1 및 1.6 × 106 K S-1 에 도달했습니다. 시각적 표준으로 표면 거칠기를 선택하고, 낮은 레이저 에너지 AlCu5MnCdVA 합금 최적 공정 매개변수 창을 수치 시뮬레이션으로 얻었습니다: 레이저 출력 250W, 부화 공간 0.11mm, 층 두께 0.03mm, 레이저 스캔 속도 1.5m s-1 .

또한, 실험 프린팅과 수치 시뮬레이션과 비교할 때, 용융 풀의 폭은 각각 약 205um 및 약 210um이었고, 인접한 두 용융 트랙 사이의 중첩은 모두 약 65um이었다. 결과는 수치 시뮬레이션 결과가 실험 인쇄 결과와 기본적으로 일치함을 보여 수치 시뮬레이션 모델의 정확성을 입증했습니다.

Selective Laser Melting (SLM) has become one of the most promising technologies in Metal Additive Manufacturing (MAM), which is a complex dynamic non-equilibrium process involving heat transfer, melting, phase transition, vaporization and mass transfer. The characteristics of the molten pool (structure, temperature flow and velocity flow) have a decisive influence on the final forming quality of SLM. In this study, both numerical simulation and experiments were employed to study molten pool structure, temperature flow and velocity field in Selective Laser Melting AlCu5MnCdVA alloy. The results showed the structure of molten pool showed different forms(deep-concave structure, double-concave structure, plane structure, protruding structure and ideal planar structure), and the size of the molten pool was approximately 132 μm × 107 μm × 50 μm: in the early stage, molten pool was in a state of deep-concave shape with a depth of 15 μm due to multiple driving forces, while a protruding shape with a height of 10 μm duo to tension gradient in the later stages of forming. The metal flow inside the molten pool was mainly driven by laser impact force, metal liquid gravity, surface tension and recoil pressure. For AlCu5MnCdVA alloy, metal liquid solidification speed was extremely fast(3.5 × 10−4 S), the heating rate and cooling rate reached 6.5 × 107 K S−1 and 1.6 × 106 K S−1 , respectively. Choosing surface roughness as a visual standard, low-laser energy AlCu5MnCdVA alloy optimum process parameters window was obtained by numerical simulation: laser power 250 W, hatching space 0.11 mm, layer thickness 0.03 mm, laser scanning velocity 1.5 m s−1 . In addition, compared with experimental printing and numerical simulation, the width of the molten pool was about 205 um and about 210 um, respectively, and overlapping between two adjacent molten tracks was all about 65 um. The results showed that the numerical simulation results were basically consistent with the experimental print results, which proved the correctness of the numerical simulation model.

Figure 1. AlCu5MnCdVA powder particle size distribution.
Figure 1. AlCu5MnCdVA powder particle size distribution.
Figure 2. AlCu5MnCdVA powder
Figure 2. AlCu5MnCdVA powder
Figure 3. Finite element model and calculation domains of SLM.
Figure 3. Finite element model and calculation domains of SLM.
Figure 4. SLM heat transfer process.
Figure 4. SLM heat transfer process.
Figure 14. Defects: (a) Unmelt defects(Scheme NO.4);(b) Pores defects(Scheme NO.1); (c); Spattering defect (Scheme NO.3); (d) Low
overlapping rate defects(Scheme NO.5).
Figure 17. Two-pass molten tracks overlapping for Scheme NO.2.
Figure 17. Two-pass molten tracks overlapping for Scheme NO.2.

References

[1] Cuiyun H 2008 Phase diagram determination and thermodynamic study of Al–Cu–Mn, Al–Cu–Si, Al–Mg–Ni and Ni–Ti–Si systems Central South University
[2] Zhanfei Z 2017 Study on theta phase segregation and room temperature properties of high strength cast Al–Cu–Mn alloy Lanzhou University of Technology
[3] Nie X et al 2018 Analysis of processing parameters and characteristics of selective laser melted high strength Al–Cu–Mg alloys: from single tracks to cubic samplesJ. Mater. Process. Technol. 256 69–77
[4] Shenping Y et al 2017 Laser absorptance measurement of commonly used metal materials in laser additive manufacturing technology Aviation Manufacturing Technology 12 23–9
[5] Wenqing W 2007 Relationship between cooling rate and grain size of AlCu5MnCdVA alloy Harbin University of Technology
[6] Majeed M, Vural M, Raja S and Bilal Naim Shaikh M 2019 Finite element analysis of thermal behavior in maraging steel during SLM process Optik 208 113–24
[7] Khairallah S A, Anderson A T, Rubenchik A and King W E 2016 Laser powder-bed fusion additive manufacturing: physics of complex melt flow and formation mechanisms of pores, spatter, and denudation zones Acta Mater. 108 36–45
[8] Bo C, Zhiyu X, Quanquan Z, Yuanbiao W, Liping W and Jin C 2020 Process optimization and microstructure and properties of SLM forming Cu6AlNiSnInCe imitation gold alloy Chin. J. Nonferr. Met. 30 372–82
[9] Li W 2012 Research on performance of metal parts formed by selective laser melting Huazhong University of Science and Technology
[10] Yu Q 2013 The influence of different laser heat sources on the surface shape of the molten pool in laser cladding Surf. Technol. 42 40–3

[11] Xianfeng J, Xiangchen M, Rongwei S, Xigen Y and Ming Y 2015 Research on the influence of material state change on temperature field
in SLM processing Applied Laser 35 155–9
[12] Körner C, Attar E and Heinl P 2011 Mesoscopic simulation of selective beam melting processesJ. Mater. Process. Technol. 211 978–87
[13] Yadroitsev I, Gusarov A, Yadroitsava I and Smurov I 2010 Single track formation in selective laser melting of metal powdersJ. Mater.
Process. Technol. 210 1624–31
[14] King W, Anderson A T, Ferencz R M, Hodge N E, Kamath C and Khairallah S A 2014 Overview of modelling and simulation of metal
powder bed fusion process at Lawrence Livermore National Laboratory Mater. Sci. Technol. 31 957–68
[15] Hussein A, Hao L, Yan C and Everson R 2013 Finite element simulation of the temperature and stress fields in single layers built
without-support in selective laser melting Materials & Design (1980–2015) 52 638–47
[16] Qiu C, Panwisawas C, Ward M, Basoalto H C, Brooks J W and Attallah M M 2015 On the role of melt flow into the surface structure and
porosity development during selective laser melting Acta Mater. 96 72–9
[17] Weihao Y, Hui C and Qingsong W 2020 Thermodynamic behavior of laser selective melting molten pool under the action of recoil
pressure Journal of Mechanical Engineering 56 213–9
[18] Weijuan Y 2019 Numerical simulation of melt pool temperature field and morphology evolution during laser selective melting process
Xi’an University of Technology
[19] Genwang W 2017 Research on the establishment of laser heat source model based on energy distribution and its simulation application
Harbin Institute of Technology
[20] FLOW-3D 2017 User Manual (USA: FLOW SCIENCE)
[21] Hirt C and Nichols B 1981 Volume of fluid (VOF) method for the dynamics of free boundariesJ. Comput. Phys. 39 201–25
[22] Hu Z, Zhang H, Zhu H, Xiao Z, Nie X and Zeng X 2019 Microstructure, mechanical properties and strengthening mechanisms of
AlCu5MnCdVA aluminum alloy fabricated by selective laser melting Materials Science and Engineering: A 759 154–66
[23] Ketai H, Liu Z and Lechang Y 2020 Simulation of temperature field, microstructure and mechanical properties of 316L stainless steel in
selected laser melting Progress in Laser and Optoelectronics 9 1–18
[24] Cao L 2020 Workpiece-scale numerical simulations of SLM molten pool dynamic behavior of 316L stainless steel Comput. Math. Appl.
4 22–34
[25] Dening Z, Yongping L, Tinglu H and Junyi S 2000 Numerical study of fluid flow and heat transfer in molten pool under the condition of
moving heat source J. Met. 4 387–90
[26] Chengyun C, Cui F and Wenlong Z 2018 The effect of Marangoni flow on the thermal behavior and melt flow behavior of laser cladding
Applied Laser 38 409–16
[27] Peiying B and Enhuai Y 2020 The effect of laser power on the morphology and residual stress of the molten pool of metal laser selective
melting Progress in Laser and Optoelectronics 7 1–12 http://kns.cnki.net/kcms/detail/31.1690.TN.20190717.0933.032.html
[28] Zhen L, Dongyun Z, Zhe F and Chengjie W 2017 Numerical simulation of the influence of overlap rate on the forming quality of
Inconel 718 alloy by selective laser melting processing Applied Laser 37 187–93
[29] Wei W, Qi L, Guang Y, Lanyun Q and Xiong X 2015 Numerical simulation of electromagnetic field, temperature field and flowfield of
laser melting pool under the action of electromagnetic stirring China Laser 42 48–55
[30] Hu Y, He X, Yu G and Zhao S 2016 Capillary convection in pulsed—butt welding of miscible dissimilar couple Proc. Inst. Mech. Eng.
Part C J. Mech. Eng. Sci. 231 2429–40
[31] Li R 2010 Research on the key basic problems of selective laser melting forming of metal powder Huazhong University of Science and
Technology
[32] Zijue T, Weiwei L, Zhaorui Y, Hao W and Hongchao Z 2019 Study on the shape evolution behavior of metal laser melting deposition
based on molten pool dynamic characteristicsJournal of Mechanical Engineering 55 39–47
[33] Pan L, Cheng-Lin Z, Hai-Yi L, Liang W and Tong L 2020 A new two-step selective laser remelting of 316L stainless steel: process,
density, surface roughness, mechanical properties, microstructure Mater. Res. Express 7 056503
[34] Pan L, Cheng-Lin Z, Hai-Yi L, Jiang H, Tong L and Liang W 2019 The influence and optimization of forming process parameters of
316L stainless steel prepared by laser melting on the density Forging Technology 44 103–9

이종 금속 인터커넥트의 펄스 레이저 용접을 위한 가공 매개변수 최적화

Optimization of processing parameters for pulsed laser welding of dissimilar metal interconnects

본 논문은 독자의 편의를 위해 기계번역된 내용이어서 자세한 내용은 원문을 참고하시기 바랍니다.

NguyenThi TienaYu-LungLoabM.Mohsin RazaaCheng-YenChencChi-PinChiuc

aNational Cheng Kung University, Department of Mechanical Engineering, Tainan, Taiwan

bNational Cheng Kung University, Academy of Innovative Semiconductor and Sustainable Manufacturing, Tainan, Taiwan

cJum-bo Co., Ltd, Xinshi District, Tainan, Taiwan

Abstract

워블 전략이 포함된 펄스 레이저 용접(PLW) 방법을 사용하여 알루미늄 및 구리 이종 랩 조인트의 제조를 위한 최적의 가공 매개변수에 대해 실험 및 수치 조사가 수행됩니다. 피크 레이저 출력과 접선 용접 속도의 대표적인 조합 43개를 선택하기 위해 원형 패킹 설계 알고리즘이 먼저 사용됩니다.

선택한 매개변수는 PLW 프로세스의 전산유체역학(CFD) 모델에 제공되어 용융 풀 형상(즉, 인터페이스 폭 및 침투 깊이) 및 구리 농도를 예측합니다. 시뮬레이션 결과는 설계 공간 내에서 PLW 매개변수의 모든 조합에 대한 용융 풀 형상 및 구리 농도를 예측하기 위해 3개의 대리 모델을 교육하는 데 사용됩니다.

마지막으로, 대체 모델을 사용하여 구성된 처리 맵은 용융 영역에 균열이나 기공이 없고 향상된 기계적 및 전기적 특성이 있는 이종 조인트를 생성하는 PLW 매개변수를 결정하기 위해 세 가지 품질 기준에 따라 필터링됩니다.

제안된 최적화 접근법의 타당성은 최적의 용접 매개변수를 사용하여 생성된 실험 샘플의 전단 강도, 금속간 화합물(IMC) 형성 및 전기 접촉 저항을 평가하여 입증됩니다.

결과는 최적의 매개변수가 1209N의 높은 전단 강도와 86µΩ의 낮은 전기 접촉 저항을 생성함을 확인합니다. 또한 용융 영역에는 균열 및 기공과 같은 결함이 없습니다.

An experimental and numerical investigation is performed into the optimal processing parameters for the fabrication of aluminum and copper dissimilar lap joints using a pulsed laser welding (PLW) method with a wobble strategy. A circle packing design algorithm is first employed to select 43 representative combinations of the peak laser power and tangential welding speed. The selected parameters are then supplied to a computational fluidic dynamics (CFD) model of the PLW process to predict the melt pool geometry (i.e., interface width and penetration depth) and copper concentration. The simulation results are used to train three surrogate models to predict the melt pool geometry and copper concentration for any combination of the PLW parameters within the design space. Finally, the processing maps constructed using the surrogate models are filtered in accordance with three quality criteria to determine the PLW parameters that produce dissimilar joints with no cracks or pores in the fusion zone and enhanced mechanical and electrical properties. The validity of the proposed optimization approach is demonstrated by evaluating the shear strength, intermetallic compound (IMC) formation, and electrical contact resistance of experimental samples produced using the optimal welding parameters. The results confirm that the optimal parameters yield a high shear strength of 1209 N and a low electrical contact resistance of 86 µΩ. Moreover, the fusion zone is free of defects, such as cracks and pores.

Fig. 1. Schematic illustration of Al-Cu lap-joint arrangement
Fig. 1. Schematic illustration of Al-Cu lap-joint arrangement
Fig. 2. Machine setup (MFQS-150W_1500W
Fig. 2. Machine setup (MFQS-150W_1500W
Fig. 5. Lap-shear mechanical tests: (a) experimental setup and specimen dimensions, and (b) two different failures of lap-joint welding.
N. Thi Tien et al.
Fig. 5. Lap-shear mechanical tests: (a) experimental setup and specimen dimensions, and (b) two different failures of lap-joint welding. N. Thi Tien et al.
Fig. 9. Simulation and experimental results for melt pool profile. (a) Simulation results for melt pool cross-section, and (b) OM image of melt pool cross-section.
(Note that laser processing parameter of 830 W and 565 mm/s is chosen.).
Fig. 9. Simulation and experimental results for melt pool profile. (a) Simulation results for melt pool cross-section, and (b) OM image of melt pool cross-section. (Note that laser processing parameter of 830 W and 565 mm/s is chosen.).

References

[1]

G. Santos

Road transport and CO2 emissions: What are the challenges?

Transport Policy, 59 (2017), pp. 71-74

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[2]

A. Das, D. Li, D. Williams, D. Greenwood

Joining technologies for automotive battery systems manufacturing

World Electric Veh. J., 9 (2) (2018), p. 22 View PDF

CrossRefGoogle Scholar[3]

M. Zwicker, M. Moghadam, W. Zhang, C. Nielsen

Automotive battery pack manufacturing–a review of battery to tab joining

J. Adv. Joining Process., 1 (2020), Article 100017

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[4]

T. Mai, A. Spowage

Characterisation of dissimilar joints in laser welding of steel–kovar, copper–steel and copper–aluminium

Mater. Sci. Eng. A, 374 (1–2) (2004), pp. 224-233

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[5]

S.S. Lee, T.H. Kim, S.J. Hu, W.W. Cai, J. Li, J.A. Abell

Characterization of joint quality in ultrasonic welding of battery tabs

International Manufacturing Science and Engineering Conference, vol. 54990, American Society of Mechanical Engineers (2012), pp. 249-261

Google Scholar[6]

Y. Zhou, P. Gorman, W. Tan, K. Ely

Weldability of thin sheet metals during small-scale resistance spot welding using an alternating-current power supply

J. Electron. Mater., 29 (9) (2000), pp. 1090-1099 View PDF

CrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar[7]

S. Katayama

Handbook of laser welding technologies

Elsevier (2013)

Google Scholar[8]

A. Sadeghian, N. Iqbal

A review on dissimilar laser welding of steel-copper, steel-aluminum, aluminum-copper, and steel-nickel for electric vehicle battery manufacturing

Opt. Laser Technol., 146 (2022), Article 107595

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[9]

M.J. Brand, P.A. Schmidt, M.F. Zaeh, A. Jossen

Welding techniques for battery cells and resulting electrical contact resistances

J. Storage Mater., 1 (2015), pp. 7-14

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[10]

M. Jarwitz, F. Fetzer, R. Weber, T. Graf

Weld seam geometry and electrical resistance of laser-welded, aluminum-copper dissimilar joints produced with spatial beam oscillation

Metals, 8 (7) (2018), p. 510 View PDF

CrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar[11]S. Smith, J. Blackburn, M. Gittos, P. de Bono, and P. Hilton, “Welding of dissimilar metallic materials using a scanned laser beam,” in International Congress on Applications of Lasers & Electro-Optics, 2013, vol. 2013, no. 1: Laser Institute of America, pp. 493-502.

Google Scholar[12]

P. Schmitz, J.B. Habedank, M.F. Zaeh

Spike laser welding for the electrical connection of cylindrical lithium-ion batteries

J. Laser Appl., 30 (1) (2018), Article 012004 View PDF

CrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar[13]

P. Kah, C. Vimalraj, J. Martikainen, R. Suoranta

Factors influencing Al-Cu weld properties by intermetallic compound formation

Int. J. Mech. Mater. Eng., 10 (1) (2015), pp. 1-13

Google Scholar[14]

Z. Lei, X. Zhang, J. Liu, P. Li

Interfacial microstructure and reaction mechanism with various weld fillers on laser welding-brazing of Al/Cu lap joint

J. Manuf. Process., 67 (2021), pp. 226-240

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[15]

T. Solchenbach, P. Plapper

Mechanical characteristics of laser braze-welded aluminium–copper connections

Opt. Laser Technol., 54 (2013), pp. 249-256

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[16]

T. Solchenbach, P. Plapper, W. Cai

Electrical performance of laser braze-welded aluminum–copper interconnects

J. Manuf. Process., 16 (2) (2014), pp. 183-189

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[17]

S.J. Lee, H. Nakamura, Y. Kawahito, S. Katayama

Effect of welding speed on microstructural and mechanical properties of laser lap weld joints in dissimilar Al and Cu sheets

Sci. Technol. Weld. Join., 19 (2) (2014), pp. 111-118

Google Scholar[18]

Z. Xue, S. Hu, D. Zuo, W. Cai, D. Lee, K.-A. Elijah Jr

Molten pool characterization of laser lap welded copper and aluminum

J. Phys. D Appl. Phys., 46 (49) (2013), Article 495501 View PDF

CrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar[19]

S. Zhao, G. Yu, X. He, Y. Zhang, W. Ning

Numerical simulation and experimental investigation of laser overlap welding of Ti6Al4V and 42CrMo

J. Mater. Process. Technol., 211 (3) (2011), pp. 530-537

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[20]

W. Huang, H. Wang, T. Rinker, W. Tan

Investigation of metal mixing in laser keyhole welding of dissimilar metals

Mater. Des., 195 (2020), Article 109056

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[21]

E. Kaiser, G. Ambrosy, E. Papastathopoulos

Welding strategies for joining copper and aluminum by fast oscillating, high quality laser beam

High-Power Laser Materials Processing: Applications, Diagnostics, and Systems IX, vol. 11273, International Society for Optics and Photonics (2020), p. 112730C

View Record in ScopusGoogle Scholar[22]

V. Dimatteo, A. Ascari, A. Fortunato

Continuous laser welding with spatial beam oscillation of dissimilar thin sheet materials (Al-Cu and Cu-Al): Process optimization and characterization

J. Manuf. Process., 44 (2019), pp. 158-165

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[23]

V. Dimatteo, A. Ascari, E. Liverani, A. Fortunato

Experimental investigation on the effect of spot diameter on continuous-wave laser welding of copper and aluminum thin sheets for battery manufacturing

Opt. Laser Technol., 145 (2022), Article 107495

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[24]

D. Wu, X. Hua, F. Li, L. Huang

Understanding of spatter formation in fiber laser welding of 5083 aluminum alloy

Int. J. Heat Mass Transf., 113 (2017), pp. 730-740

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[25]

R. Ducharme, K. Williams, P. Kapadia, J. Dowden, B. Steen, M. Glowacki

The laser welding of thin metal sheets: an integrated keyhole and weld pool model with supporting experiments

J. Phys. D Appl. Phys., 27 (8) (1994), p. 1619 View PDF

CrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar[26]

C.W. Hirt, B.D. Nichols

Volume of fluid (VOF) method for the dynamics of free boundaries

J. Comput. Phys., 39 (1) (1981), pp. 201-225

ArticleDownload PDFGoogle Scholar[27]

W. Piekarska, M. Kubiak

Three-dimensional model for numerical analysis of thermal phenomena in laser–arc hybrid welding process

Int. J. Heat Mass Transf., 54 (23–24) (2011), pp. 4966-4974

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[28]J. Zhou, H.-L. Tsai, and P.-C. Wang, “Transport phenomena and keyhole dynamics during pulsed laser welding,” 2006.

Google Scholar[29]

D. Harrison, D. Yan, S. Blairs

The surface tension of liquid copper

J. Chem. Thermodyn., 9 (12) (1977), pp. 1111-1119

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[30]

M. Leitner, T. Leitner, A. Schmon, K. Aziz, G. Pottlacher

Thermophysical properties of liquid aluminum

Metall. Mater. Trans. A, 48 (6) (2017), pp. 3036-3045 View PDF

This article is free to access.

CrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar[31]

H.-C. Tran, Y.-L. Lo

Systematic approach for determining optimal processing parameters to produce parts with high density in selective laser melting process

Int. J. Adv. Manuf. Technol., 105 (10) (2019), pp. 4443-4460 View PDF

CrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar[32]A. Ascari, A. Fortunato, E. Liverani, and A. Lutey, “Application of different pulsed laser sources to dissimilar welding of Cu and Al alloys,” in Proceedings of Lasers in Manufacturing Conference (LIM), 2019.

Google Scholar[33]

A. Fortunato, A. Ascari

Laser welding of thin copper and aluminum sheets: feasibility and challenges in continuous-wave welding of dissimilar metals

Lasers in Manufacturing and Materials Processing, 6 (2) (2019), pp. 136-157 View PDF

CrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar[34]

A. Boucherit, M.-N. Avettand-Fènoël, R. Taillard

Effect of a Zn interlayer on dissimilar FSSW of Al and Cu

Mater. Des., 124 (2017), pp. 87-99

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[35]

N. Kumar, I. Masters, A. Das

In-depth evaluation of laser-welded similar and dissimilar material tab-to-busbar electrical interconnects for electric vehicle battery pack

J. Manuf. Process., 70 (2021), pp. 78-96

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[36]

M. Abbasi, A.K. Taheri, M. Salehi

Growth rate of intermetallic compounds in Al/Cu bimetal produced by cold roll welding process

J. Alloy. Compd., 319 (1–2) (2001), pp. 233-241

ArticleDownload PDFGoogle Scholar[37]

D. Zuo, S. Hu, J. Shen, Z. Xue

Intermediate layer characterization and fracture behavior of laser-welded copper/aluminum metal joints

Mater. Des., 58 (2014), pp. 357-362

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[38]

S. Yan, Y. Shi

Influence of Ni interlayer on microstructure and mechanical properties of laser welded joint of Al/Cu bimetal

J. Manuf. Process., 59 (2020), pp. 343-354

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar[39]

S. Yan, Y. Shi

Influence of laser power on microstructure and mechanical property of laser-welded Al/Cu dissimilar lap joints

J. Manuf. Process., 45 (2019), pp. 312-321

ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar

Fig. 8 Distribution of solidification properties on the yz cross section at the maximum width of the melt pool.(a) thermal gradient G, (b) solidification velocity vT, (c) cooling rate G×vT, and (d) morphology factor G/vT. These profiles are calculated with a laser power 300 W and velocity 400 mm/s using (a1 through d1) analytical Rosenthal simulation and (a2 through d2) high-fidelity CFD simulation. The laser is moving out of the page from the upper left corner of each color map (Color figure online)

Quantifying Equiaxed vs Epitaxial Solidification in Laser Melting of CMSX-4 Single Crystal Superalloy

CMSX -4 단결정 초합금의 레이저 용융에서 등축 응고와 에피택셜 응고 정량화

본 논문은 독자의 편의를 위해 기계번역된 내용이어서 자세한 내용은 원문을 참고하시기 바랍니다.

Abstract

에피택셜 과 등축 응고 사이의 경쟁은 적층 제조에서 실행되는 레이저 용융 동안 CMSX-4 단결정 초합금에서 조사되었습니다. 단일 트랙 레이저 스캔은 레이저 출력과 스캐닝 속도의 여러 조합으로 방향성 응고된 CMSX-4 합금의 분말 없는 표면에서 수행되었습니다. EBSD(Electron Backscattered Diffraction) 매핑은 새로운 방향의 식별을 용이하게 합니다. 영역 분율 및 공간 분포와 함께 융합 영역 내에서 핵을 형성한 “스트레이 그레인”은 충실도가 높은 전산 유체 역학 시뮬레이션을 사용하여 용융 풀 내의 온도 및 유체 속도 필드를 모두 추정했습니다. 이 정보를 핵 생성 모델과 결합하여 용융 풀에서 핵 생성이 발생할 확률이 가장 높은 위치를 결정했습니다. 금속 적층 가공의 일반적인 경험에 따라 레이저 용융 트랙의 응고된 미세 구조는 에피택셜 입자 성장에 의해 지배됩니다. 더 높은 레이저 스캐닝 속도와 더 낮은 출력이 일반적으로 흩어진 입자 감소에 도움이 되지만,그럼에도 불구하고 길쭉한 용융 풀에서 흩어진 입자가 분명했습니다.

The competition between epitaxial vs. equiaxed solidification has been investigated in CMSX-4 single crystal superalloy during laser melting as practiced in additive manufacturing. Single-track laser scans were performed on a powder-free surface of directionally solidified CMSX-4 alloy with several combinations of laser power and scanning velocity. Electron backscattered diffraction (EBSD) mapping facilitated identification of new orientations, i.e., “stray grains” that nucleated within the fusion zone along with their area fraction and spatial distribution. Using high-fidelity computational fluid dynamics simulations, both the temperature and fluid velocity fields within the melt pool were estimated. This information was combined with a nucleation model to determine locations where nucleation has the highest probability to occur in melt pools. In conformance with general experience in metals additive manufacturing, the as-solidified microstructure of the laser-melted tracks is dominated by epitaxial grain growth; nevertheless, stray grains were evident in elongated melt pools. It was found that, though a higher laser scanning velocity and lower power are generally helpful in the reduction of stray grains, the combination of a stable keyhole and minimal fluid velocity further mitigates stray grains in laser single tracks.

Introduction

니켈 기반 초합금은 고온에서 긴 노출 시간 동안 높은 인장 강도, 낮은 산화 및 우수한 크리프 저항성을 포함하는 우수한 특성의 고유한 조합으로 인해 가스 터빈 엔진 응용 분야에서 광범위하게 사용됩니다. CMSX-4는 특히 장기 크리프 거동과 관련하여 초고강도의 2세대 레늄 함유 니켈 기반 단결정 초합금입니다. 1 , 2 ]입계의 존재가 크리프를 가속화한다는 인식은 가스 터빈 엔진의 고온 단계를 위한 단결정 블레이드를 개발하게 하여 작동 온도를 높이고 효율을 높이는 데 기여했습니다. 이러한 구성 요소는 사용 중 마모될 수 있습니다. 즉, 구성 요소의 무결성을 복원하고 단결정 미세 구조를 유지하는 수리 방법을 개발하기 위한 지속적인 작업이 있었습니다. 3 , 4 , 5 ]

적층 제조(AM)가 등장하기 전에는 다양한 용접 공정을 통해 단결정 초합금에 대한 수리 시도가 수행되었습니다. 균열 [ 6 , 7 ] 및 흩어진 입자 8 , 9 ] 와 같은 심각한 결함 이 이 수리 중에 자주 발생합니다. 일반적으로 “스트레이 그레인”이라고 하는 응고 중 모재의 방향과 다른 결정학적 방향을 가진 새로운 그레인의 형성은 니켈 기반 단결정 초합금의 수리 중 유해한 영향으로 인해 중요한 관심 대상입니다. 3 , 10 ]결과적으로 재료의 단결정 구조가 손실되고 원래 구성 요소에 비해 기계적 특성이 손상됩니다. 이러한 흩어진 입자는 특정 조건에서 에피택셜 성장을 대체하는 등축 응고의 시작에 해당합니다.

떠돌이 결정립 형성을 완화하기 위해 이전 작업은 용융 영역(FZ) 내에서 응고하는 동안 떠돌이 결정립 형성에 영향을 미치는 수지상 응고 거동 및 처리 조건을 이해하는 데 중점을 두었습니다. 11 , 12 , 13 , 14 ] 연구원들은 단결정 합금의 용접 중에 표류 결정립 형성에 대한 몇 가지 가능한 메커니즘을 제안했습니다. 12 , 13 , 14 , 15 ]응고 전단에 앞서 국부적인 구성 과냉각은 이질적인 핵 생성 및 등축 결정립의 성장을 유발할 수 있습니다. 또한 용융 풀에서 활발한 유체 흐름으로 인해 발생하는 덴드라이트 조각화는 용융 풀 경계 근처에서 새로운 결정립을 형성할 수도 있습니다. 두 메커니즘 모두에서, 표류 결정립 형성은 핵 생성 위치에 의존하며, 차이점은 수상 돌기 조각화는 수상 돌기 조각이 핵 생성 위치로 작용한다는 것을 의미하는 반면 다른 메커니즘은 재료,  를 들어 산화물 입자에서 발견되는 다른 유형의 핵 생성 위치를 사용한다는 것을 의미합니다. 잘 알려진 바와 같이, 많은 주물에 대한 반대 접근법은 TiB와 같은 핵제의 도입을 통해 등축 응고를 촉진하는 것입니다.22알루미늄 합금에서.

헌법적 과냉 메커니즘에서 Hunt 11 ] 는 정상 상태 조건에서 기둥에서 등축으로의 전이(CET)를 설명하는 모델을 개발했습니다. Gaumann과 Kurz는 Hunt의 모델을 수정하여 단결정이 응고되는 동안 떠돌이 결정립이 핵을 생성하고 성장할 수 있는 정도를 설명했습니다. 12 , 14 ] 이후 연구에서 Vitek은 Gaumann의 모델을 개선하고 출력 및 스캐닝 속도와 같은 용접 조건의 영향에 대한 보다 자세한 분석을 포함했습니다. Vitek은 또한 실험 및 모델링 기술을 통해 표류 입자 형성에 대한 기판 방향의 영향을 포함했습니다. 3 , 10 ]일반적으로 높은 용접 속도와 낮은 출력은 표류 입자의 양을 최소화하고 레이저 용접 공정 중 에피택셜 단결정 성장을 최대화하는 것으로 나타났습니다. 3,10 ] 그러나 Vitek은 덴드라이트 조각화를 고려하지 않았으며 그의 연구는 불균질 핵형성이 레이저 용접된 CMSX -4 단결정 합금에서 표류 결정립 형성을 이끄는 주요 메커니즘임을 나타냅니다. 현재 작업에서 Vitek의 수치적 방법이 채택되고 금속 AM의 급속한 특성의 더 높은 속도와 더 낮은 전력 특성으로 확장됩니다.

AM을 통한 금속 부품 제조 는 지난 10년 동안 급격한 인기 증가를 목격했습니다. 16 ] EBM(Electron Beam Melting)에 의한 CMSX-4의 제작 가능성은 자주 조사되었으나 17 , 18 , 19 , 20 , 21 ] CMSX의 제조 및 수리에 대한 조사는 매우 제한적이었다. – 4개의 단결정 구성요소는 레이저 분말 베드 융합(LPBF)을 사용하며, AM의 인기 있는 하위 집합으로, 특히 표류 입자 형성을 완화하는 메커니즘과 관련이 있습니다. 22 ]이러한 조사 부족은 주로 이러한 합금 시스템과 관련된 처리 문제로 인해 발생합니다. 2 , 19 , 22 , 23 , 24 ] 공정 매개변수( 예: 열원 전력, 스캐닝 속도, 스폿 크기, 예열 온도 및 스캔 전략)의 엄격한 제어는 완전히 조밀한 부품을 만들고 유지 관리할 수 있도록 하는 데 필수적입니다. 단결정 미세구조. 25 ] EBM을 사용하여 단결정 합금의 균열 없는 수리가 현재 가능하지만 19 , 24 ] 표류 입자를 생성하지 않는 수리는 쉽게 달성할 수 없습니다.23 , 26 ]

이 작업에서 LPBF를 대표하는 조건으로 레이저 용융을 사용하여 단결정 CMSX-4에서 표류 입자 완화를 조사했습니다. LPBF는 스캐닝 레이저 빔을 사용하여 금속 분말의 얇은 층을 기판에 녹이고 융합합니다. 층별 증착에서 레이저 빔의 사용은 급격한 온도 구배, 빠른 가열/냉각 주기 및 격렬한 유체 흐름을 경험하는 용융 풀을 생성 합니다 이것은 일반적으로 부품에 결함을 일으킬 수 있는 매우 동적인 물리적 현상으로 이어집니다. 28 , 29 , 30 ] 레이저 유도 키홀의 동역학( 예:, 기화 유발 반동 압력으로 인한 위상 함몰) 및 열유체 흐름은 AM 공정에서 응고 결함과 강하게 결합되고 관련됩니다. 31 , 32 , 33 , 34 ] 기하 구조의 급격한 변화가 발생하기 쉬운 불안정한 키홀은 다공성, 볼링, 스패터 형성 및 흔하지 않은 미세 구조 상을 포함하는 유해한 물리적 결함을 유발할 수 있습니다. 그러나 키홀 진화와 유체 흐름은 자연적으로 다음을 통해 포착 하기 어렵 습니다 .전통적인 사후 특성화 기술. 고충실도 수치 모델링을 활용하기 위해 이 연구에서는 전산유체역학(CFD)을 적용하여 표면 아래의 레이저-물질 상호 작용을 명확히 했습니다. 36 ] 이것은 응고된 용융물 풀의 단면에 대한 오랫동안 확립된 사후 특성화와 비교하여 키홀 및 용융물 풀 유체 흐름 정량화를 실행합니다.

CMSX-4 구성 요소의 레이저 기반 AM 수리 및 제조를 위한 적절한 절차를 개발하기 위해 적절한 공정 창을 설정하고 응고 중 표류 입자 형성 경향에 대한 예측 기능을 개발하는 것부터 시작합니다. 다중 합금에 대한 단일 트랙 증착은 분말 층이 있거나 없는 AM 공정에서 용융 풀 형상 및 미세 구조의 정확한 분석을 제공하는 것으로 나타났습니다. 37 , 38 , 39 ]따라서 본 연구에서는 CMSX-4의 응고 거동을 알아보기 위해 분말을 사용하지 않는 단일 트랙 레이저 스캔 실험을 사용하였다. 이는 CMSX-4 단결정의 LPBF 제조를 위한 예비 실험 지침을 제공합니다. 또한 응고 모델링은 기존 용접에서 LPBF와 관련된 급속 용접으로 확장되어 표류 입자 감소를 위한 최적의 레이저 용융 조건을 식별했습니다. 가공 매개변수 최적화를 위한 추가 지침을 제공하기 위해 용융물 풀의 매우 동적인 유체 흐름을 모델링했습니다.

재료 및 방법

단일 트랙 실험

방전 가공(EDM)을 사용하여 CMSX-4 방향성 응고 단결정 잉곳으로부터 샘플을 제작했습니다. 샘플의 최종 기하학은 치수 20의 직육면체 형태였습니다.××20××6mm. 6개 중 하나⟨ 001 ⟩⟨001⟩잉곳의 결정학적 방향은 레이저 트랙이 이 바람직한 성장 방향을 따라 스캔되도록 절단 표면에 수직으로 위치했습니다. 단일 레이저 용융 트랙은 EOS M290 기계를 사용하여 분말이 없는 샘플 표면에 만들어졌습니다. 이 기계는 최대 출력 400W, 가우시안 빔 직경 100의 이터븀 파이버 레이저가 장착된 LPBF 시스템입니다. μμ초점에서 m. 실험 중에 직사각형 샘플을 LPBF 기계용 맞춤형 샘플 홀더의 포켓에 끼워 표면을 동일한 높이로 유지했습니다. 이 맞춤형 샘플 홀더에 대한 자세한 내용은 다른 곳에서 설명합니다. 실험 은 아르곤 퍼지 분위기에서 수행되었으며 예열은 적용되지 않았습니다 단일 트랙 레이저 용융 실험은 다양한 레이저 출력(200~370W)과 스캔 속도(0.4~1.4m/s)에서 수행되었습니다.

성격 묘사

레이저 스캐닝 후, 레이저 빔 스캐닝 방향에 수직인 평면에서 FZ를 통해 다이아몬드 톱을 사용하여 샘플을 절단했습니다. 그 후, 샘플을 장착하고 220 그릿 SiC 페이퍼로 시작하여 콜로이드 실리카 현탁액 광택제로 마무리하여 자동 연마했습니다. 결정학적 특성화는 20kV의 가속 전압에서 TESCAN MIRA 3XMH 전계 방출 주사 전자 현미경(SEM)에서 수행되었습니다. EBSD 지도는0.4μm _0.4μ미디엄단계 크기. Bruker 시스템을 사용하여 EBSD 데이터를 정리하고 분석했습니다. EBSD 클린업은 그레인을 접촉시키기 위한 그레인 확장 루틴으로 시작한 다음 인덱스되지 않은 회절 패턴과 관련된 검은색 픽셀을 해결하기 위해 이웃 방향 클린업 루틴으로 이어졌습니다. 용융 풀 형태를 분석하기 위해 단면을 광학 현미경으로 분석했습니다. 광학 특성화의 대비를 향상시키기 위해 10g CuSO로 구성된 Marbles 시약의 변형으로 샘플을 에칭했습니다.44, 50mL HCl 및 70mL H22영형.

응고 모델링

구조적 과냉 기준에 기반한 응고 모델링을 수행하여 표유 입자의 성향 및 분포에 대한 가공 매개변수의 영향을 평가했습니다. 이 분석 모델링 접근 방식에 대한 자세한 내용은 이전 작업에서 제공됩니다. 3 , 10 ] 참고문헌 3 에 기술된 바와 같이 , 기본 재료의 결정학적 배향을 가진 용융 풀에서 총 표유 입자 면적 분율의 변화는 최소이므로 기본 재료 배향의 영향은 이 작업에서 고려되지 않았습니다. 우리의 LPBF 결과를 이전 작업과 비교하기 위해 Vitek의 작업에서 사용된 수학적으로 간단한 Rosenthal 방정식 3 ]또한 레이저 매개변수의 함수로 용융 풀의 모양과 FZ의 열 조건을 계산하기 위한 기준으로 여기에서 채택되었습니다. Rosenthal 솔루션은 열이 일정한 재료 특성을 가진 반무한 판의 정상 상태 점원을 통해서만 전도를 통해 전달된다고 가정하며 일반적으로 다음과 같이 표현 됩니다 40 , 41 ] .

티=티0+η피2 파이케이엑스2+와이2+지2———-√경험치[- 브이(엑스2+와이2+지2———-√− 엑스 )2α _] ,티=티0+η피2파이케이엑스2+와이2+지2경험치⁡[-V(엑스2+와이2+지2-엑스)2α],(1)

여기서 T 는 온도,티0티0본 연구에서 313K(  , EOS 기계 챔버 온도)로 설정된 주변 온도, P 는 레이저 빔 파워, V 는 레이저 빔 스캐닝 속도,ηη는 레이저 흡수율, k 는 열전도율,αα베이스 합금의 열확산율입니다. x , y , z 는 각각 레이저 스캐닝 방향, 가로 방향 및 세로 방향의 반대 방향과 정렬된 방향입니다 . 이 직교 좌표는 참조 3 의 그림 1에 있는 시스템을 따랐습니다 . CMSX-4에 대한 고상선 온도(1603K)와 액상선 온도(1669K)의 등온선 평균으로 응고 프런트( 즉 , 고체-액체 계면)를 정의했습니다. 42 , 43 , 44 ] 시뮬레이션에 사용된 열물리적 특성은 표 I 에 나열되어 있습니다.표 I CMSX-4의 응고 모델링에 사용된 열물리적 특성

풀 사이즈 테이블

열 구배는 외부 열 흐름에 의해 결정되었습니다.∇ 티∇티45 ] 에 의해 주어진 바와 같이 :

지 = | ∇ 티| =∣∣∣∂티∂엑스나^^+∂티∂와이제이^^+∂티∂지케이^^∣∣∣=(∂티∂엑스)2+(∂티∂와이)2+(∂티∂지)2————————√,G=|∇티|=|∂티∂엑스나^^+∂티∂와이제이^^+∂티∂지케이^^|=(∂티∂엑스)2+(∂티∂와이)2+(∂티∂지)2,(2)

어디나^^나^^,제이^^제이^^, 그리고케이^^케이^^는 각각 x , y 및 z 방향 을 따른 단위 벡터 입니다. 응고 등온선 속도,V티V티는 다음 관계에 의해 레이저 빔 스캐닝 속도 V 와 기하학적으로 관련됩니다.

V티= V코사인θ =V∂티∂엑스(∂티∂엑스)2+(∂티∂와이)2+(∂티∂지)2——————-√,V티=V코사인⁡θ=V∂티∂엑스(∂티∂엑스)2+(∂티∂와이)2+(∂티∂지)2,(삼)

어디θθ는 스캔 방향과 응고 전면의 법선 방향(  , 최대 열 흐름 방향) 사이의 각도입니다. 이 연구의 용접 조건과 같은 제한된 성장에서 수지상 응고 전면은 고체-액체 등온선의 속도로 성장하도록 강제됩니다.V티V티. 46 ]

응고 전선이 진행되기 전에 새로 핵 생성된 입자의 국지적 비율ΦΦ, 액체 온도 구배 G 에 의해 결정 , 응고 선단 속도V티V티및 핵 밀도N0N0. 고정된 임계 과냉각에서 모든 입자가 핵형성된다고 가정함으로써△티N△티N, 등축 결정립의 반경은 결정립이 핵 생성을 시작하는 시점부터 주상 전선이 결정립에 도달하는 시간까지의 성장 속도를 통합하여 얻습니다. 과냉각으로 대체 시간d (ΔT_) / dt = – _V티G디(△티)/디티=-V티G, 열 구배 G 사이의 다음 관계 , 등축 입자의 국부적 부피 분율ΦΦ, 수상 돌기 팁 과냉각ΔT _△티, 핵 밀도N0N0, 재료 매개변수 n 및 핵생성 과냉각△티N△티N, Gäumann 외 여러분 에 의해 파생되었습니다 . 12 , 14 ] Hunt의 모델 11 ] 의 수정에 기반함 :

지 =1엔 + 1- 4π _N03 인치( 1 − Φ )———√삼ΔT _( 1 -△티엔 + 1N△티엔 + 1) .G=1N+1-4파이N0삼인⁡(1-Φ)삼△티(1-△티NN+1△티N+1).(4)

계산을 단순화하기 위해 덴드라이트 팁 과냉각을 전적으로 구성 과냉각의 것으로 추정합니다.△티씨△티씨, 멱법칙 형식으로 근사화할 수 있습니다.△티씨= ( _V티)1 / 엔△티씨=(ㅏV티)1/N, 여기서 a 와 n 은 재료 종속 상수입니다. CMSX-4의 경우 이 값은a = 1.25 ×106ㅏ=1.25×106 s K 3.4m− 1-1,엔 = 3.4N=3.4, 그리고N0= 2 ×1015N0=2×1015미디엄− 3,-삼,참고문헌 3 에 의해 보고된 바와 같이 .△티N△티N2.5K이며 보다 큰 냉각 속도에서 응고에 대해 무시할 수 있습니다.106106 K/s. 에 대한 표현ΦΦ위의 방정식을 재배열하여 해결됩니다.

Φ= 1 -이자형에스\ 여기서\  S=- 4π _N0삼(1( 엔 + 1 ) (GN/ 아V티)1 / 엔)삼=−2.356×1019(vTG3.4)33.4.Φ=1−eS\ where\ S=−4πN03(1(n+1)(Gn/avT)1/n)3=−2.356×1019(vTG3.4)33.4.

(5)

As proposed by Hunt,[11] a value of Φ≤0.66Φ≤0.66 pct represents fully columnar epitaxial growth condition, and, conversely, a value of Φ≥49Φ≥49 pct indicates that the initial single crystal microstructure is fully replaced by an equiaxed microstructure. To calculate the overall stray grain area fraction, we followed Vitek’s method by dividing the FZ into roughly 19 to 28 discrete parts (depending on the length of the melt pool) of equal length from the point of maximum width to the end of melt pool along the x direction. The values of G and vTvT were determined at the center on the melt pool boundary of each section and these values were used to represent the entire section. The area-weighted average of ΦΦ over these discrete sections along the length of melt pool is designated as Φ¯¯¯¯Φ¯, and is given by:

Φ¯¯¯¯=∑kAkΦk∑kAk,Φ¯=∑kAkΦk∑kAk,

(6)

where k is the index for each subsection, and AkAk and ΦkΦk are the areas and ΦΦ values for each subsection. The summation is taken over all the sections along the melt pool. Vitek’s improved model allows the calculation of stray grain area fraction by considering the melt pool geometry and variations of G and vTvT around the tail end of the pool.

수년에 걸쳐 용융 풀 현상 모델링의 정확도를 개선하기 위해 많은 고급 수치 방법이 개발되었습니다. 우리는 FLOW-3D와 함께 고충실도 CFD를 사용했습니다. FLOW-3D는 여러 물리 모델을 통합하는 상용 FVM(Finite Volume Method)입니다. 47 , 48 ] CFD는 유체 운동과 열 전달을 수치적으로 시뮬레이션하며 여기서 사용된 기본 물리 모델은 레이저 및 표면력 모델이었습니다. 레이저 모델에서는 레이 트레이싱 기법을 통해 다중 반사와 프레넬 흡수를 구현합니다. 36 ]먼저, 레이저 빔은 레이저 빔에 의해 조명되는 각 그리드 셀을 기준으로 여러 개의 광선으로 이산화됩니다. 그런 다음 각 입사 광선에 대해 입사 벡터가 입사 위치에서 금속 표면의 법선 벡터와 정렬될 때 에너지의 일부가 금속에 의해 흡수됩니다. 흡수율은 Fresnel 방정식을 사용하여 추정됩니다. 나머지 에너지는 반사광선 에 의해 유지되며 , 반사광선은 재료 표면에 부딪히면 새로운 입사광선으로 처리됩니다. 두 가지 주요 힘이 액체 금속 표면에 작용하여 자유 표면을 변형시킵니다. 금속의 증발에 의해 생성된 반동 압력은 증기 억제를 일으키는 주요 힘입니다. 본 연구에서 사용된 반동 압력 모델은피아르 자형= 특급 _{ B ( 1- _티V/ 티) }피아르 자형=ㅏ경험치⁡{비(1-티V/티)}, 어디피아르 자형피아르 자형는 반동압력, A 와 B 는 재료의 물성에 관련된 계수로 각각 75와 15이다.티V티V는 포화 온도이고 T 는 키홀 벽의 온도입니다. 표면 흐름 및 키홀 형성의 다른 원동력은 표면 장력입니다. 표면 장력 계수는 Marangoni 흐름을 포함하기 위해 온도의 선형 함수로 추정되며,σ =1.79-9.90⋅10− 4( 티− 1654케이 )σ=1.79-9.90⋅10-4(티-1654년케이)엔엠− 1-1. 49 ] 계산 영역은 베어 플레이트의 절반입니다(2300 μμ미디엄××250 μμ미디엄××500 μμm) xz 평면 에 적용된 대칭 경계 조건 . 메쉬 크기는 8입니다. μμm이고 시간 단계는 0.15입니다. μμs는 계산 효율성과 정확성 간의 균형을 제공합니다.

결과 및 논의

용융 풀 형태

이 작업에 사용된 5개의 레이저 파워( P )와 6개의 스캐닝 속도( V )는 서로 다른 29개의 용융 풀을 생성했습니다.피- 브이피-V조합. P 와 V 값이 가장 높은 것은 그림 1 을 기준으로 과도한 볼링과 관련이 있기 때문에 본 연구에서는 분석하지 않았다  .

단일 트랙 용융 풀은 그림  1 과 같이 형상에 따라 네 가지 유형으로 분류할 수 있습니다 39 ] : (1) 전도 모드(파란색 상자), (2) 키홀 모드(빨간색), (3) 전환 모드(마젠타), (4) 볼링 모드(녹색). 높은 레이저 출력과 낮은 스캐닝 속도의 일반적인 조합인 키홀 모드에서 용융물 풀은 일반적으로 너비/깊이( W / D ) 비율이 0.5보다 훨씬 큰 깊고 가느다란 모양을 나타냅니다 . 스캐닝 속도가 증가함에 따라 용융 풀이 얕아져 W / D 가 약 0.5인 반원형 전도 모드 용융 풀을 나타냅니다. W / D _전환 모드 용융 풀의 경우 1에서 0.5 사이입니다. 스캐닝 속도를 1200 및 1400mm/s로 더 높이면 충분히 큰 캡 높이와 볼링 모드 용융 풀의 특징인 과도한 언더컷이 발생할 수 있습니다.

힘과 속도의 함수로서의 용융 풀 깊이와 너비는 각각 그림  2 (a)와 (b)에 표시되어 있습니다. 용융 풀 폭은 기판 표면에서 측정되었습니다. 그림  2 (a)는 깊이가 레이저 출력과 매우 선형적인 관계를 따른다는 것을 보여줍니다. 속도가 증가함에 따라 깊이  파워 곡선의 기울기는 꾸준히 감소하지만 더 높은 속도 곡선에는 약간의 겹침이 있습니다. 이러한 예상치 못한 중첩은 종종 용융 풀 형태의 동적 변화를 유발하는 유체 흐름의 영향과 레이저 스캔당 하나의 이미지만 추출되었다는 사실 때문일 수 있습니다. 이러한 선형 동작은 그림 2 (b) 의 너비에 대해 명확하지 않습니다  . 그림  2(c)는 선형 에너지 밀도 P / V 의 함수로서 용융 깊이와 폭을 보여줍니다 . 선형 에너지 밀도는 퇴적물의 단위 길이당 에너지 투입량을 측정한 것입니다. 50 ] 용융 풀 깊이는 에너지 밀도에 따라 달라지며 너비는 더 많은 분산을 나타냅니다. 동일한 에너지 밀도가 준공 부품의 용융 풀, 미세 구조 또는 속성에서 반드시 동일한 유체 역학을 초래하지는 않는다는 점에 유의하는 것이 중요합니다. 50 ]

그림 1
그림 1
그림 2
그림 2

레이저 흡수율 평가

레이저 흡수율은 LPBF 조건에서 재료 및 가공 매개변수에 따라 크게 달라진다는 것은 잘 알려져 있습니다. 31 , 51 , 52 ] 적분구를 이용한 전통적인 흡수율의 직접 측정은 일반적으로 높은 비용과 구현의 어려움으로 인해 쉽게 접근할 수 없습니다. 51 ] 그  . 39 ] 전도 모드 용융 풀에 대한 Rosenthal 방정식을 기반으로 경험적 레이저 흡수율 모델을 개발했지만 기본 가정으로 인해 키홀 용융 풀에 대한 정확한 예측을 제공하지 못했습니다. 40 ] 최근 간 . 53 ] Ti–6Al–4V에 대한 30개의 고충실도 다중 물리 시뮬레이션 사례를 사용하여 레이저 흡수에 대한 스케일링 법칙을 확인했습니다. 그러나 연구 중인 특정 재료에 대한 최소 흡수(평평한 용융 표면의 흡수율)에 대한 지식이 필요하며 이는 CMSX-4에 대해 알려지지 않았습니다. 다양한 키홀 모양의 용융 풀에 대한 레이저 흡수의 정확한 추정치를 얻기가 어렵기 때문에 상한 및 하한 흡수율로 분석 시뮬레이션을 실행하기로 결정했습니다. 깊은 키홀 모양의 용융 풀의 경우 대부분의 빛을 가두는 키홀 내 다중 반사로 인해 레이저 흡수율이 0.8만큼 높을 수 있습니다. 이것은 기하학적 현상이며 기본 재료에 민감하지 않습니다. 5152 , 54 ] 따라서 본 연구에서는 흡수율의 상한을 0.8로 설정하였다. 참고 문헌 51 에 나타낸 바와 같이 , 전도 용융 풀에 해당하는 최저 흡수율은 약 0.3이었으며, 이는 이 연구에서 합리적인 하한 값입니다. 따라서 레이저 흡수율이 스트레이 그레인 형성에 미치는 영향을 보여주기 위해 흡수율 값을 0.55 ± 0.25로 설정했습니다. Vitek의 작업에서는 1.0의 고정 흡수율 값이 사용되었습니다. 3 ]

퓨전 존 미세구조

그림  3 은 200~300W 및 600~300W 및 600~300W 범위의 레이저 출력 및 속도로 9가지 다른 처리 매개변수에 의해 생성된 CMSX-4 레이저 트랙의 yz 단면 에서 취한 EBSD 역극점도와 해당 역극점도를 보여 줍니다. 각각 1400mm/s. EBSD 맵에서 여러 기능을 쉽게 관찰할 수 있습니다. 스트레이 그레인은 EBSD 맵에서 그 방향에 해당하는 다른 RGB 색상으로 나타나고 그레인 경계를 묘사하기 위해 5도의 잘못된 방향이 사용되었습니다. 여기, 그림  3 에서 스트레이 그레인은 대부분 용융 풀의 상단 중심선에 집중되어 있으며, 이는 용접된 단결정 CMSX-4의 이전 보고서와 일치합니다. 10 ]역 극점도에서, 점 근처에 집중된 클러스터⟨ 001 ⟩⟨001⟩융합 경계에서 유사한 방향을 유지하는 단결정 기반 및 에피택셜로 응고된 덴드라이트를 나타냅니다. 그러나 흩어진 곡물은 식별할 수 있는 질감이 없는 흩어져 있는 점으로 나타납니다. 단결정 기본 재료의 결정학적 방향은 주로⟨ 001 ⟩⟨001⟩비록 샘플을 절단하는 동안 식별할 수 없는 기울기 각도로 인해 또는 단결정 성장 과정에서 약간의 잘못된 방향이 있었기 때문에 약간의 편차가 있지만. 용융 풀 내부의 응고된 수상 돌기의 기본 방향은 다시 한 번⟨ 001 ⟩⟨001⟩주상 결정립 구조와 유사한 에피택셜 성장의 결과. 그림 3 과 같이 용융 풀에서 수상돌기의 성장 방향은 하단의 수직 방향에서 상단의 수평 방향으로 변경되었습니다  . 이 전이는 주로 온도 구배 방향의 변화로 인한 것입니다. 두 번째 전환은 CET입니다. FZ의 상단 중심선 주변에서 다양한 방향의 흩어진 입자가 관찰되며, 여기서 안쪽으로 성장하는 수상돌기가 서로 충돌하여 용융 풀에서 응고되는 마지막 위치가 됩니다.

더 깊은 키홀 모양을 특징으로 하는 샘플에서 용융 풀의 경계 근처에 침전된 흩어진 입자가 분명합니다. 이러한 새로운 입자는 나중에 모델링 섹션에서 논의되는 수상돌기 조각화 메커니즘에 의해 잠재적으로 발생합니다. 결정립이 강한 열 구배에서 핵을 생성하고 성장한 결과, 대부분의 흩어진 결정립은 모든 방향에서 동일한 크기를 갖기보다는 장축이 열 구배 방향과 정렬된 길쭉한 모양을 갖습니다. 그림 3 의 전도 모드 용융 풀 흩어진 입자가 없는 것으로 입증되는 더 나은 단결정 품질을 나타냅니다. 상대적으로 낮은 출력과 높은 속도의 스캐닝 레이저에 의해 생성된 이러한 더 얕은 용융 풀에서 최소한의 결정립 핵형성이 발생한다는 것은 명백합니다. 더 큰 면적 분율을 가진 스트레이 그레인은 고출력 및 저속으로 생성된 깊은 용융 풀에서 더 자주 관찰됩니다. 국부 응고 조건에 대한 동력 및 속도의 영향은 후속 모델링 섹션에서 조사할 것입니다.

그림 3
그림 3

응고 모델링

서론에서 언급한 바와 같이 연구자들은 단결정 용접 중에 표류 결정립 형성의 가능한 메커니즘을 평가했습니다. 12 , 13 , 14 , 15 , 55 ]논의된 가장 인기 있는 두 가지 메커니즘은 (1) 응고 전단에 앞서 구성적 과냉각에 의해 도움을 받는 이종 핵형성 및 (2) 용융물 풀의 유체 흐름으로 인한 덴드라이트 조각화입니다. 첫 번째 메커니즘은 광범위하게 연구되었습니다. 이원 합금을 예로 들면, 고체는 액체만큼 많은 용질을 수용할 수 없으므로 응고 중에 용질을 액체로 거부합니다. 결과적으로, 성장하는 수상돌기 앞에서 용질 분할은 실제 온도가 국부 평형 액상선보다 낮은 과냉각 액체를 생성합니다. 충분히 광범위한 체질적으로 과냉각된 구역의 존재는 새로운 결정립의 핵형성 및 성장을 촉진합니다. 56 ]전체 과냉각은 응고 전면에서의 구성, 동역학 및 곡률 과냉각을 포함한 여러 기여의 합입니다. 일반적인 가정은 동역학 및 곡률 과냉각이 합금에 대한 용질 과냉각의 더 큰 기여와 관련하여 무시될 수 있다는 것입니다. 57 ]

서로 다른 기본 메커니즘을 더 잘 이해하려면피- 브이피-V조건에서 응고 모델링이 수행됩니다. 첫 번째 목적은 스트레이 그레인의 전체 범위를 평가하는 것입니다(Φ¯¯¯¯Φ¯) 처리 매개 변수의 함수로 국부적 표류 입자 비율의 변화를 조사하기 위해 (ΦΦ) 용융 풀의 위치 함수로. 두 번째 목적은 금속 AM의 빠른 응고 동안 응고 미세 구조와 표류 입자 형성 메커니즘 사이의 관계를 이해하는 것입니다.

그림 4
그림 4

그림  4 는 해석적으로 시뮬레이션된 표류 입자 비율을 보여줍니다.Φ¯¯¯¯Φ¯세 가지 레이저 흡수율 값에서 다양한 레이저 스캐닝 속도 및 레이저 출력에 대해. 결과는 스트레이 그레인 면적 비율이 흡수된 에너지에 민감하다는 것을 보여줍니다. 흡수율을 0.30에서 0.80으로 증가시키면Φ¯¯¯¯Φ¯약 3배이며, 이 효과는 저속 및 고출력 영역에서 더욱 두드러집니다. 다른 모든 조건이 같다면, 흡수된 전력의 큰 영향은 평균 열 구배 크기의 일반적인 감소와 용융 풀 내 평균 응고율의 증가에 기인합니다. 스캐닝 속도가 증가하고 전력이 감소함에 따라 평균 스트레이 그레인 비율이 감소합니다. 이러한 일반적인 경향은 Vitek의 작업에서 채택된 그림 5 의 파란색 영역에서 시뮬레이션된 용접 결과와 일치합니다  . 3 ] 더 큰 과냉각 구역( 즉, 지 /V티G/V티영역)은 용접 풀의 표유 입자의 면적 비율이 분홍색 영역에 해당하는 LPBF 조건의 면적 비율보다 훨씬 더 크다는 것을 의미합니다. 그럼에도 불구하고 두 데이터 세트의 일반적인 경향은 유사합니다.  , 레이저 출력이 감소하고 레이저 속도가 증가함에 따라 표류 입자의 비율이 감소합니다. 또한 그림  5 에서 스캐닝 속도가 LPBF 영역으로 증가함에 따라 표유 입자 면적 분율에 대한 레이저 매개변수의 변화 효과가 감소한다는 것을 추론할 수 있습니다. 그림  6 (a)는 그림 3 의 EBSD 분석에서 나온 실험적 표류 결정립 면적 분율  과 그림 4 의 해석 시뮬레이션 결과를  비교합니다.. 열쇠 구멍 모양의 FZ에서 정확한 값이 다르지만 추세는 시뮬레이션과 실험 데이터 모두에서 일관되었습니다. 키홀 모양의 용융 풀, 특히 전력이 300W인 2개는 분석 시뮬레이션 예측보다 훨씬 더 많은 양의 흩어진 입자를 가지고 있습니다. Rosenthal 방정식은 일반적으로 열 전달이 순전히 전도에 의해 좌우된다는 가정으로 인해 열쇠 구멍 체제의 열 흐름을 적절하게 반영하지 못하기 때문에 이러한 불일치가 실제로 예상됩니다. 39 , 40 ] 그것은 또한 그림  4 의 발견 , 즉 키홀 모드 동안 흡수된 전력의 증가가 표류 입자 형성에 더 이상적인 조건을 초래한다는 것을 검증합니다. 그림  6 (b)는 실험을 비교Φ¯¯¯¯Φ¯수치 CFD 시뮬레이션Φ¯¯¯¯Φ¯. CFD 모델이 약간 초과 예측하지만Φ¯¯¯¯Φ¯전체적으로피- 브이피-V조건에서 열쇠 구멍 조건에서의 예측은 분석 모델보다 정확합니다. 전도 모드 용융 풀의 경우 실험 값이 분석 시뮬레이션 값과 더 가깝게 정렬됩니다.

그림 5
그림 5

모의 온도 구배 G 분포 및 응고율 검사V티V티분석 모델링의 쌍은 그림  7 (a)의 CMSX-4 미세 구조 선택 맵에 표시됩니다. 제공지 /V티G/V티(  , 형태 인자)는 형태를 제어하고지 ×V티G×V티(  , 냉각 속도)는 응고된 미세 구조의 규모를 제어하고 , 58 , 59 ]지 -V티G-V티플롯은 전통적인 제조 공정과 AM 공정 모두에서 미세 구조 제어를 지원합니다. 이 플롯의 몇 가지 분명한 특징은 등축, 주상, 평면 전면 및 이러한 경계 근처의 전이 영역을 구분하는 경계입니다. 그림  7 (a)는 몇 가지 선택된 분석 열 시뮬레이션에 대한 미세 구조 선택 맵을 나타내는 반면 그림  7 (b)는 수치 열 모델의 결과와 동일한 맵을 보여줍니다. 등축 미세구조의 형성은 낮은 G 이상 에서 명확하게 선호됩니다.V티V티정황. 이 플롯에서 각 곡선의 평면 전면에 가장 가까운 지점은 용융 풀의 최대 너비 위치에 해당하는 반면 등축 영역에 가까운 지점의 끝은 용융 풀의 후면 꼬리에 해당합니다. 그림  7 (a)에서 대부분의지 -V티G-V티응고 전면의 쌍은 원주형 영역에 속하고 점차 CET 영역으로 위쪽으로 이동하지만 용융 풀의 꼬리는 다음에 따라 완전히 등축 영역에 도달하거나 도달하지 않을 수 있습니다.피- 브이피-V조합. 그림 7 (a) 의 곡선 중 어느 것도  평면 전면 영역을 통과하지 않지만 더 높은 전력의 경우에 가까워집니다. 저속 레이저 용융 공정을 사용하는 이전 작업에서는 곡선이 평면 영역을 통과할 수 있습니다. 레이저 속도가 증가함에 따라 용융 풀 꼬리는 여전히 CET 영역에 있지만 완전히 등축 영역에서 멀어집니다. CET 영역으로 떨어지는 섹션의 수도 감소합니다.Φ¯¯¯¯Φ¯응고된 물질에서.

그림 6
그림 6

그만큼지 -V티G-V티CFD 모델을 사용하여 시뮬레이션된 응고 전면의 쌍이 그림  7 (b)에 나와 있습니다. 세 방향 모두에서 각 점 사이의 일정한 간격으로 미리 정의된 좌표에서 수행된 해석 시뮬레이션과 달리, 고충실도 CFD 모델의 출력은 불규칙한 사면체 좌표계에 있었고 G 를 추출하기 전에 일반 3D 그리드에 선형 보간되었습니다. 그리고V티V티그런 다음 미세 구조 선택 맵에 플롯됩니다. 일반적인 경향은 그림  7 (a)의 것과 일치하지만 이 방법으로 모델링된 매우 동적인 유체 흐름으로 인해 결과에 더 많은 분산이 있었습니다. 그만큼지 -V티G-V티분석 열 모델의 쌍 경로는 더 연속적인 반면 수치 시뮬레이션의 경로는 용융 풀 꼬리 모양의 차이를 나타내는 날카로운 굴곡이 있습니다(이는 G 및V티V티) 두 모델에 의해 시뮬레이션됩니다.

그림 7
그림 7
그림 8
그림 8

유체 흐름을 통합한 응고 모델링

수치 CFD 모델을 사용하여 유동 입자 형성 정도에 대한 유체 흐름의 영향을 이해하고 시뮬레이션 결과를 분석 Rosenthal 솔루션과 비교했습니다. 그림  8 은 응고 매개변수 G 의 분포를 보여줍니다.V티V티,지 /V티G/V티, 그리고지 ×V티G×V티yz 단면에서 x  FLOW-3D에서 (a1–d1) 분석 열 모델링 및 (a2–d2) FVM 방법을 사용하여 시뮬레이션된 용융 풀의 최대 폭입니다. 그림  8 의 값은 응고 전선이 특정 위치에 도달할 때 정확한 값일 수도 있고 아닐 수도 있지만 일반적인 추세를 반영한다는 의미의 임시 가상 값입니다. 이 프로파일은 출력 300W 및 속도 400mm/s의 레이저 빔에서 시뮬레이션됩니다. 용융 풀 경계는 흰색 곡선으로 표시됩니다. (a2–d2)의 CFD 시뮬레이션 용융 풀 깊이는 342입니다. μμm, 측정 깊이 352와 잘 일치 μμ일치하는 길쭉한 열쇠 구멍 모양과 함께 그림 1 에 표시된 실험 FZ의 m  . 그러나 분석 모델은 반원 모양의 용융 풀을 출력하고 용융 풀 깊이는 264에 불과합니다. μμ열쇠 구멍의 경우 현실과는 거리가 멀다. CFD 시뮬레이션 결과에서 열 구배는 레이저 반사 증가와 불안정한 액체-증기 상호 작용이 발생하는 증기 함몰의 동적 부분 근처에 있기 때문에 FZ 하단에서 더 높습니다. 대조적으로 해석 결과의 열 구배 크기는 경계를 따라 균일합니다. 두 시뮬레이션 결과 모두 그림 8 (a1) 및 (a2) 에서 응고가 용융 풀의 상단 중심선을 향해 진행됨에 따라 열 구배가 점차 감소합니다  . 응고율은 그림 8 과 같이 경계 근처에서 거의 0입니다. (b1) 및 (b2). 이는 경계 영역이 응고되기 시작할 때 국부 응고 전면의 법선 방향이 레이저 스캐닝 방향에 수직이기 때문입니다. 이것은 드라이브θ → π/ 2θ→파이/2그리고V티→ 0V티→0식에서 [ 3 ]. 대조적으로 용융 풀의 상단 중심선 근처 영역에서 응고 전면의 법선 방향은 레이저 스캐닝 방향과 잘 정렬되어 있습니다.θ → 0θ→0그리고V티→ 브이V티→V, 빔 스캐닝 속도. G 와 _V티V티값이 얻어지면 냉각 속도지 ×V티G×V티및 형태 인자지 /V티G/V티계산할 수 있습니다. 그림 8 (c2)는 용융 풀 바닥 근처의 온도 구배가 매우 높고 상단에서 더 빠른 성장 속도로  인해 냉각 속도가 용융 풀의 바닥 및 상단 중심선 근처에서 더 높다는 것을 보여줍니다. 지역. 그러나 이러한 추세는 그림  8 (c1)에 캡처되지 않았습니다. 그림 8 의 형태 요인 (d1) 및 (d2)는 중심선에 접근함에 따라 눈에 띄게 감소합니다. 경계에서 큰 값은 열 구배를 거의 0인 성장 속도로 나누기 때문에 발생합니다. 이 높은 형태 인자는 주상 미세구조 형성 가능성이 높음을 시사하는 반면, 중앙 영역의 값이 낮을수록 등축 미세구조의 가능성이 더 크다는 것을 나타냅니다. Tanet al. 또한 키홀 모양의 용접 풀 59 ] 에서 이러한 응고 매개변수의 분포 를 비슷한 일반적인 경향으로 보여주었습니다. 그림  3 에서 볼 수 있듯이 용융 풀의 상단 중심선에 있는 흩어진 입자는 낮은 특징을 나타내는 영역과 일치합니다.지 /V티G/V티그림  8 (d1) 및 (d2)의 값. 시뮬레이션과 실험 간의 이러한 일치는 용융 풀의 상단 중심선에 축적된 흩어진 입자의 핵 생성 및 성장이 등온선 속도의 증가와 온도 구배의 감소에 의해 촉진됨을 보여줍니다.

그림 9
그림 9

그림  9 는 유체 속도 및 국부적 핵형성 성향을 보여줍니다.ΦΦ300W의 일정한 레이저 출력과 400, 800 및 1200mm/s의 세 가지 다른 레이저 속도에 의해 생성된 3D 용융 풀 전체에 걸쳐. 그림  9 (d)~(f)는 로컬ΦΦ해당 3D 보기에서 밝은 회색 평면으로 표시된 특정 yz 단면의 분포. 이 yz 섹션은 가장 높기 때문에 선택되었습니다.Φ¯¯¯¯Φ¯용융 풀 내의 값은 각각 23.40, 11.85 및 2.45pct입니다. 이들은 그림  3 의 실험 데이터와 비교하기에 적절하지 않을 수 있는 액체 용융 풀의 과도 값이며Φ¯¯¯¯Φ¯그림  6 의 값은 이 값이 고체-액체 계면에 가깝지 않고 용융 풀의 중간에서 취해졌기 때문입니다. 온도가 훨씬 낮아서 핵이 생존하고 성장할 수 있기 때문에 핵 형성은 용융 풀의 중간이 아닌 고체-액체 계면에 더 가깝게 발생할 가능성이 있습니다.

그림  3 (a), (d), (g), (h)에서 위쪽 중심선에서 멀리 떨어져 있는 흩어진 결정립이 있었습니다. 그들은 훨씬 더 높은 열 구배와 더 낮은 응고 속도 필드에 위치하기 때문에 과냉각 이론은 이러한 영역에서 표류 입자의 형성에 대한 만족스러운 설명이 아닙니다. 이것은 떠돌이 결정립의 형성을 야기할 수 있는 두 번째 메커니즘,  수상돌기의 팁을 가로지르는 유체 흐름에 의해 유발되는 수상돌기 조각화를 고려하도록 동기를 부여합니다. 유체 흐름이 열 구배를 따라 속도 성분을 갖고 고체-액체 계면 속도보다 클 때, 주상 수상돌기의 국지적 재용융은 용질이 풍부한 액체가 흐물흐물한 구역의 깊은 곳에서 액상선 등온선까지 이동함으로써 발생할 수 있습니다. . 55] 분리된 수상돌기는 대류에 의해 열린 액체로 운반될 수 있습니다. 풀이 과냉각 상태이기 때문에 이러한 파편은 고온 조건에서 충분히 오래 생존하여 길 잃은 입자의 핵 생성 사이트로 작용할 수 있습니다. 결과적으로 수상 돌기 조각화 과정은 활성 핵의 수를 효과적으로 증가시킬 수 있습니다.N0N0) 용융 풀 15 , 60 , 61 ] 에서 생성된 미세 구조에서 표류 입자의 면적을 증가시킵니다.

그림  9 (a) 및 (b)에서 반동 압력은 용융 유체를 아래쪽으로 흐르게 하여 결과 흐름을 지배합니다. 유체 속도의 역방향 요소는 V = 400 및 800mm/s에 대해 각각 최대값 1.0 및 1.6m/s로 더 느려집니다 . 그림  9 (c)에서 레이저 속도가 더 증가함에 따라 증기 침하가 더 얕고 넓어지고 반동 압력이 더 고르게 분포되어 증기 침강에서 주변 영역으로 유체를 밀어냅니다. 역류는 최대값 3.5m/s로 더 빨라집니다. 용융 풀의 최대 너비에서 yz 단면  의 키홀 아래 평균 유체 속도는 그림에 표시된 경우에 대해 0.46, 0.45 및 1.44m/s입니다.9 (a), (b) 및 (c). 키홀 깊이의 변동은 각 경우의 최대 깊이와 최소 깊이의 차이로 정의되는 크기로 정량화됩니다. 240 범위의 강한 증기 내림 변동 μμm은 그림 9 (a)의 V = 400mm/s 경우에서  발견 되지만 이 변동은 그림  9 (c)에서 16의 범위로  크게 감소합니다.μμ미디엄. V = 400mm/s인 경우 의 유체장과 높은 변동 범위는 이전 키홀 동역학 시뮬레이션과 일치합니다. 34 ]

따라서 V = 400mm/s 키홀 케이스의 무질서한 변동 흐름이 용융 풀 경계를 따라 응고된 주상 수상돌기에서 분리된 조각을 구동할 가능성이 있습니다. V = 1200mm/s의 경우 강한 역류 는 그림 3 에서 관찰되지 않았지만 동일한 효과를 가질 수 있습니다. . 덴드라이트 조각화에 대한 유체 유동장의 영향에 대한 이 경험적 설명은 용융 풀 경계 근처에 떠돌이 입자의 존재에 대한 그럴듯한 설명을 제공합니다. 분명히 하기 위해, 우리는 이 가설을 검증하기 위해 이 현상에 대한 직접적인 실험적 관찰을 하지 않았습니다. 이 작업에서 표유 입자 면적 분율을 계산할 때 단순화를 위해 핵 생성 모델링에 일정한 핵 생성 수 밀도가 적용되었습니다. 이는 그림  9 의 표류 입자 영역 비율 이 수지상정 조각화가 발생하는 경우 이러한 높은 유체 흐름 용융 풀에서 발생할 수 있는 것,  강화된 핵 생성 밀도를 반영하지 않는다는 것을 의미합니다.

위의 이유로 핵 형성에 대한 수상 돌기 조각화의 영향을 아직 배제할 수 없습니다. 그러나 단편화 이론은 용접 문헌 [ 62 ] 에서 검증될 만큼 충분히 개발되지 않았 으므로 부차적인 중요성만 고려된다는 점에 유의해야 합니다. 1200mm/s를 초과하는 레이저 스캐닝 속도는 최소한의 표류 결정립 면적 분율을 가지고 있음에도 불구하고 분명한 볼링을 나타내기 때문에 단결정 수리 및 AM 처리에 적합하지 않습니다. 따라서 낮은 P 및 높은 V 에 의해 생성된 응고 전면 근처에서 키홀 변동이 최소화되고 유체 속도가 완만해진 용융 풀이 생성된다는 결론을 내릴 수 있습니다., 처리 창의 극한은 아니지만 흩어진 입자를 나타낼 가능성이 가장 적습니다.

마지막으로 단일 레이저 트랙의 응고 거동을 조사하면 에피택셜 성장 동안 표류 입자 형성을 더 잘 이해할 수 있다는 점에 주목하는 것이 중요합니다. 우리의 현재 결과는 최적의 레이저 매개변수에 대한 일반적인 지침을 제공하여 최소 스트레이 그레인을 달성하고 단결정 구조를 유지합니다. 이 가이드라인은 250W 정도의 전력과 600~800mm/s의 스캔 속도로 최소 흩어진 입자에 적합한 공정 창을 제공합니다. 각 처리 매개변수를 신중하게 선택하면 과거에 스테인리스강에 대한 거의 단결정 미세 구조를 인쇄하는 데 성공했으며 이는 CMSX-4 AM 빌드에 대한 가능성을 보여줍니다. 63 ]신뢰성을 보장하기 위해 AM 수리 프로세스를 시작하기 전에 보다 엄격한 실험 테스트 및 시뮬레이션이 여전히 필요합니다. 둘 이상의 레이저 트랙 사이의 상호 작용도 고려해야 합니다. 또한 레이저, CMSX-4 분말 및 벌크 재료 간의 상호 작용이 중요하며, 수리 중에 여러 층의 CMSX-4 재료를 축적해야 하는 경우 다른 스캔 전략의 효과도 중요한 역할을 할 수 있습니다. 분말이 포함된 경우 Lopez-Galilea 등 의 연구에서 제안한 바와 같이 분말이 주로 완전히 녹지 않았을 때 추가 핵 생성 사이트를 도입하기 때문에 단순히 레이저 분말과 속도를 조작하여 흩어진 입자 형성을 완화하기 어려울 수 있습니다 . 22 ]결과적으로 CMSX-4 단결정을 수리하기 위한 레이저 AM의 가능성을 다루기 위해서는 기판 재료, 레이저 출력, 속도, 해치 간격 및 층 두께의 조합을 모두 고려해야 하며 향후 연구에서 다루어야 합니다. CFD 모델링은 2개 이상의 레이저 트랙 사이의 상호작용과 열장에 미치는 영향을 통합할 수 있으며, 이는 AM 빌드 시나리오 동안 핵 생성 조건으로 단일 비드 연구의 지식 격차를 해소할 것입니다.

결론

LPBF 제조의 특징적인 조건 하에서 CMSX-4 단결정 의 에피택셜(기둥형)  등축 응고 사이의 경쟁을 실험적 및 이론적으로 모두 조사했습니다. 이 연구는 고전적인 응고 개념을 도입하여 빠른 레이저 용융의 미세 구조 특징을 설명하고 응고 조건과 표유 결정 성향을 예측하기 위해 해석적 및 수치적 고충실도 CFD 열 모델 간의 비교를 설명했습니다. 본 연구로부터 다음과 같은 주요 결론을 도출할 수 있다.

  • 단일 레이저 트랙의 레이저 가공 조건은 용융 풀 형상, 레이저 흡수율, 유체 흐름 및 키홀 요동, 입자 구조 및 표류 입자 형성 민감성에 강한 영향을 미치는 것으로 밝혀졌습니다.
  • 레이저 용접을 위해 개발된 이론적인 표유 결정립 핵형성 분석이 레이저 용융 AM 조건으로 확장되었습니다. 분석 모델링 결과와 단일 레이저 트랙의 미세구조 특성화를 비교하면 예측이 전도 및 볼링 조건에서 실험적 관찰과 잘 일치하는 반면 키홀 조건에서는 예측이 약간 과소하다는 것을 알 수 있습니다. 이러한 불일치는 레이저 트랙의 대표성이 없는 섹션이나 유체 속도 필드의 변화로 인해 발생할 수 있습니다. CFD 모델에서 추출한 열장에 동일한 표유 입자 계산 파이프라인을 적용하면 연구된 모든 사례에서 과대평가가 발생하지만 분석 모델보다 연장된 용융 풀의 실험 데이터와 더 정확하게 일치합니다.
  • 이 연구에서 두 가지 표류 결정립 형성 메커니즘인 불균일 핵형성 및 수상돌기 조각화가 평가되었습니다. 우리의 결과는 불균일 핵형성이 용융 풀의 상단 중심선에서 새로운 결정립의 형성으로 이어지는 주요 메커니즘임을 시사합니다.지 /V티G/V티정권.
  • 용융 풀 경계 근처의 흩어진 입자는 깊은 키홀 모양의 용융 풀에서 독점적으로 관찰되며, 이는 강한 유체 흐름으로 인한 수상 돌기 조각화의 영향이 이러한 유형의 용융 풀에서 고려하기에 충분히 강력할 수 있음을 시사합니다.
  • 일반적으로 더 높은 레이저 스캐닝 속도와 더 낮은 전력 외에도 안정적인 키홀과 최소 유체 속도는 또한 흩어진 입자 형성을 완화하고 레이저 단일 트랙에서 에피택셜 성장을 보존합니다.

References

  1. R.C. Reed: The Superalloys: Fundamentals and Applications, Cambridge University Press, Cambridge, 2006, pp.17–20.Book Google Scholar 
  2. A. Basak, R. Acharya, and S. Das: Metall. Mater. Trans. A, 2016, vol. 47A, pp. 3845–59.Article Google Scholar 
  3. J. Vitek: Acta Mater., 2005, vol. 53, pp. 53–67.Article CAS Google Scholar 
  4. R. Vilar and A. Almeida: J. Laser Appl., 2015, vol. 27, p. S17004.Article Google Scholar 
  5. T. Kalfhaus, M. Schneider, B. Ruttert, D. Sebold, T. Hammerschmidt, J. Frenzel, R. Drautz, W. Theisen, G. Eggeler, O. Guillon, and R. Vassen: Mater. Des., 2019, vol. 168, p. 107656.Article CAS Google Scholar 
  6. S.S. Babu, S.A. David, J.W. Park, and J.M. Vitek: Sci. Technol. Weld. Join., 2004, vol. 9, pp. 1–12.Article CAS Google Scholar 
  7. L. Felberbaum, K. Voisey, M. Gäumann, B. Viguier, and A. Mortensen: Mater. Sci. Eng. A, 2001, vol. 299, pp. 152–56.Article Google Scholar 
  8. S. Mokadem, C. Bezençon, J.M. Drezet, A. Jacot, J.D. Wagnière, and W. Kurz: TMS Annual Meeting, 2004, pp. 67–76.
  9. J.M. Vitek: ASM Proc. Int. Conf. Trends Weld. Res., vol. 2005, pp. 773–79.
  10. J.M. Vitek, S. Babu, and S. David: Process Optimization for Welding Single-Crystal Nickel-Bbased Superalloyshttps://technicalreports.ornl.gov/cppr/y2001/pres/120424.pdf
  11. J.D. Hunt: Mater. Sci. Eng., 1984, vol. 65, pp. 75–83.Article CAS Google Scholar 
  12. M. Gäumann, R. Trivedi, and W. Kurz: Mater. Sci. Eng. A, 1997, vol. 226–228, pp. 763–69.Article Google Scholar 
  13. M. Gäumann, S. Henry, F. Cléton, J.D. Wagnière, and W. Kurz: Mater. Sci. Eng. A, 1999, vol. 271, pp. 232–41.Article Google Scholar 
  14. M. Gäumann, C. Bezençon, P. Canalis, and W. Kurz: Acta Mater., 2001, vol. 49, pp. 1051–62.Article Google Scholar 
  15. J.M. Vitek, S.A. David, and S.S. Babu: Welding and Weld Repair of Single Crystal Gas Turbine Alloyshttps://www.researchgate.net/profile/Stan-David/publication/238692931_WELDING_AND_WELD_REPAIR_OF_SINGLE_CRYSTAL_GAS_TURBINE_ALLOYS/links/00b4953204ab35bbad000000/WELDING-AND-WELD-REPAIR-OF-SINGLE-CRYSTAL-GAS-TURBINE-ALLOYS.pdf
  16. B. Kianian: Wohlers Report 2017: 3D Printing and Additive Manufacturing State of the Industry, Annual Worldwide Progress Report, Wohlers Associates, Inc., Fort Collins, 2017.Google Scholar 
  17. M. Ramsperger, L. Mújica Roncery, I. Lopez-Galilea, R.F. Singer, W. Theisen, and C. Körner: Adv. Eng. Mater., 2015, vol. 17, pp. 1486–93.Article CAS Google Scholar 
  18. A.B. Parsa, M. Ramsperger, A. Kostka, C. Somsen, C. Körner, and G. Eggeler: Metals, 2016, vol. 6, pp. 258-1–17.Article Google Scholar 
  19. C. Körner, M. Ramsperger, C. Meid, D. Bürger, P. Wollgramm, M. Bartsch, and G. Eggeler: Metall. Mater. Trans. A, 2018, vol. 49A, pp. 3781–92.Article Google Scholar 
  20. D. Bürger, A. Parsa, M. Ramsperger, C. Körner, and G. Eggeler: Mater. Sci. Eng. A, 2019, vol. 762, p. 138098,Article Google Scholar 
  21. J. Pistor and C. Körner: Sci. Rep., 2021, vol. 11, p. 24482.Article CAS Google Scholar 
  22. I. Lopez-Galilea, B. Ruttert, J. He, T. Hammerschmidt, R. Drautz, B. Gault, and W. Theisen: Addit. Manuf., 2019, vol. 30, p. 100874.CAS Google Scholar 
  23. N. Lu, Z. Lei, K. Hu, X. Yu, P. Li, J. Bi, S. Wu, and Y. Chen: Addit. Manuf., 2020, vol. 34, p. 101228.CAS Google Scholar 
  24. K. Chen, R. Huang, Y. Li, S. Lin, W. Zhu, N. Tamura, J. Li, Z.W. Shan, and E. Ma: Adv. Mater., 2020, vol. 32, pp. 1–8.Google Scholar 
  25. W.J. Sames, F.A. List, S. Pannala, R.R. Dehoff, and S.S. Babu: Int. Mater. Rev., 2016, vol. 61, pp. 315–60.Article Google Scholar 
  26. A. Basak, R. Acharya, and S. Das: Addit. Manuf., 2018, vol. 22, pp. 665–71.CAS Google Scholar 
  27. R. Jiang, A. Mostafaei, J. Pauza, C. Kantzos, and A.D. Rollett: Mater. Sci. Eng. A, 2019. https://doi.org/10.1016/J.MSEA.2019.03.103.Article Google Scholar 
  28. R. Cunningham, C. Zhao, N. Parab, C. Kantzos, J. Pauza, K. Fezzaa, T. Sun, and A.D. Rollett: Science, 2019, vol. 363, pp. 849–52.Article CAS Google Scholar 
  29. B. Fotovvati, S.F. Wayne, G. Lewis, and E. Asadi: Adv. Mater. Sci. Eng., 2018, vol. 2018, p. 4920718.Article Google Scholar 
  30. P.-J. Chiang, R. Jiang, R. Cunningham, N. Parab, C. Zhao, K. Fezzaa, T. Sun, and A.D. Rollett: in Advanced Real Time Imaging II, pp. 77–85.
  31. J. Ye, S.A. Khairallah, A.M. Rubenchik, M.F. Crumb, G. Guss, J. Belak, and M.J. Matthews: Adv. Eng. Mater., 2019, vol. 21, pp. 1–9.Article Google Scholar 
  32. C. Zhao, Q. Guo, X. Li, N. Parab, K. Fezzaa, W. Tan, L. Chen, and T. Sun: Phys. Rev. X, 2019, vol. 9, p. 021052.CAS Google Scholar 
  33. S.A. Khairallah, A.T. Anderson, A. Rubenchik, and W.E. King: Acta Mater., 2016, vol. 108, pp. 36–45.Article CAS Google Scholar 
  34. N. Kouraytem, X. Li, R. Cunningham, C. Zhao, N. Parab, T. Sun, A.D. Rollett, A.D. Spear, and W. Tan: Appl. Phys. Rev., 2019, vol. 11, p. 064054.Article CAS Google Scholar 
  35. T. DebRoy, H. Wei, J. Zuback, T. Mukherjee, J. Elmer, J. Milewski, A. Beese, A. Wilson-Heid, A. De, and W. Zhang: Prog. Mater. Sci., 2018, vol. 92, pp. 112–224.Article CAS Google Scholar 
  36. J.H. Cho and S.J. Na: J. Phys. D, 2006, vol. 39, pp. 5372–78.Article CAS Google Scholar 
  37. I. Yadroitsev, A. Gusarov, I. Yadroitsava, and I. Smurov: J. Mater. Process. Technol., 2010, vol. 210, pp. 1624–31.Article CAS Google Scholar 
  38. S. Ghosh, L. Ma, L.E. Levine, R.E. Ricker, M.R. Stoudt, J.C. Heigel, and J.E. Guyer: JOM, 2018, vol. 70, pp. 1011–16.Article CAS Google Scholar 
  39. Y. He, C. Montgomery, J. Beuth, and B. Webler: Mater. Des., 2019, vol. 183, p. 108126.Article CAS Google Scholar 
  40. D. Rosenthal: Weld. J., 1941, vol. 20, pp. 220–34.Google Scholar 
  41. M. Tang, P.C. Pistorius, and J.L. Beuth: Addit. Manuf., 2017, vol. 14, pp. 39–48.CAS Google Scholar 
  42. R.E. Aune, L. Battezzati, R. Brooks, I. Egry, H.J. Fecht, J.P. Garandet, M. Hayashi, K.C. Mills, A. Passerone, P.N. Quested, E. Ricci, F. Schmidt-Hohagen, S. Seetharaman, B. Vinet, and R.K. Wunderlich: Proc. Int.Symp. Superalloys Var. Deriv., 2005, pp. 467–76.
  43. B.C. Wilson, J.A. Hickman, and G.E. Fuchs: JOM, 2003, vol. 55, pp. 35–40.Article CAS Google Scholar 
  44. J.J. Valencia and P.N. Quested: ASM Handb., 2008, vol. 15, pp. 468–81.Google Scholar 
  45. H.L. Wei, J. Mazumder, and T. DebRoy: Sci. Rep., 2015, vol. 5, pp. 1–7.Google Scholar 
  46. N. Raghavan, R. Dehoff, S. Pannala, S. Simunovic, M. Kirka, J. Turner, N. Carlson, and S.S. Babu: Acta Mater., 2016, vol. 112, pp. 303–14.Article CAS Google Scholar 
  47. R. Lin, H. Wang, F. Lu, J. Solomon, and B.E. Carlson: Int. J. Heat Mass Transf., 2017, vol. 108, pp. 244–56.Article CAS Google Scholar 
  48. M. Bayat, A. Thanki, S. Mohanty, A. Witvrouw, S. Yang, J. Thorborg, N.S. Tiedje, and J.H. Hattel: Addit. Manuf., 2019, vol. 30, p. 100835.CAS Google Scholar 
  49. K. Higuchi, H.-J. Fecht, and R.K. Wunderlich: Adv. Eng. Mater., 2007, vol. 9, pp. 349–54.Article CAS Google Scholar 
  50. Q. Guo, C. Zhao, M. Qu, L. Xiong, L.I. Escano, S.M.H. Hojjatzadeh, N.D. Parab, K. Fezzaa, W. Everhart, T. Sun, and L. Chen: Addit. Manuf., 2019, vol. 28, pp. 600–09.Google Scholar 
  51. J. Trapp, A.M. Rubenchik, G. Guss, and M.J. Matthews: Appl. Mater. Today, 2017, vol. 9, pp. 341–49.Article Google Scholar 
  52. M. Schneider, L. Berthe, R. Fabbro, and M. Muller: J. Phys. D, 2008, vol. 41, p. 155502.Article Google Scholar 
  53. Z. Gan, O.L. Kafka, N. Parab, C. Zhao, L. Fang, O. Heinonen, T. Sun, and W.K. Liu: Nat. Commun., 2021, vol. 12, p. 2379.Article CAS Google Scholar 
  54. B.J. Simonds, E.J. Garboczi, T.A. Palmer, and P.A. Williams: Appl. Phys. Rev., 2020, vol. 13, p. 024057.Article CAS Google Scholar 
  55. J. Dantzig and M. Rappaz: Solidification, 2nd ed., EPFL Press, Lausanne, 2016, pp. 483–532.Google Scholar 
  56. W. Tiller, K. Jackson, J. Rutter, and B. Chalmers: Acta Metall., 1953, vol. 1, pp. 428–37.Article CAS Google Scholar 
  57. D. Zhang, A. Prasad, M.J. Bermingham, C.J. Todaro, M.J. Benoit, M.N. Patel, D. Qiu, D.H. StJohn, M. Qian, and M.A. Easton: Metall. Mater. Trans. A, 2020, vol. 51A, pp. 4341–59.Article Google Scholar 
  58. F. Yan, W. Xiong, and E.J. Faierson: Materials, 2017, vol. 10, p. 1260.Article Google Scholar 
  59. W. Tan and Y.C. Shin: Comput. Mater. Sci., 2015, vol. 98, pp. 446–58.Article CAS Google Scholar 
  60. A. Hellawell, S. Liu, and S.Z. Lu: JOM, 1997, vol. 49, pp. 18–20.Article CAS Google Scholar 
  61. H. Ji: China Foundry, 2019, vol. 16, pp. 262–66.Article Google Scholar 
  62. J.M. Vitek, S.A. David, and L.A. Boatner: Sci. Technol. Weld. Join., 1997, vol. 2, pp. 109–18.Article CAS Google Scholar 
  63. X. Wang, J.A. Muñiz-Lerma, O. Sanchez-Mata, S.E. Atabay, M.A. Shandiz, and M. Brochu: Prog. Addit. Manuf., 2020, vol. 5, pp. 41–49.Article Google Scholar 

Download references

Nanoparticle-enabled increase of energy efficiency during laser metal additive manufacturing

레이저 금속 적층 제조 중 나노 입자로 에너지 효율 증가

Minglei Quo bQilin Guo a bLuis IzetEscano a bAli Nabaa a bKamel Fezzaa cLianyi Chen a b

레이저 금속 적층 제조(AM) 공정의 낮은 에너지 효율은 대규모 산업 생산에서 잠재적인 지속 가능성 문제입니다. 레이저 용융을 위한 에너지 효율의 명시적 조사는 용융 금속의 불투명한 특성으로 인해 매우 어려운 용융 풀 치수 및 증기 내림의 직접적인 특성화를 요구합니다. 

여기에서 우리는 현장 고속 고에너지 x-선 이미징에 의해 Al6061의 레이저 분말 베드 융합(LPBF) 동안 증기 강하 및 용융 풀 형성에 대한 TiC 나노 입자의 효과에 대한 직접적인 관찰 및 정량화를 보고합니다. 정량 결과를 바탕으로, 우리는 Al6061의 LPBF 동안 TiC 나노 입자가 있거나 없을 때 레이저 용융 에너지 효율(여기서 재료를 용융하는 데 필요한 에너지 대 레이저 빔에 의해 전달되는 에너지의 비율로 정의)을 계산했습니다. 

결과는 TiC 나노 입자를 Al6061에 추가하면 레이저 용융 에너지 효율이 크게 증가한다는 것을 보여줍니다(평균 114% 증가, 312에서 521% 증가). W 레이저 출력, 0.4m  /s 스캔 속도). 체계적인 특성 측정, 시뮬레이션 및 x-선 이미징 연구를 통해 우리는 처음으로 세 가지 메커니즘이 함께 작동하여 레이저 용융 에너지 효율을 향상시킨다는 것을 확인할 수 있었습니다.

(1) TiC 나노 입자를 추가하면 흡수율이 증가합니다. (2) TiC 나노입자를 추가하면 열전도율이 감소하고, (3) TiC 나노입자를 추가하면 더 낮은 레이저 출력에서 ​​증기 억제 및 다중 반사를 시작할 수 있습니다(즉, 키홀링에 대한 레이저 출력 임계값을 낮춤). 

여기서 보고한 Al6061의 LPBF 동안 레이저 용융 에너지 효율을 증가시키기 위해 TiC 나노입자를 사용하는 방법 및 메커니즘은 보다 에너지 효율적인 레이저 금속 AM을 위한 공급원료 재료의 개발을 안내할 수 있습니다.

The low energy efficiency of the laser metal additive manufacturing (AM) process is a potential sustainability concern for large-scale industrial production. Explicit investigation of the energy efficiency for laser melting requires the direct characterization of melt pool dimension and vapor depression, which is very difficult due to the opaque nature of the molten metal. Here we report the direct observation and quantification of effects of the TiC nanoparticles on the vapor depression and melt pool formation during laser powder bed fusion (LPBF) of Al6061 by in-situ high-speed high-energy x-ray imaging. Based on the quantification results, we calculated the laser melting energy efficiency (defined here as the ratio of the energy needed to melt the material to the energy delivered by the laser beam) with and without TiC nanoparticles during LPBF of Al6061. The results show that adding TiC nanoparticles into Al6061 leads to a significant increase of laser melting energy efficiency (114% increase on average, 521% increase under 312 W laser power, 0.4 m/s scan speed). Systematic property measurement, simulation, and x-ray imaging studies enable us, for the first time, to identify that three mechanisms work together to enhance the laser melting energy efficiency: (1) adding TiC nanoparticles increases the absorptivity; (2) adding TiC nanoparticles decreases the thermal conductivity, and (3) adding TiC nanoparticles enables the initiation of vapor depression and multiple reflection at lower laser power (i.e., lowers the laser power threshold for keyholing). The method and mechanisms of using TiC nanoparticles to increase the laser melting energy efficiency during LPBF of Al6061 we reported here may guide the development of feedstock materials for more energy efficient laser metal AM.

Nanoparticle-enabled increase of energy efficiency during laser metal additive manufacturing
Nanoparticle-enabled increase of energy efficiency during laser metal additive manufacturing

Keywords

Additive manufacturing

laser powder bed fusion

energy efficiency

keyhole

melt pool

x-ray imaging

metal matrix nanocomposites

Fig. 1. (a) Dimensions of the casting with runners (unit: mm), (b) a melt flow simulation using Flow-3D software together with Reilly's model[44], predicted that a large amount of bifilms (denoted by the black particles) would be contained in the final casting. (c) A solidification simulation using Pro-cast software showed that no shrinkage defect was contained in the final casting.

AZ91 합금 주물 내 연행 결함에 대한 캐리어 가스의 영향

TianLiabJ.M.T.DaviesaXiangzhenZhuc
aUniversity of Birmingham, Birmingham B15 2TT, United Kingdom
bGrainger and Worrall Ltd, Bridgnorth WV15 5HP, United Kingdom
cBrunel Centre for Advanced Solidification Technology, Brunel University London, Kingston Ln, London, Uxbridge UB8 3PH, United Kingdom

Abstract

An entrainment defect (also known as a double oxide film defect or bifilm) acts a void containing an entrapped gas when submerged into a light-alloy melt, thus reducing the quality and reproducibility of the final castings. Previous publications, carried out with Al-alloy castings, reported that this trapped gas could be subsequently consumed by the reaction with the surrounding melt, thus reducing the void volume and negative effect of entrainment defects. Compared with Al-alloys, the entrapped gas within Mg-alloy might be more efficiently consumed due to the relatively high reactivity of magnesium. However, research into the entrainment defects within Mg alloys has been significantly limited. In the present work, AZ91 alloy castings were produced under different carrier gas atmospheres (i.e., SF6/CO2, SF6/air). The evolution processes of the entrainment defects contained in AZ91 alloy were suggested according to the microstructure inspections and thermodynamic calculations. The defects formed in the different atmospheres have a similar sandwich-like structure, but their oxide films contained different combinations of compounds. The use of carrier gases, which were associated with different entrained-gas consumption rates, affected the reproducibility of AZ91 castings.

연행 결함(이중 산화막 결함 또는 이중막이라고도 함)은 경합금 용융물에 잠길 때 갇힌 가스를 포함하는 공극으로 작용하여 최종 주물의 품질과 재현성을 저하시킵니다. Al-합금 주물을 사용하여 수행된 이전 간행물에서는 이 갇힌 가스가 주변 용융물과의 반응에 의해 후속적으로 소모되어 공극 부피와 연행 결함의 부정적인 영향을 줄일 수 있다고 보고했습니다. Al-합금에 비해 마그네슘의 상대적으로 높은 반응성으로 인해 Mg-합금 내에 포집된 가스가 더 효율적으로 소모될 수 있습니다. 그러나 Mg 합금 내 연행 결함에 대한 연구는 상당히 제한적이었습니다. 현재 작업에서 AZ91 합금 주물은 다양한 캐리어 가스 분위기(즉, SF6/CO2, SF6/공기)에서 생산되었습니다. AZ91 합금에 포함된 연행 결함의 진화 과정은 미세 조직 검사 및 열역학 계산에 따라 제안되었습니다. 서로 다른 분위기에서 형성된 결함은 유사한 샌드위치 구조를 갖지만 산화막에는 서로 다른 화합물 조합이 포함되어 있습니다. 다른 동반 가스 소비율과 관련된 운반 가스의 사용은 AZ91 주물의 재현성에 영향을 미쳤습니다.

Keywords

Magnesium alloy, Casting, Oxide film, Bifilm, Entrainment defect, Reproducibility

1. Introduction

As the lightest structural metal available on Earth, magnesium became one of the most attractive light metals over the last few decades. The magnesium industry has consequently experienced a rapid development in the last 20 years [1,2], indicating a large growth in demand for Mg alloys all over the world. Nowadays, the use of Mg alloys can be found in the fields of automobiles, aerospace, electronics and etc.[3,4]. It has been predicted that the global consumption of Mg metals will further increase in the future, especially in the automotive industry, as the energy efficiency requirement of both traditional and electric vehicles further push manufactures lightweight their design [3,5,6].

The sustained growth in demand for Mg alloys motivated a wide interest in the improvement of the quality and mechanical properties of Mg-alloy castings. During a Mg-alloy casting process, surface turbulence of the melt can lead to the entrapment of a doubled-over surface film containing a small quantity of the surrounding atmosphere, thus forming an entrainment defect (also known as a double oxide film defect or bifilm) [7][8][9][10]. The random size, quantity, orientation, and placement of entrainment defects are widely accepted to be significant factors linked to the variation of casting properties [7]. In addition, Peng et al. [11] found that entrained oxides films in AZ91 alloy melt acted as filters to Al8Mn5 particles, trapping them as they settle. Mackie et al. [12] further suggested that entrained oxide films can act to trawl the intermetallic particles, causing them to cluster and form extremely large defects. The clustering of intermetallic compounds made the entrainment defects more detrimental for the casting properties.

Most of the previous studies regarding entrainment defects were carried out on Al-alloys [7,[13][14][15][16][17][18], and a few potential methods have been suggested for diminishing their negative effect on the quality of Al-alloy castings. Nyahumwa et al.,[16] shows that the void volume within entrainment defects could be reduced by a hot isostatic pressing (HIP) process. Campbell [7] suggested the entrained gas within the defects could be consumed due to reaction with the surrounding melt, which was further verified by Raiszedeh and Griffiths [19].The effect of the entrained gas consumption on the mechanical properties of Al-alloy castings has been investigated by [8,9], suggesting that the consumption of the entrained gas promoted the improvement of the casting reproducibility.

Compared with the investigation concerning the defects within Al-alloys, research into the entrainment defects within Mg-alloys has been significantly limited. The existence of entrainment defects has been demonstrated in Mg-alloy castings [20,21], but their behaviour, evolution, as well as entrained gas consumption are still not clear.

In a Mg-alloy casting process, the melt is usually protected by a cover gas to avoid magnesium ignition. The cavities of sand or investment moulds are accordingly required to be flushed with the cover gas prior to the melt pouring [22]. Therefore, the entrained gas within Mg-alloy castings should contain the cover gas used in the casting process, rather than air only, which may complicate the structure and evolution of the corresponding entrainment defects.

SF6 is a typical cover gas widely used for Mg-alloy casting processes [23][24][25]. Although this cover gas has been restricted to use in European Mg-alloy foundries, a commercial report has pointed out that this cover is still popular in global Mg-alloy industry, especially in the countries which dominated the global Mg-alloy production, such as China, Brazil, India, etc. [26]. In addition, a survey in academic publications also showed that this cover gas was widely used in recent Mg-alloy studies [27]. The protective mechanism of SF6 cover gas (i.e., the reaction between liquid Mg-alloy and SF6 cover gas) has been investigated by several previous researchers, but the formation process of the surface oxide film is still not clearly understood, and even some published results are conflicting with each other. In early 1970s, Fruehling [28] found that the surface film formed under SF6 was MgO mainly with traces of fluorides, and suggested that SF6 was absorbed in the Mg-alloy surface film. Couling [29] further noticed that the absorbed SF6 reacted with the Mg-alloy melt to form MgF2. In last 20 years, different structures of the Mg-alloy surface films have been reported, as detailed below.(1)

Single-layered film. Cashion [30,31] used X-ray Photoelectron Spectroscopy (XPS) and Auger Spectroscopy (AES) to identify the surface film as MgO and MgF2. He also found that composition of the film was constant throughout the thickness and the whole experimental holding time. The film observed by Cashion had a single-layered structure created from a holding time from 10 min to 100 min.(2)

Double-layered film. Aarstad et. al [32] reported a doubled-layered surface oxide film in 2003. They observed several well-distributed MgF2 particles attached to the preliminary MgO film and grew until they covered 25–50% of the total surface area. The inward diffusion of F through the outer MgO film was the driving force for the evolution process. This double-layered structure was also supported by Xiong’s group [25,33] and Shih et al. [34].(3)

Triple-layered film. The triple-layered film and its evolution process were reported in 2002 by Pettersen [35]. Pettersen found that the initial surface film was a MgO phase and then gradually evolved to the stable MgF2 phase by the inward diffusion of F. In the final stage, the film has a triple-layered structure with a thin O-rich interlayer between the thick top and bottom MgF2 layers.(4)

Oxide film consisted of discrete particles. Wang et al [36] stirred the Mg-alloy surface film into the melt under a SF6 cover gas, and then inspect the entrained surface film after the solidification. They found that the entrained surface films were not continues as the protective surface films reported by other researchers but composed of discrete particles. The young oxide film was composed of MgO nano-sized oxide particles, while the old oxide films consist of coarse particles (about 1  µm in average size) on one side that contained fluorides and nitrides.

The oxide films of a Mg-alloy melt surface or an entrained gas are both formed due to the reaction between liquid Mg-alloy and the cover gas, thus the above-mentioned research regarding the Mg-alloy surface film gives valuable insights into the evolution of entrainment defects. The protective mechanism of SF6 cover gas (i.e., formation of a Mg-alloy surface film) therefore indicated a potential complicated evolution process of the corresponding entrainment defects.

However, it should be noted that the formation of a surface film on a Mg-alloy melt is in a different situation to the consumption of an entrained gas that is submerged into the melt. For example, a sufficient amount of cover gas was supported during the surface film formation in the studies previously mentioned, which suppressed the depletion of the cover gas. In contrast, the amount of entrained gas within a Mg-alloy melt is finite, and the entrained gas may become fully depleted. Mirak [37] introduced 3.5%SF6/air bubbles into a pure Mg-alloy melt solidifying in a specially designed permanent mould. It was found that the gas bubbles were entirely consumed, and the corresponding oxide film was a mixture of MgO and MgF2. However, the nucleation sites (such as the MgF2 spots observed by Aarstad [32] and Xiong [25,33]) were not observed. Mirak also speculated that the MgF2 formed prior to MgO in the oxide film based on the composition analysis, which was opposite to the surface film formation process reported in previous literatures (i.e., MgO formed prior to MgF2). Mirak’s work indicated that the oxide-film formation of an entrained gas may be quite different from that of surface films, but he did not reveal the structure and evolution of the oxide films.

In addition, the use of carrier gas in the cover gases also influenced the reaction between the cover gas and the liquid Mg-alloy. SF6/air required a higher content of SF6 than did a SF6/CO2 carrier gas [38], to avoid the ignition of molten magnesium, revealing different gas-consumption rates. Liang et.al [39] suggested that carbon was formed in the surface film when CO2 was used as a carrier gas, which was different from the films formed in SF6/air. An investigation into Mg combustion [40] reported a detection of Mg2C3 in the Mg-alloy sample after burning in CO2, which not only supported Liang’s results, but also indicated a potential formation of Mg carbides in double oxide film defects.

The work reported here is an investigation into the behaviour and evolution of entrainment defects formed in AZ91 Mg-alloy castings, protected by different cover gases (i.e., SF6/air and SF6/CO2). These carrier gases have different protectability for liquid Mg alloy, which may be therefore associated with different consumption rates and evolution processes of the corresponding entrained gases. The effect of the entrained-gas consumption on the reproducibility of AZ91 castings was also studied.

2. Experiment

2.1. Melting and casting

Three kilograms AZ91 alloy was melted in a mild steel crucible at 700 ± 5 °C. The composition of the AZ91 alloy has been shown in Table 1. Prior to heating, all oxide scale on the ingot surface was removed by machining. The cover gases used were 0.5%SF6/air or 0.5%SF6/CO2 (vol.%) at a flow rate of 6 L/min for different castings. The melt was degassed by argon with a flow rate of 0.3 L/min for 15 min [41,42], and then poured into sand moulds. Prior to pouring, the sand mould cavity was flushed with the cover gas for 20 min [22]. The residual melt (around 1 kg) was solidified in the crucible.

Table 1. Composition (wt.%) of the AZ91 alloy used in this study.

AlZnMnSiFeNiMg
9.40.610.150.020.0050.0017Residual

Fig. 1(a) shows the dimensions of the casting with runners. A top-filling system was deliberately used to generate entrainment defects in the final castings. Green and Campbell [7,43] suggested that a top-filling system caused more entrainment events (i.e., bifilms) during a casting process, compared with a bottom-filling system. A melt flow simulation (Flow-3D software) of this mould, using Reilly’s model [44] regarding the entrainment events, also predicted that a large amount of bifilms would be contained in the final casting (denoted by the black particles in Fig. 1b).

Fig. 1. (a) Dimensions of the casting with runners (unit: mm), (b) a melt flow simulation using Flow-3D software together with Reilly's model[44], predicted that a large amount of bifilms (denoted by the black particles) would be contained in the final casting. (c) A solidification simulation using Pro-cast software showed that no shrinkage defect was contained in the final casting.

Shrinkage defects also affect the mechanical properties and reproducibility of castings. Since this study focused on the effect of bifilms on the casting quality, the mould has been deliberately designed to avoid generating shrinkage defects. A solidification simulation using ProCAST software showed that no shrinkage defect would be contained in the final casting, as shown in Fig. 1c. The casting soundness has also been confirmed using a real time X-ray prior to the test bar machining.

The sand moulds were made from resin-bonded silica sand, containing 1wt. % PEPSET 5230 resin and 1wt. % PEPSET 5112 catalyst. The sand also contained 2 wt.% Na2SiF6 to act as an inhibitor [45]. The pouring temperature was 700 ± 5 °C. After the solidification, a section of the runner bars was sent to the Sci-Lab Analytical Ltd for a H-content analysis (LECO analysis), and all the H-content measurements were carried out on the 5th day after the casting process. Each of the castings was machined into 40 test bars for a tensile strength test, using a Zwick 1484 tensile test machine with a clip extensometer. The fracture surfaces of the broken test bars were examined using Scanning Electron Microscope (SEM, Philips JEOL7000) with an accelerating voltage of 5–15 kV. The fractured test bars, residual Mg-alloy solidified in the crucible, and the casting runners were then sectioned, polished and also inspected using the same SEM. The cross-section of the oxide film found on the test-bar fracture surface was exposed by the Focused Ion Beam milling technique (FIB), using a CFEI Quanta 3D FEG FIB-SEM. The oxide film required to be analysed was coated with a platinum layer. Then, a gallium ion beam, accelerated to 30 kV, milled the material substrate surrounding the platinum coated area to expose the cross section of the oxide film. EDS analysis of the oxide film’s cross section was carried out using the FIB equipment at accelerating voltage of 30 kV.

2.2. Oxidation cell

As previously mentioned, several past researchers investigated the protective film formed on a Mg-alloy melt surface [38,39,[46][47][48][49][50][51][52]. During these experiments, the amount of cover gas used was sufficient, thus suppressing the depletion of fluorides in the cover gas. The experiment described in this section used a sealed oxidation cell, which limited the supply of cover gas, to study the evolution of the oxide films of entrainment defects. The cover gas contained in the oxidation cell was regarded as large-size “entrained bubble”.

As shown in Fig. 2, the main body of the oxidation cell was a closed-end mild steel tube which had an inner length of 400 mm, and an inner diameter of 32 mm. A water-cooled copper tube was wrapped around the upper section of the cell. When the tube was heated, the cooling system created a temperature difference between the upper and lower sections, causing the interior gas to convect within the tube. The temperature was monitored by a type-K thermocouple located at the top of the crucible. Nie et al. [53] suggested that the SF6 cover gas would react with the steel wall of the holding furnace when they investigated the surface film of a Mg-alloy melt. To avoid this reaction, the interior surface of the steel oxidation cell (shown in Fig. 2) and the upper half section of the thermocouple were coated with boron nitride (the Mg-alloy was not in contact with boron nitride).

Fig. 2. Schematic of the oxidation cell used to study the evolution of the oxide films of the entrainment defects (unit mm).

During the experiment, a block of solid AZ91 alloy was placed in a magnesia crucible located at the bottom of the oxidation cell. The cell was heated to 100 °C in an electric resistance furnace under a gas flow rate of 1 L/min. The cell was held at this temperature for 20 min, to replace the original trapped atmosphere (i.e. air). Then, the oxidation cell was further heated to 700 °C, melting the AZ91 sample. The gas inlet and exit valves were then closed, creating a sealed environment for oxidation under a limited supply of cover gas. The oxidation cell was then held at 700 ± 10 °C for periods of time from 5 min to 30 min in 5-min intervals. At the end of each holding time, the cell was quenched in water. After cooling to room temperature, the oxidised sample was sectioned, polished, and subsequently examined by SEM.

3. Results

3.1. Structure and composition of the entrainment defects formed in SF6/air

The structure and composition of the entrainment defect formed in the AZ91 castings under a cover gas of 0.5%SF6/air was observed by SEM and EDS. The results indicate that there exist two types of entrainment defects which are sketched in Fig. 3: (1) Type A defect whose oxide film has a traditional single-layered structure and (2) Type B defect, whose oxide film has two layers. The details of these defects were introduced in the following. Here it should be noticed that, as the entrainment defects are also known as biofilms or double oxide film, the oxide films of Type B defect were referred to as “multi-layered oxide film” or “multi-layered structure” in the present work to avoid a confusing description such as “the double-layered oxide film of a double oxide film defect”.

Fig. 3. Schematic of the different types of entrainment defects found in AZ91 castings. (a) Type A defect with a single-layered oxide film and (b) Type B defect with two-layered oxide film.

Fig. 4(a-b) shows a Type A defect having a compact single-layered oxide film with about 0.4 µm thickness. Oxygen, fluorine, magnesium and aluminium were detected in this film (Fig. 4c). It is speculated that oxide film is the mixture of fluoride and oxide of magnesium and aluminium. The detection of fluorine revealed that an entrained cover gas was contained in the formation of this defect. That is to say that the pores shown in Fig. 4(a) were not shrinkage defects or hydrogen porosity, but entrainment defects. The detection of aluminium was different with Xiong and Wang’s previous study [47,48], which showed that no aluminium was contained in their surface film of an AZ91 melt protected by a SF6 cover gas. Sulphur could not be clearly recognized in the element map, but there was a S-peak in the corresponding ESD spectrum.

Fig. 4. (a) A Type A entrainment defect formed in SF6/air and having a single-layered oxide film, (b) the oxide film of this defect, (c) SEM-EDS element maps (using Philips JEOL7000) corresponding to the area highlighted in (b).

Fig. 5(a-b) shows a Type B entrainment defect having a multi-layered oxide film. The compact outer layers of the oxide films were enriched with fluorine and oxygen (Fig. 5c), while their relatively porous inner layers were only enriched with oxygen (i.e., poor in fluorine) and partly grew together, thus forming a sandwich-like structure. Therefore, it is speculated that the outer layer is the mixture of fluoride and oxide, while the inner layer is mainly oxide. Sulphur could only be recognized in the EDX spectrum and could not be clearly identified in the element map, which might be due to the small S-content in the cover gas (i.e., 0.5% volume content of SF6 in the cover gas). In this oxide film, aluminium was contained in the outer layer of this oxide film but could not be clearly detected in the inner layer. Moreover, the distribution of Al seems to be uneven. It can be found that, in the right side of the defect, aluminium exists in the film but its concentration can not be identified to be higher than the matrix. However, there is a small area with much higher aluminium concentration in the left side of the defect. Such an uneven distribution of aluminium was also observed in other defects (shown in the following), and it is the result of the formation of some oxide particles in or under the film.

Fig. 5. (a) A Type B entrainment defect formed in SF6/air and having a multi-layered oxide film, (b) the oxide films of this defect have grown together, (c) SEM-EDS element maps (using Philips JEOL7000) corresponding to the area shown in (b).

Figs. 4 and 5 show cross sectional observations of the entrainment defects formed in the AZ91 alloy sample cast under a cover gas of SF6/air. It is not sufficient to characterize the entrainment defects only by the figures observed from the two-dimensional section. To have a further understanding, the surface of the entrainment defects (i.e. the oxide film) was further studied by observing the fracture surface of the test bars.

Fig. 6(a) shows fracture surfaces of an AZ91 alloy tensile test bar produced in SF6/air. Symmetrical dark regions can be seen on both sides of the fracture surfaces. Fig. 6(b) shows boundaries between the dark and bright regions. The bright region consisted of jagged and broken features, while the surface of the dark region was relatively smooth and flat. In addition, the EDS results (Fig. 6c-d and Table 2) show that fluorine, oxygen, sulphur, and nitrogen were only detected in the dark regions, indicating that the dark regions were surface protective films entrained into the melt. Therefore, it could be suggested that the dark regions were an entrainment defect with consideration of their symmetrical nature. Similar defects on fracture surfaces of Al-alloy castings have been previously reported [7]Nitrides were only found in the oxide films on the test-bar fracture surfaces but never detected in the cross-sectional samples shown in Figs. 4 and 5. An underlying reason is that the nitrides contained in these samples may have hydrolysed during the sample polishing process [54].

Fig. 6. (a) A pair of the fracture surfaces of a AZ91 alloy tensile test bar produced under a cover gas of SF6/air. The dimension of the fracture surface is 5 mm × 6 mm, (b) a section of the boundary between the dark and bright regions shown in (a), (c-d) EDS spectrum of the (c) bright regions and (d) dark regions, (e) schematic of an entrainment defect contained in a test bar.

Table 2. EDS results (wt.%) corresponding to the regions shown in Fig. 6 (cover gas: SF6/air).

Empty CellCOMgFAlZnSN
Dark region in Fig. 6(b)3.481.3279.130.4713.630.570.080.73
Bright region in Fig. 6(b)3.5884.4811.250.68

In conjunction with the cross-sectional observation of the defects shown in Figs. 4 and 5, the structure of an entrainment defect contained in a tensile test bar was sketched as shown in Fig. 6(e). The defect contained an entrained gas enclosed by its oxide film, creating a void section inside the test bar. When the tensile force applied on the defect during the fracture process, the crack was initiated at the void section and propagated along the entrainment defect, since cracks would be propagated along the weakest path [55]. Therefore, when the test bar was finally fractured, the oxide films of entrainment defect appeared on both fracture surfaces of the test bar, as shown in Fig. 6(a).

3.2. Structure and composition of the entrainment defects formed in SF6/CO2

Similar to the entrainment defect formed in SF6/air, the defects formed under a cover gas of 0.5%SF6/CO2 also had two types of oxide films (i.e., single-layered and multi-layered types). Fig. 7(a) shows an example of the entrainment defects containing a multi-layered oxide film. A magnified observation to the defect (Fig. 7b) shows that the inner layers of the oxide films had grown together, presenting a sandwich-like structure, which was similar to the defects formed in an atmosphere of SF6/air (Fig. 5b). An EDS spectrum (Fig. 7c) revealed that the joint area (inner layer) of this sandwich-like structure mainly contained magnesium oxides. Peaks of fluorine, sulphur, and aluminium were recognized in this EDS spectrum, but their amount was relatively small. In contrast, the outer layers of the oxide films were compact and composed of a mixture of fluorides and oxides (Fig. 7d-e).

Fig. 7. (a) An example of entrainment defects formed in SF6/CO2 and having a multi-layered oxide film, (b) magnified observation of the defect, showing the inner layer of the oxide films has grown together, (c) EDS spectrum of the point denoted in (b), (d) outer layer of the oxide film, (e) SEM-EDS element maps (using Philips JEOL7000) corresponding to the area shown in (d).

Fig. 8(a) shows an entrainment defect on the fracture surfaces of an AZ91 alloy tensile test bar, which was produced in an atmosphere of 0.5%SF6/CO2. The corresponding EDS results (Table 3) showed that oxide film contained fluorides and oxides. Sulphur and nitrogen were not detected. Besides, a magnified observation (Fig. 8b) indicated spots on the oxide film surface. The diameter of the spots ranged from hundreds of nanometres to a few micron meters.

Fig. 8. (a) A pair of the fracture surfaces of a AZ91 alloy tensile test bar, produced in an atmosphere of SF6/CO2. The dimension of the fracture surface is 5 mm × 6 mm, (b) surface appearance of the oxide films on the fracture surfaces, showing spots on the film surface.

To further reveal the structure and composition of the oxide film clearly, the cross-section of the oxide film on a test-bar fracture surface was onsite exposed using the FIB technique (Fig. 9). As shown in Fig. 9a, a continuous oxide film was found between the platinum coating layer and the Mg-Al alloy substrate. Fig. 9 (b-c) shows a magnified observation to oxide films, indicating a multi-layered structure (denoted by the red box in Fig. 9c). The bottom layer was enriched with fluorine and oxygen and should be the mixture of fluoride and oxide, which was similar to the “outer layer” shown in Figs. 5 and 7, while the only-oxygen-enriched top layer was similar to the “inner layer” shown in Figs. 5 and 7.

Fig. 9. (a) A cross-sectional observation of the oxide film on the fracture surface of the AZ91 casting produced in SF6/CO2, exposed by FIB, (b) a magnified observation of area highlighted in (a), and (c) SEM-EDS elements map of the area shown in (b), obtained by CFEI Quanta 3D FEG FIB-SEM.

Except the continuous film, some individual particles were also observed in or below the continuous film, as shown in Fig. 9. An Al-enriched particle was detected in the left side of the oxide film shown in Fig. 9b and might be speculated to be spinel Mg2AlO4 because it also contains abundant magnesium and oxygen elements. The existing of such Mg2AlO4 particles is responsible for the high concentration of aluminium in small areas of the observed film and the uneven distribution of aluminium, as shown in Fig. 5(c). Here it should be emphasized that, although the other part of the bottom layer of the continuous oxide film contains less aluminium than this Al-enriched particle, the Fig. 9c indicated that the amount of aluminium in this bottom layer was still non-negligible, especially when comparing with the outer layer of the film. Below the right side of the oxide film shown in Fig. 9b, a particle was detected and speculated to be MgO because it is rich in Mg and O. According to Wang’s result [56], lots of discrete MgO particles can be formed on the surface of the Mg melt by the oxidation of Mg melt and Mg vapor. The MgO particles observed in our present work may be formed due to the same reasons. While, due to the differences in experimental conditions, less Mg melt can be vapored or react with O2, thus only a few of MgO particles formed in our work. An enrichment of carbon was also found in the film, revealing that CO2 was able to react with the melt, thus forming carbon or carbides. This carbon concentration was consistent with the relatively high carbon content of the oxide film shown in Table 3 (i.e., the dark region). In the area next to the oxide film.

Table 3. EDS results (wt.%) corresponding to the regions shown in Fig. 8 (cover gas: SF6/ CO2).

Empty CellCOMgFAlZnSN
Dark region in Fig. 8(a)7.253.6469.823.827.030.86
Bright region in Fig. 8(a)2.100.4482.8313.261.36

This cross-sectional observation of the oxide film on a test bar fracture surface (Fig. 9) further verified the schematic of the entrainment defect shown in Fig. 6(e). The entrainment defects formed in different atmospheres of SF6/CO2 and SF6/air had similar structures, but their compositions were different.

3.3. Evolution of the oxide films in the oxidation cell

The results in Section 3.1 and 3.2 have shown the structures and compositions of entrainment defects formed in AZ91 castings under cover gases of SF6/air and SF6/CO2. Different stages of the oxidation reaction may lead to the different structures and compositions of entrainment defects. Although Campbell has conjectured that an entrained gas may react with the surrounding melt, it is rarely reported that the reaction occurring between the Mg-alloy melt and entrapped cover gas. Previous researchers normally focus on the reaction between a Mg-alloy melt and the cover gas in an open environment [38,39,[46][47][48][49][50][51][52], which was different from the situation of a cover gas trapped into the melt. To further understand the formation of the entrainment defect in an AZ91 alloy, the evolution process of oxide films of the entrainment defect was further studied using an oxidation cell.

Fig. 10 (a and d) shows a surface film held for 5 min in the oxidation cell, protected by 0.5%SF6/air. There was only one single layer consisting of fluoride and oxide (MgF2 and MgO). In this surface film. Sulphur was detected in the EDS spectrum, but its amount was too small to be recognized in the element map. The structure and composition of this oxide film was similar to the single-layered films of entrainment defects shown in Fig. 4.

Fig. 10. Oxide films formed in the oxidation cell under a cover gas of 0.5%SF6/air and held at 700 °C for (a) 5 min; (b) 10 min; (c) 30 min, and (d-f) the SEM-EDS element maps (using Philips JEOL7000) corresponding to the oxide film shown in (a-c) respectively, (d) 5 min; (e) 10 min; (f) 30 min. The red points in (c and f) are the location references, denoting the boundary of the F-enriched layer in different element maps.

After a holding time of 10 min, a thin (O, S)-enriched top layer (around 700 nm) appeared upon the preliminary F-enriched film, forming a multi-layered structure, as shown in Fig. 10(b and e). The thickness of the (O, S)-enriched top layer increased with increased holding time. As shown in Fig. 10(c and f), the oxide film held for 30 min also had a multi-layered structure, but the thickness of its (O, S)-enriched top layer (around 2.5 µm) was higher than the that of the 10-min oxide film. The multi-layered oxide films shown in Fig. 10(b-c) presented a similar appearance to the films of the sandwich-like defect shown in Fig. 5.

The different structures of the oxide films shown in Fig. 10 indicated that fluorides in the cover gas would be preferentially consumed due to the reaction with the AZ91 alloy melt. After the depletion of fluorides, the residual cover gas reacted further with the liquid AZ91 alloy, forming the top (O, S)-enriched layer in the oxide film. Therefore, the different structures and compositions of entrainment defects shown in Figs. 4 and 5 may be due to an ongoing oxidation reaction between melt and entrapped cover gas.

This multi-layered structure has not been reported in previous publications concerning the protective surface film formed on a Mg-alloy melt [38,[46][47][48][49][50][51]. This may be due to the fact that previous researchers carried out their experiments with an un-limited amount of cover gas, creating a situation where the fluorides in the cover gas were not able to become depleted. Therefore, the oxide film of an entrainment defect had behaviour traits similar to the oxide films shown in Fig. 10, but different from the oxide films formed on the Mg-alloy melt surface reported in [38,[46][47][48][49][50][51].

Similar with the oxide films held in SF6/air, the oxide films formed in SF6/CO2 also had different structures with different holding times in the oxidation cell. Fig. 11(a) shows an oxide film, held on an AZ91 melt surface under a cover gas of 0.5%SF6/CO2 for 5 min. This film had a single-layered structure consisting of MgF2. The existence of MgO could not be confirmed in this film. After the holding time of 30 min, the film had a multi-layered structure; the inner layer was of a compact and uniform appearance and composed of MgF2, while the outer layer is the mixture of MgF2 and MgO. Sulphur was not detected in this film, which was different from the surface film formed in 0.5%SF6/air. Therefore, fluorides in the cover gas of 0.5%SF6/CO2 were also preferentially consumed at an early stage of the film growth process. Compared with the film formed in SF6/air, the MgO in film formed in SF6/CO2 appeared later and sulphide did not appear within 30 min. It may mean that the formation and evolution of film in SF6/air is faster than SF6/CO2. CO2 may have subsequently reacted with the melt to form MgO, while sulphur-containing compounds accumulated in the cover gas and reacted to form sulphide in very late stage (may after 30 min in oxidation cell).

Fig. 11. Oxide films formed in the oxidation cell under a cover gas of 0.5%SF6/CO2, and their SEM-EDS element maps (using Philips JEOL7000). They were held at 700 °C for (a) 5 min; (b) 30 min. The red points in (b) are the location references, denoting the boundary between the top and bottom layers in the oxide film.

4. Discussion

4.1. Evolution of entrainment defects formed in SF6/air

HSC software from Outokumpu HSC Chemistry for Windows (http://www.hsc-chemistry.net/) was used to carry out thermodynamic calculations needed to explore the reactions which might occur between the trapped gases and liquid AZ91 alloy. The solutions to the calculations suggest which products are most likely to form in the reaction process between a small amount of cover gas (i.e., the amount within a trapped bubble) and the AZ91-alloy melt.

In the trials, the pressure was set to 1 atm, and the temperature set to 700 °C. The amount of the cover gas was assumed to be 7 × 10−7 kg, with a volume of approximately 0.57 cm3 (3.14 × 10−8 kmol) for 0.5%SF6/air, and 0.35 cm3 (3.12 × 10−8 kmol) for 0.5%SF6/CO2. The amount of the AZ91 alloy melt in contact with the trapped gas was assumed to be sufficient to complete all reactions. The decomposition products of SF6 were SF5, SF4, SF3, SF2, F2, S(g), S2(g) and F(g) [57][58][59][60].

Fig. 12 shows the equilibrium diagram of the thermodynamic calculation of the reaction between the AZ91 alloy and 0.5%SF6/air. In the diagram, the reactants and products with less than 10−15 kmol have not been shown, as this was 5 orders of magnitude less than the amount of SF6 present (≈ 1.57 × 10−10 kmol) and therefore would not affect the observed process in a practical way.

Fig. 12. An equilibrium diagram for the reaction between 7e-7 kg 0.5%SF6/air and a sufficient amount of AZ91 alloy. The X axis is the amount of AZ91 alloy melt having reacted with the entrained gas, and the vertical Y-axis is the amount of the reactants and products.

This reaction process could be divided into 3 stages.

Stage 1: The formation of fluorides. the AZ91 melt preferentially reacted with SF6 and its decomposition products, producing MgF2, AlF3, and ZnF2. However, the amount of ZnF2 may have been too small to be detected practically (1.25 × 10−12 kmol of ZnF2 compared with 3 × 10−10 kmol of MgF2), which may be the reason why Zn was not detected in any the oxide films shown in Sections 3.13.3. Meanwhile, sulphur accumulated in the residual gas as SO2.

Stage 2: The formation of oxides. After the liquid AZ91 alloy had depleted all the available fluorides in the entrapped gas, the amount of AlF3 and ZnF2 quickly reduced due to a reaction with Mg. O2(g) and SO2 reacted with the AZ91 melt, forming MgO, Al2O3, MgAl2O4, ZnO, ZnSO4 and MgSO4. However, the amount of ZnO and ZnSO4 would have been too small to be found practically by EDS (e.g. 9.5 × 10−12 kmol of ZnO,1.38 × 10−14 kmol of ZnSO4, in contrast to 4.68 × 10−10 kmol of MgF2, when the amount of AZ91 on the X-axis is 2.5 × 10−9 kmol). In the experimental cases, the concentration of F in the cover gas is very low, whole the concentration f O is much higher. Therefore, the stage 1 and 2, i.e, the formation of fluoride and oxide may happen simultaneously at the beginning of the reaction, resulting in the formation of a singer-layered mixture of fluoride and oxide, as shown in Figs. 4 and 10(a). While an inner layer consisted of oxides but fluorides could form after the complete depletion of F element in the cover gas.

Stages 1- 2 theoretically verified the formation process of the multi-layered structure shown in Fig. 10.

The amount of MgAl2O4 and Al2O3 in the oxide film was of a sufficient amount to be detected, which was consistent with the oxide films shown in Fig. 4. However, the existence of aluminium could not be recognized in the oxide films grown in the oxidation cell, as shown in Fig. 10. This absence of Al may be due to the following reactions between the surface film and AZ91 alloy melt:(1)

Al2O3 + 3Mg + = 3MgO + 2Al, △G(700 °C) = -119.82 kJ/mol(2)

Mg + MgAl2O4 = MgO + Al, △G(700 °C) =-106.34 kJ/molwhich could not be simulated by the HSC software since the thermodynamic calculation was carried out under an assumption that the reactants were in full contact with each other. However, in a practical process, the AZ91 melt and the cover gas would not be able to be in contact with each other completely, due to the existence of the protective surface film.

Stage 3: The formation of Sulphide and nitride. After a holding time of 30 min, the gas-phase fluorides and oxides in the oxidation cell had become depleted, allowing the melt reaction with the residual gas, forming an additional sulphur-enriched layer upon the initial F-enriched or (F, O)-enriched surface film, thus resulting in the observed multi-layered structure shown in Fig. 10 (b and c). Besides, nitrogen reacted with the AZ91 melt until all reactions were completed. The oxide film shown in Fig. 6 may correspond to this reaction stage due to its nitride content. However, the results shows that the nitrides were not detected in the polished samples shown in Figs. 4 and 5, but only found on the test bar fracture surfaces. The nitrides may have hydrolysed during the sample preparation process, as follows [54]:(3)

Mg3N2 + 6H2O =3Mg(OH)2 + 2NH3↑(4)

AlN+ 3H2O =Al(OH)3 + NH3

In addition, Schmidt et al. [61] found that Mg3N2 and AlN could react to form ternary nitrides (Mg3AlnNn+2, n= 1, 2, 3…). HSC software did not contain the database of ternary nitrides, and it could not be added into the calculation. The oxide films in this stage may also contain ternary nitrides.

4.2. Evolution of entrainment defects formed in SF6/CO2

Fig. 13 shows the results of the thermodynamic calculation between AZ91 alloy and 0.5%SF6/CO2. This reaction processes can also be divided into three stages.

Fig. 13. An equilibrium diagram for the reaction between 7e-7 kg 0.5%SF6/CO2 and a sufficient amount of AZ91 alloy. The X axis denotes the amount of Mg alloy melt having reacted with the entrained gas, and the vertical Y-axis denotes the amounts of the reactants and products.

Stage 1: The formation of fluorides. SF6 and its decomposition products were consumed by the AZ91 melt, forming MgF2, AlF3, and ZnF2. As in the reaction of AZ91 in 0.5%SF6/air, the amount of ZnF2 was too small to be detected practically (1.51 × 10−13 kmol of ZnF2 compared with 2.67 × 10−10 kmol of MgF2). Sulphur accumulated in the residual trapped gas as S2(g) and a portion of the S2(g) reacted with CO2, to form SO2 and CO. The products in this reaction stage were consistent with the film shown in Fig. 11(a), which had a single layer structure that contained fluorides only.

Stage 2: The formation of oxides. AlF3 and ZnF2 reacted with the Mg in the AZ91 melt, forming MgF2, Al and Zn. The SO2 began to be consumed, producing oxides in the surface film and S2(g) in the cover gas. Meanwhile, the CO2 directly reacted with the AZ91 melt, forming CO, MgO, ZnO, and Al2O3. The oxide films shown in Figs. 9 and 11(b) may correspond to this reaction stage due to their oxygen-enriched layer and multi-layered structure.

The CO in the cover gas could further react with the AZ91 melt, producing C. This carbon may further react with Mg to form Mg carbides, when the temperature reduced (during solidification period) [62]. This may be the reason for the high carbon content in the oxide film shown in Figs. 89. Liang et al. [39] also reported carbon-detection in an AZ91 alloy surface film protected by SO2/CO2. The produced Al2O3 may be further combined with MgO, forming MgAl2O4 [63]. As discussed in Section 4.1, the alumina and spinel can react with Mg, causing an absence of aluminium in the surface films, as shown in Fig. 11.

Stage 3: The formation of Sulphide. the AZ91 melt began to consume S2(g) in the residual entrapped gas, forming ZnS and MgS. These reactions did not occur until the last stage of the reaction process, which could be the reason why the S-content in the defect shown Fig. 7(c) was small.

In summary, thermodynamic calculations indicate that the AZ91 melt will react with the cover gas to form fluorides firstly, then oxides and sulphides in the last. The oxide film in the different reaction stages would have different structures and compositions.

4.3. Effect of the carrier gases on consumption of the entrained gas and the reproducibility of AZ91 castings

The evolution processes of entrainment defects, formed in SF6/air and SF6/CO2, have been suggested in Sections 4.1 and 4.2. The theoretical calculations were verified with respect to the corresponding oxide films found in practical samples. The atmosphere within an entrainment defect could be efficiently consumed due to the reaction with liquid Mg-alloy, in a scenario dissimilar to the Al-alloy system (i.e., nitrogen in an entrained air bubble would not efficiently react with Al-alloy melt [64,65], however, nitrogen would be more readily consumed in liquid Mg alloys, commonly referred to as “nitrogen burning” [66]).

The reaction between the entrained gas and the surrounding liquid Mg-alloy converted the entrained gas into solid compounds (e.g. MgO) within the oxide film, thus reducing the void volume of the entrainment defect and hence probably causing a collapse of the defect (e.g., if an entrained gas of air was depleted by the surrounding liquid Mg-alloy, under an assumption that the melt temperature is 700 °C and the depth of liquid Mg-alloy is 10 cm, the total volume of the final solid products would be 0.044% of the initial volume taken by the entrapped air).

The relationship between the void volume reduction of entrainment defects and the corresponding casting properties has been widely studied in Al-alloy castings. Nyahumwa and Campbell [16] reported that the Hot Isostatic Pressing (HIP) process caused the entrainment defects in Al-alloy castings to collapse and their oxide surfaces forced into contact. The fatigue lives of their castings were improved after HIP. Nyahumwa and Campbell [16] also suggested a potential bonding of the double oxide films that were in contact with each other, but there was no direct evidence to support this. This binding phenomenon was further investigated by Aryafar et.al.[8], who re-melted two Al-alloy bars with oxide skins in a steel tube and then carried out a tensile strength test on the solidified sample. They found that the oxide skins of the Al-alloy bars strongly bonded with each other and became even stronger with an extension of the melt holding time, indicating a potential “healing” phenomenon due to the consumption of the entrained gas within the double oxide film structure. In addition, Raidszadeh and Griffiths [9,19] successfully reduced the negative effect of entrainment defects on the reproducibility of Al-alloy castings, by extending the melt holding time before solidification, which allowed the entrained gas to have a longer time to react with the surrounding melt.

With consideration of the previous work mentioned, the consumption of the entrained gas in Mg-alloy castings may diminish the negative effect of entrainment defects in the following two ways.

(1) Bonding phenomenon of the double oxide films. The sandwich-like structure shown in Fig. 5 and 7 indicated a potential bonding of the double oxide film structure. However, more evidence is required to quantify the increase in strength due to the bonding of the oxide films.

(2) Void volume reduction of entrainment defects. The positive effect of void-volume reduction on the quality of castings has been widely demonstrated by the HIP process [67]. As the evolution processes discussed in Section 4.14.2, the oxide films of entrainment defects can grow together due to an ongoing reaction between the entrained gas and surrounding AZ91 alloy melt. The volume of the final solid products was significant small compared with the entrained gas (i.e., 0.044% as previously mentioned).

Therefore, the consumption rate of the entrained gas (i.e., the growth rate of oxide films) may be a critical parameter for improving the quality of AZ91 alloy castings. The oxide film growth rate in the oxidization cell was accordingly further investigated.

Fig. 14 shows a comparison of the surface film growth rates in different cover gases (i.e., 0.5%SF6/air and 0.5%SF6/CO2). 15 random points on each sample were selected for film thickness measurements. The 95% confidence interval (95%CI) was computed under an assumption that the variation of the film thickness followed a Gaussian distribution. It can be seen that all the surface films formed in 0.5%SF6/air grew faster than those formed in 0.5%SF6/CO2. The different growth rates suggested that the entrained-gas consumption rate of 0.5%SF6/air was higher than that of 0.5%SF6/CO2, which was more beneficial for the consumption of the entrained gas.

Fig. 14. A comparison of the AZ91 alloy oxide film growth rates in 0.5%SF6/air and 0.5%SF6/CO2

It should be noted that, in the oxidation cell, the contact area of liquid AZ91 alloy and cover gas (i.e. the size of the crucible) was relatively small with consideration of the large volume of melt and gas. Consequently, the holding time for the oxide film growth within the oxidation cell was comparatively long (i.e., 5–30 min). However, the entrainment defects contained in a real casting are comparatively very small (i.e., a few microns size as shown in Figs. 36, and [7]), and the entrained gas is fully enclosed by the surrounding melt, creating a relatively large contact area. Hence the reaction time for cover gas and the AZ91 alloy melt may be comparatively short. In addition, the solidification time of real Mg-alloy sand castings can be a few minutes (e.g. Guo [68] reported that a Mg-alloy sand casting with 60 mm diameter required 4 min to be solidified). Therefore, it can be expected that an entrained gas trapped during an Mg-alloy melt pouring process will be readily consumed by the surrounding melt, especially for sand castings and large-size castings, where solidification times are long.

Therefore, the different cover gases (0.5%SF6/air and 0.5%SF6/CO2) associated with different consumption rates of the entrained gases may affect the reproducibility of the final castings. To verify this assumption, the AZ91 castings produced in 0.5%SF6/air and 0.5%SF6/CO2 were machined into test bars for mechanical evaluation. A Weibull analysis was carried out using both linear least square (LLS) method and non-linear least square (non-LLS) method [69].

Fig. 15(a-b) shows a traditional 2-p linearized Weibull plot of the UTS and elongation of the AZ91 alloy castings, obtained by the LLS method. The estimator used is P= (i-0.5)/N, which was suggested to cause the lowest bias among all the popular estimators [69,70]. The casting produced in SF6/air has an UTS Weibull moduli of 16.9, and an elongation Weibull moduli of 5.0. In contrast, the UTS and elongation Weibull modulus of the casting produced in SF6/CO2 are 7.7 and 2.7 respectively, suggesting that the reproducibility of the casting protected by SF6/CO2 were much lower than that produced in SF6/air.

Fig. 15. The Weibull modulus of AZ91 castings produced in different atmospheres, estimated by (a-b) the linear least square method, (c-d) the non-linear least square method, where SSR is the sum of residual squares.

In addition, the author’s previous publication [69] demonstrated a shortcoming of the linearized Weibull plots, which may cause a higher bias and incorrect R2 interruption of the Weibull estimation. A Non-LLS Weibull estimation was therefore carried out, as shown in Fig. 15 (c-d). The UTS Weibull modulus of the SF6/air casting was 20.8, while the casting produced under SF6/CO2 had a lower UTS Weibull modulus of 11.4, showing a clear difference in their reproducibility. In addition, the SF6/air elongation (El%) dataset also had a Weibull modulus (shape = 5.8) higher than the elongation dataset of SF6/CO2 (shape = 3.1). Therefore, both the LLS and Non-LLS estimations suggested that the SF6/air casting has a higher reproducibility than the SF6/CO2 casting. It supports the method that the use of air instead of CO2 contributes to a quicker consumption of the entrained gas, which may reduce the void volume within the defects. Therefore, the use of 0.5%SF6/air instead of 0.5%SF6/CO2 (which increased the consumption rate of the entrained gas) improved the reproducibility of the AZ91 castings.

However, it should be noted that not all the Mg-alloy foundries followed the casting process used in present work. The Mg-alloy melt in present work was degassed, thus reducing the effect of hydrogen on the consumption of the entrained gas (i.e., hydrogen could diffuse into the entrained gas, potentially suppressing the depletion of the entrained gas [7,71,72]). In contrast, in Mg-alloy foundries, the Mg-alloy melt is not normally degassed, since it was widely believed that there is not a ‘gas problem’ when casting magnesium and hence no significant change in tensile properties [73]. Although studies have shown the negative effect of hydrogen on the mechanical properties of Mg-alloy castings [41,42,73], a degassing process is still not very popular in Mg-alloy foundries.

Moreover, in present work, the sand mould cavity was flushed with the SF6 cover gas prior to pouring [22]. However, not all the Mg-alloy foundries flushed the mould cavity in this way. For example, the Stone Foundry Ltd (UK) used sulphur powder instead of the cover-gas flushing. The entrained gas within their castings may be SO2/air, rather than the protective gas.

Therefore, although the results in present work have shown that using air instead of CO2 improved the reproducibility of the final casting, it still requires further investigations to confirm the effect of carrier gases with respect to different industrial Mg-alloy casting processes.

7. Conclusion

Entrainment defects formed in an AZ91 alloy were observed. Their oxide films had two types of structure: single-layered and multi-layered. The multi-layered oxide film can grow together forming a sandwich-like structure in the final casting.2.

Both the experimental results and the theoretical thermodynamic calculations demonstrated that fluorides in the trapped gas were depleted prior to the consumption of sulphur. A three-stage evolution process of the double oxide film defects has been suggested. The oxide films contained different combinations of compounds, depending on the evolution stage. The defects formed in SF6/air had a similar structure to those formed in SF6/CO2, but the compositions of their oxide films were different. The oxide-film formation and evolution process of the entrainment defects were different from that of the Mg-alloy surface films previous reported (i.e., MgO formed prior to MgF2).3.

The growth rate of the oxide film was demonstrated to be greater under SF6/air than SF6/CO2, contributing to a quicker consumption of the damaging entrapped gas. The reproducibility of an AZ91 alloy casting improved when using SF6/air instead of SF6/CO2.

Acknowledgements

The authors acknowledge funding from the EPSRC LiME grant EP/H026177/1, and the help from Dr W.D. Griffiths and Mr. Adrian Carden (University of Birmingham). The casting work was carried out in University of Birmingham.

Reference

[1]

M.K. McNutt, SALAZAR K.

Magnesium, Compounds & Metal, U.S. Geological Survey and U.S. Department of the Interior

Reston, Virginia (2013)

Google Scholar[2]

Magnesium

Compounds & Metal, U.S. Geological Survey and U.S. Department of the Interior

(1996)

Google Scholar[3]

I. Ostrovsky, Y. Henn

ASTEC’07 International Conference-New Challenges in Aeronautics, Moscow (2007), pp. 1-5

Aug 19-22

View Record in ScopusGoogle Scholar[4]

Y. Wan, B. Tang, Y. Gao, L. Tang, G. Sha, B. Zhang, N. Liang, C. Liu, S. Jiang, Z. Chen, X. Guo, Y. Zhao

Acta Mater., 200 (2020), pp. 274-286

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[5]

J.T.J. Burd, E.A. Moore, H. Ezzat, R. Kirchain, R. Roth

Appl. Energy, 283 (2021), Article 116269

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[6]

A.M. Lewis, J.C. Kelly, G.A. Keoleian

Appl. Energy, 126 (2014), pp. 13-20

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[7]

J. Campbell

Castings

Butterworth-Heinemann, Oxford (2004)

Google Scholar[8]

M. Aryafar, R. Raiszadeh, A. Shalbafzadeh

J. Mater. Sci., 45 (2010), pp. 3041-3051 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[9]

R. Raiszadeh, W.D. Griffiths

Metall. Mater. Trans. B-Process Metall. Mater. Process. Sci., 42 (2011), pp. 133-143 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[10]

R. Raiszadeh, W.D. Griffiths

J. Alloy. Compd., 491 (2010), pp. 575-580

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[11]

L. Peng, G. Zeng, T.C. Su, H. Yasuda, K. Nogita, C.M. Gourlay

JOM, 71 (2019), pp. 2235-2244 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[12]

S. Ganguly, A.K. Mondal, S. Sarkar, A. Basu, S. Kumar, C. Blawert

Corros. Sci., 166 (2020)[13]

G.E. Bozchaloei, N. Varahram, P. Davami, S.K. Kim

Mater. Sci. Eng. A-Struct. Mater. Prop. Microstruct. Process., 548 (2012), pp. 99-105

View Record in Scopus[14]

S. Fox, J. Campbell

Scr. Mater., 43 (2000), pp. 881-886

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[15]

M. Cox, R.A. Harding, J. Campbell

Mater. Sci. Technol., 19 (2003), pp. 613-625

View Record in Scopus[16]

C. Nyahumwa, N.R. Green, J. Campbell

Metall. Mater. Trans. A-Phys. Metall. Mater. Sci., 32 (2001), pp. 349-358

View Record in Scopus[17]

A. Ardekhani, R. Raiszadeh

J. Mater. Eng. Perform., 21 (2012), pp. 1352-1362 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[18]

X. Dai, X. Yang, J. Campbell, J. Wood

Mater. Sci. Technol., 20 (2004), pp. 505-513

View Record in Scopus[19]

E.M. Elgallad, M.F. Ibrahim, H.W. Doty, F.H. Samuel

Philos. Mag., 98 (2018), pp. 1337-1359 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[20]

W.D. Griffiths, N.W. Lai

Metall. Mater. Trans. A-Phys. Metall. Mater. Sci., 38A (2007), pp. 190-196 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[21]

A.R. Mirak, M. Divandari, S.M.A. Boutorabi, J. Campbell

Int. J. Cast Met. Res., 20 (2007), pp. 215-220 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[22]

C. Cingi

Laboratory of Foundry Engineering

Helsinki University of Technology, Espoo, Finland (2006)

Google Scholar[23]

Y. Jia, J. Hou, H. Wang, Q. Le, Q. Lan, X. Chen, L. Bao

J. Mater. Process. Technol., 278 (2020), Article 116542

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[24]

S. Ouyang, G. Yang, H. Qin, S. Luo, L. Xiao, W. Jie

Mater. Sci. Eng. A, 780 (2020), Article 139138

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[25]

S.-m. Xiong, X.-F. Wang

Trans. Nonferrous Met. Soc. China, 20 (2010), pp. 1228-1234

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[26]

G.V. Research

Grand View Research

(2018)

USA

Google Scholar[27]

T. Li, J. Davies

Metall. Mater. Trans. A, 51 (2020), pp. 5389-5400 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[28]J.F. Fruehling, The University of Michigan, 1970.

Google Scholar[29]

S. Couling

36th Annual World Conference on Magnesium, Norway (1979), pp. 54-57

View Record in ScopusGoogle Scholar[30]

S. Cashion, N. Ricketts, P. Hayes

J. Light Met., 2 (2002), pp. 43-47

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[31]

S. Cashion, N. Ricketts, P. Hayes

J. Light Met., 2 (2002), pp. 37-42

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[32]

K. Aarstad, G. Tranell, G. Pettersen, T.A. Engh

Various Techniques to Study the Surface of Magnesium Protected by SF6

TMS (2003)

Google Scholar[33]

S.-M. Xiong, X.-L. Liu

Metall. Mater. Trans. A, 38 (2007), pp. 428-434 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[34]

T.-S. Shih, J.-B. Liu, P.-S. Wei

Mater. Chem. Phys., 104 (2007), pp. 497-504

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[35]

G. Pettersen, E. Øvrelid, G. Tranell, J. Fenstad, H. Gjestland

Mater. Sci. Eng. A, 332 (2002), pp. 285-294

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[36]

H. Bo, L.B. Liu, Z.P. Jin

J. Alloy. Compd., 490 (2010), pp. 318-325

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[37]

A. Mirak, C. Davidson, J. Taylor

Corros. Sci., 52 (2010), pp. 1992-2000

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[38]

B.D. Lee, U.H. Beak, K.W. Lee, G.S. Han, J.W. Han

Mater. Trans., 54 (2013), pp. 66-73 View PDF

View Record in Scopus[39]

W.Z. Liang, Q. Gao, F. Chen, H.H. Liu, Z.H. Zhao

China Foundry, 9 (2012), pp. 226-230 View PDF

CrossRef[40]

U.I. Gol’dshleger, E.Y. Shafirovich

Combust. Explos. Shock Waves, 35 (1999), pp. 637-644[41]

A. Elsayed, S.L. Sin, E. Vandersluis, J. Hill, S. Ahmad, C. Ravindran, S. Amer Foundry

Trans. Am. Foundry Soc., 120 (2012), pp. 423-429[42]

E. Zhang, G.J. Wang, Z.C. Hu

Mater. Sci. Technol., 26 (2010), pp. 1253-1258

View Record in Scopus[43]

N.R. Green, J. Campbell

Mater. Sci. Eng. A-Struct. Mater. Prop. Microstruct. Process., 173 (1993), pp. 261-266

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[44]

C Reilly, MR Jolly, NR Green

Proceedings of MCWASP XII – 12th Modelling of Casting, Welding and Advanced Solidifcation Processes, Vancouver, Canada (2009)

Google Scholar[45]H.E. Friedrich, B.L. Mordike, Springer, Germany, 2006.

Google Scholar[46]

C. Zheng, B.R. Qin, X.B. Lou

Proceedings of the 2010 International Conference on Mechanical, Industrial, and Manufacturing Technologies, ASME (2010), pp. 383-388

Mimt 2010 View PDF

CrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar[47]

S.M. Xiong, X.F. Wang

Trans. Nonferrous Met. Soc. China, 20 (2010), pp. 1228-1234

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[48]

S.M. Xiong, X.L. Liu

Metall. Mater. Trans. A-Phys. Metall. Mater. Sci., 38A (2007), pp. 428-434 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[49]

T.S. Shih, J.B. Liu, P.S. Wei

Mater. Chem. Phys., 104 (2007), pp. 497-504

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[50]

K. Aarstad, G. Tranell, G. Pettersen, T.A. Engh

Magn. Technol. (2003), pp. 5-10[51]

G. Pettersen, E. Ovrelid, G. Tranell, J. Fenstad, H. Gjestland

Mater. Sci. Eng. A-Struct. Mater. Prop. Microstruct. Process., 332 (2002), pp. 285-294

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[52]

X.F. Wang, S.M. Xiong

Corros. Sci., 66 (2013), pp. 300-307

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[53]

S.H. Nie, S.M. Xiong, B.C. Liu

Mater. Sci. Eng. A-Struct. Mater. Prop. Microstruct. Process., 422 (2006), pp. 346-351

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[54]

C. Bauer, A. Mogessie, U. Galovsky

Zeitschrift Fur Metallkunde, 97 (2006), pp. 164-168 View PDF

CrossRef[55]

Q.G. Wang, D. Apelian, D.A. Lados

J. Light Met., 1 (2001), pp. 73-84

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[56]

S. Wang, Y. Wang, Q. Ramasse, Z. Fan

Metall. Mater. Trans. A, 51 (2020), pp. 2957-2974[57]

S. Hayashi, W. Minami, T. Oguchi, H.J. Kim

Kag. Kog. Ronbunshu, 35 (2009), pp. 411-415 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[58]

K. Aarstad

Norwegian University of Science and Technology

(2004)

Google Scholar[59]

R.L. Wilkins

J. Chem. Phys., 51 (1969), p. 853

-&

View Record in Scopus[60]

O. Kubaschewski, K. Hesselemam

Thermo-Chemical Properties of Inorganic Substances

Springer-Verlag, Belin (1991)

Google Scholar[61]

R. Schmidt, M. Strobele, K. Eichele, H.J. Meyer

Eur. J. Inorg. Chem. (2017), pp. 2727-2735 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[62]

B. Hu, Y. Du, H. Xu, W. Sun, W.W. Zhang, D. Zhao

J. Min. Metall. Sect. B-Metall., 46 (2010), pp. 97-103

View Record in Scopus[63]

O. Salas, H. Ni, V. Jayaram, K.C. Vlach, C.G. Levi, R. Mehrabian

J. Mater. Res., 6 (1991), pp. 1964-1981

View Record in Scopus[64]

S.S.S. Kumari, U.T.S. Pillai, B.C. Pai

J. Alloy. Compd., 509 (2011), pp. 2503-2509

ArticleDownload PDFView Record in Scopus[65]

H. Scholz, P. Greil

J. Mater. Sci., 26 (1991), pp. 669-677

View Record in Scopus[66]

P. Biedenkopf, A. Karger, M. Laukotter, W. Schneider

Magn. Technol., 2005 (2005), pp. 39-42

View Record in Scopus[67]

H.V. Atkinson, S. Davies

Metall. Mater. Trans. A, 31 (2000), pp. 2981-3000 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[68]

E.J. Guo, L. Wang, Y.C. Feng, L.P. Wang, Y.H. Chen

J. Therm. Anal. Calorim., 135 (2019), pp. 2001-2008 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[69]

T. Li, W.D. Griffiths, J. Chen

Metall. Mater. Trans. A-Phys. Metall. Mater. Sci., 48A (2017), pp. 5516-5528 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[70]

M. Tiryakioglu, D. Hudak

J. Mater. Sci., 42 (2007), pp. 10173-10179 View PDF

CrossRefView Record in Scopus[71]

Y. Yue, W.D. Griffiths, J.L. Fife, N.R. Green

Proceedings of the 1st International Conference on 3d Materials Science (2012), pp. 131-136 View PDF

CrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar[72]

R. Raiszadeh, W.D. Griffiths

Metall. Mater. Trans. B-Process Metall. Mater. Process. Sci., 37 (2006), pp. 865-871

View Record in Scopus[73]

Z.C. Hu, E.L. Zhang, S.Y. Zeng

Mater. Sci. Technol., 24 (2008), pp. 1304-1308 View PDF

CrossRefView Record in Scopus

Fig. 1. Schematic of lap welding for 6061/5182 aluminum alloys.

알루미늄 합금 겹침 용접 중 용접 형성, 용융 흐름 및 입자 구조에 대한 사인파 발진 레이저 빔의 영향

린 첸 가오 양 미시 옹 장 춘밍 왕
Lin Chen , Gaoyang Mi , Xiong Zhang , Chunming Wang *
중국 우한시 화중과학기술대학 재료공학부, 430074

Effects of sinusoidal oscillating laser beam on weld formation, melt flow and grain structure during aluminum alloys lap welding

Abstract

A numerical model of 1.5 mm 6061/5182 aluminum alloys thin sheets lap joints under laser sinusoidal oscillation (sine) welding and laser welding (SLW) weld was developed to simulate temperature distribution and melt flow. Unlike the common energy distribution of SLW, the sinusoidal oscillation of laser beam greatly homogenized the energy distribution and reduced the energy peak. The energy peaks were located at both sides of the sine weld, resulting in the tooth-shaped sectional formation. This paper illustrated the effect of the temperature gradient (G) and solidification rate (R) on the solidification microstructure by simulation. Results indicated that the center of the sine weld had a wider area with low G/R, promoting the formation of a wider equiaxed grain zone, and the columnar grains were slenderer because of greater GR. The porosity-free and non-penetration welds were obtained by the laser sinusoidal oscillation. The reasons were that the molten pool volume was enlarged, the volume proportion of keyhole was reduced and the turbulence in the molten pool was gentled, which was observed by the high-speed imaging and simulation results of melt flow. The tensile test of both welds showed a tensile fracture form along the fusion line, and the tensile strength of sine weld was significantly better than that of the SLW weld. This was because that the wider equiaxed grain area reduced the tendency of cracks and the finer grain size close to the fracture location. Defect-free and excellent welds are of great significance to the new energy vehicles industry.

온도 분포 및 용융 흐름을 시뮬레이션하기 위해 레이저 사인파 진동 (사인) 용접 및 레이저 용접 (SLW) 용접에서 1.5mm 6061/5182 알루미늄 합금 박판 랩 조인트 의 수치 모델이 개발되었습니다. SLW의 일반적인 에너지 분포와 달리 레이저 빔의 사인파 진동은 에너지 분포를 크게 균질화하고 에너지 피크를 줄였습니다. 에너지 피크는 사인 용접의 양쪽에 위치하여 톱니 모양의 단면이 형성되었습니다. 이 논문은 온도 구배(G)와 응고 속도 의 영향을 설명했습니다.(R) 시뮬레이션에 의한 응고 미세 구조. 결과는 사인 용접의 중심이 낮은 G/R로 더 넓은 영역을 가짐으로써 더 넓은 등축 결정립 영역의 형성을 촉진하고 더 큰 GR로 인해 주상 결정립 이 더 가늘다는 것을 나타냅니다. 다공성 및 비관통 용접은 레이저 사인파 진동에 의해 얻어졌습니다. 그 이유는 용융 풀의 부피가 확대되고 열쇠 구멍의 부피 비율이 감소하며 용융 풀의 난류가 완만해졌기 때문이며, 이는 용융 흐름의 고속 이미징 및 시뮬레이션 결과에서 관찰되었습니다. 두 용접부 의 인장시험 은 융착선을 따라 인장파괴형태를인장강도사인 용접의 경우 SLW 용접보다 훨씬 우수했습니다. 이는 등축 결정립 영역이 넓을수록 균열 경향이 감소하고 파단 위치에 근접한 입자 크기가 미세 하기 때문입니다. 결함이 없고 우수한 용접은 신에너지 자동차 산업에 매우 중요합니다.

Fig. 1. Schematic of lap welding for 6061/5182 aluminum alloys.
Fig. 1. Schematic of lap welding for 6061/5182 aluminum alloys.
Fig. 2. Finite element mesh.
Fig. 2. Finite element mesh.
Fig. 3. Weld morphologies of cross-section and upper surface for the two welds: (a) sine pattern weld; (b) SLW weld.
Fig. 3. Weld morphologies of cross-section and upper surface for the two welds: (a) sine pattern weld; (b) SLW weld.
Fig. 4. Calculation of laser energy distribution: (a)-(c) sine pattern weld; (d)-(f) SLW weld.
Fig. 4. Calculation of laser energy distribution: (a)-(c) sine pattern weld; (d)-(f) SLW weld.
Fig. 5. The partially melted region of zone A.
Fig. 5. The partially melted region of zone A.
Fig. 6. The simulated profiles of melted region for the two welds: (a) SLW weld; (b) sine pattern weld.
Fig. 6. The simulated profiles of melted region for the two welds: (a) SLW weld; (b) sine pattern weld.
Fig. 7. The temperature field simulation results of cross section for sine pattern weld.
Fig. 7. The temperature field simulation results of cross section for sine pattern weld.
Fig. 8. Dynamic behavior of the molten pool at the same time interval of 0.004 s within one oscillating period: (a) SLW weld; (b) sine pattern weld.
Fig. 8. Dynamic behavior of the molten pool at the same time interval of 0.004 s within one oscillating period: (a) SLW weld; (b) sine pattern weld.
Fig. 9. The temperature field and flow field of the molten pool for the SLW weld: (a)~(f) t = 80 ms~100 ms.
Fig. 9. The temperature field and flow field of the molten pool for the SLW weld: (a)~(f) t = 80 ms~100 ms.
Fig. 10. The temperature field and flow field of the molten pool for the sine pattern weld: (a)~(f) t = 151 ms~171 ms.
Fig. 10. The temperature field and flow field of the molten pool for the sine pattern weld: (a)~(f) t = 151 ms~171 ms.
Fig. 11. The evolution of the molten pool volume and keyhole depth within one period.
Fig. 11. The evolution of the molten pool volume and keyhole depth within one period.
Fig. 12. The X-ray inspection results for the two welds: (a) SLW weld, (b) sine pattern weld.
Fig. 12. The X-ray inspection results for the two welds: (a) SLW weld, (b) sine pattern weld.
Fig. 13. Comparison of the solidification parameters for sine and SLW patterns: (a) the temperature field simulated results of the molten pool upper surfaces; (b) temperature gradient G and solidification rate R along the molten pool boundary isotherm from weld centerline to the fusion boundary; (c) G/R; (d) GR.
Fig. 13. Comparison of the solidification parameters for sine and SLW patterns: (a) the temperature field simulated results of the molten pool upper surfaces; (b) temperature gradient G and solidification rate R along the molten pool boundary isotherm from weld centerline to the fusion boundary; (c) G/R; (d) GR.
Fig. 14. The EBSD results of equiaxed grain zone in the weld center of: (a) sine pattern weld; (b) SLW weld; (c) grain size.
Fig. 14. The EBSD results of equiaxed grain zone in the weld center of: (a) sine pattern weld; (b) SLW weld; (c) grain size.
Fig. 15. (a) EBSD results of horizontal sections of SLW weld and sine pattern weld; (b) The columnar crystal widths of SLW weld and sine pattern weld.
Fig. 15. (a) EBSD results of horizontal sections of SLW weld and sine pattern weld; (b) The columnar crystal widths of SLW weld and sine pattern weld.
Fig. 16. (a) The tensile test results of the two welds; (b) Fracture location of SLW weld; (b) Fracture location of sine pattern weld.
Fig. 16. (a) The tensile test results of the two welds; (b) Fracture location of SLW weld; (b) Fracture location of sine pattern weld.

Keywords

Laser welding, Sinusoidal oscillating, Energy distribution, Numerical simulation, Molten pool flow, Grain structure

References

Chen, X., 2014. Study on laser-MAG Hybrid Weaving Welding Charateristics. Master
thesis. Harbin Institute of Technology, China.
Chen, G., Wang, B., Mao, S., Zhong, P., He, J., 2019. Research on the “∞”-shaped laser
scanning welding process for aluminum alloy. Opt. Laser Technol. 115, 32–41.
Cho, W.-I., Na, S.-J., Cho, M.-H., Lee, J.-S., 2010. Numerical study of alloying element
distribution in CO2 laser–GMA hybrid welding. Comput. Mater. Sci. 49, 792–800.
Cho, W.-I., Na, S.-J., Thomy, C., Vollertsen, F., 2012. Numerical simulation of molten
pool dynamics in high power disk laser welding. J. Mater. Process. Technol. 212,
262–275.
Das, A., Butterworth, I., Masters, I., Williams, D., 2018. Microstructure and mechanical
properties of gap-bridged remote laser welded (RLW) automotive grade AA 5182
joints. Mater. Charact. 145, 697–712.
Fetzer, F., Sommer, M., Weber, R., Weberpals, J.-P., Graf, T., 2018. Reduction of pores by
means of laser beam oscillation during remote welding of AlMgSi. Opt. Lasers Eng.
108, 68–77.
Geng, S., Jiang, P., Shao, X., Guo, L., Gao, X., 2020. Heat transfer and fluid flow and their
effects on the solidification microstructure in full-penetration laser welding of
aluminum sheet. J. Mater. Sci. Technol. 46, 50–63.
Hagenlocher, C., Sommer, M., Fetzer, F., Weber, R., Graf, T., 2018a. Optimization of the
solidification conditions by means of beam oscillation during laser beam welding of
aluminum. Mater. Des. 160, 1178–1185.
Hagenlocher, C., Weller, D., Weber, R., Graf, T., 2018b. Reduction of the hot cracking
susceptibility of laser beam welds in AlMgSi alloys by increasing the number of grain
boundaries. Sci. Technol. Weld. Join. 24, 313–319.
Hagenlocher, C., Fetzer, F., Weller, D., Weber, R., Graf, T., 2019. Explicit analytical
expressions for the influence of welding parameters on the grain structure of laser
beam welds in aluminium alloys. Mater. Des. 174, 107791.
Han, X., Tang, X., Wang, T., Shao, C., Lu, F., Cui, H., 2018. Role of ambient pressure in
keyhole dynamics based on beam transmission path method for laser welding on Al
alloy. Int. J. Adv. Manuf. Technol. 99, 1639–1651.
Hao, K., Li, G., Gao, M., Zeng, X., 2015. Weld formation mechanism of fiber laser
oscillating welding of austenitic stainless steel. J. Mater. Process. Technol. 225,
77–83.
Hirt, C.W., Nichols, B.D., 1981. Volume of fluid (VOF) method for the dynamics of free
boundaries. J. Comput. Phys. 39, 201–225.
Jiang, Z., Chen, X., Li, H., Lei, Z., Chen, Y., Wu, S., Wang, Y., 2020. Grain refinement and
laser energy distribution during laser oscillating welding of Invar alloy. Mater. Des.
186, 108195.
Kaplan, A., 1994. A model of deep penetration laser welding based on calculation of the
keyhole profile. J. Phys. D Appl. Phys. 27, 1805–1814.
Kou, S., 2002. Welding Metallurgy, 2nd ed. Wiley-Interscience, New Jersey, USA.
Kuryntsev, S.V., Gilmutdinov, A.K., 2015. The effect of laser beam wobbling mode in
welding process for structural steels. Int. J. Adv. Manuf. Technol. 81, 1683–1691.
Li, P., Nie, F., Dong, H., Li, S., Yang, G., Zhang, H., 2018. Pulse MIG welding of 6061-T6/
A356-T6 aluminum alloy dissimilar T-joint. J. Mater. Eng. Perform. 27, 4760–4769.
Liu, T., Mu, Z., Hu, R., Pang, S., 2019. Sinusoidal oscillating laser welding of 7075
aluminum alloy: hydrodynamics, porosity formation and optimization. Int. J. Heat
Mass Transf. 140, 346–358.
Seto, N., Katayama, S., Matsunawa, A., 2000. High-speed simultaneous observation of
plasma and keyhole behavior during high power CO2 laser welding: effect of
shielding gas on porosity formation. J. Laser Appl. 12, 245–250.
Tang, Z., Vollertsen, F., 2014. Influence of grain refinement on hot cracking in laser
welding of aluminum. Weld. World 58, 355–366.
Wang, L., Gao, M., Zhang, C., Zeng, X., 2016. Effect of beam oscillating pattern on weld
characterization of laser welding of AA6061-T6 aluminum alloy. Mater. Des. 108,
707–717.
Wang, L., Gao, M., Zeng, X., 2018. Experiment and prediction of weld morphology for
laser oscillating welding of AA6061 aluminium alloy. Sci. Technol. Weld. Join. 24,
334–341.
Yamazaki, Y., Abe, Y., Hioki, Y., Nakatani, M., Kitagawa, A., Nakata, K., 2016.
Fundamental study of narrow-gap welding with oscillation laser beam. Weld. Int. 30,
699–707.
Yuan, Z., Tu, Y., Yuan, T., Zhang, Y., Huang, Y., 2021. Size effects on mechanical
properties of pure industrial aluminum sheet for micro/meso scale plastic
deformation: experiment and modeling. J. Alloys. Compd. 859, 157752.
Zou, J., 2016. Characteristics of laser scanning welding process for 5A06 aluminum alloy
thick plate with narrow gap. Materials Processing Engineering. Harbin Welding
Institute, China. Master thesis.

Fig. 1 Multi-physics phenomena in the laser-material interaction zone

COMPARISON BETWEEN GREEN AND
INFRARED LASER IN LASER POWDER BED
FUSION OF PURE COPPER THROUGH HIGH
FIDELITY NUMERICAL MODELLING AT MESOSCALE

316-L 스테인리스강의 레이저 분말 베드 융합 중 콜드 스패터 형성의 충실도 높은 수치 모델링

W.E. ALPHONSO1*, M. BAYAT1 and J.H. HATTEL1
*Corresponding author
1Technical University of Denmark (DTU), 2800, Kgs, Lyngby, Denmark

ABSTRACT

L-PBF(Laser Powder Bed Fusion)는 금속 적층 제조(MAM) 기술로, 기존 제조 공정에 비해 부품 설계 자유도, 조립품 통합, 부품 맞춤화 및 낮은 툴링 비용과 같은 여러 이점을 산업에 제공합니다.

전기 코일 및 열 관리 장치는 일반적으로 높은 전기 및 열 전도성 특성으로 인해 순수 구리로 제조됩니다. 따라서 순동의 L-PBF가 가능하다면 기하학적으로 최적화된 방열판과 자유형 전자코일을 제작할 수 있습니다.

그러나 L-PBF로 조밀한 순동 부품을 생산하는 것은 적외선에 대한 낮은 광 흡수율과 높은 열전도율로 인해 어렵습니다. 기존의 L-PBF 시스템에서 조밀한 구리 부품을 생산하려면 적외선 레이저의 출력을 500W 이상으로 높이거나 구리의 광흡수율이 높은 녹색 레이저를 사용해야 합니다.

적외선 레이저 출력을 높이면 후면 반사로 인해 레이저 시스템의 광학 구성 요소가 손상되고 렌즈의 열 광학 현상으로 인해 공정이 불안정해질 수 있습니다. 이 작업에서 FVM(Finite Volume Method)에 기반한 다중 물리학 중간 규모 수치 모델은 Flow-3D에서 개발되어 용융 풀 역학과 궁극적으로 부품 품질을 제어하는 ​​물리적 현상 상호 작용을 조사합니다.

녹색 레이저 열원과 적외선 레이저 열원은 기판 위의 순수 구리 분말 베드에 단일 트랙 증착을 생성하기 위해 개별적으로 사용됩니다.

용융 풀 역학에 대한 레이저 열원의 유사하지 않은 광학 흡수 특성의 영향이 탐구됩니다. 수치 모델을 검증하기 위해 단일 트랙이 구리 분말 베드에 증착되고 시뮬레이션된 용융 풀 모양과 크기가 비교되는 실험이 수행되었습니다.

녹색 레이저는 광흡수율이 높아 전도 및 키홀 모드 용융이 가능하고 적외선 레이저는 흡수율이 낮아 키홀 모드 용융만 가능하다. 레이저 파장에 대한 용융 모드의 변화는 궁극적으로 기계적, 전기적 및 열적 특성에 영향을 미치는 열 구배 및 냉각 속도에 대한 결과를 가져옵니다.

Laser Powder Bed Fusion (L-PBF) is a Metal Additive Manufacturing (MAM) technology which offers several advantages to industries such as part design freedom, consolidation of assemblies, part customization and low tooling cost over conventional manufacturing processes. Electric coils and thermal management devices are generally manufactured from pure copper due to its high electrical and thermal conductivity properties. Therefore, if L-PBF of pure copper is feasible, geometrically optimized heat sinks and free-form electromagnetic coils can be manufactured. However, producing dense pure copper parts by L-PBF is difficult due to low optical absorptivity to infrared radiation and high thermal conductivity. To produce dense copper parts in a conventional L-PBF system either the power of the infrared laser must be increased above 500W, or a green laser should be used for which copper has a high optical absorptivity. Increasing the infrared laser power can damage the optical components of the laser systems due to back reflections and create instabilities in the process due to thermal-optical phenomenon of the lenses. In this work, a multi-physics meso-scale numerical model based on Finite Volume Method (FVM) is developed in Flow-3D to investigate the physical phenomena interaction which governs the melt pool dynamics and ultimately the part quality. A green laser heat source and an infrared laser heat source are used individually to create single track deposition on pure copper powder bed above a substrate. The effect of the dissimilar optical absorptivity property of laser heat sources on the melt pool dynamics is explored. To validate the numerical model, experiments were conducted wherein single tracks are deposited on a copper powder bed and the simulated melt pool shape and size are compared. As the green laser has a high optical absorptivity, a conduction and keyhole mode melting is possible while for the infrared laser only keyhole mode melting is possible due to low absorptivity. The variation in melting modes with respect to the laser wavelength has an outcome on thermal gradient and cooling rates which ultimately affect the mechanical, electrical, and thermal properties.

Keywords

Pure Copper, Laser Powder Bed Fusion, Finite Volume Method, multi-physics

Fig. 1 Multi-physics phenomena in the laser-material interaction zone
Fig. 1 Multi-physics phenomena in the laser-material interaction zone
Fig. 2 Framework for single laser track simulation model including powder bed and substrate (a) computational domain with boundaries (b) discretization of the domain with uniform quad mesh.
Fig. 2 Framework for single laser track simulation model including powder bed and substrate (a) computational domain with boundaries (b) discretization of the domain with uniform quad mesh.
Fig. 3 2D melt pool contours from the numerical model compared to experiments [16] for (a) VED = 65 J/mm3 at 7 mm from the beginning of the single track (b) VED = 103 J/mm3 at 3 mm from the beginning of the single track (c) VED = 103 J/mm3 at 7 mm from the beginning of the single track. In the 2D contour, the non-melted region is indicated in blue, and the melted region is indicated by red and green when the VED is 65 J/mm3 and 103 J/mm3 respectively.
Fig. 3 2D melt pool contours from the numerical model compared to experiments [16] for (a) VED = 65 J/mm3 at 7 mm from the beginning of the single track (b) VED = 103 J/mm3 at 3 mm from the beginning of the single track (c) VED = 103 J/mm3 at 7 mm from the beginning of the single track. In the 2D contour, the non-melted region is indicated in blue, and the melted region is indicated by red and green when the VED is 65 J/mm3 and 103 J/mm3 respectively.
Fig. 4 3D temperature contour plots of during single track L-PBF process at time1.8 µs when (a) VED = 65 J/mm3 (b) VED = 103 J/mm3 along with 2D melt pool contours at 5 mm from the laser initial position. In the 2D contour, the non-melted region is indicated in blue, and the melted region is indicated by red and green when the VED is 65 J/mm3 and 103 J/mm3 respectively.
Fig. 4 3D temperature contour plots of during single track L-PBF process at time1.8 µs when (a) VED = 65 J/mm3 (b) VED = 103 J/mm3 along with 2D melt pool contours at 5 mm from the laser initial position. In the 2D contour, the non-melted region is indicated in blue, and the melted region is indicated by red and green when the VED is 65 J/mm3 and 103 J/mm3 respectively.

References

[1] L. Jyothish Kumar, P. M. Pandey, and D. I. Wimpenny, 3D printing and additive
manufacturing technologies. Springer Singapore, 2018. doi: 10.1007/978-981-13-0305-0.
[2] T. DebRoy et al., “Additive manufacturing of metallic components – Process, structure
and properties,” Progress in Materials Science, vol. 92, pp. 112–224, 2018, doi:
10.1016/j.pmatsci.2017.10.001.
[3] C. S. Lefky, B. Zucker, D. Wright, A. R. Nassar, T. W. Simpson, and O. J. Hildreth,
“Dissolvable Supports in Powder Bed Fusion-Printed Stainless Steel,” 3D Printing and
Additive Manufacturing, vol. 4, no. 1, pp. 3–11, 2017, doi: 10.1089/3dp.2016.0043.
[4] J. L. Bartlett and X. Li, “An overview of residual stresses in metal powder bed fusion,”
Additive Manufacturing, vol. 27, no. January, pp. 131–149, 2019, doi:
10.1016/j.addma.2019.02.020.
[5] I. H. Ahn, “Determination of a process window with consideration of effective layer
thickness in SLM process,” International Journal of Advanced Manufacturing
Technology, vol. 105, no. 10, pp. 4181–4191, 2019, doi: 10.1007/s00170-019-04402-w.

[6] R. McCann et al., “In-situ sensing, process monitoring and machine control in Laser
Powder Bed Fusion: A review,” Additive Manufacturing, vol. 45, no. May, 2021, doi:
10.1016/j.addma.2021.102058.
[7] M. Bayat et al., “Keyhole-induced porosities in Laser-based Powder Bed Fusion (L-PBF)
of Ti6Al4V: High-fidelity modelling and experimental validation,” Additive
Manufacturing, vol. 30, no. August, p. 100835, 2019, doi: 10.1016/j.addma.2019.100835.
[8] M. Bayat, S. Mohanty, and J. H. Hattel, “Multiphysics modelling of lack-of-fusion voids
formation and evolution in IN718 made by multi-track/multi-layer L-PBF,” International
Journal of Heat and Mass Transfer, vol. 139, pp. 95–114, 2019, doi:
10.1016/j.ijheatmasstransfer.2019.05.003.
[9] S. D. Jadhav, L. R. Goossens, Y. Kinds, B. van Hooreweder, and K. Vanmeensel, “Laserbased powder bed fusion additive manufacturing of pure copper,” Additive Manufacturing,
vol. 42, no. March, 2021, doi: 10.1016/j.addma.2021.101990.
[10] S. D. Jadhav, S. Dadbakhsh, L. Goossens, J. P. Kruth, J. van Humbeeck, and K.
Vanmeensel, “Influence of selective laser melting process parameters on texture evolution
in pure copper,” Journal of Materials Processing Technology, vol. 270, no. January, pp.
47–58, 2019, doi: 10.1016/j.jmatprotec.2019.02.022.
[11] H. Siva Prasad, F. Brueckner, J. Volpp, and A. F. H. Kaplan, “Laser metal deposition of
copper on diverse metals using green laser sources,” International Journal of Advanced
Manufacturing Technology, vol. 107, no. 3–4, pp. 1559–1568, 2020, doi: 10.1007/s00170-
020-05117-z.
[12] L. R. Goossens, Y. Kinds, J. P. Kruth, and B. van Hooreweder, “On the influence of
thermal lensing during selective laser melting,” Solid Freeform Fabrication 2018:
Proceedings of the 29th Annual International Solid Freeform Fabrication Symposium – An
Additive Manufacturing Conference, SFF 2018, no. December, pp. 2267–2274, 2020.
[13] M. Bayat, V. K. Nadimpalli, D. B. Pedersen, and J. H. Hattel, “A fundamental investigation
of thermo-capillarity in laser powder bed fusion of metals and alloys,” International
Journal of Heat and Mass Transfer, vol. 166, p. 120766, 2021, doi:
10.1016/j.ijheatmasstransfer.2020.120766.
[14] H. Chen, Q. Wei, Y. Zhang, F. Chen, Y. Shi, and W. Yan, “Powder-spreading mechanisms
in powder-bed-based additive manufacturing: Experiments and computational modeling,”
Acta Materialia, vol. 179, pp. 158–171, 2019, doi: 10.1016/j.actamat.2019.08.030.
[15] S. K. Nayak, S. K. Mishra, C. P. Paul, A. N. Jinoop, and K. S. Bindra, “Effect of energy
density on laser powder bed fusion built single tracks and thin wall structures with 100 µm
preplaced powder layer thickness,” Optics and Laser Technology, vol. 125, May 2020, doi:
10.1016/j.optlastec.2019.106016.
[16] G. Nordet et al., “Absorptivity measurements during laser powder bed fusion of pure
copper with a 1 kW cw green laser,” Optics & Laser Technology, vol. 147, no. April 2021,
p. 107612, 2022, doi: 10.1016/j.optlastec.2021.107612.
[17] M. Hummel, C. Schöler, A. Häusler, A. Gillner, and R. Poprawe, “New approaches on
laser micro welding of copper by using a laser beam source with a wavelength of 450 nm,”
Journal of Advanced Joining Processes, vol. 1, no. February, p. 100012, 2020, doi:
10.1016/j.jajp.2020.100012.
[18] M. Hummel, M. Külkens, C. Schöler, W. Schulz, and A. Gillner, “In situ X-ray
tomography investigations on laser welding of copper with 515 and 1030 nm laser beam
sources,” Journal of Manufacturing Processes, vol. 67, no. April, pp. 170–176, 2021, doi:
10.1016/j.jmapro.2021.04.063.
[19] L. Gargalis et al., “Determining processing behaviour of pure Cu in laser powder bed
fusion using direct micro-calorimetry,” Journal of Materials Processing Technology, vol.
294, no. March, p. 117130, 2021, doi: 10.1016/j.jmatprotec.2021.117130.
[20] A. Mondal, D. Agrawal, and A. Upadhyaya, “Microwave heating of pure copper powder
with varying particle size and porosity,” Journal of Microwave Power and
Electromagnetic Energy, vol. 43, no. 1, pp. 4315–43110, 2009, doi:
10.1080/08327823.2008.11688599.

Fig 3. Front view of the ejected powder particles due to the plume movement. Powder particles are colored by their respective temperature while trajectory colors show their magnitude at 0.007 seconds.

316-L 스테인리스강의 레이저 분말 베드 융합 중 콜드 스패터 형성의 충실도 높은 수치 모델링

316-L 스테인리스강의 레이저 분말 베드 융합 중 콜드 스패터 형성의 충실도 높은 수치 모델링

M. BAYAT1,* , AND J. H. HATTEL1

  • Corresponding author
    1 Technical University of Denmark (DTU), Building 425, Kgs. 2800 Lyngby, Denmark

ABSTRACT

Spatter and denudation are two very well-known phenomena occurring mainly during the laser powder bed fusion process and are defined as ejection and displacement of powder particles, respectively. The main driver of this phenomenon is the formation of a vapor plume jet that is caused by the vaporization of the melt pool which is subjected to the laser beam. In this work, a 3-dimensional transient turbulent computational fluid dynamics model coupled with a discrete element model is developed in the finite volume-based commercial software package Flow-3D AM to simulate the spatter phenomenon. The numerical results show that a localized low-pressure zone forms at the bottom side of the plume jet and this leads to a pseudo-Bernoulli effect that drags nearby powder particles into the area of influence of the vapor plume jet. As a result, the vapor plume acts like a momentum sink and therefore all nearby particles point are dragged towards this region. Furthermore, it is noted that due to the jet’s attenuation, powder particles start diverging from the central core region of the vapor plume as they move vertically upwards. It is moreover observed that only particles which are in the very central core region of the plume jet get sufficiently accelerated to depart the computational domain, while the rest of the dragged particles, especially those which undergo an early divergence from the jet axis, get stalled pretty fast as they come in contact with the resting fluid. In the last part of the work, two simulations with two different scanning speeds are carried out, where it is clearly observed that the angle between the departing powder particles and the vertical axis of the plume jet increases with increasing scanning speed.

스패터와 denudation은 주로 레이저 분말 베드 융합 과정에서 발생하는 매우 잘 알려진 두 가지 현상으로 각각 분말 입자의 배출 및 변위로 정의됩니다.

이 현상의 주요 동인은 레이저 빔을 받는 용융 풀의 기화로 인해 발생하는 증기 기둥 제트의 형성입니다. 이 작업에서 이산 요소 모델과 결합된 3차원 과도 난류 ​​전산 유체 역학 모델은 스패터 현상을 시뮬레이션하기 위해 유한 체적 기반 상용 소프트웨어 패키지 Flow-3D AM에서 개발되었습니다.

수치적 결과는 플룸 제트의 바닥면에 국부적인 저압 영역이 형성되고, 이는 근처의 분말 입자를 증기 플룸 제트의 영향 영역으로 끌어들이는 의사-베르누이 효과로 이어진다는 것을 보여줍니다.

결과적으로 증기 기둥은 운동량 흡수원처럼 작용하므로 근처의 모든 입자 지점이 이 영역으로 끌립니다. 또한 제트의 감쇠로 인해 분말 입자가 수직으로 위쪽으로 이동할 때 증기 기둥의 중심 코어 영역에서 발산하기 시작합니다.

더욱이 플룸 제트의 가장 중심 코어 영역에 있는 입자만 계산 영역을 벗어날 만큼 충분히 가속되는 반면, 드래그된 나머지 입자, 특히 제트 축에서 초기 발산을 겪는 입자는 정체되는 것으로 관찰됩니다. 그들은 휴식 유체와 접촉하기 때문에 꽤 빠릅니다.

작업의 마지막 부분에서 두 가지 다른 스캔 속도를 가진 두 가지 시뮬레이션이 수행되었으며, 여기서 출발하는 분말 입자와 연기 제트의 수직 축 사이의 각도가 스캔 속도가 증가함에 따라 증가하는 것이 명확하게 관찰되었습니다.

Fig 1. Two different views of the computational domain for the fluid domain. The vapor plume is simulated by a moving momentum source with a prescribed temperature of 3000 K.
Fig 1. Two different views of the computational domain for the fluid domain. The vapor plume is simulated by a moving momentum source with a prescribed temperature of 3000 K.
Fig 2. (a) and (b) are two snapshots taken at an x-y plane parallel to the powder layer plane before and 0.008 seconds after the start of the scanning process. (c) Shows a magnified view of (b) where detailed powder particles' movement along with their velocity magnitude and directions are shown.
Fig 2. (a) and (b) are two snapshots taken at an x-y plane parallel to the powder layer plane before and 0.008 seconds after the start of the scanning process. (c) Shows a magnified view of (b) where detailed powder particles’ movement along with their velocity magnitude and directions are shown.
Fig 3. Front view of the ejected powder particles due to the plume movement. Powder particles are colored by their respective temperature while trajectory colors show their magnitude at 0.007 seconds.
Fig 3. Front view of the ejected powder particles due to the plume movement. Powder particles are colored by their respective temperature while trajectory colors show their magnitude at 0.007 seconds.

References

[1] T. DebRoy et al., “Additive manufacturing of metallic components – Process, structure
and properties,” Prog. Mater. Sci., vol. 92, pp. 112–224, 2018, doi:
10.1016/j.pmatsci.2017.10.001.
[2] M. Markl and C. Körner, “Multiscale Modeling of Powder Bed–Based Additive
Manufacturing,” Annu. Rev. Mater. Res., vol. 46, no. 1, pp. 93–123, 2016, doi:
10.1146/annurev-matsci-070115-032158.
[3] A. Zinoviev, O. Zinovieva, V. Ploshikhin, V. Romanova, and R. Balokhonov, “Evolution
of grain structure during laser additive manufacturing. Simulation by a cellular automata
method,” Mater. Des., vol. 106, pp. 321–329, 2016, doi: 10.1016/j.matdes.2016.05.125.
[4] Y. Zhang and J. Zhang, “Modeling of solidification microstructure evolution in laser
powder bed fusion fabricated 316L stainless steel using combined computational fluid
dynamics and cellular automata,” Addit. Manuf., vol. 28, no. July 2018, pp. 750–765,
2019, doi: 10.1016/j.addma.2019.06.024.
[5] A. A. Martin et al., “Ultrafast dynamics of laser-metal interactions in additive
manufacturing alloys captured by in situ X-ray imaging,” Mater. Today Adv., vol. 1, p.
100002, 2019, doi: 10.1016/j.mtadv.2019.01.001.
[6] Y. C. Wu et al., “Numerical modeling of melt-pool behavior in selective laser melting
with random powder distribution and experimental validation,” J. Mater. Process.
Technol., vol. 254, no. July 2017, pp. 72–78, 2018, doi:
10.1016/j.jmatprotec.2017.11.032.
[7] W. Gao, S. Zhao, Y. Wang, Z. Zhang, F. Liu, and X. Lin, “Numerical simulation of
thermal field and Fe-based coating doped Ti,” Int. J. Heat Mass Transf., vol. 92, pp. 83–
90, 2016, doi: 10.1016/j.ijheatmasstransfer.2015.08.082.
[8] A. Charles, M. Bayat, A. Elkaseer, L. Thijs, J. H. Hattel, and S. Scholz, “Elucidation of
dross formation in laser powder bed fusion at down-facing surfaces: Phenomenonoriented multiphysics simulation and experimental validation,” Addit. Manuf., vol. 50,
2022, doi: 10.1016/j.addma.2021.102551.
[9] C. Meier, R. W. Penny, Y. Zou, J. S. Gibbs, and A. J. Hart, “Thermophysical phenomena
in metal additive manufacturing by selective laser melting: Fundamentals, modeling,
simulation and experimentation,” arXiv, 2017, doi:
10.1615/annualrevheattransfer.2018019042.
[10] W. King, A. T. Anderson, R. M. Ferencz, N. E. Hodge, C. Kamath, and S. A. Khairallah,
“Overview of modelling and simulation of metal powder bed fusion process at Lawrence
Livermore National Laboratory,” Mater. Sci. Technol. (United Kingdom), vol. 31, no. 8,
pp. 957–968, 2015, doi: 10.1179/1743284714Y.0000000728.

Fig. 3. Experimental angled top-view setup for laser welding of zinc-coated steel with a laser illumination.

Effect of zinc vapor forces on spattering in partial penetration laser welding of zinc-coated steels

Yu Hao a, Nannan Chen a,b, Hui-Ping Wang c,*, Blair E. Carlson c, Fenggui Lu a,*
a Shanghai Key Laboratory of Materials Laser Processing and Modification, School of Materials Science and Engineering, Shanghai Jiao Tong University, Shanghai,
200240, PR China b Department of Industrial and Manufacturing Eng

ABSTRACT

A three-dimensional thermal-fluid numerical model considering zinc vapor interaction with the molten pool was developed to study the occurrence of zinc vapor-induced spatter in partial penetration laser overlap welding of zinc-coated steels. The zinc vapor effect was represented by two forces: a jet pressure force acting on the keyhole rear wall as the vapor bursts into the keyhole and a drag force on the upper keyhole wall as the vapor escapes upwards. The numerical model was calibrated by comparing the predicted keyhole shape with the keyhole shape observed by high-speed X-ray imaging and applied for various weld schedules. The study showed that large jet pressure forces induced violent fluctuations of the keyhole rear wall, resulting in an unstable keyhole and turbulent melt flow. A large drag force pushed the melt adjacent to the keyhole surface upward and accelerated the movement of the melt whose velocities reached 1 m/s or even higher, potentially inducing spatter. Increased heat input facilitated the occurrence of large droplets of spatter, which agreed with experimental observations captured by high-speed camera.

아연도금강의 부분용입 레이저 겹침용접에서 아연증기유도 스패터의 발생을 연구하기 위하여 용융풀과의 아연증기 상호작용을 고려한 3차원 열유체 수치모델을 개발하였습니다.

아연 증기 효과는 증기가 열쇠 구멍으로 폭발할 때 키홀 뒤쪽 벽에 작용하는 제트 압력력과 증기가 위쪽으로 빠져나갈 때 위쪽 키홀 벽에 작용하는 항력의 두 가지 힘으로 표시됩니다.

수치 모델은 예측된 열쇠 구멍 모양과 고속 X선 영상으로 관찰된 키홀 모양을 비교하여 보정하고 다양한 용접 일정에 적용했습니다.

이 연구는 큰 제트 압력이 키홀 뒷벽의 격렬한 변동을 유발하여 불안정한 열쇠 구멍과 난류 용융 흐름을 초래한다는 것을 보여주었습니다. 큰 항력은 키홀 표면에 인접한 용융물을 위로 밀어올리고 속도가 1m/s 이상에 도달한 용융물의 이동을 가속화하여 잠재적으로 스패터를 유발할 수 있습니다.

증가된 열 입력은 고속 카메라로 포착한 실험적 관찰과 일치하는 큰 방울의 스패터 발생을 촉진했습니다.

Fig. 1. Schematic of zero-gap laser welding of zinc-coated steel.
Fig. 1. Schematic of zero-gap laser welding of zinc-coated steel.
Fig. 2. Experimental setup for capturing a side view of the laser welding of zinc-coated steel enabled by use of high-temperature glass.
Fig. 2. Experimental setup for capturing a side view of the laser welding of zinc-coated steel enabled by use of high-temperature glass.
Fig. 3. Experimental angled top-view setup for laser welding of zinc-coated steel with a laser illumination.
Fig. 3. Experimental angled top-view setup for laser welding of zinc-coated steel with a laser illumination.
Fig. 4. Schematic of the rotating Gaussian body heat source.
Fig. 4. Schematic of the rotating Gaussian body heat source.
Fig. 5. Schematic of jet pressure force caused by zinc vapor: (a) locating the outlet of zinc vapor (point A), (b) schematic of assigning the jet pressure force.
Fig. 5. Schematic of jet pressure force caused by zinc vapor: (a) locating the outlet of zinc vapor (point A), (b) schematic of assigning the jet pressure force.
Fig. 6. Schematic of drag force caused by zinc vapor.
Fig. 6. Schematic of drag force caused by zinc vapor.
Fig. 7. Procedure for calculating the outgassing velocity of zinc vapor.
Fig. 7. Procedure for calculating the outgassing velocity of zinc vapor.
Fig. 8. Schematic related to calculating the zone of vaporized zinc.
Fig. 8. Schematic related to calculating the zone of vaporized zinc.
Fig. 9. The meshed domains for the thermal-fluid simulation of laser welding.
Fig. 9. The meshed domains for the thermal-fluid simulation of laser welding.
Fig. 10. The calculated temperature field and validation: (a) 3-D temperature field; (b)-(f) Comparison of experimental and simulated weld cross section: (b) P = 2000 W, v = 50 mm/s; (c) P = 2500 W, v = 50 mm/s; (d) P = 3000 W, v = 50 mm/s; (e) P = 3000 W, v = 60 mm/s; (f) P = 3000 W, v = 70 mm/s.
Fig. 10. The calculated temperature field and validation: (a) 3-D temperature field; (b)-(f) Comparison of experimental and simulated weld cross section: (b) P = 2000 W, v = 50 mm/s; (c) P = 2500 W, v = 50 mm/s; (d) P = 3000 W, v = 50 mm/s; (e) P = 3000 W, v = 60 mm/s; (f) P = 3000 W, v = 70 mm/s.
Fig. 11. Comparison of X-Ray images of in-process keyhole profiles and the numerical predictions: (a) Single sheet penetration (P = 480 W, v = 150 mm/s); (b) Two sheet penetration (P = 532 W, v = 150 mm/s).
Fig. 11. Comparison of X-Ray images of in-process keyhole profiles and the numerical predictions: (a) Single sheet penetration (P = 480 W, v = 150 mm/s); (b) Two sheet penetration (P = 532 W, v = 150 mm/s).
Fig. 12. High-speed images of dynamic keyhole in laser welding of steels: (a) without zinc coating (b) with zinc coating.
Fig. 12. High-speed images of dynamic keyhole in laser welding of steels: (a) without zinc coating (b) with zinc coating.
Fig. 13. Mass loss and molten pool observation under different laser power and welding velocity for 1.2 mm + 1.2 mm HDG 420LA stack-up
Fig. 13. Mass loss and molten pool observation under different laser power and welding velocity for 1.2 mm + 1.2 mm HDG 420LA stack-up
Fig. 14. Numerical results of keyhole and flow field in molten pool: (a) without zinc vapor forces, (b) with zinc vapor forces.
Fig. 14. Numerical results of keyhole and flow field in molten pool: (a) without zinc vapor forces, (b) with zinc vapor forces.
Fig. 18. Calculated velocity fields for different welding parameters: (a) P = 2 kW, v = 50 mm/s, (b) P = 2.5 kW, v = 50 mm/s, (c) P = 3 kW, v = 50 mm/s, (d) P = 3 kW, v = 60 mm/s, (e) P = 3 kW, v = 70 mm/s.
Fig. 18. Calculated velocity fields for different welding parameters: (a) P = 2 kW, v = 50 mm/s, (b) P = 2.5 kW, v = 50 mm/s, (c) P = 3 kW, v = 50 mm/s, (d) P = 3 kW, v = 60 mm/s, (e) P = 3 kW, v = 70 mm/s.
Fig. 19. Schematic of the generation of spatter in different sizes: (a) small size, (b) large size.
Fig. 19. Schematic of the generation of spatter in different sizes: (a) small size, (b) large size.

References

Ai, Y., Jiang, P., Wang, C., et al., 2018. Experimental and numerical analysis of molten
pool and keyhole profile during high-power deep-penetration laser welding. Int. J.
Heat Mass Transf. 126 (part-A), 779–789.
Chen, Z., Yang, S., Wang, C., et al., 2014. A study of fiber laser welding of galvanized
steel using a suction method. J. Mater. Process. Technol. 214 (7), 1456–1465.
Cho, W.I., Na, S.J., Thomy, C., et al., 2012. Numerical simulation of molten pool
dynamics in high power disk laser welding. J. Mater. Process. Technol. 212 (1),
262–275.
Deng, S., Wang, H.P., Lu, F., et al., 2019. Investigation of spatter occurrence in remote
laser spiral welding of zinc-coated steels. Int. J. Heat Mass Transf. 140 (9), 269–280.
Fabbro, R., Coste, F., Goebels, D., et al., 2006. Study of CW Nd-Yag laser welding of Zncoated steel sheets. J. Phys. D Appl. Phys. 39 (2), 401.
Gao, Z., Wu, Y., Huang, J., 2009. Analysis of weld pool dynamic during stationary
laser–MIG hybrid welding. Int. J. Adv. Manuf. Technol. 44 (9), 870–879.
Kaplan, A., 1994. A model of deep penetration laser welding based on calculation of the
keyhole profile. J. Phys. D Appl. Phys. 27 (9), 1805.
Kim, J., Oh, S., Ki, H., 2015. A study of keyhole geometry in laser welding of zinc-coated
and uncoated steels using a coaxial observation method. J. Mater. Process. Technol.
225, 451–462.
Kim, J., Oh, S., Ki, H., 2016. Effect of keyhole geometry and dynamics in zero-gap laser
welding of zinc-coated steel sheets. J. Mater. Process. Technol. 232, 131–141.
Koch, H., KaGeler, C., Otto, A., et al., 2011. Analysis of welding zinc coated steel sheets
in zero gap configuration by 3D simulations and high-speed imaging. Phys. Procedia
12 (part-B), 428–436.
Kouraytem, N., Li, X., Cunningham, R., et al., 2019. Effect of laser-matter interaction on
molten pool flow and keyhole dynamics. Phys. Rev. Appl. 11 (6), 54–64.
Li, S., Chen, G., Katayama, S., et al., 2014. Relationship between spatter formation and
dynamic molten pool during high-power deep-penetration laser welding. Appl. Surf.
Sci. 303 (6), 481–488.
Ma, J., 2013. Experimental and Numerical Studies on the Issues in Laser Welding of
Galvanized High-Strength Dual-Phase Steels in a Zero-Gap Lap Joint Configuration,
PhD Thesis. Southern Methodist University.
Pan, Y., 2011. Laser Welding of Zinc Coated Steel Without a Pre-Set Gap, PhD Thesis.
Delft University of Technology.
Schmidt, M., Otto, A., 2008. Analysis of YAG laser lap-welding of zinc coated steel sheets.
CIRP Ann. Manuf. Technol. 57, 213–216.
Semak, V., Matsunawa, A., 1999. The role of recoil pressure in energy balance during
laser materials processing. J. Phys. D Appl. Phys. 30 (18), 2541.
Wu, S., Zhao, H., Wang, Y., Zhang, X., 2004. A new heat source model in numerical
simulation of high energy beam welding. Trans. China Weld. 21, 99–102.
Yaws, C.L., 2015. The Yaws Handbook of Vapor Pressure: Antoine Coefficients.
Zhou, J., Tsai, H.L., 2008. Modeling of transport phenomena in hybrid laser-MIG keyhole
welding. Int. J. Heat Mass Transf. 51 (17–18), 4353–4366.

Figure 3: 3D temperature contours and 2D melt pool cross-sections where the melt pool is stabilized at x=500 µm from the start of the laser initial location for cases where (a) absorptivity = 0.1, Recoil pressure coefficient B = 1 and laser beam radius = 12 µm, (b) absorptivity = 0.1, Recoil pressure coefficient B = 20 and laser beam radius = 12 µm, (c) absorptivity = 0.1, Recoil pressure coefficient B = 1 and laser beam radius = 18 µm, (d) absorptivity = 0.45, Recoil pressure coefficient B = 1 and laser beam radius = 18 µm, (e) absorptivity = 0.45, Recoil pressure coefficient B = 20 and laser beam radius = 12 µm, (f) absorptivity = 0.45, Recoil pressure coefficient B = 20 and laser beam radius = 18 µm.

MULTI-PHYSICS NUMERICAL MODELLING OF 316L AUSTENITIC STAINLESS STEEL IN LASER POWDER BED FUSION PROCESS AT MESO-SCALE

W.E. Alphonso1, M.Bayat1,*, M. Baier 2, S. Carmignato2, J.H. Hattel1
1Department of Mechanical Engineering, Technical University of Denmark (DTU), Lyngby, Denmark
2Department of Management and Engineering – University of Padova, Padova, Italy

ABSTRACT

L-PBF(Laser Powder Bed Fusion)는 레이저 열원을 사용하여 선택적으로 통합되는 분말 층으로 복잡한 3D 금속 부품을 만드는 금속 적층 제조(MAM) 기술입니다. 처리 영역은 수십 마이크로미터 정도이므로 L-PBF를 다중 규모 제조 공정으로 만듭니다.

기체 기공의 형성 및 성장 및 용융되지 않은 분말 영역의 생성은 다중물리 모델에 의해 예측할 수 있습니다. 또한 이러한 모델을 사용하여 용융 풀 모양 및 크기, 온도 분포, 용융 풀 유체 흐름 및 입자 크기 및 형태와 같은 미세 구조 특성을 계산할 수 있습니다.

이 작업에서는 용융, 응고, 유체 흐름, 표면 장력, 열 모세관, 증발 및 광선 추적을 통한 다중 반사를 포함하는 스테인리스 스틸 316-L에 대한 충실도 다중 물리학 중간 규모 수치 모델이 개발되었습니다. 완전한 실험 설계(DoE) 방법을 사용하는 통계 연구가 수행되었으며, 여기서 불확실한 재료 특성 및 공정 매개변수, 즉 흡수율, 반동 압력(기화) 및 레이저 빔 크기가 용융수지 모양 및 크기에 미치는 영향을 분석했습니다.

또한 용융 풀 역학에 대한 위에서 언급한 불확실한 입력 매개변수의 중요성을 강조하기 위해 흡수율이 가장 큰 영향을 미치고 레이저 빔 크기가 그 뒤를 잇는 주요 효과 플롯이 생성되었습니다. 용융 풀 크기에 대한 반동 압력의 중요성은 흡수율에 따라 달라지는 용융 풀 부피와 함께 증가합니다.

모델의 예측 정확도는 유사한 공정 매개변수로 생성된 단일 트랙 실험과 시뮬레이션의 용융 풀 모양 및 크기를 비교하여 검증됩니다.

더욱이, 열 렌즈 효과는 레이저 빔 크기를 증가시켜 수치 모델에서 고려되었으며 나중에 결과적인 용융 풀 프로파일은 모델의 견고성을 보여주기 위한 실험과 비교되었습니다.

Laser Powder Bed Fusion (L-PBF) is a Metal Additive Manufacturing (MAM) technology where a complex 3D metal part is built from powder layers, which are selectively consolidated using a laser heat source. The processing zone is in the order of a few tenths of micrometer, making L-PBF a multi-scale manufacturing process. The formation and growth of gas pores and the creation of un-melted powder zones can be predicted by multiphysics models. Also, with these models, the melt pool shape and size, temperature distribution, melt pool fluid flow and its microstructural features like grain size and morphology can be calculated. In this work, a high fidelity multi-physics meso-scale numerical model is developed for stainless steel 316-L which includes melting, solidification, fluid flow, surface tension, thermo-capillarity, evaporation and multiple reflection with ray-tracing. A statistical study using a full Design of Experiments (DoE) method was conducted, wherein the impact of uncertain material properties and process parameters namely absorptivity, recoil pressure (vaporization) and laser beam size on the melt pool shape and size was analysed. Furthermore, to emphasize on the significance of the above mentioned uncertain input parameters on the melt pool dynamics, a main effects plot was created which showed that absorptivity had the highest impact followed by laser beam size. The significance of recoil pressure on the melt pool size increases with melt pool volume which is dependent on absorptivity. The prediction accuracy of the model is validated by comparing the melt pool shape and size from the simulation with single track experiments that were produced with similar process parameters. Moreover, the effect of thermal lensing was considered in the numerical model by increasing the laser beam size and later on the resultant melt pool profile was compared with experiments to show the robustness of the model.

Figure 1: a) Computational domain for single track L-PBF which includes a 200 μm thick substrate and 45 μm powder layer thickness b) 3D temperature contour plot after scanning a single track with melt pool contours at two locations along the scanning direction where the green region indicates the melted regions.
Figure 1: a) Computational domain for single track L-PBF which includes a 200 μm thick substrate and 45 μm powder layer thickness b) 3D temperature contour plot after scanning a single track with melt pool contours at two locations along the scanning direction where the green region indicates the melted regions.
Figure 2: Main effects plot of uncertain parameters: absorptivity, recoil pressure coefficient and laser beam radius on the melt pool dimensions (width and depth)
Figure 2: Main effects plot of uncertain parameters: absorptivity, recoil pressure coefficient and laser beam radius on the melt pool dimensions (width and depth)
Figure 3: 3D temperature contours and 2D melt pool cross-sections where the melt pool is stabilized at x=500 µm from the start of the laser initial location for cases where (a) absorptivity = 0.1, Recoil pressure coefficient B = 1 and laser beam radius = 12 µm, (b) absorptivity = 0.1, Recoil pressure coefficient B = 20 and laser beam radius = 12 µm, (c) absorptivity = 0.1, Recoil pressure coefficient B = 1 and laser beam radius = 18 µm, (d) absorptivity = 0.45, Recoil pressure coefficient B = 1 and laser beam radius = 18 µm, (e) absorptivity = 0.45, Recoil pressure coefficient B = 20 and laser beam radius = 12 µm, (f) absorptivity = 0.45, Recoil pressure coefficient B = 20 and laser beam radius = 18 µm.
Figure 3: 3D temperature contours and 2D melt pool cross-sections where the melt pool is stabilized at x=500 µm from the start of the laser initial location for cases where (a) absorptivity = 0.1, Recoil pressure coefficient B = 1 and laser beam radius = 12 µm, (b) absorptivity = 0.1, Recoil pressure coefficient B = 20 and laser beam radius = 12 µm, (c) absorptivity = 0.1, Recoil pressure coefficient B = 1 and laser beam radius = 18 µm, (d) absorptivity = 0.45, Recoil pressure coefficient B = 1 and laser beam radius = 18 µm, (e) absorptivity = 0.45, Recoil pressure coefficient B = 20 and laser beam radius = 12 µm, (f) absorptivity = 0.45, Recoil pressure coefficient B = 20 and laser beam radius = 18 µm.
Figure 4: Validation of Numerical model with Recoil pressure coefficient B= 20, absorptivity = 0.45 and a) laser beam radius = 15 µm b) laser beam radius = 20 µm
Figure 4: Validation of Numerical model with Recoil pressure coefficient B= 20, absorptivity = 0.45 and a) laser beam radius = 15 µm b) laser beam radius = 20 µm

CONCLUSION

In this work, a high-fidelity multi-physics numerical model was developed for L-PBF using the FVM method in Flow-3D. The impact of uncertainty in the input parameters including absorptivity, recoil pressure and laser beam size on the melt pool is addressed using a DoE method. The DoE analysis shows that absorptivity has the highest impact on the melt pool. The recoil pressure and laser beam size only become significant once absorptivity is 0.45. Furthermore, the numerical model is validated by comparing the predicted melt pool shape and size with experiments conducted with similar process parameters wherein a high prediction accuracy is achieved by the model. In addition, the impact of thermal lensing on the melt pool dimensions by increasing the laser beam spot size is considered in the validated numerical model and the resultant melt pool is compared with experiments.

REFERENCES

[1] T. Bonhoff, M. Schniedenharn, J. Stollenwerk, P. Loosen, Experimental and theoretical analysis of thermooptical effects in protective window for selective laser melting, Proc. Int. Conf. Lasers Manuf. LiM. (2017)
26–29. https://www.wlt.de/lim/Proceedings2017/Data/PDF/Contribution31_final.pdf.
[2] L.R. Goossens, Y. Kinds, J.P. Kruth, B. van Hooreweder, On the influence of thermal lensing during selective
laser melting, Solid Free. Fabr. 2018 Proc. 29th Annu. Int. Solid Free. Fabr. Symp. – An Addit. Manuf. Conf.
SFF 2018. (2020) 2267–2274.
[3] J. Shinjo, C. Panwisawas, Digital materials design by thermal-fluid science for multi-metal additive
manufacturing, Acta Mater. 210 (2021) 116825. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.116825.
[4] Z. Zhang, Y. Huang, A. Rani Kasinathan, S. Imani Shahabad, U. Ali, Y. Mahmoodkhani, E. Toyserkani, 3-
Dimensional heat transfer modeling for laser powder-bed fusion additive manufacturing with volumetric heat
sources based on varied thermal conductivity and absorptivity, Opt. Laser Technol. 109 (2019) 297–312.
https://doi.org/10.1016/j.optlastec.2018.08.012.
[5] M. Bayat, A. Thanki, S. Mohanty, A. Witvrouw, S. Yang, J. Thorborg, N.S. Tiedje, J.H. Hattel, Keyholeinduced porosities in Laser-based Powder Bed Fusion (L-PBF) of Ti6Al4V: High-fidelity modelling and
experimental validation, Addit. Manuf. 30 (2019) 100835. https://doi.org/10.1016/j.addma.2019.100835.
[6] M. Bayat, S. Mohanty, J.H. Hattel, Multiphysics modelling of lack-of-fusion voids formation and evolution
in IN718 made by multi-track/multi-layer L-PBF, Int. J. Heat Mass Transf. 139 (2019) 95–114.
https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2019.05.003.
[7] J. Metelkova, Y. Kinds, K. Kempen, C. de Formanoir, A. Witvrouw, B. Van Hooreweder, On the influence
of laser defocusing in Selective Laser Melting of 316L, Addit. Manuf. 23 (2018) 161–169.
https://doi.org/10.1016/j.addma.2018.08.006.

Figure 2: Temperature contours and melt pool border lines at different times for the 50 % duty cycle case: (a) - (c) Δtcycle = 400 μs, (d) – (f) Δtcycle = 1000 μs and (g) – (i) Δtcycle = 3000 μs.

MULTIPHYSICS SIMULATION OF THEMRAL AND FLUID DYNAMICS PHENOMENA DURING THE PULSED LASER POWDER BED FUSION PROCESS OF 316-L STEEL

M. Bayat* , V. K. Nadimpalli, J. H. Hattel
1Department of Mechanical Engineering, Technical University of Denmark (DTU), Produktionstorvet
425, Kgs. 2800, Lyngby, Denmark

ABSTRACT

L-PBF(Laser Powder Bed Fusion)는 다양한 산업 분야에서 많은 관심을 받았으며, 주로 기존 제조 기술을 사용하여 만들 수 없었던 복잡한 토폴로지 최적화 구성 요소를 구현하는 잘 알려진 능력 덕분입니다. . 펄스 L-PBF(PL-PBF)에서 레이저의 시간적 프로파일은 주기 지속 시간과 듀티 주기 중 하나 또는 둘 다를 수정하여 변조할 수 있습니다. 따라서 레이저의 시간적 프로파일은 향후 적용을 위해 이 프로세스를 더 잘 제어할 수 있는 길을 열어주는 새로운 프로세스 매개변수로 간주될 수 있습니다. 따라서 이 작업에서 우리는 레이저의 시간적 프로파일을 변경하는 것이 PL-PBF 공정에서 용융 풀 조건과 트랙의 최종 모양 및 형상에 어떻게 영향을 미칠 수 있는지 조사하는 것을 목표로 합니다. 이와 관련하여 본 논문에서는 CFD(Computational Fluid Dynamics) 소프트웨어 패키지인 Flow-3D를 기반으로 하는 316-L 스테인리스강 PL-PBF 공정의 다중물리 수치 모델을 개발하고 이 모델을 사용하여 열과 유체를 시뮬레이션합니다. 다양한 펄스 모드에서 공정 과정 중 용융 풀 내부에서 발생하는 유동 조건. 따라서 고정된 레이저 듀티 사이클(50%)이 있는 레이저 주기 지속 시간이 용융 풀의 모양과 크기 및 최종 트랙 형태에 미치는 영향을 연구하기 위해 매개변수 연구가 수행됩니다. 더 긴 주기 기간에서 더 많은 재료가 더 큰 용융 풀 내에서 변위됨에 따라 용융 풀의 후류에 더 눈에 띄는 혹이 형성되며, 동시에 더 심각한 반동 압력을 받습니다. 또한 시뮬레이션에서 50% 듀티 사이클에서 1000μs에서 형성된 보다 대칭적인 용융 풀과 비교하여 400μs 사이클 주기에서 더 긴 용융 풀이 형성된다는 것이 관찰되었습니다. 풀 볼륨은 1000μs의 경우 더 큽니다. 매개변수 연구는 연속 트랙과 파손된 트랙 PL-PBF 사이의 경계를 설명하며, 여기서 연속 트랙은 항상 소량의 용융 재료를 유지함으로써 유지됩니다.

English Abstract

Laser Powder Bed Fusion (L-PBF) has attracted a lot of attention from various industrial sectors and mainly thanks to its well-proven well-known capacity of realizing complex topology-optimized components that have so far been impossible to make using conventional manufacturing techniques. In Pulsed L-PBF (PL-PBF), the laser’s temporal profile can be modulated via modifying either or both the cycle duration and the duty cycle. Thus, the laser’s temporal profile could be considered as a new process parameter that paves the way for a better control of this process for future applications. Therefore, in this work we aim to investigate how changing the laser’s temporal profile can affect the melt pool conditions and the final shape and geometry of a track in the PL-PBF process. In this respect, in this paper a multiphysics numerical model of the PL-PBF process of 316-L stainless steel is developed based on the computational fluid dynamics (CFD) software package Flow-3D and the model is used to simulate the heat and fluid flow conditions occurring inside the melt pool during the course of the process at different pulsing modes. Thus, a parametric study is carried out to study the influence of the laser’s cycle duration with a fixed laser duty cycle (50 %) on the shape and size of the melt pool and the final track morphology. It is noticed that at longer cycle periods, more noticeable humps form at the wake of the melt pool as more material is displaced within bigger melt pools, which are at the same time subjected to more significant recoil pressures. It is also observed in the simulations that at 50 % duty cycle, longer melt pools form at 400 μs cycle period compared to the more symmetrical melt pools formed at 1000 μs, primarily because of shorter laser off-times in the former, even though melt pool volume is bigger for the 1000 μs case. The parameteric study illustrates the boundary between a continuous track and a broken track PL-PBF wherein the continuous track is retained by always maintaining a small volume of molten material.

Figure 1: Front and side views of the computational domain. Note that the region along z and from -100 μm to +50 μm is void.
Figure 1: Front and side views of the computational domain. Note that the region along z and from -100 μm to +50 μm is void.
Figure 2: Temperature contours and melt pool border lines at different times for the 50 % duty cycle case: (a) - (c) Δtcycle = 400 μs, (d) – (f) Δtcycle = 1000 μs and (g) – (i) Δtcycle = 3000 μs.
Figure 2: Temperature contours and melt pool border lines at different times for the 50 % duty cycle case: (a) – (c) Δtcycle = 400 μs, (d) – (f) Δtcycle = 1000 μs and (g) – (i) Δtcycle = 3000 μs.
Figure 3: Plot of melt pool volume versus time for four cases including continuous wave laser as well as 50 % duty cycle at 400 μs, 1000 μs and 3000 μs.
Figure 3: Plot of melt pool volume versus time for four cases including continuous wave laser as well as 50 % duty cycle at 400 μs, 1000 μs and 3000 μs.

CONCLUSIONS

In this work a CFD model of the modulated PL-PBF process of stainless steel 316-L is developed in the commercial software package Flow-3D. The model involves physics such as solidification, melting, evaporation, convection, laser-material interaction, capillarity, Marangoni effect and the recoil pressure effect. In the current study, a parametric study is carried out to understand how the change in the cycle period duration affects the melt pool’s thermo-fluid conditions during the modulated PL-PBF process. It is observed that at the pulse mode with 50 % duty cycle and 400 μs cycle period, an overlapped chain of humps form at the wake of the melt pool and at a spatial frequency of occurrence of about 78 μm. Furthermore and as expected, it is noted that the melt pool volume, the size of the hump as well as the crater size at the end of the track, increase with increase in the cycle period duration, as more material is re-deposited at the back of the melt pool and that itself is caused by more pronounced recoil pressures. Moreover, it is noticed that due to the short off-time period of the laser in the 400 μs cycle period case, there is always an amount of liquid metal left from the previous cycle, at the time the new cycle starts. This is found to be the main reason why longer and elongated melt pools form at 400 μs cycle period, compared to the bigger, shorter and more symmetrical-like melt pools forming at the 1000 μs case. In this study PL-PBF single tracks including the broken track and the continuous track examples were studied to illustrate the boundary of this transition at a given laser scan parameter setting. At higher scan speeds, it is expected that the Plateau–Rayleigh instability will compete with the pulsing behavior to change the transition boundary between a broken and continuous track, which is suggested as future work from this study.

REFERENCES

[1] T. Craeghs, L. Thijs, F. Verhaeghe, J.-P. Kruth, J. Van Humbeeck, A study of the microstructural
evolution during selective laser melting of Ti–6Al–4V, Acta Mater. 58 (2010) 3303–3312.
https://doi.org/10.1016/j.actamat.2010.02.004.
[2] J. Liu, A.T. Gaynor, S. Chen, Z. Kang, K. Suresh, A. Takezawa, L. Li, J. Kato, J. Tang, C.C.L. Wang, L.
Cheng, X. Liang, A.C. To, Current and future trends in topology optimization for additive manufacturing,
(2018) 2457–2483.
[3] M. Bayat, W. Dong, J. Thorborg, A.C. To, J.H. Hattel, A review of multi-scale and multi-physics
simulations of metal additive manufacturing processes with focus on modeling strategies, Addit. Manuf.
47 (2021). https://doi.org/10.1016/j.addma.2021.102278.
[4] A. Foroozmehr, M. Badrossamay, E. Foroozmehr, S. Golabi, Finite Element Simulation of Selective Laser
Melting process considering Optical Penetration Depth of laser in powder bed, Mater. Des. 89 (2016)
255–263. https://doi.org/10.1016/j.matdes.2015.10.002.
[5] Y.S. Lee, W. Zhang, Modeling of heat transfer, fluid flow and solidification microstructure of nickel-base
superalloy fabricated by laser powder bed fusion, Addit. Manuf. 12 (2016) 178–188.
https://doi.org/10.1016/j.addma.2016.05.003.
[6] S.A. Khairallah, A.T. Anderson, A. Rubenchik, W.E. King, Laser powder-bed fusion additive
manufacturing: Physics of complex melt flow and formation mechanisms of pores, spatter, and denudation
zones, Acta Mater. 108 (2016) 36–45. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2016.02.014.
[7] M. Bayat, A. Thanki, S. Mohanty, A. Witvrouw, S. Yang, J. Thorborg, N.S. Tiedje, J.H. Hattel, Keyholeinduced porosities in Laser-based Powder Bed Fusion (L-PBF) of Ti6Al4V: High-fidelity modelling and
experimental validation, Addit. Manuf. 30 (2019). https://doi.org/10.1016/j.addma.2019.100835.
[8] A. Charles, M. Bayat, A. Elkaseer, L. Thijs, J.H. Hattel, S. Scholz, Elucidation of dross formation in laser
powder bed fusion at down-facing surfaces: phenomenon-oriented multiphysics simulation and
experimental validation, Addit. Manuf. Under revi (2021).
[9] M. Bayat, V.K. Nadimpalli, D.B. Pedersen, J.H. Hattel, A fundamental investigation of thermo-capillarity
in laser powder bed fusion of metals and alloys, Int. J. Heat Mass Transf. 166 (2021) 120766.
https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2020.120766.
[10] J.D. Roehling, S.A. Khairallah, Y. Shen, A. Bayramian, C.D. Boley, A.M. Rubenchik, J. Demuth, N.
Duanmu, M.J. Matthews, Physics of large-area pulsed laser powder bed fusion, Addit. Manuf. 46 (2021) https://doi.org/10.1016/j.addma.2021.102186.
[11] M. Zheng, L. Wei, J. Chen, Q. Zhang, J. Li, S. Sui, G. Wang, W. Huang, Surface morphology evolution
during pulsed selective laser melting: Numerical and experimental investigations, Appl. Surf. Sci. 496
(2019) 143649. https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2019.143649.
[12] M. Bayat, V.K. Nadimpalli, D.B. Pedersen, J.H. Hattel, A fundamental investigation of thermo-capillarity
in laser powder bed fusion of metals and alloys, Int. J. Heat Mass Transf. 166 (2021).
https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2020.120766.

Figure 3.10: Snapshots of Temperature Profile for Single Track in Keyhole Regime (P = 250W and V = 0.5m/s) at the Preheating Temperature of 100 °C

Multiscale Process Modeling of Residual Deformation and Defect Formation for Laser Powder Bed Fusion Additive Manufacturing

Qian Chen, PhD
University of Pittsburgh, 2021

레이저 분말 베드 퓨전(L-PBF) 적층 제조(AM)는 우수한 기계적 특성으로 그물 모양에 가까운 복잡한 부품을 생산할 수 있습니다. 그러나 빌드 실패 및 다공성과 같은 결함으로 이어지는 원치 않는 잔류 응력 및 왜곡이 L-PBF의 광범위한 적용을 방해하고 있습니다.

L-PBF의 잠재력을 최대한 실현하기 위해 잔류 변형, 용융 풀 및 다공성 형성을 예측하는 다중 규모 모델링 방법론이 개발되었습니다. L-PBF의 잔류 변형 및 응력을 부품 규모에서 예측하기 위해 고유 변형 ​​방법을 기반으로 하는 다중 규모 프로세스 모델링 프레임워크가 제안됩니다.

고유한 변형 벡터는 마이크로 스케일에서 충실도가 높은 상세한 다층 프로세스 시뮬레이션에서 추출됩니다. 균일하지만 이방성인 변형은 잔류 왜곡 및 응력을 예측하기 위해 준 정적 평형 유한 요소 분석(FEA)에서 레이어별로 L-PBF 부품에 적용됩니다.

부품 규모에서의 잔류 변형 및 응력 예측 외에도 분말 규모의 다중물리 모델링을 수행하여 공정 매개변수, 예열 온도 및 스패터링 입자에 의해 유도된 용융 풀 변동 및 결함 형성을 연구합니다. 이러한 요인과 관련된 용융 풀 역학 및 다공성 형성 메커니즘은 시뮬레이션 및 실험을 통해 밝혀졌습니다.

제안된 부품 규모 잔류 응력 및 왜곡 모델을 기반으로 경로 계획 방법은 큰 잔류 변형 및 건물 파손을 방지하기 위해 주어진 형상에 대한 레이저 스캐닝 경로를 조정하기 위해 개발되었습니다.

연속 및 아일랜드 스캐닝 전략을 위한 기울기 기반 경로 계획이 공식화되고 공식화된 컴플라이언스 및 스트레스 최소화 문제에 대한 전체 감도 분석이 수행됩니다. 이 제안된 경로 계획 방법의 타당성과 효율성은 AconityONE L-PBF 시스템을 사용하여 실험적으로 입증되었습니다.

또한 기계 학습을 활용한 데이터 기반 프레임워크를 개발하여 L-PBF에 대한 부품 규모의 열 이력을 예측합니다. 본 연구에서는 실시간 열 이력 예측을 위해 CNN(Convolutional Neural Network)과 RNN(Recurrent Neural Network)을 포함하는 순차적 기계 학습 모델을 제안합니다.

유한 요소 해석과 비교하여 100배의 예측 속도 향상이 달성되어 실제 제작 프로세스보다 빠른 예측이 가능하고 실시간 온도 프로파일을 사용할 수 있습니다.

Laser powder bed fusion (L-PBF) additive manufacturing (AM) is capable of producing complex parts near net shape with good mechanical properties. However, undesired residual stress and distortion that lead to build failure and defects such as porosity are preventing broader applications of L-PBF. To realize the full potential of L-PBF, a multiscale modeling methodology is developed to predict residual deformation, melt pool, and porosity formation. To predict the residual deformation and stress in L-PBF at part-scale, a multiscale process modeling framework based on inherent strain method is proposed.

Inherent strain vectors are extracted from detailed multi-layer process simulation with high fidelity at micro-scale. Uniform but anisotropic strains are then applied to L-PBF part in a layer-by-layer fashion in a quasi-static equilibrium finite element analysis (FEA) to predict residual distortion and stress. Besides residual distortion and stress prediction at part scale, multiphysics modeling at powder scale is performed to study the melt pool variation and defect formation induced by process parameters, preheating temperature and spattering particles. Melt pool dynamics and porosity formation mechanisms associated with these factors are revealed through simulation and experiments.

Based on the proposed part-scale residual stress and distortion model, path planning method is developed to tailor the laser scanning path for a given geometry to prevent large residual deformation and building failures. Gradient based path planning for continuous and island scanning strategy is formulated and full sensitivity analysis for the formulated compliance- and stress-minimization problem is performed.

The feasibility and effectiveness of this proposed path planning method is demonstrated experimentally using the AconityONE L-PBF system. In addition, a data-driven framework utilizing machine learning is developed to predict the thermal history at part-scale for L-PBF.

In this work, a sequential machine learning model including convolutional neural network (CNN) and recurrent neural network (RNN), long shortterm memory unit, is proposed for real-time thermal history prediction. A 100x prediction speed improvement is achieved compared to the finite element analysis which makes the prediction faster than real fabrication process and real-time temperature profile available.

Figure 1.1: Schematic Overview of Metal Laser Powder Bed Fusion Process [2]
Figure 1.1: Schematic Overview of Metal Laser Powder Bed Fusion Process [2]
Figure 1.2: Commercial Powder Bed Fusion Systems
Figure 1.2: Commercial Powder Bed Fusion Systems
Figure 1.3: Commercial Metal Components Fabricated by Powder Bed Fusion Additive Manufacturing: (a) GE Fuel Nozzle; (b) Stryker Hip Biomedical Implant.
Figure 1.3: Commercial Metal Components Fabricated by Powder Bed Fusion Additive Manufacturing: (a) GE Fuel Nozzle; (b) Stryker Hip Biomedical Implant.
Figure 2.1: Proposed Multiscale Process Simulation Framework
Figure 2.1: Proposed Multiscale Process Simulation Framework
Figure 2.2: (a) Experimental Setup for In-situ Thermocouple Measurement in the EOS M290 Build Chamber; (b) Themocouple Locations on the Bottom Side of the Substrate.
Figure 2.2: (a) Experimental Setup for In-situ Thermocouple Measurement in the EOS M290 Build Chamber; (b) Themocouple Locations on the Bottom Side of the Substrate.
Figure 2.3: (a) Finite Element Model for Single Layer Thermal Analysis; (b) Deposition Layer
Figure 2.3: (a) Finite Element Model for Single Layer Thermal Analysis; (b) Deposition Layer
Figure 2.4: Core-skin layer: (a) Surface Morphology; (b) Scanning Strategy; (c) Transient Temperature Distribution and Temperature History at (d) Point 1; (e) Point 2 and (f) Point 3
Figure 2.4: Core-skin layer: (a) Surface Morphology; (b) Scanning Strategy; (c) Transient Temperature Distribution and Temperature History at (d) Point 1; (e) Point 2 and (f) Point 3
Figure 2.5: (a) Scanning Orientation of Each Layer; (b) Finite Element Model for Micro-scale Representative Volume
Figure 2.5: (a) Scanning Orientation of Each Layer; (b) Finite Element Model for Micro-scale Representative Volume
Figure 2.6: Bottom Layer (a) Thermal History; (b) Plastic Strain and (c) Elastic Strain Evolution History
Figure 2.6: Bottom Layer (a) Thermal History; (b) Plastic Strain and (c) Elastic Strain Evolution History
Figure 2.7: Bottom Layer Inherent Strain under Default Process Parameters along Horizontal Scanning Path
Figure 2.7: Bottom Layer Inherent Strain under Default Process Parameters along Horizontal Scanning Path
Figure 2.8: Snapshots of the Element Activation Process
Figure 2.8: Snapshots of the Element Activation Process
Figure 2.9: Double Cantilever Beam Structure Built by the EOS M290 DMLM Process (a) Before and (b) After Cutting off; (c) Faro Laser ScanArm V3 for Distortion Measurement
Figure 2.9: Double Cantilever Beam Structure Built by the EOS M290 DMLM Process (a) Before and (b) After Cutting off; (c) Faro Laser ScanArm V3 for Distortion Measurement
Figure 2.10: Square Canonical Structure Built by the EOS M290 DMLM Process
Figure 2.10: Square Canonical Structure Built by the EOS M290 DMLM Process
Figure 2.11: Finite Element Mesh for the Square Canonical and Snapshots of Element Activation Process
Figure 2.11: Finite Element Mesh for the Square Canonical and Snapshots of Element Activation Process
Figure 2.12: Simulated Distortion Field for the Double Cantilever Beam before Cutting off the Supports: (a) Inherent Strain Method; (b) Simufact Additive 3.1
Figure 2.12: Simulated Distortion Field for the Double Cantilever Beam before Cutting off the Supports: (a) Inherent Strain Method; (b) Simufact Additive 3.1
Figure 3.10: Snapshots of Temperature Profile for Single Track in Keyhole Regime (P = 250W and V = 0.5m/s) at the Preheating Temperature of 100 °C
Figure 3.10: Snapshots of Temperature Profile for Single Track in Keyhole Regime (P = 250W and V = 0.5m/s) at the Preheating Temperature of 100 °C
s) at the Preheating Temperature of 500 °C
s) at the Preheating Temperature of 500 °C
Figure 3.15: Melt Pool Cross Section Comparison Between Simulation and Experiment for Single Track
Figure 3.15: Melt Pool Cross Section Comparison Between Simulation and Experiment for Single Track

Bibliography

[1] I. Astm, ASTM52900-15 Standard Terminology for Additive Manufacturing—General
Principles—Terminology, ASTM International, West Conshohocken, PA 3(4) (2015) 5.
[2] W.E. King, A.T. Anderson, R.M. Ferencz, N.E. Hodge, C. Kamath, S.A. Khairallah, A.M.
Rubenchik, Laser powder bed fusion additive manufacturing of metals; physics, computational,
and materials challenges, Applied Physics Reviews 2(4) (2015) 041304.
[3] W. Yan, Y. Lu, K. Jones, Z. Yang, J. Fox, P. Witherell, G. Wagner, W.K. Liu, Data-driven
characterization of thermal models for powder-bed-fusion additive manufacturing, Additive
Manufacturing (2020) 101503.
[4] K. Dai, L. Shaw, Thermal and stress modeling of multi-material laser processing, Acta
Materialia 49(20) (2001) 4171-4181.
[5] K. Dai, L. Shaw, Distortion minimization of laser-processed components through control of
laser scanning patterns, Rapid Prototyping Journal 8(5) (2002) 270-276.
[6] S.S. Bo Cheng, Kevin Chou, Stress and deformation evaluations of scanning strategy effect in
selective laser melting, Additive Manufacturing (2017).
[7] C. Fu, Y. Guo, Three-dimensional temperature gradient mechanism in selective laser melting
of Ti-6Al-4V, Journal of Manufacturing Science and Engineering 136(6) (2014) 061004.
[8] P. Prabhakar, W.J. Sames, R. Dehoff, S.S. Babu, Computational modeling of residual stress
formation during the electron beam melting process for Inconel 718, Additive Manufacturing 7
(2015) 83-91.
[9] A. Hussein, L. Hao, C. Yan, R. Everson, Finite element simulation of the temperature and
stress fields in single layers built without-support in selective laser melting, Materials & Design
(1980-2015) 52 (2013) 638-647.
[10] P.Z. Qingcheng Yang, Lin Cheng, Zheng Min, Minking Chyu, Albert C. To, articleFinite
element modeling and validation of thermomechanicalbehavior of Ti-6Al-4V in directed energy
deposition additivemanufacturing, Additive Manufacturing (2016).
[11] E.R. Denlinger, J. Irwin, P. Michaleris, Thermomechanical Modeling of Additive
Manufacturing Large Parts, Journal of Manufacturing Science and Engineering 136(6) (2014)
061007.
[12] E.R. Denlinger, M. Gouge, J. Irwin, P. Michaleris, Thermomechanical model development
and in situ experimental validation of the Laser Powder-Bed Fusion process, Additive
Manufacturing 16 (2017) 73-80.
[13] V.J. Erik R Denlinger, G.V. Srinivasan, Tahany EI-Wardany, Pan Michaleris, Thermal
modeling of Inconel 718 processed with powder bed fusionand experimental validation using in
situ measurements, Additive Manufacturing 11 (2016) 7-15.
[14] N. Patil, D. Pal, H.K. Rafi, K. Zeng, A. Moreland, A. Hicks, D. Beeler, B. Stucker, A
Generalized Feed Forward Dynamic Adaptive Mesh Refinement and Derefinement Finite Element
Framework for Metal Laser Sintering—Part I: Formulation and Algorithm Development, Journal
of Manufacturing Science and Engineering 137(4) (2015) 041001.
[15] D. Pal, N. Patil, K.H. Kutty, K. Zeng, A. Moreland, A. Hicks, D. Beeler, B. Stucker, A
Generalized Feed-Forward Dynamic Adaptive Mesh Refinement and Derefinement FiniteElement Framework for Metal Laser Sintering—Part II: Nonlinear Thermal Simulations and
Validations, Journal of Manufacturing Science and Engineering 138(6) (2016) 061003.
[16] N. Keller, V. Ploshikhin, New method for fast predictions of residual stress and distortion of
AM parts, Solid Freeform Fabrication Symposium, Austin, Texas, 2014, pp. 1229-1237.
[17] S.A. Khairallah, A.T. Anderson, A. Rubenchik, W.E. King, Laser powder-bed fusion additive
manufacturing: Physics of complex melt flow and formation mechanisms of pores, spatter, and
denudation zones, Acta Materialia 108 (2016) 36-45.
[18] M.J. Matthews, G. Guss, S.A. Khairallah, A.M. Rubenchik, P.J. Depond, W.E. King,
Denudation of metal powder layers in laser powder bed fusion processes, Acta Materialia 114
(2016) 33-42.
[19] A.A. Martin, N.P. Calta, S.A. Khairallah, J. Wang, P.J. Depond, A.Y. Fong, V. Thampy, G.M.
Guss, A.M. Kiss, K.H. Stone, Dynamics of pore formation during laser powder bed fusion additive
manufacturing, Nature communications 10(1) (2019) 1987.
[20] R. Shi, S.A. Khairallah, T.T. Roehling, T.W. Heo, J.T. McKeown, M.J. Matthews,
Microstructural control in metal laser powder bed fusion additive manufacturing using laser beam
shaping strategy, Acta Materialia (2019).
[21] S.A. Khairallah, A.A. Martin, J.R. Lee, G. Guss, N.P. Calta, J.A. Hammons, M.H. Nielsen,
K. Chaput, E. Schwalbach, M.N. Shah, Controlling interdependent meso-nanosecond dynamics
and defect generation in metal 3D printing, Science 368(6491) (2020) 660-665.
[22] W. Yan, W. Ge, Y. Qian, S. Lin, B. Zhou, W.K. Liu, F. Lin, G.J. Wagner, Multi-physics
modeling of single/multiple-track defect mechanisms in electron beam selective melting, Acta
Materialia 134 (2017) 324-333.
[23] S. Shrestha, Y. Kevin Chou, A Numerical Study on the Keyhole Formation During Laser
Powder Bed Fusion Process, Journal of Manufacturing Science and Engineering 141(10) (2019).
[24] S. Shrestha, B. Cheng, K. Chou, An Investigation into Melt Pool Effective Thermal
Conductivity for Thermal Modeling of Powder-Bed Electron Beam Additive Manufacturing.
[25] D. Rosenthal, Mathematical theory of heat distribution during welding and cutting, Welding
journal 20 (1941) 220-234.
[26] P. Promoppatum, S.-C. Yao, P.C. Pistorius, A.D. Rollett, A comprehensive comparison of the
analytical and numerical prediction of the thermal history and solidification microstructure of
Inconel 718 products made by laser powder-bed fusion, Engineering 3(5) (2017) 685-694.
[27] M. Tang, P.C. Pistorius, J.L. Beuth, Prediction of lack-of-fusion porosity for powder bed
fusion, Additive Manufacturing 14 (2017) 39-48.
[28] T. Moran, P. Li, D. Warner, N. Phan, Utility of superposition-based finite element approach
for part-scale thermal simulation in additive manufacturing, Additive Manufacturing 21 (2018)
215-219.
[29] Y. Yang, M. Knol, F. van Keulen, C. Ayas, A semi-analytical thermal modelling approach
for selective laser melting, Additive Manufacturing 21 (2018) 284-297.
[30] B. Cheng, S. Shrestha, K. Chou, Stress and deformation evaluations of scanning strategy
effect in selective laser melting, Additive Manufacturing 12 (2016) 240-251.
[31] L.H. Ahmed Hussein, Chunze Yan, Richard Everson, Finite element simulation of the
temperature and stress fields in single layers built without-support in selective laser melting,
Materials and Design 52 (2013) 638-647.
[32] H. Peng, D.B. Go, R. Billo, S. Gong, M.R. Shankar, B.A. Gatrell, J. Budzinski, P. Ostiguy,
R. Attardo, C. Tomonto, Part-scale model for fast prediction of thermal distortion in DMLS
additive manufacturing; Part 2: a quasi-static thermo-mechanical model, Austin, Texas (2016).
[33] M.F. Zaeh, G. Branner, Investigations on residual stresses and deformations in selective laser
melting, Production Engineering 4(1) (2010) 35-45.
[34] C. Li, C. Fu, Y. Guo, F. Fang, A multiscale modeling approach for fast prediction of part
distortion in selective laser melting, Journal of Materials Processing Technology 229 (2016) 703-
712.
[35] C. Li, Z. Liu, X. Fang, Y. Guo, On the Simulation Scalability of Predicting Residual Stress
and Distortion in Selective Laser Melting, Journal of Manufacturing Science and Engineering
140(4) (2018) 041013.
[36] S. Afazov, W.A. Denmark, B.L. Toralles, A. Holloway, A. Yaghi, Distortion Prediction and
Compensation in Selective Laser Melting, Additive Manufacturing 17 (2017) 15-22.
[37] Y. Lee, W. Zhang, Modeling of heat transfer, fluid flow and solidification microstructure of
nickel-base superalloy fabricated by laser powder bed fusion, Additive Manufacturing 12 (2016)
178-188.
[38] L. Scime, J. Beuth, A multi-scale convolutional neural network for autonomous anomaly
detection and classification in a laser powder bed fusion additive manufacturing process, Additive
Manufacturing 24 (2018) 273-286.
[39] L. Scime, J. Beuth, Using machine learning to identify in-situ melt pool signatures indicative
of flaw formation in a laser powder bed fusion additive manufacturing process, Additive
Manufacturing 25 (2019) 151-165.
[40] X. Xie, J. Bennett, S. Saha, Y. Lu, J. Cao, W.K. Liu, Z. Gan, Mechanistic data-driven
prediction of as-built mechanical properties in metal additive manufacturing, npj Computational
Materials 7(1) (2021) 1-12.
[41] C. Wang, X. Tan, S. Tor, C. Lim, Machine learning in additive manufacturing: State-of-theart and perspectives, Additive Manufacturing (2020) 101538.
[42] J. Li, R. Jin, Z.Y. Hang, Integration of physically-based and data-driven approaches for
thermal field prediction in additive manufacturing, Materials & Design 139 (2018) 473-485.
[43] M. Mozaffar, A. Paul, R. Al-Bahrani, S. Wolff, A. Choudhary, A. Agrawal, K. Ehmann, J.
Cao, Data-driven prediction of the high-dimensional thermal history in directed energy deposition
processes via recurrent neural networks, Manufacturing letters 18 (2018) 35-39.
[44] A. Paul, M. Mozaffar, Z. Yang, W.-k. Liao, A. Choudhary, J. Cao, A. Agrawal, A real-time
iterative machine learning approach for temperature profile prediction in additive manufacturing
processes, 2019 IEEE International Conference on Data Science and Advanced Analytics (DSAA),
IEEE, 2019, pp. 541-550.
[45] S. Clijsters, T. Craeghs, J.-P. Kruth, A priori process parameter adjustment for SLM process
optimization, Innovative developments on virtual and physical prototyping, Taylor & Francis
Group., 2012, pp. 553-560.
[46] R. Mertens, S. Clijsters, K. Kempen, J.-P. Kruth, Optimization of scan strategies in selective
laser melting of aluminum parts with downfacing areas, Journal of Manufacturing Science and
Engineering 136(6) (2014) 061012.
[47] J.-P. Kruth, J. Deckers, E. Yasa, R. Wauthlé, Assessing and comparing influencing factors of
residual stresses in selective laser melting using a novel analysis method, Proceedings of the
institution of mechanical engineers, Part B: Journal of Engineering Manufacture 226(6) (2012)
980-991.
[48] Y. Lu, S. Wu, Y. Gan, T. Huang, C. Yang, L. Junjie, J. Lin, Study on the microstructure,
mechanical property and residual stress of SLM Inconel-718 alloy manufactured by differing
island scanning strategy, Optics & Laser Technology 75 (2015) 197-206.
[49] E. Foroozmehr, R. Kovacevic, Effect of path planning on the laser powder deposition process:
thermal and structural evaluation, The International Journal of Advanced Manufacturing
Technology 51(5-8) (2010) 659-669.
[50] L.H. Ahmed Hussein, Chunze Yan, Richard Everson, Finite element simulation of the
temperature and stress fields in single layers built without-support in selective laser melting,
Materials and Design (2013).
[51] J.-P. Kruth, M. Badrossamay, E. Yasa, J. Deckers, L. Thijs, J. Van Humbeeck, Part and
material properties in selective laser melting of metals, Proceedings of the 16th international
symposium on electromachining, 2010, pp. 1-12.
[52] L. Thijs, K. Kempen, J.-P. Kruth, J. Van Humbeeck, Fine-structured aluminium products with
controllable texture by selective laser melting of pre-alloyed AlSi10Mg powder, Acta Materialia
61(5) (2013) 1809-1819.
[53] D. Ding, Z.S. Pan, D. Cuiuri, H. Li, A tool-path generation strategy for wire and arc additive
manufacturing, The international journal of advanced manufacturing technology 73(1-4) (2014)
173-183.
[54] B.E. Carroll, T.A. Palmer, A.M. Beese, Anisotropic tensile behavior of Ti–6Al–4V
components fabricated with directed energy deposition additive manufacturing, Acta Materialia
87 (2015) 309-320.
[55] D. Ding, Z. Pan, D. Cuiuri, H. Li, A practical path planning methodology for wire and arc
additive manufacturing of thin-walled structures, Robotics and Computer-Integrated
Manufacturing 34 (2015) 8-19.
[56] D. Ding, Z. Pan, D. Cuiuri, H. Li, S. van Duin, N. Larkin, Bead modelling and implementation
of adaptive MAT path in wire and arc additive manufacturing, Robotics and Computer-Integrated
Manufacturing 39 (2016) 32-42.
[57] R. Ponche, O. Kerbrat, P. Mognol, J.-Y. Hascoet, A novel methodology of design for Additive
Manufacturing applied to Additive Laser Manufacturing process, Robotics and ComputerIntegrated Manufacturing 30(4) (2014) 389-398.
[58] D.E. Smith, R. Hoglund, Continuous fiber angle topology optimization for polymer fused
fillament fabrication, Annu. Int. Solid Free. Fabr. Symp. Austin, TX, 2016.
[59] J. Liu, J. Liu, H. Yu, H. Yu, Concurrent deposition path planning and structural topology
optimization for additive manufacturing, Rapid Prototyping Journal 23(5) (2017) 930-942.
[60] Q. Xia, T. Shi, Optimization of composite structures with continuous spatial variation of fiber
angle through Shepard interpolation, Composite Structures 182 (2017) 273-282.
[61] C. Kiyono, E. Silva, J. Reddy, A novel fiber optimization method based on normal distribution
function with continuously varying fiber path, Composite Structures 160 (2017) 503-515.
[62] C.J. Brampton, K.C. Wu, H.A. Kim, New optimization method for steered fiber composites
using the level set method, Structural and Multidisciplinary Optimization 52(3) (2015) 493-505.
[63] J. Liu, A.C. To, Deposition path planning-integrated structural topology optimization for 3D
additive manufacturing subject to self-support constraint, Computer-Aided Design 91 (2017) 27-
45.
[64] H. Shen, J. Fu, Z. Chen, Y. Fan, Generation of offset surface for tool path in NC machining
through level set methods, The International Journal of Advanced Manufacturing Technology
46(9-12) (2010) 1043-1047.
[65] C. Zhuang, Z. Xiong, H. Ding, High speed machining tool path generation for pockets using
level sets, International Journal of Production Research 48(19) (2010) 5749-5766.
[66] K.C. Mills, Recommended values of thermophysical properties for selected commercial
alloys, Woodhead Publishing2002.
[67] S.S. Sih, J.W. Barlow, The prediction of the emissivity and thermal conductivity of powder
beds, Particulate Science and Technology 22(4) (2004) 427-440.
[68] L. Dong, A. Makradi, S. Ahzi, Y. Remond, Three-dimensional transient finite element
analysis of the selective laser sintering process, Journal of materials processing technology 209(2)
(2009) 700-706.
[69] J.J. Beaman, J.W. Barlow, D.L. Bourell, R.H. Crawford, H.L. Marcus, K.P. McAlea, Solid
freeform fabrication: a new direction in manufacturing, Kluwer Academic Publishers, Norwell,
MA 2061 (1997) 25-49.
[70] G. Bugeda Miguel Cervera, G. Lombera, Numerical prediction of temperature and density
distributions in selective laser sintering processes, Rapid Prototyping Journal 5(1) (1999) 21-26.
[71] T. Mukherjee, W. Zhang, T. DebRoy, An improved prediction of residual stresses and
distortion in additive manufacturing, Computational Materials Science 126 (2017) 360-372.
[72] A.J. Dunbar, E.R. Denlinger, M.F. Gouge, P. Michaleris, Experimental validation of finite
element modeling for laser powderbed fusion deformation, Additive Manufacturing 12 (2016)
108-120.
[73] J. Goldak, A. Chakravarti, M. Bibby, A new finite element model for welding heat sources,
Metallurgical and Materials Transactions B 15(2) (1984) 299-305.
[74] J. Liu, Q. Chen, Y. Zhao, W. Xiong, A. To, Quantitative Texture Prediction of Epitaxial
Columnar Grains in Alloy 718 Processed by Additive Manufacturing, Proceedings of the 9th
International Symposium on Superalloy 718 & Derivatives: Energy, Aerospace, and Industrial
Applications, Springer, 2018, pp. 749-755.
[75] J. Irwin, P. Michaleris, A line heat input model for additive manufacturing, Journal of
Manufacturing Science and Engineering 138(11) (2016) 111004.
[76] M. Gouge, J. Heigel, P. Michaleris, T. Palmer, Modeling forced convection in the thermal
simulation of laser cladding processes, International Journal of Advanced Manufacturing
Technology 79 (2015).
[77] J. Heigel, P. Michaleris, E. Reutzel, Thermo-mechanical model development and validation
of directed energy deposition additive manufacturing of Ti–6Al–4V, Additive manufacturing 5
(2015) 9-19.
[78] E.R. Denlinger, J.C. Heigel, P. Michaleris, Residual stress and distortion modeling of electron
beam direct manufacturing Ti-6Al-4V, Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers,
Part B: Journal of Engineering Manufacture 229(10) (2015) 1803-1813.
[79] X. Liang, Q. Chen, L. Cheng, Q. Yang, A. To, A modified inherent strain method for fast
prediction of residual deformation in additive manufacturing of metal parts, 2017 Solid Freeform
Fabrication Symposium Proceedings, Austin, Texas, 2017.
[80] X. Liang, L. Cheng, Q. Chen, Q. Yang, A. To, A Modified Method for Estimating Inherent
Strains from Detailed Process Simulation for Fast Residual Distortion Prediction of Single-Walled
Structures Fabricated by Directed Energy Deposition, Additive Manufacturing 23 (2018) 471-486.
[81] L. Sochalski-Kolbus, E.A. Payzant, P.A. Cornwell, T.R. Watkins, S.S. Babu, R.R. Dehoff,
M. Lorenz, O. Ovchinnikova, C. Duty, Comparison of residual stresses in Inconel 718 simple parts
made by electron beam melting and direct laser metal sintering, Metallurgical and Materials
Transactions A 46(3) (2015) 1419-1432.
[82] P. Mercelis, J.-P. Kruth, Residual stresses in selective laser sintering and selective laser
melting, Rapid Prototyping Journal 12(5) (2006) 254-265.
[83] N. Hodge, R. Ferencz, J. Solberg, Implementation of a thermomechanical model for the
simulation of selective laser melting, Computational Mechanics 54(1) (2014) 33-51.
[84] A.S. Wu, D.W. Brown, M. Kumar, G.F. Gallegos, W.E. King, An experimental investigation
into additive manufacturing-induced residual stresses in 316L stainless steel, Metallurgical and
Materials Transactions A 45(13) (2014) 6260-6270.
[85] C. Li, J. liu, Y. Guo, Efficient predictive model of part distortion and residual stress in
selective laser melting, Solid Freeform Fabrication 2016, 2017.
[86] Y. Zhao, Y. Koizumi, K. Aoyagi, D. Wei, K. Yamanaka, A. Chiba, Molten pool behavior and
effect of fluid flow on solidification conditions in selective electron beam melting (SEBM) of a
biomedical Co-Cr-Mo alloy, Additive Manufacturing 26 (2019) 202-214.
[87] J.-H. Cho, S.-J. Na, Implementation of real-time multiple reflection and Fresnel absorption of
laser beam in keyhole, Journal of Physics D: Applied Physics 39(24) (2006) 5372.
[88] Q. Guo, C. Zhao, M. Qu, L. Xiong, L.I. Escano, S.M.H. Hojjatzadeh, N.D. Parab, K. Fezzaa,
W. Everhart, T. Sun, In-situ characterization and quantification of melt pool variation under
constant input energy density in laser powder-bed fusion additive manufacturing process, Additive
Manufacturing (2019).
[89] E. Assuncao, S. Williams, D. Yapp, Interaction time and beam diameter effects on the
conduction mode limit, Optics and Lasers in Engineering 50(6) (2012) 823-828.
[90] R. Cunningham, C. Zhao, N. Parab, C. Kantzos, J. Pauza, K. Fezzaa, T. Sun, A.D. Rollett,
Keyhole threshold and morphology in laser melting revealed by ultrahigh-speed x-ray imaging,
Science 363(6429) (2019) 849-852.
[91] W. Tan, N.S. Bailey, Y.C. Shin, Investigation of keyhole plume and molten pool based on a
three-dimensional dynamic model with sharp interface formulation, Journal of Physics D: Applied
Physics 46(5) (2013) 055501.
[92] W. Tan, Y.C. Shin, Analysis of multi-phase interaction and its effects on keyhole dynamics
with a multi-physics numerical model, Journal of Physics D: Applied Physics 47(34) (2014)
345501.
[93] R. Fabbro, K. Chouf, Keyhole modeling during laser welding, Journal of applied Physics
87(9) (2000) 4075-4083.
[94] Q. Guo, C. Zhao, M. Qu, L. Xiong, S.M.H. Hojjatzadeh, L.I. Escano, N.D. Parab, K. Fezzaa,
T. Sun, L. Chen, In-situ full-field mapping of melt flow dynamics in laser metal additive
manufacturing, Additive Manufacturing 31 (2020) 100939.
[95] Y. Ueda, K. Fukuda, K. Nakacho, S. Endo, A new measuring method of residual stresses with
the aid of finite element method and reliability of estimated values, Journal of the Society of Naval
Architects of Japan 1975(138) (1975) 499-507.
[96] M.R. Hill, D.V. Nelson, The inherent strain method for residual stress determination and its
application to a long welded joint, ASME-PUBLICATIONS-PVP 318 (1995) 343-352.
[97] H. Murakawa, Y. Luo, Y. Ueda, Prediction of welding deformation and residual stress by
elastic FEM based on inherent strain, Journal of the society of Naval Architects of Japan 1996(180)
(1996) 739-751.
[98] M. Yuan, Y. Ueda, Prediction of residual stresses in welded T-and I-joints using inherent
strains, Journal of Engineering Materials and Technology, Transactions of the ASME 118(2)
(1996) 229-234.
[99] L. Zhang, P. Michaleris, P. Marugabandhu, Evaluation of applied plastic strain methods for
welding distortion prediction, Journal of Manufacturing Science and Engineering 129(6) (2007)
1000-1010.
[100] M. Bugatti, Q. Semeraro, Limitations of the Inherent Strain Method in Simulating Powder
Bed Fusion Processes, Additive Manufacturing 23 (2018) 329-346.
[101] L. Cheng, X. Liang, J. Bai, Q. Chen, J. Lemon, A. To, On Utilizing Topology Optimization
to Design Support Structure to Prevent Residual Stress Induced Build Failure in Laser Powder Bed
Metal Additive Manufacturing, Additive Manufacturing (2019).
[102] Q. Chen, X. Liang, D. Hayduke, J. Liu, L. Cheng, J. Oskin, R. Whitmore, A.C. To, An
inherent strain based multiscale modeling framework for simulating part-scale residual
deformation for direct metal laser sintering, Additive Manufacturing 28 (2019) 406-418.
[103] S. Osher, J.A. Sethian, Fronts propagating with curvature-dependent speed: algorithms based
on Hamilton-Jacobi formulations, Journal of computational physics 79(1) (1988) 12-49.
[104] M.Y. Wang, X. Wang, D. Guo, A level set method for structural topology optimization,
Computer methods in applied mechanics and engineering 192(1) (2003) 227-246.
[105] G. Allaire, F. Jouve, A.-M. Toader, Structural optimization using sensitivity analysis and a
level-set method, Journal of computational physics 194(1) (2004) 363-393.
[106] Y. Wang, Z. Luo, Z. Kang, N. Zhang, A multi-material level set-based topology and shape
optimization method, Computer Methods in Applied Mechanics and Engineering 283 (2015)
1570-1586.
[107] P. Dunning, C. Brampton, H. Kim, Simultaneous optimisation of structural topology and
material grading using level set method, Materials Science and Technology 31(8) (2015) 884-894.
[108] P. Liu, Y. Luo, Z. Kang, Multi-material topology optimization considering interface
behavior via XFEM and level set method, Computer methods in applied mechanics and
engineering 308 (2016) 113-133.
[109] J. Liu, Q. Chen, Y. Zheng, R. Ahmad, J. Tang, Y. Ma, Level set-based heterogeneous object
modeling and optimization, Computer-Aided Design (2019).
[110] J. Liu, Q. Chen, X. Liang, A.C. To, Manufacturing cost constrained topology optimization
for additive manufacturing, Frontiers of Mechanical Engineering 14(2) (2019) 213-221.
[111] Z. Kang, Y. Wang, Integrated topology optimization with embedded movable holes based
on combined description by material density and level sets, Computer methods in applied
mechanics and engineering 255 (2013) 1-13.
[112] P.D. Dunning, H. Alicia Kim, A new hole insertion method for level set based structural
topology optimization, International Journal for Numerical Methods in Engineering 93(1) (2013)
118-134.
[113] J.A. Sethian, A fast marching level set method for monotonically advancing fronts,
Proceedings of the National Academy of Sciences 93(4) (1996) 1591-1595.
[114] J.A. Sethian, Level set methods and fast marching methods: evolving interfaces in
computational geometry, fluid mechanics, computer vision, and materials science, Cambridge
university press1999.
[115] C. Le, J. Norato, T. Bruns, C. Ha, D. Tortorelli, Stress-based topology optimization for
continua, Structural and Multidisciplinary Optimization 41(4) (2010) 605-620.
[116] A. Takezawa, G.H. Yoon, S.H. Jeong, M. Kobashi, M. Kitamura, Structural topology
optimization with strength and heat conduction constraints, Computer Methods in Applied
Mechanics and Engineering 276 (2014) 341-361.
[117] S. Hochreiter, J. Schmidhuber, Long short-term memory, Neural computation 9(8) (1997)
1735-1780.
[118] A. Krizhevsky, I. Sutskever, G.E. Hinton, Imagenet classification with deep convolutional
neural networks, Advances in neural information processing systems 25 (2012) 1097-1105.
[119] K. Simonyan, A. Zisserman, Very deep convolutional networks for large-scale image
recognition, arXiv preprint arXiv:1409.1556 (2014).
[120] K. He, X. Zhang, S. Ren, J. Sun, Deep residual learning for image recognition, Proceedings
of the IEEE conference on computer vision and pattern recognition, 2016, pp. 770-778.
[121] O. Russakovsky, J. Deng, H. Su, J. Krause, S. Satheesh, S. Ma, Z. Huang, A. Karpathy, A.
Khosla, M. Bernstein, Imagenet large scale visual recognition challenge, International journal of
computer vision 115(3) (2015) 211-252.
[122] S. Ren, K. He, R. Girshick, J. Sun, Faster r-cnn: Towards real-time object detection with
region proposal networks, Advances in neural information processing systems 28 (2015) 91-99.
[123] E.J. Schwalbach, S.P. Donegan, M.G. Chapman, K.J. Chaput, M.A. Groeber, A discrete
source model of powder bed fusion additive manufacturing thermal history, Additive
Manufacturing 25 (2019) 485-498.
[124] D.G. Duffy, Green’s functions with applications, Chapman and Hall/CRC2015.
[125] J. Martínez-Frutos, D. Herrero-Pérez, Efficient matrix-free GPU implementation of fixed
grid finite element analysis, Finite Elements in Analysis and Design 104 (2015) 61-71.
[126] F. Dugast, P. Apostolou, A. Fernandez, W. Dong, Q. Chen, S. Strayer, R. Wicker, A.C. To,
Part-scale thermal process modeling for laser powder bed fusion with matrix-free method and GPU
computing, Additive Manufacturing 37 (2021) 101732.
[127] A. Vaswani, N. Shazeer, N. Parmar, J. Uszkoreit, L. Jones, A.N. Gomez, Ł. Kaiser, I.
Polosukhin, Attention is all you need, Advances in neural information processing systems, 2017,
pp. 5998-6008.
[128] J. Devlin, M.-W. Chang, K. Lee, K. Toutanova, Bert: Pre-training of deep bidirectional
transformers for language understanding, arXiv preprint arXiv:1810.04805 (2018).

Fig. 2. Schematic indication of the separate parts comprising the rotary kiln model, together with the energy fluxes from Eq. (1).

화염 모델링, 열 전달 및 클링커 화학을 포함한 시멘트 가마에 대한 CFD 예측

E Mastorakos Massias 1C.D Tsakiroglou D.A Goussis V.N Burganos A.C Payatakes 2

Abstract

실제 작동 조건에서 석탄 연소 회전 시멘트 가마의 클링커 형성은 방사선에 대한 Monte Carlo 방법, 가마 벽의 에너지 방정식에 대한 유한 체적 코드 및 클링커에 대한 화학 반응을 포함한 에너지 보존 방정식 및 종에 대한 새로운 코드. 기상의 온도 장, 벽으로의 복사 열유속, 가마 및 클링커 온도에 대한 예측 간의 반복적인 절차는 내부 벽 온도의 분포를 명시적으로 예측하는 데 사용됩니다. 여기에는 열 흐름 계산이 포함됩니다. 수갑. 가스와 가마 벽 사이의 주요 열 전달 모드는 복사에 의한 것이며 내화물을 통해 환경으로 손실되는 열은 입력 열의 약 10%이고 추가로 40%는 장입 가열 및 클링커 형성. 예측은 실제 규모의 시멘트 가마에서 경험과 제한된 측정을 기반으로 한 경향과 일치합니다.

키워드

산업용 CFD, 로타리 가마, 클링커 형성, 복사 열전달, Industrial CFD, Rotary kilns, Clinker formation, Radiative heat transfer

1 . 소개

시멘트 산업은 에너지의 주요 소비자이며, 미국에서 산업 사용자의 총 화석 연료 소비량의 약 1.4%를 차지하며 [1] 일반적인 비에너지 사용량은 제조된 클링커 1kg당 약 3.2MJ [2] 입니다. CaCO 3  →  CaO  +  CO 2 반응이 일어나기 때문입니다., 클링커 형성의 첫 번째 단계는 높은 흡열성입니다. 시멘트 가마에서 에너지를 절약하기 위한 현재의 경향은 일반적으로 길이가 약 100m이고 직경이 약 5m인 회전 실린더인 가마를 떠나는 배기 가스로부터 에너지를 보다 효율적으로 회수하는 것과 저열량 연료의 사용에 중점을 둡니다. 값. 2-5초 정도의 화염 체류 시간을 허용하고 2200K의 높은 온도에 도달하는 회전 가마의 특성은 또한 시멘트 가마를 유기 폐기물 및 용제에 대한 상업용 소각로에 대한 경쟁력 있는 대안으로 만듭니다 [3]. 클링커의 형성이 이러한 2차 액체 연료의 사용으로 인한 화염의 변화로부터 어떤 식으로든 영향을 받지 않도록 하고, 대기 중으로 방출되는 오염 물질의 양에 대한 현재 및 미래 제한을 준수할 수 있도록, 화염 구조의 세부 사항과 화염에서 고체 충전물로의 열 전달을 더 잘 이해할 필요가 있습니다.

최근 시멘트 가마 4 , 5 , 6 , 7 에서 유동장 및 석탄 연소의 이론적 모델링복사 열 전달을 포함한 전산 유체 역학(CFD) 코드를 사용하여 달성되었습니다. 이러한 결과는 시멘트 가마에 대한 최초의 결과였으며 화염 길이, 산소 소비 등과 관련하여 실험적으로 관찰된 경향을 재현했기 때문에 그러한 코드가 수용 가능한 정확도로 대규모 산업용 용광로에 사용될 수 있음을 보여주었습니다. 킬른과 클링커는 포함하지 않았고, 벽온도의 경계조건은 가스온도와 용액영역의 열유속에 영향을 미치므로 계산에 필요한 경계조건은 예측하지 않고 실험적 측정에 기초하였다. 기상에 대한 CFD 솔루션은 앞으로의 주요 단계이지만 회전 가마를 포괄적으로 모델링하는 데만으로는 충분하지 않습니다.

내화물의 열 전달과 전하에 대한 세부 사항은 다양한 저자 8 , 9 , 10 , 11에 의해 조사되었습니다 . 충전물(보통 잘 혼합된 것으로 가정)은 노출된 표면에 직접 복사되는 열 외에도 전도에 의해 가마 벽에서 가열됩니다. 가장 완전한 이론적 노력에서, 가마 벽 (내화물)에 대한 3 차원 열전도 방정식을 해결하고, 두 개 또는 세 개의 인접하는 영역으로 한정 한 좌표 축 방향에서 어느 방사선 방사선 열전달 영역 모델과 결합 [ 10] 또는 자세히 해결 [11]. 그러나 클링커 형성 중에 일어나는 화학 반응은 고려되지 않았고 기체 상이 균일한 온도로 고정되어 필요한 수준의 정확도로 처리되지 않았습니다.

최종적으로 연소에 의해 방출되는 에너지(일부)를 받는 고체 전하가 화학 반응을 거쳐 최종 제품인 클링커를 형성합니다. 이것들은 [12]에 설명된 주요 특징에 대한 단순화된 모델과 함께 시멘트 화학 문헌에서 광범위한 조사의 주제였습니다 . 그 작업에서, 고체 온도 및 조성의 축 방향 전개를 설명하는 odes가 공식화되고 해결되었지만, 전하에 대한 열유속 및 따라서 클링커 형성 속도를 결정하는 가스 및 벽 온도는 1차원으로 근사되었습니다. 자세한 화염 계산이 없는 모델.

화염, 벽 및 장입물에 대한 위의 이론적 모델 중 어느 것도 회전식 가마 작동을 위한 진정한 예측 도구로 충분하지 않다는 것이 분명합니다. 국부 가스 온도(CFD 계산 결과 중 하나)는 벽 온도에 크게 의존합니다. 클링커 형성은 에너지를 흡수하므로 지역 가스 및 벽 온도에 따라 달라지며 둘 다 화염에 의존합니다. 벽은 화염에서 클링커로의 순 열 전달에서 “중개자” 역할을 하며, 내화재 두께에 따라 환경으로 피할 수 없는 열 손실이 발생합니다. 이러한 상호 의존성은 가마의 거동에 중요하며 개별 프로세스를 개별적으로 계산하는 데 중점을 두었기 때문에 문헌에서 발견된 수학적 모델로는 다루기 어렵습니다.

본 논문에서 우리는 위에 설명된 유형의 세 가지 개별 모델을 결합하여 수행되는 회전식 시멘트 가마에서 발생하는 대부분의 공정에 대한 포괄적인 모듈식 모델을 제시합니다. 우리 작업은 4 , 5 , 6 , 7 에서와 같이 석탄 연소를 위한 다차원 CFD 코드로 기체 상태를 처리합니다 . 10 , 11 에서와 같이 가마 벽의 3차원 열전도 방정식을 풉니다 . 9 , 12 와 유사한 모델로 잘 혼합된 전하 온도 및 조성을 해결합니다.. 3개의 모듈(화염, 벽, 전하)은 내화물에 입사하는 열유속의 축 분포에 대해 수렴이 달성될 때까지 반복적으로 계산됩니다. 충전 온도 및 구성. 따라서 이전 작업에 비해 현재의 주요 이점은 완전성에 있습니다. 이는 가스-킬른-클링커 시스템의 다양한 부분에서 에너지 흐름의 정량화를 통해 킬른 작동에 대한 더 나은 이해를 가능하게 하고 여기에서 사용된 방법을 건조 및 소각과 같은 다른 회전 킬른 응용 분야에 적용할 수 있게 합니다.

이 문서의 특정 목적은 회전식 시멘트 가마에 대한 포괄적인 모델을 제시하고 화염에서 클링커로의 에너지 플럭스와 가마에서 열 손실을 정량화하는 것입니다. 이 문서의 나머지 부분은 다음과 같이 구성됩니다. 2장 에서는 다양한 모델과 해법을 제시하고 3장 에서는 그 결과를 제시하고 논의한다 . 여기에는 본격적인 회전식 시멘트 가마의 제한된 측정값과의 비교가 포함됩니다. 이 논문은 가장 중요한 결론의 요약으로 끝납니다.

2 . 모델 공식화

2.1 . 개요

Fig. 1 은 시멘트 로터리 킬른의 단면을 보여준다. 가마의 회전은 전하의 움직임을 유도하여 후자를 대략적으로 잘 혼합되도록 합니다 [10] , 여기에서 채택할 가정입니다. 우리는 이 코팅을 클링커와 유사한 물리적 특성의 고체 재료로 모델링하여 가마 내화물에 부착된 클링커의 존재를 허용할 것입니다. 우리는 이 층의 두께가 가마를 따라 균일하다고 가정합니다. 이것은 아마도 지나치게 단순화한 것일 수 있지만 관련 데이터를 사용할 수 없습니다. 모델 설명을 진행하기 전에 그림 2 에 개략적으로 표시된 회전식 가마의 다양한 에너지 흐름을 이해하는 것이 중요합니다 .

석탄 연소에 의해 방출되는 에너지(단위 시간당)( 석탄 )는 배기 가스(Δ 가스 )와 함께 가마 밖으로 흘러 가마 벽에 직접 복사( rad ) 및 대류( conv )됩니다. 공급 및 배기 덕트( rad,1  + rad,2 ) 에 대한 축 방향의 복사에 의해 작은 부분이 손실됩니다 . 전하 가마 시스템은 복사( rad ) 및 대류( conv )에 의해 가스로부터 에너지(Δ cl )를 흡수 하고 주변으로 열을 잃습니다( Q 손실 ). 전체 에너지 균형에서 개별 항의 계산, 즉(1a)큐석탄=ΔH가스-Q라드-Q전환-Q일, 1-Q일, 2,(1b)큐라드+Q전환=ΔH클+Q손실여기에서 다음 섹션에 설명된 대로 가스, 가마 및 클링커에 대한 이산화 에너지를 국부적으로 해결함으로써 수행됩니다.

2.2 . CFD 코드

가스 운동량, 종 농도 및 에너지의 Favre 평균 방정식은 표준 k – ε 모델을 사용하여 방사 모듈(RAD-3D)과 함께 상업적으로 이용 가능한 축대칭 CFD 코드(FLOW-3D)에 의해 해결됩니다. [13] . 기하학이 실제로 3차원이고 벽 온도의 각도 분포가 존재하지만 합리적인 시간과 현재 워크스테이션에서 완전한 3으로 솔루션을 얻을 수 있도록 기체상을 축대칭으로 취급합니다. -D를 요구하는 해상도로 계산하려면 슈퍼컴퓨터에 의존해야 합니다. FLOW-3D에서 사용되는 다양한 하위 모델의 일부 기능과 벽 경계 조건에 대한 특수 처리는 다음과 같습니다.

2.2.1 . 석탄 연소

Rossin-Rammler 크기 분포(45μm 평균 직경, 1.3 지수 [6] )를 따르는 석탄 입자 는 CPU 시간을 줄이기 위해 솔루션 영역(즉, 확률적 구성 요소 없이)에서 결정론적으로 추적되었지만 분산을 과소 평가하는 단점이 있습니다 . 14] . 입자는 2-반응 모델에 따라 휘발되도록 허용되었고 휘발성 연소는 무한히 빠른 것으로 간주되었습니다. 석탄 연소에 대한 설명의 세부 사항은 FLOW-3D에서 석탄 휘발 및 열분해의 “표준” 상수 집합이 합리적인 결과를 제공하고 Ref. [5] .

2.2.2 . 복사와 대류

가스의 복사 강도는 RAD-3D 모듈을 사용하여 80,000개의 입자로 Monte-Carlo 방법으로 계산되었습니다. 가마는 반경 방향으로 7개, 축 방향으로 19개(크기가 0.1  ×  1.0 m와 0.2  ×  5.0 m 사이)로 불균일한 구역으로 나뉘었으며 각 구역 에서 방사선 강도가 균일하다고 가정했습니다. 방사선 모듈의 출력은 내부적으로 FLOW-3D에 대한 유체 계산에 인터페이스되고 외부적으로 벽 및 클링커에 대한 코드에 인터페이스되었습니다( 섹션 2.3 섹션 2.4 참조). 방사선 패키지의 이산화된 구역은 CFD 그리드의 셀보다 훨씬 커야 하므로 구역에 온도 평균이 형성될 수 있는 많은 셀이 포함될 수 있다는 점을 이해하는 것이 중요합니다. 상대적으로 조잡한 복사 구역의 분해능과 Monte-Carlo 방법의 통계적 특성은 구역의 복사 열유속이 더 미세한 구역화 및 더 많은 입자로 몇 번의 실행에 의해 결정된 바와 같이 최대 약 10%까지 부정확할 수 있음을 의미합니다. 또한 경계면에 입사하는 열유속은 영역 크기보다 미세한 분해능으로 결정할 수 없으므로 복사 열유속은 벽에 인접한 19개 영역 각각의 중심에서만 계산됩니다. 0.15m -1 의 흡수 계수는 Ref.[11] . 엄밀히 말하면, 흡수 계수는 국부적 가스 조성과 온도의 함수이므로 균일하지 않아야 합니다. 그러나 가스 조성은 가마의 일부만 차지하는 화염 내에서만 변 하므로( 3절 참조 ) 균일한 흡수 계수를 가정하는 것이 합리적입니다. 또한, 현재 버전의 소프트웨어는 FLOW-3D의 반복 프로세스 동안 이 요소의 자동 재조정을 허용하지 않습니다. 여기서 로컬 가스 특성이 계산되므로 일정하고 균일한 흡수 계수가 필요합니다.

최종적으로, 벽에서 대류 열전달이 플로우 3D 패키지에서 표준 출력 표준 “벽 기능”제형에 혼입 난류 경계층에 대한 식에 기초하고,의 속도 경계 조건과 유사한 K – ε 모델. FLOW-3D 및 RAD-3D에서 입력으로 사용하고 출력으로 계산된 다양한 양은 그림 3에 개략적으로 표시 됩니다.

2.2.3 . 그리드

반경 방향 47개, 축 방향 155개 노드를 갖는 불균일한 격자를 사용하였으며 격자 독립성 연구를 수행한 결과 충분하다고 판단하였다. 유사한 크기의 그리드도 Refs에서 적절한 것으로 밝혀졌습니다. 4 , 5 , 6 , 7 . 매우 높은 축 방향 및 소용돌이 속도로 인해 석탄 버너 유정에 가까운 지역을 해결하기 위해 특별한 주의를 기울였습니다. HP 715/100MHz 워크스테이션에서 이 그리드의 일반적인 CPU 시간은 10시간이었습니다.

2.2.4 . 경계 조건

벽 온도에 대한 경계 조건은 기체상 및 복사 솔버 모두에 필요하다는 것을 인식하는 것이 중요합니다. 아래에서는 4 , 5 , 6 , 7 을 규정하기 보다는 축대칭 그리드에 대한 이 온도 분포를 예측하는 대략적인 방법을 설명합니다 .

내벽 온도 w ( in , x , ϕ ) 의 각도 분포 가 알려져 있다고 가정합니다 . 그런 다음 전체 3차원 문제를 “동등한” 축대칭 문제로 줄이기 위해 가상의 내벽 온도 RAD ( x )는(2)2πε에티4라드(x) = ε클∫0ㄷ티4클(엑스)디ϕ + ε에∫ㄷ2π티4에(아르 자형~에, x, ϕ)디ϕ”효과적인” 경계 조건으로 사용할 수 있습니다. RAD ( x )는 방위각으로 평균화된 “복사 가중” 온도입니다. 필요한 경계 조건으로 이 온도를 사용하는 것은 복사가 열 전달을 지배한다는 기대에 의해 동기가 부여됩니다(후반부 확인, 섹션 3.4 ). 따라서 전체 3차원 문제와 이 “유효한” 축대칭 문제에서 가스에서 가마로의 전체 에너지 흐름은 거의 동일할 것으로 예상됩니다.  의 사용 (2) 축대칭 코드로 기체상 및 복사장을 계산할 수 있으므로 엔지니어링 워크스테이션을 사용하여 문제를 다루기 쉽습니다.

고려되는 가마의 규모와 온도에서 가스는 광학적으로 두꺼운 것으로 간주될 수 있습니다. 솔루션(나중에 제시됨)은 평균 경로 길이(즉, “광자”의 모든 에너지가 흡수되기 전의 평균 길이)가 약 3.2m임을 보여주며, 이는 가마 내경 4.1m보다 작습니다. 이것은 내벽에 입사하는 복사 플럭스가 국부적 벽과 가스 온도에 강하게 의존하고 더 먼 축 또는 방위각 위치에서 벽의 온도에 약하게만 의존함을 의미합니다. 이것은 기체상에 사용된 축대칭 근사에 대한 신뢰를 줍니다. 그것은 또한 Refs의 “구역 방법”을 의미합니다. 8 , 9 , 10표면에 입사하는 방사선이 1-2 구역 길이보다 더 먼 축 위치와 무관한 것으로 간주되는 경우에는 충분했을 것입니다.

2.3 . 가마 온도

내부 소성로 표면 온도 w ( in , x , ϕ )는 Eq. 에서 필요합니다 (2) 및 가마 벽 에너지 방정식의 솔루션 결과의 일부입니다. 각속도 ω로 회전하는 좌표계 에서 후자는 [10] 이 됩니다 .(3)ω∂(ϱ에씨피티에)∂ϕ=1아르 자형∂∂아르 자형에게에아르 자형∂티에∂아르 자형+1아르 자형2∂∂ϕ에게에∂티에∂ϕ+∂∂엑스에게에∂티에∂엑스경계 조건에 따라(3a)r=R~에,Θ<ϕ⩽2π:에게∂티에∂아르 자형=q라드(x)+q전환(엑스),(3b)r=R~에, 0 <ϕ⩽Θ:에게∂티에∂아르 자형=qw–cl(x, ϕ) = hw–cl티클(x)-T에(아르 자형~에, x, ϕ),(3c)r=R밖, 0 <ϕ⩽2π:.케이∂티에∂아르 자형=h쉿티쉿-T∞+ ε쉿티4쉿-T4∞.

전도도, 밀도 및 비열용량에 대한 값은 실제 가마에 사용되는 내화물 재료에 대한 제조업체 정보에서 가져옵니다 [15] . 외부 쉘 온도 sh = w ( out , x , ϕ )는 x 및 ϕ 에 따라 달라질 수 있습니다 .

위 방정식에 대한 몇 가지 의견이 있습니다. 에서는 식. (3a) 에서 열유속의 방위각 의존성이 제거되었습니다. 이전에 언급했듯이 흐름은 광학적으로 두꺼운 것으로 간주됩니다. 즉, 화염이 너무 방사되고 너무 넓기 때문에 벽면 요소가 화염을 가로질러 반대쪽 벽을 “보지” 않습니다. 따라서 rad ( x , ϕ ) 의 계산은 다른 각도 위치로부터의 복사를 포함할 필요 없이 가스 ( r , x ) 및 로컬 w ( in , x , ϕ )를 기반으로 할 수 있습니다. 여기부터 qrad ( x )는 Eq. 의 방위각 평균 온도를 기반으로 하는 축대칭 RAD-3D 솔루션에서 가져옵니다 (2) , 결과적인 rad ( x )는 어떤 의미에서 방위각으로 평균된 열유속입니다. 식 따라서 (3a) 는 우리가 이 열유속을 모든 ϕ 에 등분포한다는 것을 의미합니다 . Eq 에서 rad 의 각도 변화를 무시한다는 점에 유의하십시오 . (3a) 는 Refs. [10] 또는 [11] 이 우선되어야 합니다.

소성로와 장입물 사이의 열전달 계수 w-cl 은 소성로의 에너지 흐름과 온도를 정확하게 예측하는 데 중요하지만 잘 알려져 있지 않습니다. 500 W / m의 전형적인 값  K는 여기에 제시된 결과 사용되고있다 [8] . 계산된 w ( r , x , ϕ ) 및 RAD ( x) 이 계수의 선택에 따라 달라지지만 예측은 질적으로 변하지 않습니다. 껍질에서 대기로의 열 전달은 복사와 별도로 강제 및 자연 대류를 통해 발생합니다. 자연 대류에 대한 열전달 계수는 Ref. [11] , 현재 조건에서 약 5 W/m 2 K의 일반적인 값 을 사용합니다. 그러나 쉘에 불어오는 외부 팬은 과열을 피하기 위해 산업에서 종종 사용되며 이러한 효과는 총 sh =30 W/m 2 K 를 사용하여 여기에서 모델링 되었습니다. 방사율에는 다음 값이 사용되었습니다. ε w = ε cl = 0.9 및 ε sh = 0.8.

식 (3) 은 가마의 방사형 기울기가 훨씬 더 가파르기 때문에 방위각 및 축 전도를 무시한 후 명시적 유한 체적 방법으로 해결되었습니다. 방사형으로 50개 노드와 축 방향으로 19개 노드가 있는 균일하지 않은 그리드가 사용되었으며 회전으로 인한 화염에 주기적으로 노출되는 표면으로 인해 발생하는 빠른 온도 변화를 따르기 위해 내부 표면에서 적절한 방사형 분해능이 사용되었습니다. 동일한 이유로 사용 된 작은 단계(Δ ϕ = π /100)는 가마의 큰 열 관성과 함께 가마 벽 온도가 수렴되도록 하기 위해 2시간 정도의 CPU 시간이 필요했습니다.

2.4 . 수갑

가마에 대한 모델의 마지막 부분은 클링커 온도 및 조성 보존 방정식에 관한 것으로, 축 방향 기울기만 고려하고 전도는 무시합니다.(4)씨피V클디(ϱ클티클)디엑스=−엘wclㄷㅏ클∫0ㄷ큐w–cl(x, ϕ)디ϕ +엘gclㅏ클큐라드(x)+q전환(엑스)−∑나Nsp아르 자형나시간0, 나는에프+씨피티,(5)V클디(ϱ클와이나)디엑스=r나,(6)V클디ϱ클디엑스=−r무엇2,여기서 cl 은 속도 cl 로 흐르는 전하가 덮는 단면적 이며 둘 다 일정하다고 가정하고 gcl =2 in sin( Θ /2) 전하로 덮인 섹터의 현( 그림 1 ) , WCL = Θ 에서는 , SP 화학 종의 수와 r에 난을 (kg / m의 형성 속도 순 3 종의) I를 . 전하의 밀도는 Eq를 감소시킵니다 (6) CO 2 에 대한 질량 손실로 인한하소하는 동안 초기 값은 총 질량 유량이 ϱ cl cl cl 과 같도록 선택되었습니다 . 참고 ρ (CL)이 있다 하지 전하 느슨하게 포장 된 입자로 이루어지는 것으로 생각 될 수있는 바와 같이, 충전 재료 밀도하지만 벌크 밀도. 우리는 또한 전하의 실제 입상 흐름 패턴을 조사하는 것보다 적은 것은 모델의 신뢰성에 크게 추가되지 않는 임시 설명 [10] 이라고 믿기 때문에 전하의 전도를 무시 합니다. 전하는 CaCO 3 , CaO, SiO 2 , Al 2 O 3 , Fe 로 구성된 것으로 가정합니다.2 O 3 , C2S, C3S, C3A 및 C4AF로, 마지막 4종은 클링커화 중에 형성된 복합 염에 대해 시멘트 화학자가 사용하는 특수 표기법으로 표시됩니다. 다음과 같은 화학 반응을 가정합니다 [12] .

(나)CaCO3→높은+무엇2k = 108특급(−175728/RT)
(Ⅱ)높은+2SiO2→C2Sk = 107특급(−240000/RT)
(Ⅲ)높은+C2S→C3Sk = 109특급(−420000/RT)
(IV)3높은+로2그만큼3→C3Ak = 108특급(−310000/RT)
(V)4높은+로2그만큼3+철2그만큼3→Q4AFk = 108특급(−330000/RT)

상기 시행 착오에 의해 선택되는 아 레니 우스 식에 사용되는 사전 지수 인자 및 활성화 온도는 카코에 대한 활성화 에너지를 제외하고, 가마의 출구에서의 전하의 예상 조성물을 얻었다 (3) 에서 촬영 한 분해 참조 [16] . 우리는 이러한 반응이 임시 모델임을 강조합니다. 실제로 고체상의 화학반응은 다양한 종의 결정들 사이의 계면에서 일어나며 확산이 제한적 이지만 [17] , 클링커 화학에 대한 상세한 처리는 본 연구의 범위를 벗어난다.

클링커 형성의 마지막 단계로 간주되는 반응 (III)은 고온에서 액상이 존재할 때만 발생합니다. 클링커의 용융은 액체 분획 fus 에 대해서도 해결함으로써 모델링되었습니다 .(7)엘소란V클디(ϱ클와이소란)디엑스=RHS의식(4)만약 T의 CL이 융해 온도와 같거나보다 커진다 T의 FUS 와 T의 FUS 의 = 1560 K. 상한 Y의 FUS = 0.3 수행 하였다 [17] 상기 식을. (7) 무시되었다.

상미분 방정식, , Gear 방식과 통합되었습니다. 가마 온도에 대한 유한 체적 코드( 2.3절 )와 클링커에 대한 코드는 반복적으로 해결되었으며( 그림 4 ), 이는 벽 클링커 열유속 w–cl ( x , ϕ ).

2.5 . 최종 커플링

전체 문제(가스, 가마, 장입)는 반복 방식으로 해결되었습니다. RAD 의 균일한 분포에서 시작 하여 기체상은 rad ( x ) 및 conv ( x ) 의 축 분포를 제공하도록 해결되었습니다 . 이것들은 다음에서 사용되었습니다., 그 솔루션의 새로운 추정 결과 RAD ( X 통해) 식. (2) . 그런 다음 FLOW3D-RAD3D 실행이 6차 다항식 피팅의 계수 형태로 프로그램에 도입된 새로운 경계 조건으로 반복되었습니다. 의 연속 추정치 사이에 0.5 미만의 밑에 이완 인자 RAD ( X)는 벽 온도에 대한 복사 열유속의 민감도가 크기 때문에 필요한 것으로 밝혀졌습니다. 일반적으로 HP 715 워크스테이션에서 10일 정도의 총 CPU 시간에 해당하는 내벽 온도(연속 반복이 40K 이상 변하지 않을 때 정의됨)의 수렴을 달성하기 위해 이러한 단계 사이에 약 10번의 반복이 필요했습니다. . 그림 5 는 균일한 값(1600K)에서 시작하여 최종 프로파일까지 RAD ( x ) 의 수렴 이력을 보여줍니다 .

2.6 . 가마 조건

사용된 일부 매개변수에 대한 작동 조건 및 값은 표 1 표 2 표 3에 나와 있습니다. 이 값은 시멘트 회전 가마의 전형입니다.

표 1 . 공기 및 석탄 입자 입구 조건

수송소용돌이중고등 학년석탄
m (kg/s)2.2531.7592.91045.9304.0
 (m/s)77.136.576.112.7336.5
V (m/s)−20.7063.900
W (m/s)00112.800
 (케이)3183833181273383

표 2 . 클링커 조성(질량 분율)

밀가루가마 입구가마 출구
m (kg/s)50.37439.81532.775
 (케이)11001785
CACO 30.79470.402180
높은00.338010.0229
그런가 20.14340.181430
알 2 O 30.03490.04420
철 2 O 30.02700.034160
C2S000.1808
C3S000.5981
C3A000.0731
Q4AF000.1242
소성 인자00.61.0

소성 계수 카코의 비율을 3 의 CaO로 변환 된 FARINE있다.

표 3 . 재료 속성 및 기타 매개변수

ω (래드/초)0.5
V의 CL (m / s)0.035
 (K)300
sh (W/m 2 K)30
w–cl (W/m 2 K)500
ε w , ε cl0.9
ε 0.8
C의 P (클링커) (킬로 / kg K)1.5
ϱ cl (kg/m 3 )1200
fus (kJ/kg)418.4
p (벽) (kJ/kg K)1.5
ϱ w (kg/m 3 )1600–3000
k는 w (W / m K)0.6–3.0
석탄 열 방출(kJ/kg)25475

3 . 결과 및 토론

이 섹션에서는 먼저 화염 구조에 대한 정보와 함께 예측된 공기역학적 패턴의 세부사항을 제시합니다. 소성로 내화물의 온도 분포와 클링커 조성의 변화를 설명합니다. 이 섹션은 가마의 전체 에너지 균형과 가능한 모델 개선에 대한 논의로 끝납니다.

3.1 . 화염 구조

그림 6 은 명확성을 위해 방사상 좌표가 과장된 온도의 등고선 플롯을 보여줍니다. 석탄은 주입 지점에서 약 1m 지점에서 약간 축에서 벗어나 점화되며 최대 화염 온도(약 2400K)는 경험에 따라 약 40m 하류에서 도달합니다 [15] . 완전한 입자 소진에 대한 가장 긴 시간은 버너에서 45m에 해당하는 약 1.4초였습니다. 방사형 온도 프로파일( 그림 7 ) 은 온도의 상당한 불균일성이 있음을 보여주지만 출구 프로파일이 본질적으로 평평해짐에 따라 하류에서 감소합니다. 또한 벽에 인접한 가스가 더 차가운 열 경계층이 존재한다는 것이 분명합니다.석탄 노즐에서 최대 30m까지 벽보다 이것은 이 영역에서 대류에 의한 열 전달이 음(즉, 기체 쪽으로)임을 의미하며, 3.4절 에서 더 자세히 논의된 지점 입니다.

버너 출구 바로 하류에 길이가 약 1 버너 직경인 재순환 구역이 있는데( 그림 8 ), 여기에서 화염이 더 하류에서 발화하기 때문에 소용돌이 안정화 화염 [7] 에서와 같이 화염 안정화에 기여하지 않습니다 . 그러나 액체 연료를 사용할 때는 중요할 수 있으므로 버너에 가까운 그리드의 세부 사항을 강조해야 합니다. 버너에서 처음 몇 미터는 매우 높은 전단력과 높은 난류 에너지 생산을 포함하며 이것이 그리드 미세 조정을 강조하는 또 다른 이유입니다. 휘발성 물질 연소 영역( x =10m, r =1m) 에서 k 및 ε 의 일반적인 예측 값 은 24.3 및 142m 2 /s입니다.3 , 각각. 대규모 난류 시간은 171ms이고 Kolmogorov 시간 규모는 1.1ms입니다. 휘발성 물질의 연소는 0.1ms(일반적인 탄화수소 연료) 정도의 시간 규모에서 발생하며, 이는 가마의 소규모 난류 시간보다 10배 더 짧습니다. 따라서 이 흐름에서 연소에 대한 유한 속도 동역학을 포함할 필요는 없으며 “혼합 연소” 근사가 합리적입니다.

3.2 . 가마 온도 분포

중심선에서 계산된 가스 온도, 온도 RAD ( x ) 및 클링커 온도는 그림 9 에서 비교됩니다 . 최고 가스 온도는 25~40m 사이에 위치하며 내화 내부 표면 온도도 최고점입니다. 클링커는 놀랍게도 가마에서 나오기 전 마지막 몇 미터 동안 벽보다 뜨겁 습니다. 복사에 의해 내화물에 입사하는 열유속은 대류에 의한 것보다 1-2 배 더 높으며( 그림 10 ) 가마의 처음 10m에 대한 총 열 전달 은 가스를  합니다. 이 관찰의 중요성은 나중에 논의됩니다.

대류로 인한 에너지 플럭스는 화염에서 가마까지의 전체 에너지 플럭스의 매우 작은 부분인 것으로 밝혀졌습니다( 그림 10 ). 여기서 예측된 대류의 작은 기여는 Ref. [11] . 그 작업에서 대류 열 전달 계산에 사용된 가스 온도는 가마 단면의 평균이었고 따라서 축 근처에 있는 화염의 기여로 인해 벽 부근의 온도보다 훨씬 높았습니다. . 여기에서 우리는 온도와 가스 속도 및 난류 운동 에너지의 국부적 값을 기반으로 하는 보다 정확한 열전달 계수를 사용했기 때문에 보다 정확한 결과를 기대합니다.

예측된 벽 온도는 모든 방향에서 불균일합니다. Fig. 11 은 가마가 회전함에 따라 화염에 노출되었을 때 벽이 가스에 의해 연속적으로 가열되고 클링커에 열을 공급하여 냉각되는 것을 보여준다. 이것은 약 100K의 일반적인 각도 온도 변화를 갖는 대부분의 가마 길이에 해당됩니다. 대조적으로 버너에 가까우면 벽 은 (0 < ϕ < π /2) 동안 클링커에서 열을 얻고 다음으로 열을  습니다. 노출될 때의 가스( π /2 < ϕ < 2 π ). 벽과 클링커 온도가 같으면서 방위각 변화가 없는 경우가 발생할 수 있습니다( 그림 11 ,        x = 17.5m). 이 온도 변화가 작은 것으로 간주될 수 있지만 벽에서 클링커까지의 열유속을 계산하는 위치에 있으려면 전체 3차원 내벽 온도 분포를 계산해야 합니다(0  < ϕ 범위에서 발생 < π /2).   

그림 12 는 ϕ에 독립적인 외부(쉘) 온도와 함께 고체의 큰 비열로 인해 각도 방향의 변화 영역이 벽으로 약 1cm만 확장됨을 보여줍니다( 그림 12b) .. 벽 온도 방사 분포는 가스 온도, 입사 방사선 및 내화 재료의 특성이 변하기 때문에 축 방향 거리에 따라 달라집니다. 정확한 예측을 위해서는 내화물에 부착된 클링커 코팅의 두께에 대한 정확한 지식이 필요합니다. 여기에서 우리는 이 코팅을 클링커와 유사한 물성을 가진 균일한 두께의 재료로 취급했습니다. 그러나 이 코팅층의 실제 물리적 특성과 두께 분포에 관한 실험 데이터를 사용하여 예측의 신뢰성이 향상될 것입니다.

마지막으로, 그림 13 은 외부 쉘 온도가 화염 영역에서 최고조에 달하고 대략적으로 실험 경향을 따른다는 것을 보여줍니다 [15] . 외부 가마 외피는 다양한 강철 두께, 방사율(외피 착색으로 인한) 및 열 전달 계수(송풍기 간격으로 인한)를 갖고 가마는 가변 내화 두께(에 의한 침식으로 인해)를 갖기 때문에 정확한 비교는 의미가 없습니다. 클링커), 여기에 사용된 가정과 반대입니다. 전체 규모 가마는 또한 차등 코팅 및 내화 침식으로 인한 최대 ±100K의 쉘 온도 각도 변동을 보여줍니다 [15] . 따라서 우리는 그림 13 의 일치 가 실제 가마의 복잡성을 고려할 때 예상할 수 있는 만큼 우수 하다고 믿습니다 .

이 섹션에 제시된 예측은 가마 내부의 열 전달 경로에 대한 다음 그림을 뒷받침합니다. 대부분의 가마 길이에서 장입물은 화염으로부터의 복사와 벽으로부터의 열 전도에 의해 가열되고 있습니다. 장입물이 내화물보다 더 차갑기 때문입니다. 가마가 회전함에 따라 내화물은 화염에 노출될 때 열을 얻고 이를 클링커에 공급합니다( 그림 11 ). 벽의 이 “재생” 작용은 Refs. 9 , 10 및 현재 결과에서 재현되었습니다. 그러나 버너 근처에서 반대 에너지 흐름이 발생합니다( 그림 11 , 작은 x). 여기의 가스는 아직 충분히 뜨겁지 않아 내화물이나 장입물에 에너지를 공급하지 않습니다. 이 영역에서 벽은 다가오는 전하에 의해 열을 얻으므로 고체가 없을 때보다 더 뜨겁게 유지됩니다. 벽과 전하가 대류와 복사에 의해 가스에 열을 공급합니다. 우리는 이것을 “음의 재생” 작용으로 식별할 수 있으며 가마의 더 높은 온도 영역( x  >  15m) 에서 클링커에 의해 흡수된 에너지에 의해 유지됩니다 . 전반적으로 클링커는 x  >  15 m 에서 열을 흡수 하고 0  < x < 15 m 에서 일부를 가스로 되돌려 줍니다.   

이 상호 작용은 간단하지 않으며 쉽게 예상할 수 없습니다. 이는 예를 들어 고체를 액체 연료로 대체하여 화염을 수정하면 열유속 분포를 변경하여 최종 클링커 온도에 중대한 영향을 미칠 수 있음을 의미합니다. 현재의 포괄적인 모델이 제공하는 세부 사항은 가마에서 이러한 변화를 평가하는 데 도움이 될 것입니다.

3.3 . 클링커 온도 및 조성

클링커 온도( 그림 9 )는 가장 높은 화염 온도에 도달하는 축 방향 위치에서 거의 최고조에 달하며 클링커는 약 1780K에서 킬른에 존재하며 이는 시멘트 킬른에서 실험 측정값에 가까운 값입니다 [15] . 초기 및 최종 클링커 조성은 표 2 에 나와 있으며 실제 가마에서 작동 값에 가깝습니다 [15] . 다양한 클링커 성분의 축방향 분포( 그림 14 )는 완전한 하소를 위해 고체 유입구에서 약 25m, C2S, C3A 및 C4AF 생성을 위해 추가로 10m가 소요됨을 보여줍니다. 첫 번째 액체상은 x 에서 발견됩니다.=50m이고 액화는 경험과 일치하는 예측인 매우 직후에 완료됩니다 [17] . 클링커화 반응(R-III)은 모델에서 액체가 나타날 때 시작되는 것으로 가정되었으며, 그림 14 에서 클링커화에는 나머지 길이의 거의 전체가 완료되어야 한다는 것이 분명 합니다. 예측은 전체적으로 시멘트 가마 운영의 경험과 일치하며 여기에 사용된 화학적 및 물리적 매개변수가 현실적인 값을 가지고 있음을 의미합니다.

3.4 . 글로벌 에너지 균형

전지구적 에너지 균형은 기체상(FLOW-3D 및 RAD-3D에 의한)과 소성로 장입 시스템에 대한 솔루션에서 쉽게 계산할 수 있으며 표 4 에 나와 있습니다. CFD 코드는 방사 모듈과 함께 에너지를 약 2%까지 절약합니다. 작은 것으로 간주되는 이 오류는 주로 RAD-3D의 영역 이산화와 Monte-Carlo 계산의 유한한 입자 수로 인해 발생하는 오류에 기인하며 CPU 시간을 희생하여 개선할 수 있습니다. 소성로-클링커 계산의 정확도는 더 나쁩니다. 소성로-클링커 시스템에 입력되는 에너지의 약 10% 오류( rad  + conv )입니다. 이는 수렴된 솔루션이 식 (3) , 그리고 보다 정확한 암시적 솔버에 의해 개선될 수 있습니다.

표 4 . CFD 그리드 및 가마-클링커 조합에 대한 글로벌 에너지 균형

가스(MW)
라드 , 1−2.47
라드 , 2−2.72
큐 라드−57.12
전환0.04
석탄101.2
Δ 가스41.25
균형2.32
가마 클링커
큐 라드57.12
전환−0.04
손실−10.45
Δ H의 CL40.99
균형5.64

에너지 흐름의 정의는 그림 2 를 참조하십시오 .

시멘트 회전식 가마의 에너지 사용에 관한 몇 가지 흥미로운 결론은 표 4 의 결과를 통해 얻을 수 있습니다 . 연소에 의해 방출되는 에너지의 약 40%는 전하 가열 및 클링커 형성에 필요하고 약 10%는 내화물을 통해 대기로 손실됩니다. 나머지의 대부분은 본질적으로 배기 가스와 함께 소성로 밖으로 흐릅니다. 이 중 일부는 소성로 외부의 예비 하소기 및 사이클론에서 회수됩니다. 내부 가마 벽과 장입 온도를 자세히 다루는 여기에 제시된 포괄적인 모델에 의존하지 않고는 국지적 가스 온도를 정확하게 예측하고 이에 따라 향후 연구에서 오염 물질 형성을 예측하는 것이 불가능하다는 것이 분명합니다.

3.5 . 논의

여기에 제시된 회전식 시멘트 가마 작동에 대한 포괄적인 모델의 결과는 합리적이며 실험적으로 관찰된 경향을 재현합니다. 이전 모델링 작업에 비해 이 작업의 주요 이점은 가마에서 발생하는 대부분의 물리적 프로세스를 포함한다는 점입니다. 특히, 가스 온도와 클링커로의 열유속 및 이에 따른 클링커 형성을 결정하는 데 가장 중요한 양인 내벽 온도는 실험 데이터를 사용하여 규정된 것이 아니라 예측되었습니다. 이 특정 기능은 현재 모델을 진정한 예측형으로 만듭니다.

우리는 전체 3차원 문제를 공기역학에 대한 “동등한” 축대칭 문제로 줄이는 방법을 포함했습니다( 식 (2) ). 이를 통해 현재 워크스테이션에서 솔루션을 얻을 수 있습니다. 모델의 모듈식 특성, 즉 공기역학, 복사, 가마 및 장입에 대한 별도의 코드는 해당 모듈만 수정하면 다른 회전 가마 응용 프로그램(예: 소각 및 건조)에도 사용할 수 있음을 의미합니다. 예를 들어, 고형 폐기물의 소각은 현재 코드로 모델링할 수 있지만 적절한 화학.

실험 데이터와의 상세한 비교는 이용 가능한 측정이 거의 없고 현지 시멘트 회사에서 제공한 경험적 데이터로 제한되어 매우 어렵습니다 [15] . 비교는 앞서 지적한 바와 같이 출구 클링커 조성과 온도가 산업적 경험( 표 2 ) 이내 이고, 배기 가스 조성은 공장 굴뚝에서 측정된 값에 가깝고(“가짜 공기” 희석을 허용한 후), 가마 외피 온도는 측정 범위 내에 있습니다( 그림 13 ). 이 동의는 모델이 프로세스의 정확한 표현임을 시사합니다.

더 높은 정확도의 예측을 달성하려면 모델의 다양한 부분에서 개선이 필요합니다. 내화물의 정확한 두께(즉, 내화물과 부착된 클링커)를 설정해야 합니다. 이는 가마 벽을 통해 주변으로 열 손실이 발생하여 외부 쉘 온도에 영향을 미치기 때문입니다. 새 내화물이 있는 가마에서 쉘 온도 측정과 자세한 비교가 이루어져야 합니다(불균일한 코팅 두께가 방지되도록). 벽 재료의 물리적 특성(열용량, 밀도, 전도도)의 적절한 값을 사용해야 합니다. 가장 큰 불확실성은 클링커 코팅의 가정된 특성에 관한 것입니다. 내벽 표면의 방사율과 가스의 흡수 계수를 더 자세히 조사해야 합니다. 가마에 입사하는 복사 열유속에 영향을 미치므로 벽 온도에 영향을 줄 수 있습니다. 클링커의 온도는 사용된 비열 용량에 따라 달라지므로 정확한 평가에 각별한 주의가 필요합니다. 화염의 국지적 온도와 종 구성에 대한 지식은 CFD 코드를 검증하는 데 매우 유용할 것이지만 그러한 적대적인 환경에서 측정은 분명히 달성하기 매우 어렵습니다. 마지막으로 클링커 화학 및 전하 이동은 개선할 수 있는 영역입니다. 그러한 적대적인 환경에서의 측정은 분명히 달성하기 매우 어렵습니다. 마지막으로 클링커 화학 및 전하 이동은 개선할 수 있는 영역입니다. 그러한 적대적인 환경에서의 측정은 분명히 달성하기 매우 어렵습니다. 마지막으로 클링커 화학 및 전하 이동은 개선할 수 있는 영역입니다.

이러한 모든 잠재적 개선과 모델과 관련된 불확실성에도 불구하고 가마의 모든 에너지 경로가 적절한 세부 사항으로 모델링되었기 때문에 전체 동작은 최소한 질적으로 정확합니다. 클링커 출구 구성, 쉘 온도 및 배기 가스 구성과 같은 중요한 양은 허용 가능한 정확도로 예측됩니다. 이 모델은 버너, 연료 유형, 품질 및 수량, 예비 하소 수준( 표 2 ) 또는 고형물 유량 등의 변경과 같은 많은 상황에서 산업계에 매우 유용할 것으로 예상됩니다 . 소성로 운영자는 최종 클링커 구성이 여전히 허용 가능하고 현재의 포괄적인 모델이 이 방향에 도움이 될 수 있는지 확인해야 합니다.

4 . 결론

실제 작동 조건에서 석탄 연소 회전 시멘트 가마의 클링커 형성은 석탄 화염과 가마 사이의 열 교환, 가마와 역류 고체 사이의 열 교환, 고형물을 최종 제품(클링커)으로 변환합니다. 방사선에 대한 Monte-Carlo 방법을 포함하는 축대칭 CFD 코드(상용 패키지 FLOW-3D)가 기상에 사용되었습니다. 가마 벽의 온도는 유한 체적 열전도 코드로 계산되었으며 클링커에 대한 종 및 에너지 보존 방정식도 공식화 및 해결되었습니다. 기체 온도 필드에 대한 예측 사이의 반복적인 절차, 벽에 대한 복사 열 유속, 가마 및 클링커 온도는 실험에서 이러한 정보를 사용한 이전 모델링 노력과 달리 내벽 온도 분포를 명시적으로 계산하는 데 사용되었습니다. 접선 좌표에 대한 통합은 CFD 코드에 필요한 경계 조건으로 사용되는 “유효” 내벽 온도의 축 분포를 초래했습니다. 이 절차를 통해 클링커로의 열 흐름 계산이 가능하고 축대칭 CFD 코드로 3차원 문제를 대략적으로 처리할 수 있습니다. CFD 코드에 필요한 경계 조건으로 사용됩니다. 이 절차를 통해 클링커로의 열 흐름 계산이 가능하고 축대칭 CFD 코드로 3차원 문제를 대략적으로 처리할 수 있습니다. CFD 코드에 필요한 경계 조건으로 사용됩니다. 이 절차를 통해 클링커로의 열 흐름 계산이 가능하고 축대칭 CFD 코드로 3차원 문제를 대략적으로 처리할 수 있습니다.

결과는 복사가 가스와 가마 벽 사이의 대부분의 열 전달을 설명하는 반면 내화물을 통한 환경으로의 열 손실은 입력 열의 약 10%를 설명한다는 것을 보여줍니다. 화학 반응과 충전물의 가열은 연소 에너지의 약 40%를 흡수합니다. 따라서 이러한 사항을 반드시 고려해야 합니다. 예측은 실제 규모의 시멘트 가마에서 얻은 경험과 측정값을 기반으로 한 경향과 일치합니다.

감사의 말

이 작업은 과학 및 기술을 위한 그리스 사무국 프로젝트 EPET-II/649의 자금 지원을 받았습니다. Mr.P에게 진심으로 감사드립니다. 시멘트 가마에 관한 지침 및 데이터는 그리스 TITAN SA의 Panagiotopoulos에게 문의하십시오.

References
1 S.R. Turns, An Introduction to Combustion, Concepts and Applications, McGraw-Hill, New York, 1996
Google Scholar
2 V. Johansen, T.V. Kouznetsova, Clinker formation and new processes, Presented at the Ninth International Congress on the Chemistry of Cement, India, 1992; also RAMBOLL Bulletin No. 42, 1993
Google Scholar
3 Basel Convention, UNEP Document No. 93-7758, 1993
Google Scholar
4 N.C Markatos
Mathematical modelling of single and two-phase flow problems in the process industries
Revue de l’Institut Français du Pétrole, 48 (1993), p. 631
View PDFCrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar
5 T. Avgeropoulos, J.P. Glekas, C. Papadopoulos, Numerical simulation of the combustion aerodynamics inside a rotary cement kiln, in: Pilavachi (Ed.), Energy Efficiency in Process Technology, Elsevier, London, 1993, p. 767
Google Scholar
6 F.C. Lockwood, B. Shen, T. Lowes, Numerical study of petroleum coke fired cement kiln flames, Presented at the Third International Conference on Combustion Technologies for a Clean Environment, Lisbon, 1995
Google Scholar
7 F.C. Lockwood, B. Shen, Performance predictions of pulverised-coal flames of power station furnace and cement kiln types, Twenty-Fifth Symposium International on Combustion, The Combustion Institute, 1994 p. 503
Google Scholar
8 P.V Barr, J.K Brimacombe, A.P Watkinson
A heat-transfer model for the rotary kiln: Part II, development of the cross-section model
Metallurgical Transactions B, 20B (1989), p. 403
View Record in ScopusGoogle Scholar
9 V Frisch, R Jeschar
Possibilities for optimizing the burning process in rotary cement kilns
Zement-Kalk-Gips, 36 (1983), p. 549
View Record in ScopusGoogle Scholar
10 A.A Boateng, P.V Barr
A thermal model for the rotary kiln including heat transfer within the bed
Int. J. Heat Mass Transfer, 39 (1996), p. 2131
ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar
11 M.G. Carvahlo, T. Farias, A. Martius, A three-dimensional modelling of the radiative heat transfer in a cement kiln, in: Carvahlo et al. (Eds.), Combustion Technologies for a Clean Environment, Gordon and Breach, London, 1995, p. 146
Google Scholar
12 H.A Spang
A dynamic model of a cement kiln
Automatica, 8 (1972), p. 309
ArticleDownload PDFView Record in ScopusGoogle Scholar
13 CFDS, FLOW-3D Users Manual, AEA Harwell, UK
Google Scholar
14 E Mastorakos, J.J McGuirk, A.M.K.P Taylor
The origin of turbulence acquired by heavy particles in a round, turbulent jet
Part. Part. Syst. Charact., 7 (1990), p. 203
View PDFCrossRefView Record in ScopusGoogle Scholar
15 P. Panagiotopoulos, TITAN S.A. Cement Company, Personal communication, 1996
Google Scholar
16 M.S Murthy, B.R Harish, K.S Rajanandam, K.Y Ajoy Pavan Kumar
Investigation on the kinetics of thermal decomposition of calcium carbonate
Chem. Eng. Sci., 49 (1996), p. 2198
Google Scholar
17 V. Johansen, Cement production and chemistry, Presented at the Symposium on Cement Manufacturing and Chemistry, Anaheim, November 1989; also RAMBOLL Bulletin No. 41, 1993
Google Scholar
1 Also at Department of Mechanical Engineering, University of Patras, Greece.

2 Also at Department of Chemical Engineering, University of Patras, Greece.

Forming characteristics and control method of weld bead for GMAW on curved surface

곡면에 GMAW용 용접 비드의 형성 특성 및 제어 방법

Forming characteristics and control method of weld bead for GMAW on curved surface

The International Journal of Advanced Manufacturing Technology (2021)Cite this article

Abstract

곡면에서 GMAW 기반 적층 가공의 용접 성형 특성은 중력의 영향을 크게 받습니다. 성형면의 경사각이 크면 혹 비드(hump bead)와 같은 심각한 결함이 발생합니다.

본 논문에서는 양생면에서 용접 비드 형성의 형성 특성과 제어 방법을 연구하기 위해 용접 용융 풀 유동 역학의 전산 모델을 수립하고 제안된 모델을 검증하기 위해 증착 실험을 수행하였습니다.

결과는 용접 비드 경사각(α)이 증가함에 따라 역류의 속도가 증가하고 상향 용접의 경우 α > 60°일 때 불규칙한 험프 결함이 나타나는 것으로 나타났습니다.

상부 과잉 액체의 하향 압착력과 하부 상향 유동의 반동력과 표면장력 사이의 상호작용은 용접 혹 형성의 주요 요인이었다. 하향 용접의 경우 양호한 형태를 얻을 수 있었으며, 용접 비드 경사각이 증가함에 따라 용접 높이는 감소하고 용접 폭은 증가하였습니다.

하향 및 상향 용접을 위한 곡면의 용융 거동 및 성형 특성을 기반으로 험프 결함을 제어하기 위해 위브 용접을 통한 증착 방법을 제안하였습니다.

성형 궤적의 변화로 인해 용접 방향의 중력 성분이 크게 감소하여 용융 풀 흐름의 안정성이 향상되었으며 복잡한 표면에서 안정적이고 일관된 용접 비드를 얻는 데 유리했습니다.

하향 용접과 상향 용접 사이의 단일 비드의 치수 편차는 7% 이내였으며 하향 및 상향 혼합 혼합 비드 중첩 증착에서 비드의 변동 편차는 0.45로 GMAW 기반 적층 제조 공정에서 허용될 수 있었습니다.

이러한 발견은 GMAW를 기반으로 하는 곡선 적층 적층 제조의 용접 비드 형성 제어에 기여했습니다.

The weld forming characteristics of GMAW-based additive manufacturing on curved surface are dramatically influenced by gravity. Large inclined angle of the forming surface would lead to severe defects such as hump bead. In this paper, a computational model of welding molten pool flow dynamics was established to research the forming characteristic and control method of weld bead forming on cured surface, and deposition experiments were conducted to verify the proposed model. Results indicated that the velocity of backward flows increased with the increase of weld bead tilt angle (α) and irregular hump defects appeared when α > 60° for upward welding. The interaction between the downward squeezing force of the excess liquid at the top and the recoil force of the upward flow at the bottom and the surface tension were primary factors for welding hump formation. For downward welding, a good morphology shape could be obtained, and the weld height decreased and the weld width increased with the increase of weld bead tilt angle. Based on the molten behaviors and forming characteristics on curved surface for downward and upward welding, the method of deposition with weave welding was proposed to control hump defects. Gravity component in the welding direction was significantly reduced due to the change of forming trajectory, which improved the stability of the molten pool flow and was beneficial to obtain stable and consistent weld bead on complex surface. The dimensional deviations of the single bead between downward and upward welding were within 7% and the fluctuation deviation of the bead in multi-bead overlapping deposition with mixing downward and upward welding was 0.45, which could be acceptable in GMAW-based additive manufacturing process. These findings contributed to the weld bead forming control of curve layered additive manufacturing based on GMAW.

Keywords

  • Molten pool behaviors
  • GMAW-based WAAM
  • Deposition with weave welding
  • Welding on curved surface
  • Fig. 1extended data figure 1
  • Fig. 2extended data figure 2
  • Fig. 3extended data figure 3
  • Fig. 4extended data figure 4
  • Fig. 5extended data figure 5
  • Fig. 6extended data figure 6
  • Fig. 7extended data figure 7
  • Fig. 8extended data figure 8
  • Fig. 9extended data figure 9
  • Fig. 10extended data figure 10
  • Fig. 11extended data figure 11
  • Fig. 12extended data figure 12
  • Fig. 13extended data figure 13
  • Fig. 14extended data figure 14
  • Fig. 15extended data figure 15
  • Fig. 16extended data figure 16
  • Fig. 17extended data figure 17
  • Fig. 18extended data figure 18
  • Fig. 19extended data figure 19
  • Fig. 20extended data figure 20
  • Fig. 21extended data figure 21
  • Fig. 22extended data figure 22
  • Fig. 23extended data figure 23
  • Fig. 24extended data figure 24
  • Fig. 25extended data figure 25
  • Fig. 26extended data figure 26
  • Fig. 27extended data figure 27
  • Fig. 28extended data figure 28
  • Fig. 29extended data figure 29
  • Fig. 30extended data figure 30
  • Fig. 31extended data figure 31
  • Fig. 32extended data figure 32
  • Fig. 33extended data figure 33
  • Fig. 34extended data figure 34
  • Fig. 35extended data figure 35
  • Fig. 36extended data figure 36
  • Fig. 37extended data figure 37
  • Fig. 38extended data figure 38

References

  1. 1.Williams SW, Martina F, Addison AC, Ding J, Pardal G, Colegrove P (2016) Wire + arc additive manufacturing. Mater Sci Technol (United Kingdom) 32:641–647. https://doi.org/10.1179/1743284715Y.0000000073Article Google Scholar 
  2. 2.Pan ZX, Ding DH, Wu BT, Cuiuri D, Li HJ, Norrish J (2018) Arc welding processes for additive manufacturing: a review. In: Transactions on intelligent welding manufacturing. Springer Singapore, pp 3–24. https://doi.org/10.1007/978-981-10-5355-9_1
  3. 3.Panchagnula JS, Simhambhatla S (2018) Manufacture of complex thin-walled metallic objects using weld-deposition based additive manufacturing. Robot Comput Integr Manuf 49:194–203. https://doi.org/10.1016/j.rcim.2017.06.003Article Google Scholar 
  4. 4.Lu S, Zhou J, Zhang JS (2015) Optimization of welding thickness on casting-steel surface for production of forging die. Int J Adv Manuf Technol 76:1411–1419. https://doi.org/10.1007/s00170-014-6371-9Article Google Scholar 
  5. 5.Huang B, Singamneni SB (2015) Curved layer adaptive slicing (CLAS) for fused deposition modelling. Rapid Prototyp J 21:354–367. https://doi.org/10.1108/RPJ-06-2013-0059Article Google Scholar 
  6. 6.Jin Y, Du J, He Y, Fu GQ (2017) Modeling and process planning for curved layer fused deposition. Int J Adv Manuf Technol 91:273–285. https://doi.org/10.1007/s00170-016-9743-5Article Google Scholar 
  7. 7.Xie FB, Chen LF, Li ZY, Tang K (2020) Path smoothing and feed rate planning for robotic curved layer additive manufacturing. Robot Comput Integr Manuf 65. https://doi.org/10.1016/j.rcim.2020.101967
  8. 8.Ding YY, Dwivedi R, Kovacevic R (2017) Process planning for 8-axis robotized laser-based direct metal deposition system: a case on building revolved part. Robot Comput Integr Manuf 44:67–76. https://doi.org/10.1016/j.rcim.2016.08.008Article Google Scholar 
  9. 9.Cho DW, Na SJ (2015) Molten pool behaviors for second pass V-groove GMAW. Int J Heat Mass Transf 88:945–956. https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2015.05.021Article Google Scholar 
  10. 10.Cho DW, Na SJ, Cho MH, Lee JS (2013) A study on V-groove GMAW for various welding positions. J Mater Process Technol 213:1640–1652. https://doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2013.02.015Article Google Scholar 
  11. 11.Hejripour F, Valentine DT, Aidun DK (2018) Study of mass transport in cold wire deposition for wire arc additive manufacturing. Int J Heat Mass Transf 125:471–484. https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2018.04.092Article Google Scholar 
  12. 12.Yuan L, Pan ZX, Ding DH, He FY, Duin SV, Li HJ, Li WH (2020) Investigation of humping phenomenon for the multi-directional robotic wire and arc additive manufacturing. Robot Comput Integr Manuf 63. https://doi.org/10.1016/j.rcim.2019.101916
  13. 13.Nguyen MC, Medale M, Asserin O, Gounand S, Gilles P (2017) Sensitivity to welding positions and parameters in GTA welding with a 3D multiphysics numerical model. Numer Heat Transf Part A Appl 71:233–249. https://doi.org/10.1080/10407782.2016.1264747Article Google Scholar 
  14. 14.Gu H, Li L (2019) Computational fluid dynamic simulation of gravity and pressure effects in laser metal deposition for potential additive manufacturing in space. Int J Heat Mass Transf 140:51–65. https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2019.05.081Article Google Scholar 
  15. 15.Cho MH, Farson DF (2007) Understanding bead hump formation in gas metal arc welding using a numerical simulation. Metall Mater Trans B Process Metall Mater Process Sci 38:305–319. https://doi.org/10.1007/s11663-007-9034-5Article Google Scholar 
  16. 16.Nguyen TC, Weckman DC, Johnson DA, Kerr HW (2005) The humping phenomenon during high speed gas metal arc welding. Sci Technol Weld Join 10:447–459. https://doi.org/10.1179/174329305X44134Article Google Scholar 
  17. 17.Philip Y, Xu ZY, Wang Y, Wang R, Ye X (2019) Investigation of humping defect formation in a lap joint at a high-speed hybrid laser-GMA welding. Results Phys 13. https://doi.org/10.1016/j.rinp.2019.102341
  18. 18.Hu ZQ, Qin XP, Shao T, Liu HM (2018) Understanding and overcoming of abnormity at start and end of the weld bead in additive manufacturing with GMAW. Int J Adv Manuf Technol 95:2357–2368. https://doi.org/10.1007/s00170-017-1392-9Article Google Scholar 
  19. 19.Tang SY, Wang GL, Huang C, Li RS, Zhou SY, Zhang HO (2020) Investigation, modeling and optimization of abnormal areas of weld beads in wire and arc additive manufacturing. Rapid Prototyp J 26:1183–1195. https://doi.org/10.1108/RPJ-08-2019-0229Article Google Scholar 
  20. 20.Bai X, Colegrove P, Ding J, Zhou XM, Diao CL, Bridgeman P, Honnige JR, Zhang HO, Williams S (2018) Numerical analysis of heat transfer and fluid flow in multilayer deposition of PAW-based wire and arc additive manufacturing. Int J Heat Mass Transf 124:504–516. https://doi.org/10.1016/j.ijheatmasstransfer.2018.03.085Article Google Scholar 
  21. 21.Siewert E, Schein J, Forster G (2013) Determination of enthalpy, temperature, surface tension and geometry of the material transfer in PGMAW for the system argon-iron. J Phys D Appl Phys 46. https://doi.org/10.1088/0022-3727/46/22/224008
  22. 22.Goldak J, Chakravarti A, Bibby M (1984) A new finite element model for welding heat sources. Metall Trans B 15:299–305. https://doi.org/10.1007/BF02667333Article Google Scholar 
  23. 23.Fachinotti VD, Cardona A (2008) Semi-analytical solution of the thermal field induced by a moving double-ellipsoidal welding heat source in a semi-infinite body. Mec Comput XXVII:1519–1530
  24. 24.Nguyen NT, Mai YW, Simpson S, Ohta A (2004) Analytical approximate solution for double ellipsoidal heat source in finite thick plate. Weld J 83:82–93Google Scholar 
  25. 25.Goldak J, Chakravarti A, Bibby M (1985) A double ellipsoid finite element model for welding heat sources. IIW Doc. No. 212-603-85
  26. 26.Gu Y, Li YD, Yong Y, Xu FL, Su LF (2019) Determination of parameters of double-ellipsoidal heat source model based on optimization method. Weld World 63:365–376. https://doi.org/10.1007/s40194-018-00678-wArticle Google Scholar 
  27. 27.Wu CS, Tsao KC (1990) Modelling the three-dimensional fluid flow and heat transfer in a moving weld pool. Eng Comput 7:241–248. https://doi.org/10.1108/eb023811Article Google Scholar 
  28. 28.Zhan XH, Liu XB, Wei YH, Chen JC, Chen J, Liu HB (2017) Microstructure and property characteristics of thick Invar alloy plate joints using weave bead welding. J Mater Process Technol 244:97–105. https://doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2017.01.014Article Google Scholar 
  29. 29.Zhan XH, Zhang D, Liu XB, Chen J, Wei YH, Liu RP (2017) Comparison between weave bead welding and multi-layer multi-pass welding for thick plate Invar steel. Int J Adv Manuf Technol 88:2211–2225. https://doi.org/10.1007/s00170-016-8926-4Article Google Scholar 
  30. 30.Xu GX, Li L, Wang JY, Zhu J, Li PF (2018) Study of weld formation in swing arc narrow gap vertical GMA welding by numerical modeling and experiment. Int J Adv Manuf Technol 96:1905–1917. https://doi.org/10.1007/s00170-018-1729-zArticle Google Scholar 
  31. 31.Li YZ, Sun YF, Han QL, Zhang GJ, Horvath I (2018) Enhanced beads overlapping model for wire and arc additive manufacturing of multi-layer multi-bead metallic parts. J Mater Process Technol 252:838–848. https://doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2017.10.017Article Google Scholar 
Figure 2. (a) Scanning electron microscopy images of Ti6Al4V powder particles and (b) simulated powder bed using discrete element modelling

Laser Powder Bed에서 Laser Drilling에 의한 Keyhole 형성 Ti6Al4V 생체 의학 합금의 융합: 메조스코픽 전산유체역학 시뮬레이션 대 경험적 검증을 사용한 수학적 모델링

Keyhole Formation by Laser Drilling in Laser Powder Bed Fusion of Ti6Al4V Biomedical Alloy: Mesoscopic Computational Fluid Dynamics Simulation versus Mathematical Modelling Using Empirical Validation

Asif Ur Rehman 1,2,3,*
,† , Muhammad Arif Mahmood 4,*
,† , Fatih Pitir 1
, Metin Uymaz Salamci 2,3
,
Andrei C. Popescu 4 and Ion N. Mihailescu 4

Abstract

LPBF(Laser Powder Bed fusion) 공정에서 작동 조건은 열 분포를 기반으로 레이저 유도 키홀 영역을 결정하는 데 필수적입니다. 얕은 구멍과 깊은 구멍으로 분류되는 이러한 영역은 LPBF 프로세스에서 확률과 결함 형성 강도를 제어합니다.

LPBF 프로세스의 핵심 구멍을 연구하고 제어하기 위해 수학적 및 CFD(전산 유체 역학) 모델이 제공됩니다. CFD의 경우 이산 요소 모델링 기법을 사용한 유체 체적 방법이 사용되었으며, 분말 베드 보이드 및 표면에 의한 레이저 빔 흡수를 포함하여 수학적 모델이 개발되었습니다.

동적 용융 풀 거동을 자세히 살펴봅니다. 실험적, CFD 시뮬레이션 및 분석적 컴퓨팅 결과 간에 정량적 비교가 수행되어 좋은 일치를 얻습니다.

LPBF에서 레이저 조사 영역 주변의 온도는 높은 내열성과 분말 입자 사이의 공기로 인해 분말층 주변에 비해 급격히 상승하여 레이저 횡방향 열파의 이동이 느려집니다. LPBF에서 키홀은 에너지 밀도에 의해 제어되는 얕고 깊은 키홀 모드로 분류될 수 있습니다. 에너지 밀도를 높이면 얕은 키홀 구멍 모드가 깊은 키홀 구멍 모드로 바뀝니다.

깊은 키홀 구멍의 에너지 밀도는 다중 반사와 키홀 구멍 내의 2차 반사 빔의 집중으로 인해 더 높아져 재료가 빠르게 기화됩니다.

깊은 키홀 구멍 모드에서는 온도 분포가 높기 때문에 액체 재료가 기화 온도에 가까우므로 얕은 키홀 구멍보다 구멍이 형성될 확률이 훨씬 높습니다. 온도가 급격히 상승하면 재료 밀도가 급격히 떨어지므로 비열과 융해 잠열로 인해 유체 부피가 증가합니다.

그 대가로 표면 장력을 낮추고 용융 풀 균일성에 영향을 미칩니다.

In the laser powder bed fusion (LPBF) process, the operating conditions are essential in determining laser-induced keyhole regimes based on the thermal distribution. These regimes, classified into shallow and deep keyholes, control the probability and defects formation intensity in the LPBF process. To study and control the keyhole in the LPBF process, mathematical and computational fluid dynamics (CFD) models are presented. For CFD, the volume of fluid method with the discrete element modeling technique was used, while a mathematical model was developed by including the laser beam absorption by the powder bed voids and surface. The dynamic melt pool behavior is explored in detail. Quantitative comparisons are made among experimental, CFD simulation and analytical computing results leading to a good correspondence. In LPBF, the temperature around the laser irradiation zone rises rapidly compared to the surroundings in the powder layer due to the high thermal resistance and the air between the powder particles, resulting in a slow travel of laser transverse heat waves. In LPBF, the keyhole can be classified into shallow and deep keyhole mode, controlled by the energy density. Increasing the energy density, the shallow keyhole mode transforms into the deep keyhole mode. The energy density in a deep keyhole is higher due to the multiple reflections and concentrations of secondary reflected beams within the keyhole, causing the material to vaporize quickly. Due to an elevated temperature distribution in deep keyhole mode, the probability of pores forming is much higher than in a shallow keyhole as the liquid material is close to the vaporization temperature. When the temperature increases rapidly, the material density drops quickly, thus, raising the fluid volume due to the specific heat and fusion latent heat. In return, this lowers the surface tension and affects the melt pool uniformity.

Keywords: laser powder bed fusion; computational fluid dynamics; analytical modelling; shallow
and deep keyhole modes; experimental correlation

Figure 1. Powder bed schematic with voids.
Figure 1. Powder bed schematic with voids.
Figure 2. (a) Scanning electron microscopy images of Ti6Al4V powder particles and (b) simulated powder bed using discrete element modelling
Figure 2. (a) Scanning electron microscopy images of Ti6Al4V powder particles and (b) simulated powder bed using discrete element modelling
Figure 3. Temperature field contour formation at various time intervals (a) 0.695 ms, (b) 0.795 ms, (c) 0.995 ms and (d) 1.3 ms.
Figure 3. Temperature field contour formation at various time intervals (a) 0.695 ms, (b) 0.795 ms, (c) 0.995 ms and (d) 1.3 ms.
Figure 4. Detailed view of shallow depth melt mode with temperature field at 0.695 ms
Figure 4. Detailed view of shallow depth melt mode with temperature field at 0.695 ms
Figure 5. Melt flow stream traces formation at various time intervals (a) 0.695 ms, (b) 0.795 ms, (c) 0.995 ms and (d) 1.3 ms
Figure 5. Melt flow stream traces formation at various time intervals (a) 0.695 ms, (b) 0.795 ms, (c) 0.995 ms and (d) 1.3 ms
Figure 6. Density evolution of the melt pool at various time intervals (a) 0.695 ms, (b) 0.795 ms, (c) 0.995 ms and (d) 1.3 ms.
Figure 6. Density evolution of the melt pool at various time intervals (a) 0.695 ms, (b) 0.795 ms, (c) 0.995 ms and (d) 1.3 ms.
Figure 7. Un-melted and melted regions at different time intervals (a) 0.695 ms, (b) 0.795 ms, (c) 0.995 ms and (d) 1.3 ms
Figure 7. Un-melted and melted regions at different time intervals (a) 0.695 ms, (b) 0.795 ms, (c) 0.995 ms and (d) 1.3 ms
Figure 8. Transformation from shallow depth melt flow to deep keyhole formation when laser power increased from (a) 170 W to (b) 200 W
Figure 8. Transformation from shallow depth melt flow to deep keyhole formation when laser power increased from (a) 170 W to (b) 200 W
Figure 9. Stream traces and laser beam multiple reflections in deep keyhole melt flow mode
Figure 9. Stream traces and laser beam multiple reflections in deep keyhole melt flow mode
Figure 10. A comparison between analytical and CFD simulation results for peak thermal distribution value in the deep keyhole formation
Figure 10. A comparison between analytical and CFD simulation results for peak thermal distribution value in the deep keyhole formation
Figure 11. A comparison among experiments [49], CFD and analytical simulations for deep keyhole top width and bottom width
Figure 11. A comparison among experiments [49], CFD and analytical simulations for deep keyhole top width and bottom width

References

  1. Kok, Y.; Tan, X.P.; Wang, P.; Nai, M.L.S.; Loh, N.H.; Liu, E.; Tor, S.B. Anisotropy and heterogeneity of microstructure and
    mechanical properties in metal additive manufacturing: A critical review. Mater. Des. 2018, 139, 565–586. [CrossRef]
  2. Ansari, P.; Salamci, M.U. On the selective laser melting based additive manufacturing of AlSi10Mg: The process parameter
    investigation through multiphysics simulation and experimental validation. J. Alloys Compd. 2022, 890, 161873. [CrossRef]
  3. Guo, N.; Leu, M.C. Additive manufacturing: Technology, applications and research needs. Front. Mech. Eng. 2013, 8, 215–243.
    [CrossRef]
  4. Mohsin Raza, M.; Lo, Y.L. Experimental investigation into microstructure, mechanical properties, and cracking mechanism of
    IN713LC processed by laser powder bed fusion. Mater. Sci. Eng. A 2021, 819, 141527. [CrossRef]
  5. Dezfoli, A.R.A.; Lo, Y.L.; Raza, M.M. Prediction of Epitaxial Grain Growth in Single-Track Laser Melting of IN718 Using Integrated
    Finite Element and Cellular Automaton Approach. Materials 2021, 14, 5202. [CrossRef]
  6. Tiwari, S.K.; Pande, S.; Agrawal, S.; Bobade, S.M. Selection of selective laser sintering materials for different applications. Rapid
    Prototyp. J. 2015, 21, 630–648. [CrossRef]
  7. Liu, F.H. Synthesis of bioceramic scaffolds for bone tissue engineering by rapid prototyping technique. J. Sol-Gel Sci. Technol.
    2012, 64, 704–710. [CrossRef]
  8. Ur Rehman, A.; Sglavo, V.M. 3D printing of geopolymer-based concrete for building applications. Rapid Prototyp. J. 2020, 26,
    1783–1788. [CrossRef]
  9. Ur Rehman, A.; Sglavo, V.M. 3D printing of Portland cement-containing bodies. Rapid Prototyp. J. 2021. ahead of print. [CrossRef]
  10. Popovich, A.; Sufiiarov, V. Metal Powder Additive Manufacturing. In New Trends in 3D Printing; InTech: Rijeka, Croatia, 2016.
  11. Jia, T.; Zhang, Y.; Chen, J.K.; He, Y.L. Dynamic simulation of granular packing of fine cohesive particles with different size
    distributions. Powder Technol. 2012, 218, 76–85. [CrossRef]
  12. Ansari, P.; Ur Rehman, A.; Pitir, F.; Veziroglu, S.; Mishra, Y.K.; Aktas, O.C.; Salamci, M.U. Selective Laser Melting of 316L
    Austenitic Stainless Steel: Detailed Process Understanding Using Multiphysics Simulation and Experimentation. Metals 2021,
    11, 1076. [CrossRef]
  13. Ur Rehman, A.; Tingting, L.; Liao, W. 4D Printing; Printing Ceramics from Metals with Selective Oxidation. Patent No.
    W0/2019/052128, 21 March 2019.
  14. Ullah, A.; Wu, H.; Ur Rehman, A.; Zhu, Y.; Liu, T.; Zhang, K. Influence of laser parameters and Ti content on the surface
    morphology of L-PBF fabricated Titania. Rapid Prototyp. J. 2021, 27, 71–80. [CrossRef]
  15. Ur Rehman, A. Additive Manufacturing of Ceramic Materials and Combinations with New Laser Strategies. Master’s Thesis,
    Nanjing University of Science and Technology, Nanjing, China, 2017.
  16. Wong, K.V.; Hernandez, A. A Review of Additive Manufacturing. ISRN Mech. Eng. 2012, 2012, 1–10. [CrossRef]
  17. Körner, C. Additive manufacturing of metallic components by selective electron beam melting—A review. Int. Mater. Rev. 2016,
    61, 361–377. [CrossRef]
  18. Fayazfar, H.; Salarian, M.; Rogalsky, A.; Sarker, D.; Russo, P.; Paserin, V.; Toyserkani, E. A critical review of powder-based additive
    manufacturing of ferrous alloys: Process parameters, microstructure and mechanical properties. Mater. Des. 2018, 144, 98–128.
    [CrossRef]
  19. Everton, S.K.; Hirsch, M.; Stavroulakis, P.I.; Leach, R.K.; Clare, A.T. Review of in-situ process monitoring and in-situ metrology
    for metal additive manufacturing. Mater. Des. 2016, 95, 431–445. [CrossRef]
  20. Sing, S.L.; An, J.; Yeong, W.Y.; Wiria, F.E. Laser and electron-beam powder-bed additive manufacturing of metallic implants: A
    review on processes, materials and designs. J. Orthop. Res. 2016, 34, 369–385. [CrossRef] [PubMed]
  21. Olakanmi, E.O.; Cochrane, R.F.; Dalgarno, K.W. A review on selective laser sintering/melting (SLS/SLM) of aluminium alloy
    powders: Processing, microstructure, and properties. Prog. Mater. Sci. 2015, 74, 401–477. [CrossRef]
  22. Mahmood, M.A.; Popescu, A.C.; Hapenciuc, C.L.; Ristoscu, C.; Visan, A.I.; Oane, M.; Mihailescu, I.N. Estimation of clad geometry
    and corresponding residual stress distribution in laser melting deposition: Analytical modeling and experimental correlations.
    Int. J. Adv. Manuf. Technol. 2020, 111, 77–91. [CrossRef]
  23. Mahmood, M.A.; Popescu, A.C.; Oane, M.; Ristoscu, C.; Chioibasu, D.; Mihai, S.; Mihailescu, I.N. Three-jet powder flow
    and laser–powder interaction in laser melting deposition: Modelling versus experimental correlations. Metals 2020, 10, 1113.
    [CrossRef]
  24. King, W.; Anderson, A.T.; Ferencz, R.M.; Hodge, N.E.; Kamath, C.; Khairallah, S.A. Overview of modelling and simulation of
    metal powder bed fusion process at Lawrence Livermore National Laboratory. Mater. Sci. Technol. 2015, 31, 957–968. [CrossRef]
  1. Gong, H.; Rafi, K.; Gu, H.; Starr, T.; Stucker, B. Analysis of defect generation in Ti-6Al-4V parts made using powder bed fusion
    additive manufacturing processes. Addit. Manuf. 2014, 1, 87–98. [CrossRef]
  2. Frazier, W.E. Metal additive manufacturing: A review. J. Mater. Eng. Perform. 2014, 23, 1917–1928. [CrossRef]
  3. Panwisawas, C.; Qiu, C.L.; Sovani, Y.; Brooks, J.W.; Attallah, M.M.; Basoalto, H.C. On the role of thermal fluid dynamics into the
    evolution of porosity during selective laser melting. Scr. Mater. 2015, 105, 14–17. [CrossRef]
  4. Yan, W.; Ge, W.; Qian, Y.; Lin, S.; Zhou, B.; Liu, W.K.; Lin, F.; Wagner, G.J. Multi-physics modeling of single/multiple-track defect
    mechanisms in electron beam selective melting. Acta Mater. 2017, 134, 324–333. [CrossRef]
  5. Qian, Y.; Yan, W.; Lin, F. Parametric study and surface morphology analysis of electron beam selective melting. Rapid Prototyp. J.
    2018, 24, 1586–1598. [CrossRef]
  6. Panwisawas, C.; Perumal, B.; Ward, R.M.; Turner, N.; Turner, R.P.; Brooks, J.W.; Basoalto, H.C. Keyhole formation and thermal
    fluid flow-induced porosity during laser fusion welding in titanium alloys: Experimental and modelling. Acta Mater. 2017, 126,
    251–263. [CrossRef]
  7. King, W.E.; Barth, H.D.; Castillo, V.M.; Gallegos, G.F.; Gibbs, J.W.; Hahn, D.E.; Kamath, C.; Rubenchik, A.M. Observation of
    keyhole-mode laser melting in laser powder-bed fusion additive manufacturing. J. Mater. Process. Technol. 2014, 214, 2915–2925.
    [CrossRef]
  8. Panwisawas, C.; Sovani, Y.; Turner, R.P.; Brooks, J.W.; Basoalto, H.C.; Choquet, I. Modelling of thermal fluid dynamics for fusion
    welding. J. Mater. Process. Technol. 2018, 252, 176–182. [CrossRef]
  9. Martin, A.A.; Calta, N.P.; Hammons, J.A.; Khairallah, S.A.; Nielsen, M.H.; Shuttlesworth, R.M.; Sinclair, N.; Matthews, M.J.;
    Jeffries, J.R.; Willey, T.M.; et al. Ultrafast dynamics of laser-metal interactions in additive manufacturing alloys captured by in situ
    X-ray imaging. Mater. Today Adv. 2019, 1, 100002. [CrossRef]
  10. Cunningham, R.; Zhao, C.; Parab, N.; Kantzos, C.; Pauza, J.; Fezzaa, K.; Sun, T.; Rollett, A.D. Keyhole threshold and morphology
    in laser melting revealed by ultrahigh-speed x-ray imaging. Science 2019, 363, 849–852. [CrossRef] [PubMed]
  11. Tang, C.; Tan, J.L.; Wong, C.H. A numerical investigation on the physical mechanisms of single track defects in selective laser
    melting. Int. J. Heat Mass Transf. 2018, 126, 957–968. [CrossRef]
  12. Mirkoohi, E.; Ning, J.; Bocchini, P.; Fergani, O.; Chiang, K.-N.; Liang, S. Thermal Modeling of Temperature Distribution in Metal
    Additive Manufacturing Considering Effects of Build Layers, Latent Heat, and Temperature-Sensitivity of Material Properties. J.
    Manuf. Mater. Process. 2018, 2, 63. [CrossRef]
  13. Oane, M.; Sporea, D. Temperature profiles modeling in IR optical components during high power laser irradiation. Infrared Phys.
    Technol. 2001, 42, 31–40. [CrossRef]
  14. Cleary, P.W.; Sawley, M.L. DEM modelling of industrial granular flows: 3D case studies and the effect of particle shape on hopper
    discharge. Appl. Math. Model. 2002, 26, 89–111. [CrossRef]
  15. Parteli, E.J.R.; Pöschel, T. Particle-based simulation of powder application in additive manufacturing. Powder Technol. 2016, 288,
    96–102. [CrossRef]
  16. Cao, L. Numerical simulation of the impact of laying powder on selective laser melting single-pass formation. Int. J. Heat Mass
    Transf. 2019, 141, 1036–1048. [CrossRef]
  17. Tian, Y.; Yang, L.; Zhao, D.; Huang, Y.; Pan, J. Numerical analysis of powder bed generation and single track forming for selective
    laser melting of SS316L stainless steel. J. Manuf. Process. 2020, 58, 964–974. [CrossRef]
  18. Lee, Y.S.; Zhang, W. Modeling of heat transfer, fluid flow and solidification microstructure of nickel-base superalloy fabricated by
    laser powder bed fusion. Addit. Manuf. 2016, 12, 178–188. [CrossRef]
  19. Tang, M.; Pistorius, P.C.; Beuth, J.L. Prediction of lack-of-fusion porosity for powder bed fusion. Addit. Manuf. 2017, 14, 39–48.
    [CrossRef]
  20. Promoppatum, P.; Yao, S.C.; Pistorius, P.C.; Rollett, A.D. A Comprehensive Comparison of the Analytical and Numerical
    Prediction of the Thermal History and Solidification Microstructure of Inconel 718 Products Made by Laser Powder-Bed Fusion.
    Engineering 2017, 3, 685–694. [CrossRef]
  21. Rosenthal, D. Mathematical Theory of Heat Distribution During Welding and Cutting. Weld. J. 1941, 20, 220–234.
  22. Chen, Q.; Zhao, Y.Y.; Strayer, S.; Zhao, Y.Y.; Aoyagi, K.; Koizumi, Y.; Chiba, A.; Xiong, W.; To, A.C. Elucidating the Effect
    of Preheating Temperature on Melt Pool Morphology Variation in Inconel 718 Laser Powder Bed Fusion via Simulation and
    Experiment. Available online: https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S2214860420310149#bb8 (accessed on 30
    April 2021).
  23. Ur Rehman, A.; Pitir, F.; Salamci, M.U. Laser Powder Bed Fusion (LPBF) of In718 and the Impact of Pre-Heating at 500 and
    1000 ◦C: Operando Study. Materials 2021, 14, 6683. [CrossRef] [PubMed]
  24. Ur Rehman, A.; Pitir, F.; Salamci, M.U. Full-Field Mapping and Flow Quantification of Melt Pool Dynamics in Laser Powder Bed
    Fusion of SS316L. Materials 2021, 14, 6264. [CrossRef] [PubMed]
  25. Gong, H.; Gu, H.; Zeng, K.; Dilip, J.J.S.; Pal, D.; Stucker, B.; Christiansen, D.; Beuth, J.; Lewandowski, J.J. Melt Pool Characterization
    for Selective Laser Melting of Ti-6Al-4V Pre-alloyed Powder. In Proceedings of the International Solid Freeform Fabrication
    Symposium, Austin, TX, USA, 10–12 August 2014; 2014; pp. 256–267.
  26. Song, B.; Dong, S.; Liao, H.; Coddet, C. Process parameter selection for selective laser melting of Ti6Al4V based on temperature
    distribution simulation and experimental sintering. Int. J. Adv. Manuf. Technol. 2012, 61, 967–974. [CrossRef]
  27. Guo, Q.; Zhao, C.; Qu, M.; Xiong, L.; Hojjatzadeh, S.M.H.; Escano, L.I.; Parab, N.D.; Fezzaa, K.; Sun, T.; Chen, L. In-situ full-field
  28. mapping of melt flow dynamics in laser metal additive manufacturing. Addit. Manuf. 2020, 31, 100939. [CrossRef]
  29. Messler, J.R.W. Principles of Welding: Processes, Physics, Chemistry, and Metallurgy; John Wiley & Sons: New York, NY, USA, 2008;
  30. ISBN 9783527617494.
  31. Khairallah, S.A.; Anderson, A.T.; Rubenchik, A.M.; King, W.E. Laser powder-bed fusion additive manufacturing: Physics of
  32. complex melt flow and formation mechanisms of pores, spatter, and denudation zones. Acta Mater. 2016, 108, 36–45. [CrossRef]
  33. Ur Rehman, A.; Mahmood, M.A.; Pitir, F.; Salamci, M.U.; Popescu, A.C.; Mihailescu, I.N. Mesoscopic Computational Fluid
  34. Dynamics Modelling for the Laser-Melting Deposition of AISI 304 Stainless Steel Single Tracks with Experimental Correlation: A
  35. Novel Study. Metals 2021, 11, 1569. [CrossRef]
  36. Paul, A.; Debroy, T. Free surface flow and heat transfer in conduction mode laser welding. Metall. Trans. B 1988, 19, 851–858.
  37. [CrossRef]
  38. Aucott, L.; Dong, H.; Mirihanage, W.; Atwood, R.; Kidess, A.; Gao, S.; Wen, S.; Marsden, J.; Feng, S.; Tong, M.; et al. Revealing
  39. internal flow behaviour in arc welding and additive manufacturing of metals. Nat. Commun. 2018, 9, 5414. [CrossRef]
  40. Abderrazak, K.; Bannour, S.; Mhiri, H.; Lepalec, G.; Autric, M. Numerical and experimental study of molten pool formation
  41. during continuous laser welding of AZ91 magnesium alloy. Comput. Mater. Sci. 2009, 44, 858–866. [CrossRef]
  42. Bayat, M.; Thanki, A.; Mohanty, S.; Witvrouw, A.; Yang, S.; Thorborg, J.; Tiedje, N.S.; Hattel, J.H. Keyhole-induced porosities in
  43. Laser-based Powder Bed Fusion (L-PBF) of Ti6Al4V: High-fidelity modelling and experimental validation. Addit. Manuf. 2019,
  44. 30, 100835. [CrossRef]
Multiphysics Modeling of Thermal Behavior of Commercial Pure Titanium Powder During Selective Laser Melting

Multiphysics Modeling of Thermal Behavior of Commercial Pure Titanium Powder During Selective Laser Melting

Metals and Materials International (2021)Cite this article

Abstract

선택적 레이저 용융 동안 CP-Ti의 열 거동을 연구하기 위해 무작위 패킹 분말 베드 모델을 기반으로 하는 메조스코프 시뮬레이션이 설정되었습니다. 레이저와 분말의 상호 작용에 따른 용융 풀의 특성과 레이저 출력이 용융 풀의 열 거동, 유체 역학 및 표면 형태 변화에 미치는 영향을 연구했습니다.

결과는 레이저 출력이 증가함에 따라 최대 온도, 온도 변화율, 용융 풀의 수명 및 크기가 크게 향상되었음을 보여줍니다. 또한 본 연구에서는 이중궤도 하의 용융지의 특성과 열거동을 주로 연구하였다.

두 번째 트랙의 용융 풀의 최대 온도, 수명 및 길이와 너비는 첫 번째 트랙보다 더 높고 레이저 출력이 증가함에 따라 용융 풀에서 두 번째 트랙의 길이 너비 비율이 증가함을 알 수 있습니다. 더 커집니다.

A mesoscopic simulation based on random packing powder bed model was established to study the heat behavior of CP-Ti during selective laser melting. The characteristics of the molten pool under the interaction of laser and powder, and the influence of laser power on the thermal behavior, hydrodynamics and surface morphology evolution of the molten pool were studied. The results show that with the increase of laser power, the maximum temperature, temperature change rate, lifetime of molten pool and size are greatly improved. In addition, the characteristics and heat behavior of the molten pool under the double track are mainly studied in this study. It is found that the maximum temperature, lifetime, and the length and width of the molten pool of the second track are higher than those in the first, and with the increase of laser power, the length width ratio of the second track in molten pool becomes larger.

Multiphysics Modeling of Thermal Behavior of Commercial Pure Titanium Powder During Selective Laser Melting
Multiphysics Modeling of Thermal Behavior of Commercial Pure Titanium Powder During Selective Laser Melting

Keywords

  • Additive manufacturing
  • Selective laser melting
  • Numerical simulation
  • Thermal behavior

References

  • 1.D.K. Pattanayak, A. Fukuda, T. Matsushita, M. Takemoto, S. Fujibayashi, K. Sasaki, N. Nishida, T. Nakamura, T. Kokubo, Acta Biomater. 7, 1398 (2011)CAS Article Google Scholar 
  • 2.A.K. Patnaik, N. Poondla, C.C. Menzemer, T.S. Srivatsan, Mater. Sci. Eng. A 590, 390 (2014)CAS Article Google Scholar 
  • 3.D.D. Gu, Y.C. Hagedorn, W. Meiners, G.B. Meng, R.J.S. Batista, K. Wissenbach, R. Poprawe, Acta Mater. 60, 3849 (2012)CAS Article Google Scholar 
  • 4.H. Attar, M. Calin, L.C. Zhang, S. Scudino, J. Eckert, Mater. Sci. Eng. A 593, 170 (2014)CAS Article Google Scholar 
  • 5.J. Shen, B. Chen, J. Umeda, K. Kondoh, Mater. Sci. Eng. A 716, 1 (2018)CAS Article Google Scholar 
  • 6.E. Santos, K. Osakada, M. Shiomi, M. Morita, F. Abe, Fabrication of titanium dental implants by selective laser melting. in Proceedings of the 5th International Symposium on Laser Precision Microfabrication, Nara, 11–14 May 2004
  • 7.C.N. Elias, J.H.C. Lima, R. Valiev, M.A. Meyers, JOM 60, 46 (2008)CAS Article Google Scholar 
  • 8.J.-P. Kruth, G. Levy, F. Klocke, T.H.C. Child, CIRP Ann.-Manuf. Techn. 56, 730 (2007)Article Google Scholar 
  • 9.D.D. Gu, W. Meiners, K. Wissenbach, R. Poprawe, Int. Mater. Rev. 57, 133 (2012)CAS Article Google Scholar 
  • 10.​T. DebRoy, H.L. Wei, J.S. Zuback, T. Mukherjee, J.W. Elmer, J.O. Milewski, A.M. Beese, A. Wilson-Heid, A. De, W. Zhang, Prog. Mater. Sci. 92, 112 (2018)CAS Article Google Scholar 
  • 11.D.D. Gu, H.Q. Wang, G.Q. Zhang, Metall Mater. Trans. A 45, 464 (2014)CAS Article Google Scholar 
  • 12.M. Das, V.K. Balla, D. Basu, S. Bose, A. Bandyopadhyay, Scripta Mater. 63, 438 (2010)CAS Article Google Scholar 
  • 13.X.P. Li, J. Van Humbeeck, J.P. Kruth, Mater. Design 116, 352 (2017)CAS Article Google Scholar 
  • 14.N. Jeyaprakash, C.-H. Yang, K.R. Ramkumar, Met. Mater. Int. (2021). https://doi.org/10.1007/s12540-020-00933-0Article Google Scholar 
  • 15.Y. Li, D. Gu, Addit. Manuf. 1–4, 99 (2014)Google Scholar 
  • 16.P. Lu, M. Wu, X. Liu, W. Duan, J. Han, Met. Mater. Int. 26, 1182 (2020)Google Scholar 
  • 17.B. Schoinochoritis, D. Chantzis, K. Salonitis, P. I. Mech. Eng. B J. Eng. 231, 96 (2014)Article Google Scholar 
  • 18.G.M. Karthik, H.S. Kim, Met. Mater. Int. 27, 1 (2021)CAS Article Google Scholar 
  • 19.W.J. Sames, K.A. Unocic, R.R. Dehof, T. Lolla, S.S. Babu, J. Mater. Res. 29, 1920 (2014)Google Scholar 
  • 20.P.S. Cook, A.B. Murphy, Addit. Manuf. 31, 100909 (2020)Google Scholar 
  • 21.A. Raghavan, H.L. Wei, T.A. Palmer, T. DebRoy, J. Laser. Appl. 25, 052006 (2013)Article CAS Google Scholar 
  • 22.C.-J. Li, T.-W. Tsai, C.-C. Tseng, Phys. Procedia 83, 1444 (2016)CAS Article Google Scholar 
  • 23.C. Panwisawas, C.L. Qiu, Y. Sovani, J.W. Brooks, M.M. Attallah, H.C. Basoalto, Scripta Mater. 105, 14 (2015)CAS Article Google Scholar 
  • 24.M. Markl, C. Körner, Annu. Rev. Mater. Res. 46, 93 (2016)CAS Article Google Scholar 
  • 25.E.J.R. Parteli, T. Pöschel, Powder Technol. 288, 96 (2016)CAS Article Google Scholar 
  • 26.Y.S. Lee, W. Zhang, Modeling of heat transfer, Addit. Manuf. 12, 178 (2016)CAS Google Scholar 
  • 27.I. Kovaleva, O. Kovalev, I. Smurov, Phys. Procedia 56, 400 (2014)Article Google Scholar 
  • 28.Y.S. Lee, W. Zhang, Mesoscopic simulation of heat transfer and fluid flow in laser powder bed additive manufacturing. in Proceedings of 26th Solid Freeform Fabrication Symposium, Austin, 10-12 ​August 2015
  • 29.W. Yan, W. Ge, Y. Qian, S. Lin, B. Zhou, W.K. Liu, Acta Mater. 134, 324 (2017)CAS Article Google Scholar 
  • 30.I. Yadroitsev, A. Gusarov, I. Yadroitsava, I. Smurov, J. Mater. Process. Tech. 210, 1624 (2010)CAS Article Google Scholar 
  • 31.L. Cao, Int. J. Heat Mass Tran. 141, 1036 (2019)Article Google Scholar 
  • 32.Y. Li, D. Gu, Mater. Design 63, 856 (2014)CAS Article Google Scholar 
  • 33.S. Liu, J. Zhu, H. Zhu, J. Yin, C. Chen, X. Zeng, Opt. Laser Technol. 123, 105924 (2020)Article CAS Google Scholar 
  • 34.Z. Wang, W. Yan, W.K. Liu, M. Liu, Comput. Mech. 63, 649 (2019)Article Google Scholar 
  • 35.C.W. Hirt, B.D. Nichols, J. Comput. Phys. 39, 201 (1981)Article Google Scholar 
  • 36.EDEM, User Guide, DEM Solutions Ltd., Edinburgh, Scotland, UK. Copyright © (2011). http://tm.spbstu.ru/images/2/28/EDEM2.4_user_guide.pdf. Accessed 25 Aug 2021
  • 37.Y. Hu, J. Li, J. Mater. Process. Tech. 249, 426 (2017)CAS Article Google Scholar 
  • 38.H. Hertz, J. Reine Angew. Math. 92, 156 (1881)
  • 39.R.D. Mindlin, J. Appl. Mech. 16, 259 (1949)Article Google Scholar 
  • 40.R.D. Mindlin, H. Deresiewicz, J. Appl. Mech. 20, 327 (1953)Article Google Scholar 
  • 41.Y. Tsuji, T. Tanaka, T. Ishida, Powder Technol. 71, 239 (1992)CAS Article Google Scholar 
  • 42.P.A. Cundall, O.D.L. Strack, Géotechnique 30, 331 (1980)Article Google Scholar 
  • 43.H. Sakaguchi, E. Ozaki, T. Igarashi, Int. J. Mod. Phys. B 7, 1949 (1993)
  • 44.Flow3D: Version 11 0.1.2: User Manual, Flow Science, Santa Fe, NM, USA, (2014)
  • 45.S. Kolossov, E. Boillat, R. Glardon, P. Fischer, M. Locher, Int. J. Mach. Tool. Manu. 44, 117 (2004)Article Google Scholar 
  • 46.V.R. Voller, A.D. Brent, C. Prakash, Int. J. Heat Mass Tran. 32, 1719 (1989)CAS Article Google Scholar 
  • 47.Y.-C. Wu, C.-H. San, C.-H. Chang, H.-J. Lin, R. Marwan, S. Baba, W.-S. Hwang, J. Mater. Process. Tech. 254, 72 (2018)Article Google Scholar 
  • 48.B. Cheng, X. Li, C. Tuile, A. Ilin, H. Willeck, U. Hartel, Multi-physics modeling of single-track scanning in selective laser melting: powder compaction effect. in Proceedings of 29th Annual International Solid Freeform Fabrication Symposium-An Additive Manufacturing Conference, Austin, 13–15 ​August 2018
  • 49.B. Liu, G. Fang, L. Lei, W. Liu, Appl. Math. Model. 79, 506 (2020)Article Google Scholar 
  • 50.S. Lee, J. Kim, J. Choe, S.-W. Kim, J.-K. Hong, Y.S. Choi, Met. Mater. Int. 27, 78 (2021)
  • 51.S.A. Khairallah, A.T. Anderson, A. Rubenchik, W.E. King, Acta Mater. 108, 36 (2016)CAS Article Google Scholar 
  • 52.K. Dai, L. Shaw, Acta Mater. 53, 4743 (2005)
  • 53.L. Cao, Comp. Mater. Sci. 179, 109686 (2020)CAS Article Google Scholar 
  • 54.W. Yuan, H. Chen, T. Cheng, Q. Wei, Mater. Design 189, 108542 (2020)Article Google Scholar 
  • 55.S.A. Khairallah, A. Anderson, J. Mater. Process. Tech. 214, 2627 (2014)CAS Article Google Scholar 
  • 56.R. Li, J. Liu, Y. Shi, L. Wang, W. Jiang, Int. J. Adv. Manuf. Tech. 59, 1025 (2012)Article Google Scholar 
  • 57.D. Dai, D. Gu, Int. J. Mach. Tool. Manu. 100, 14 (2016)
  • 58.A. Simchi, H. Pohl, Mater. Sci. Eng. A 359, 119 (2003)Article CAS Google Scholar
Fig. 1. (a) Dimensions of the casting with runners (unit: mm), (b) a melt flow simulation using Flow-3D software together with Reilly's model[44], predicted that a large amount of bifilms (denoted by the black particles) would be contained in the final casting. (c) A solidification simulation using Pro-cast software showed that no shrinkage defect was contained in the final casting.

AZ91 합금 주물 내 연행 결함에 대한 캐리어 가스의 영향

Effect of carrier gases on the entrainment defects within AZ91 alloy castings

Tian Liab J.M.T.Daviesa Xiangzhen Zhuc
aUniversity of Birmingham, Birmingham B15 2TT, United Kingdom
bGrainger and Worrall Ltd, Bridgnorth WV15 5HP, United Kingdom
cBrunel Centre for Advanced Solidification Technology, Brunel University London, Kingston Ln, London, Uxbridge UB8 3PH, United Kingdom

Abstract

An entrainment defect (also known as a double oxide film defect or bifilm) acts a void containing an entrapped gas when submerged into a light-alloy melt, thus reducing the quality and reproducibility of the final castings. Previous publications, carried out with Al-alloy castings, reported that this trapped gas could be subsequently consumed by the reaction with the surrounding melt, thus reducing the void volume and negative effect of entrainment defects. Compared with Al-alloys, the entrapped gas within Mg-alloy might be more efficiently consumed due to the relatively high reactivity of magnesium. However, research into the entrainment defects within Mg alloys has been significantly limited. In the present work, AZ91 alloy castings were produced under different carrier gas atmospheres (i.e., SF6/CO2, SF6/air). The evolution processes of the entrainment defects contained in AZ91 alloy were suggested according to the microstructure inspections and thermodynamic calculations. The defects formed in the different atmospheres have a similar sandwich-like structure, but their oxide films contained different combinations of compounds. The use of carrier gases, which were associated with different entrained-gas consumption rates, affected the reproducibility of AZ91 castings.

Keywords

Magnesium alloyCastingOxide film, Bifilm, Entrainment defect, Reproducibility

연행 결함(이중 산화막 결함 또는 이중막 결함이라고도 함)은 경합금 용융물에 잠길 때 갇힌 가스를 포함하는 공극으로 작용하여 최종 주물의 품질과 재현성을 저하시킵니다. Al-합금 주조로 수행된 이전 간행물에서는 이 갇힌 가스가 주변 용융물과의 반응에 의해 후속적으로 소모되어 공극 부피와 연행 결함의 부정적인 영향을 줄일 수 있다고 보고했습니다. Al-합금에 비해 마그네슘의 상대적으로 높은 반응성으로 인해 Mg-합금 내에 포집된 가스가 더 효율적으로 소모될 수 있습니다. 그러나 Mg 합금 내 연행 결함에 대한 연구는 상당히 제한적이었습니다. 현재 작업에서 AZ91 합금 주물은 다양한 캐리어 가스 분위기(즉, SF 6 /CO2 , SF 6 / 공기). AZ91 합금에 포함된 엔트레인먼트 결함의 진화 과정은 미세조직 검사 및 열역학적 계산에 따라 제안되었습니다. 서로 다른 분위기에서 형성된 결함은 유사한 샌드위치 구조를 갖지만 산화막에는 서로 다른 화합물 조합이 포함되어 있습니다. 다른 동반 가스 소비율과 관련된 운반 가스의 사용은 AZ91 주물의 재현성에 영향을 미쳤습니다.

키워드

마그네슘 합금주조Oxide film, Bifilm, Entrainment 불량, 재현성

1 . 소개

지구상에서 가장 가벼운 구조용 금속인 마그네슘은 지난 수십 년 동안 가장 매력적인 경금속 중 하나가 되었습니다. 결과적으로 마그네슘 산업은 지난 20년 동안 급속한 발전을 경험했으며 [1 , 2] , 이는 전 세계적으로 Mg 합금에 대한 수요가 크게 증가했음을 나타냅니다. 오늘날 Mg 합금의 사용은 자동차, 항공 우주, 전자 등의 분야에서 볼 수 있습니다. [3 , 4] . Mg 금속의 전 세계 소비는 특히 자동차 산업에서 앞으로 더욱 증가할 것으로 예측되었습니다. 기존 자동차와 전기 자동차 모두의 에너지 효율성 요구 사항이 설계를 경량화하도록 더욱 밀어붙이기 때문입니다 [3 , 56] .

Mg 합금에 대한 수요의 지속적인 성장은 Mg 합금 주조의 품질 및 기계적 특성 개선에 대한 광범위한 관심을 불러일으켰습니다. Mg 합금 주조 공정 동안 용융물의 표면 난류는 소량의 주변 대기를 포함하는 이중 표면 필름의 포획으로 이어질 수 있으므로 동반 결함(이중 산화막 결함 또는 이중막 결함이라고도 함)을 형성합니다. ) [7] , [8] , [9] , [10] . 무작위 크기, 수량, 방향 및 연행 결함의 배치는 주조 특성의 변화와 관련된 중요한 요인으로 널리 받아들여지고 있습니다 [7] . 또한 Peng et al. [11]AZ91 합금 용융물에 동반된 산화물 필름이 Al 8 Mn 5 입자에 대한 필터 역할을 하여 침전될 때 가두는 것을 발견했습니다 . Mackie et al. [12]는 또한 동반된 산화막이 금속간 입자를 트롤(trawl)하는 작용을 하여 입자가 클러스터링되어 매우 큰 결함을 형성할 수 있다고 제안했습니다. 금속간 화합물의 클러스터링은 비말동반 결함을 주조 특성에 더 해롭게 만들었습니다.

연행 결함에 관한 이전 연구의 대부분은 Al-합금에 대해 수행되었으며 [7 , [13] , [14] , [15] , [16] , [17] , [18] 몇 가지 잠재적인 방법이 제안되었습니다. 알루미늄 합금 주물의 품질에 대한 부정적인 영향을 줄이기 위해. Nyahumwa et al., [16] 은 연행 결함 내의 공극 체적이 열간 등방압 압축(HIP) 공정에 의해 감소될 수 있음을 보여줍니다. Campbell [7] 은 결함 내부의 동반된 가스가 주변 용융물과의 반응으로 인해 소모될 수 있다고 제안했으며, 이는 Raiszedeh와 Griffiths [19]에 의해 추가로 확인되었습니다 ..혼입 가스 소비가 Al-합금 주물의 기계적 특성에 미치는 영향은 [8 , 9]에 의해 조사되었으며 , 이는 혼입 가스의 소비가 주조 재현성의 개선을 촉진함을 시사합니다.

Al-합금 내 결함에 대한 조사와 비교하여 Mg-합금 내 연행 결함에 대한 연구는 상당히 제한적입니다. 연행 결함의 존재는 Mg 합금 주물 [20 , 21] 에서 입증 되었지만 그 거동, 진화 및 연행 가스 소비는 여전히 명확하지 않습니다.

Mg 합금 주조 공정에서 용융물은 일반적으로 마그네슘 점화를 피하기 위해 커버 가스로 보호됩니다. 따라서 모래 또는 매몰 몰드의 공동은 용융물을 붓기 전에 커버 가스로 세척해야 합니다 [22] . 따라서, Mg 합금 주물 내의 연행 가스는 공기만이 아니라 주조 공정에 사용되는 커버 가스를 포함해야 하며, 이는 구조 및 해당 연행 결함의 전개를 복잡하게 만들 수 있습니다.

SF 6 은 Mg 합금 주조 공정에 널리 사용되는 대표적인 커버 가스입니다 [23] , [24] , [25] . 이 커버 가스는 유럽의 마그네슘 합금 주조 공장에서 사용하도록 제한되었지만 상업 보고서에 따르면 이 커버는 전 세계 마그네슘 합금 산업, 특히 다음과 같은 글로벌 마그네슘 합금 생산을 지배한 국가에서 여전히 인기가 있습니다. 중국, 브라질, 인도 등 [26] . 또한, 최근 학술지 조사에서도 이 커버가스가 최근 마그네슘 합금 연구에서 널리 사용된 것으로 나타났다 [27] . SF 6 커버 가스 의 보호 메커니즘 (즉, 액체 Mg 합금과 SF 6 사이의 반응Cover gas)에 대한 연구는 여러 선행연구자들에 의해 이루어졌으나 표면 산화막의 형성과정이 아직 명확하게 밝혀지지 않았으며, 일부 발표된 결과들도 상충되고 있다. 1970년대 초 Fruehling [28] 은 SF 6 아래에 형성된 표면 피막이 주로 미량의 불화물과 함께 MgO 임을 발견 하고 SF 6 이 Mg 합금 표면 피막에 흡수 된다고 제안했습니다 . Couling [29] 은 흡수된 SF 6 이 Mg 합금 용융물과 반응하여 MgF 2 를 형성함을 추가로 확인했습니다 . 지난 20년 동안 아래에 자세히 설명된 것처럼 Mg 합금 표면 필름의 다양한 구조가 보고되었습니다.(1)

단층 필름 . Cashion [30 , 31] 은 X선 광전자 분광법(XPS)과 오제 분광법(AES)을 사용하여 표면 필름을 MgO 및 MgF 2 로 식별했습니다 . 그는 또한 필름의 구성이 두께와 전체 실험 유지 시간에 걸쳐 일정하다는 것을 발견했습니다. Cashion이 관찰한 필름은 10분에서 100분의 유지 시간으로 생성된 단층 구조를 가졌다.(2)

이중층 필름 . Aarstad et. al [32] 은 2003년에 이중층 표면 산화막을 보고했습니다. 그들은 예비 MgO 막에 부착된 잘 분포된 여러 MgF 2 입자를 관찰 하고 전체 표면적의 25-50%를 덮을 때까지 성장했습니다. 외부 MgO 필름을 통한 F의 내부 확산은 진화 과정의 원동력이었습니다. 이 이중층 구조는 Xiong의 그룹 [25 , 33] 과 Shih et al. 도 지지했습니다 . [34] .(삼)

트리플 레이어 필름 . 3층 필름과 그 진화 과정은 Pettersen [35]에 의해 2002년에 보고되었습니다 . Pettersen은 초기 표면 필름이 MgO 상이었고 F의 내부 확산에 의해 점차적으로 안정적인 MgF 2 상 으로 진화한다는 것을 발견했습니다 . 두꺼운 상부 및 하부 MgF 2 층.(4)

산화물 필름은 개별 입자로 구성 됩니다. Wang et al [36] 은 Mg-alloy 표면 필름을 SF 6 커버 가스 하에서 용융물에 교반 한 다음 응고 후 동반된 표면 필름을 검사했습니다. 그들은 동반된 표면 필름이 다른 연구자들이 보고한 보호 표면 필름처럼 계속되지 않고 개별 입자로 구성된다는 것을 발견했습니다. 젊은 산화막은 MgO 나노 크기의 산화물 입자로 구성되어 있는 반면, 오래된 산화막은 한쪽 면에 불화물과 질화물이 포함된 거친 입자(평균 크기 약 1μm)로 구성되어 있습니다.

Mg 합금 용융 표면의 산화막 또는 동반 가스는 모두 액체 Mg 합금과 커버 가스 사이의 반응으로 인해 형성되므로 Mg 합금 표면막에 대한 위에서 언급한 연구는 진화에 대한 귀중한 통찰력을 제공합니다. 연행 결함. 따라서 SF 6 커버 가스 의 보호 메커니즘 (즉, Mg-합금 표면 필름의 형성)은 해당 동반 결함의 잠재적인 복잡한 진화 과정을 나타냅니다.

그러나 Mg 합금 용융물에 표면 필름을 형성하는 것은 용융물에 잠긴 동반된 가스의 소비와 다른 상황에 있다는 점에 유의해야 합니다. 예를 들어, 앞서 언급한 연구에서 표면 성막 동안 충분한 양의 커버 가스가 담지되어 커버 가스의 고갈을 억제했습니다. 대조적으로, Mg 합금 용융물 내의 동반된 가스의 양은 유한하며, 동반된 가스는 완전히 고갈될 수 있습니다. Mirak [37] 은 3.5% SF 6 /기포를 특별히 설계된 영구 금형에서 응고되는 순수한 Mg 합금 용융물에 도입했습니다. 기포가 완전히 소모되었으며, 해당 산화막은 MgO와 MgF 2 의 혼합물임을 알 수 있었다.. 그러나 Aarstad [32] 및 Xiong [25 , 33]에 의해 관찰된 MgF 2 스팟 과 같은 핵 생성 사이트 는 관찰되지 않았습니다. Mirak은 또한 조성 분석을 기반으로 산화막에서 MgO 이전에 MgF 2 가 형성 되었다고 추측했는데 , 이는 이전 문헌에서 보고된 표면 필름 형성 과정(즉, MgF 2 이전에 형성된 MgO)과 반대 입니다. Mirak의 연구는 동반된 가스의 산화막 형성이 표면막의 산화막 형성과 상당히 다를 수 있음을 나타내었지만 산화막의 구조와 진화에 대해서는 밝히지 않았습니다.

또한 커버 가스에 캐리어 가스를 사용하는 것도 커버 가스와 액체 Mg 합금 사이의 반응에 영향을 미쳤습니다. SF 6 /air 는 용융 마그네슘의 점화를 피하기 위해 SF 6 /CO 2 운반 가스 [38] 보다 더 높은 함량의 SF 6을 필요로 하여 다른 가스 소비율을 나타냅니다. Liang et.al [39] 은 CO 2 가 캐리어 가스로 사용될 때 표면 필름에 탄소가 형성된다고 제안했는데 , 이는 SF 6 /air 에서 형성된 필름과 다릅니다 . Mg 연소 [40]에 대한 조사 에서 Mg 2 C 3 검출이 보고되었습니다.CO 2 연소 후 Mg 합금 샘플 에서 이는 Liang의 결과를 뒷받침할 뿐만 아니라 이중 산화막 결함에서 Mg 탄화물의 잠재적 형성을 나타냅니다.

여기에 보고된 작업은 다양한 커버 가스(즉, SF 6 /air 및 SF 6 /CO 2 )로 보호되는 AZ91 Mg 합금 주물에서 형성된 연행 결함의 거동과 진화에 대한 조사 입니다. 이러한 캐리어 가스는 액체 Mg 합금에 대해 다른 보호성을 가지며, 따라서 상응하는 동반 가스의 다른 소비율 및 발생 프로세스와 관련될 수 있습니다. AZ91 주물의 재현성에 대한 동반 가스 소비의 영향도 연구되었습니다.

2 . 실험

2.1 . 용융 및 주조

3kg의 AZ91 합금을 700 ± 5 °C의 연강 도가니에서 녹였습니다. AZ91 합금의 조성은 표 1 에 나타내었다 . 가열하기 전에 잉곳 표면의 모든 산화물 스케일을 기계가공으로 제거했습니다. 사용 된 커버 가스는 0.5 %이었다 SF 6 / 공기 또는 0.5 % SF 6 / CO 2 (부피. %) 다른 주물 6L / 분의 유량. 용융물은 15분 동안 0.3L/min의 유속으로 아르곤으로 가스를 제거한 다음 [41 , 42] , 모래 주형에 부었습니다. 붓기 전에 샌드 몰드 캐비티를 20분 동안 커버 가스로 플러싱했습니다 [22] . 잔류 용융물(약 1kg)이 도가니에서 응고되었습니다.

표 1 . 본 연구에 사용된 AZ91 합금의 조성(wt%).

아연미네소타마그네슘
9.40.610.150.020.0050.0017잔여

그림 1 (a)는 러너가 있는 주물의 치수를 보여줍니다. 탑 필링 시스템은 최종 주물에서 연행 결함을 생성하기 위해 의도적으로 사용되었습니다. Green과 Campbell [7 , 43] 은 탑 필링 시스템이 바텀 필링 시스템에 비해 주조 과정에서 더 많은 연행 현상(즉, 이중 필름)을 유발한다고 제안했습니다. 이 금형의 용융 흐름 시뮬레이션(Flow-3D 소프트웨어)은 연행 현상에 관한 Reilly의 모델 [44] 을 사용하여 최종 주조에 많은 양의 이중막이 포함될 것이라고 예측했습니다( 그림 1 에서 검은색 입자로 표시됨) . NS).

그림 1

수축 결함은 또한 주물의 기계적 특성과 재현성에 영향을 미칩니다. 이 연구는 주조 품질에 대한 이중 필름의 영향에 초점을 맞추었기 때문에 수축 결함이 발생하지 않도록 금형을 의도적으로 설계했습니다. ProCAST 소프트웨어를 사용한 응고 시뮬레이션은 그림 1c 와 같이 최종 주조에 수축 결함이 포함되지 않음을 보여주었습니다 . 캐스팅 건전함도 테스트바 가공 전 실시간 X-ray를 통해 확인했다.

모래 주형은 1wt를 함유한 수지 결합된 규사로 만들어졌습니다. % PEPSET 5230 수지 및 1wt. % PEPSET 5112 촉매. 모래는 또한 억제제로 작용하기 위해 2중량%의 Na 2 SiF 6 을 함유했습니다 .. 주입 온도는 700 ± 5 °C였습니다. 응고 후 러너바의 단면을 Sci-Lab Analytical Ltd로 보내 H 함량 분석(LECO 분석)을 하였고, 모든 H 함량 측정은 주조 공정 후 5일째에 실시하였다. 각각의 주물은 인장 강도 시험을 위해 클립 신장계가 있는 Zwick 1484 인장 시험기를 사용하여 40개의 시험 막대로 가공되었습니다. 파손된 시험봉의 파단면을 주사전자현미경(SEM, Philips JEOL7000)을 이용하여 가속전압 5~15kV로 조사하였다. 파손된 시험 막대, 도가니에서 응고된 잔류 Mg 합금 및 주조 러너를 동일한 SEM을 사용하여 단면화하고 연마하고 검사했습니다. CFEI Quanta 3D FEG FIB-SEM을 사용하여 FIB(집속 이온 빔 밀링 기술)에 의해 테스트 막대 파괴 표면에서 발견된 산화막의 단면을 노출했습니다. 분석에 필요한 산화막은 백금층으로 코팅하였다. 그런 다음 30kV로 가속된 갈륨 이온 빔이 산화막의 단면을 노출시키기 위해 백금 코팅 영역을 둘러싼 재료 기판을 밀링했습니다. 산화막 단면의 EDS 분석은 30kV의 가속 전압에서 FIB 장비를 사용하여 수행되었습니다.

2.2 . 산화 세포

전술 한 바와 같이, 몇몇 최근 연구자들은 마그네슘 합금의 용탕 표면에 형성된 보호막 조사 [38 , 39 , [46] , [47] , [48] , [49] , [50] , [51] , [52 ] . 이 실험 동안 사용된 커버 가스의 양이 충분하여 커버 가스에서 불화물의 고갈을 억제했습니다. 이 섹션에서 설명하는 실험은 엔트레인먼트 결함의 산화막의 진화를 연구하기 위해 커버 가스의 공급을 제한하는 밀봉된 산화 셀을 사용했습니다. 산화 셀에 포함된 커버 가스는 큰 크기의 “동반된 기포”로 간주되었습니다.

도 2에 도시된 바와 같이 , 산화셀의 본체는 내부 길이가 400mm, 내경이 32mm인 폐쇄형 연강관이었다. 수냉식 동관을 전지의 상부에 감았습니다. 튜브가 가열될 때 냉각 시스템은 상부와 하부 사이에 온도 차이를 만들어 내부 가스가 튜브 내에서 대류하도록 했습니다. 온도는 도가니 상단에 위치한 K형 열전대로 모니터링했습니다. Nieet al. [53] 은 Mg 합금 용융물의 표면 피막을 조사할 때 SF 6 커버 가스가 유지로의 강철 벽과 반응할 것이라고 제안했습니다 . 이 반응을 피하기 위해 강철 산화 전지의 내부 표면(그림 2 참조)) 및 열전대의 상반부는 질화붕소로 코팅되었습니다(Mg 합금은 질화붕소와 ​​접촉하지 않았습니다).

그림 2

실험 중에 고체 AZ91 합금 블록을 산화 셀 바닥에 위치한 마그네시아 도가니에 넣었습니다. 전지는 1L/min의 가스 유속으로 전기 저항로에서 100℃로 가열되었다. 원래의 갇힌 대기(즉, 공기)를 대체하기 위해 셀을 이 온도에서 20분 동안 유지했습니다. 그런 다음, 산화 셀을 700°C로 더 가열하여 AZ91 샘플을 녹였습니다. 그런 다음 가스 입구 및 출구 밸브가 닫혀 제한된 커버 가스 공급 하에서 산화를 위한 밀폐된 환경이 생성되었습니다. 그런 다음 산화 전지를 5분 간격으로 5분에서 30분 동안 700 ± 10°C에서 유지했습니다. 각 유지 시간이 끝날 때 세포를 물로 켄칭했습니다. 실온으로 냉각한 후 산화된 샘플을 절단하고 연마한 다음 SEM으로 검사했습니다.

3 . 결과

3.1 . SF 6 /air 에서 형성된 엔트레인먼트 결함의 구조 및 구성

0.5 % SF의 커버 가스 하에서 AZ91 주물에 형성된 유입 결함의 구조 및 조성 6 / 공기는 SEM 및 EDS에 의해 관찰되었다. 결과는 그림 3에 스케치된 엔트레인먼트 결함의 두 가지 유형이 있음을 나타냅니다 . (1) 산화막이 전통적인 단층 구조를 갖는 유형 A 결함 및 (2) 산화막이 2개 층을 갖는 유형 B 결함. 이러한 결함의 세부 사항은 다음에 소개되었습니다. 여기에서 비말동반 결함은 생물막 또는 이중 산화막으로도 알려져 있기 때문에 B형 결함의 산화막은 본 연구에서 “다층 산화막” 또는 “다층 구조”로 언급되었습니다. “이중 산화막 결함의 이중층 산화막”과 같은 혼란스러운 설명을 피하기 위해.

그림 3

그림 4 (ab)는 약 0.4μm 두께의 조밀한 단일층 산화막을 갖는 Type A 결함을 보여줍니다. 이 필름에서 산소, 불소, 마그네슘 및 알루미늄이 검출되었습니다( 그림 4c). 산화막은 마그네슘과 알루미늄의 산화물과 불화물의 혼합물로 추측됩니다. 불소의 검출은 동반된 커버 가스가 이 결함의 형성에 포함되어 있음을 보여주었습니다. 즉, Fig. 4 (a)에 나타난 기공 은 수축결함이나 수소기공도가 아니라 연행결함이었다. 알루미늄의 검출은 Xiong과 Wang의 이전 연구 [47 , 48] 와 다르며 , SF 6으로 보호된 AZ91 용융물의 표면 필름에 알루미늄이 포함되어 있지 않음을 보여주었습니다.커버 가스. 유황은 원소 맵에서 명확하게 인식할 수 없었지만 해당 ESD 스펙트럼에서 S-피크가 있었습니다.

그림 4

도 5 (ab)는 다층 산화막을 갖는 Type B 엔트레인먼트 결함을 나타낸다. 산화막의 조밀한 외부 층은 불소와 산소가 풍부하지만( 그림 5c) 상대적으로 다공성인 내부 층은 산소만 풍부하고(즉, 불소가 부족) 부분적으로 함께 성장하여 샌드위치 모양을 형성합니다. 구조. 따라서 외층은 불화물과 산화물의 혼합물이며 내층은 주로 산화물로 추정된다. 황은 EDX 스펙트럼에서만 인식될 수 있었고 요소 맵에서 명확하게 식별할 수 없었습니다. 이는 커버 가스의 작은 S 함량(즉, SF 6 의 0.5% 부피 함량 때문일 수 있음)커버 가스). 이 산화막에서는 이 산화막의 외층에 알루미늄이 포함되어 있지만 내층에서는 명확하게 검출할 수 없었다. 또한 Al의 분포가 고르지 않은 것으로 보입니다. 결함의 우측에는 필름에 알루미늄이 존재하지만 그 농도는 매트릭스보다 높은 것으로 식별할 수 없음을 알 수 있다. 그러나 결함의 왼쪽에는 알루미늄 농도가 훨씬 높은 작은 영역이 있습니다. 이러한 알루미늄의 불균일한 분포는 다른 결함(아래 참조)에서도 관찰되었으며, 이는 필름 내부 또는 아래에 일부 산화물 입자가 형성된 결과입니다.

그림 5

무화과 도 4 및 5 는 SF 6 /air 의 커버 가스 하에 주조된 AZ91 합금 샘플에서 형성된 연행 결함의 횡단면 관찰을 나타낸다 . 2차원 단면에서 관찰된 수치만으로 연행 결함을 특성화하는 것만으로는 충분하지 않습니다. 더 많은 이해를 돕기 위해 테스트 바의 파단면을 관찰하여 엔트레인먼트 결함(즉, 산화막)의 표면을 더 연구했습니다.

Fig. 6 (a)는 SF 6 /air 에서 생산된 AZ91 합금 인장시험봉의 파단면을 보여준다 . 파단면의 양쪽에서 대칭적인 어두운 영역을 볼 수 있습니다. 그림 6 (b)는 어두운 영역과 밝은 영역 사이의 경계를 보여줍니다. 밝은 영역은 들쭉날쭉하고 부서진 특징으로 구성되어 있는 반면, 어두운 영역의 표면은 비교적 매끄럽고 평평했습니다. 또한 EDS 결과( Fig. 6 c-d 및 Table 2) 불소, 산소, 황 및 질소는 어두운 영역에서만 검출되었으며, 이는 어두운 영역이 용융물에 동반된 표면 보호 필름임을 나타냅니다. 따라서 어두운 영역은 대칭적인 특성을 고려할 때 연행 결함이라고 제안할 수 있습니다. Al-합금 주조물의 파단면에서 유사한 결함이 이전에 보고되었습니다 [7] . 질화물은 테스트 바 파단면의 산화막에서만 발견되었지만 그림 1과 그림 4에 표시된 단면 샘플에서는 검출되지 않았습니다 4 및 5 . 근본적인 이유는 이러한 샘플에 포함된 질화물이 샘플 연마 과정에서 가수분해되었을 수 있기 때문입니다 [54] .

그림 6

표 2 . EDS 결과(wt.%)는 그림 6에 표시된 영역에 해당합니다 (커버 가스: SF 6 /공기).

영형마그네슘NS아연NSNS
그림 6 (b)의 어두운 영역3.481.3279.130.4713.630.570.080.73
그림 6 (b)의 밝은 영역3.5884.4811.250.68

도 1 및 도 2에 도시된 결함의 단면 관찰과 함께 도 4 및 도 5 를 참조하면, 인장 시험봉에 포함된 연행 결함의 구조를 도 6 (e) 와 같이 스케치하였다 . 결함에는 산화막으로 둘러싸인 동반된 가스가 포함되어 있어 테스트 바 내부에 보이드 섹션이 생성되었습니다. 파괴 과정에서 결함에 인장력이 가해지면 균열이 가장 약한 경로를 따라 전파되기 때문에 보이드 섹션에서 균열이 시작되어 연행 결함을 따라 전파됩니다 [55] . 따라서 최종적으로 시험봉이 파단되었을 때 Fig. 6 (a) 와 같이 시험봉의 양 파단면에 연행결함의 산화피막이 나타났다 .

3.2 . SF 6 /CO 2 에 형성된 연행 결함의 구조 및 조성

SF 6 /air 에서 형성된 엔트레인먼트 결함과 유사하게, 0.5% SF 6 /CO 2 의 커버 가스 아래에서 형성된 결함 도 두 가지 유형의 산화막(즉, 단층 및 다층 유형)을 가졌다. 도 7 (a)는 다층 산화막을 포함하는 엔트레인먼트 결함의 예를 도시한다. 결함에 대한 확대 관찰( 그림 7b )은 산화막의 내부 층이 함께 성장하여 SF 6 /air 의 분위기에서 형성된 결함과 유사한 샌드위치 같은 구조를 나타냄을 보여줍니다 ( 그림 7b). 5 나 ). EDS 스펙트럼( 그림 7c) 이 샌드위치형 구조의 접합부(내층)는 주로 산화마그네슘을 함유하고 있음을 보여주었다. 이 EDS 스펙트럼에서는 불소, 황, 알루미늄의 피크가 확인되었으나 그 양은 상대적으로 적었다. 대조적으로, 산화막의 외부 층은 조밀하고 불화물과 산화물의 혼합물로 구성되어 있습니다( 그림 7d-e).

그림 7

Fig. 8 (a)는 0.5%SF 6 /CO 2 분위기에서 제작된 AZ91 합금 인장시험봉의 파단면의 연행결함을 보여준다 . 상응하는 EDS 결과(표 3)는 산화막이 불화물과 산화물을 함유함을 보여주었다. 황과 질소는 검출되지 않았습니다. 게다가, 확대 관찰(  8b)은 산화막 표면에 반점을 나타내었다. 반점의 직경은 수백 나노미터에서 수 마이크론 미터까지 다양했습니다.

그림 8

산화막의 구조와 조성을 보다 명확하게 나타내기 위해 테스트 바 파단면의 산화막 단면을 FIB 기법을 사용하여 현장에서 노출시켰다( 그림 9 ). 도 9a에 도시된 바와 같이 , 백금 코팅층과 Mg-Al 합금 기재 사이에 연속적인 산화피막이 발견되었다. 그림 9 (bc)는 다층 구조( 그림 9c 에서 빨간색 상자로 표시)를 나타내는 산화막에 대한 확대 관찰을 보여줍니다 . 바닥층은 불소와 산소가 풍부하고 불소와 산화물의 혼합물이어야 합니다 . 5 와 7, 유일한 산소가 풍부한 최상층은 도 1 및 도 2에 도시 된 “내층”과 유사하였다 5 및 7 .

그림 9

연속 필름을 제외하고 도 9 에 도시된 바와 같이 연속 필름 내부 또는 하부에서도 일부 개별 입자가 관찰되었다 . 그림 9( b) 의 산화막 좌측에서 Al이 풍부한 입자가 검출되었으며, 마그네슘과 산소 원소도 풍부하게 함유하고 있어 스피넬 Mg 2 AlO 4 로 추측할 수 있다 . 이러한 Mg 2 AlO 4 입자의 존재는 Fig. 5 와 같이 관찰된 필름의 작은 영역에 높은 알루미늄 농도와 알루미늄의 불균일한 분포의 원인이 된다 .(씨). 여기서 강조되어야 할 것은 연속 산화막의 바닥층의 다른 부분이 이 Al이 풍부한 입자보다 적은 양의 알루미늄을 함유하고 있지만, 그림 9c는 이 바닥층의 알루미늄 양이 여전히 무시할 수 없는 수준임을 나타냅니다 . , 특히 필름의 외층과 비교할 때. 도 9b에 도시된 산화막의 우측 아래에서 입자가 검출되어 Mg와 O가 풍부하여 MgO인 것으로 추측되었다. Wang의 결과에 따르면 [56], Mg 용융물과 Mg 증기의 산화에 의해 Mg 용융물의 표면에 많은 이산 MgO 입자가 형성될 수 있다. 우리의 현재 연구에서 관찰된 MgO 입자는 같은 이유로 인해 형성될 수 있습니다. 실험 조건의 차이로 인해 더 적은 Mg 용융물이 기화되거나 O2와 반응할 수 있으므로 우리 작업에서 형성되는 MgO 입자는 소수에 불과합니다. 또한 필름에서 풍부한 탄소가 발견되어 CO 2 가 용융물과 반응하여 탄소 또는 탄화물을 형성할 수 있음을 보여줍니다 . 이 탄소 농도는 표 3에 나타낸 산화막의 상대적으로 높은 탄소 함량 (즉, 어두운 영역) 과 일치하였다 . 산화막 옆 영역.

표 3 . 도 8에 도시된 영역에 상응하는 EDS 결과(wt.%) (커버 가스: SF 6 / CO 2 ).

영형마그네슘NS아연NSNS
그림 8 (a)의 어두운 영역7.253.6469.823.827.030.86
그림 8 (a)의 밝은 영역2.100.4482.8313.261.36

테스트 바 파단면( 도 9 ) 에서 산화막의 이 단면 관찰은 도 6 (e)에 도시된 엔트레인먼트 결함의 개략도를 추가로 확인했다 . SF 6 /CO 2 와 SF 6 /air 의 서로 다른 분위기에서 형성된 엔트레인먼트 결함 은 유사한 구조를 가졌지만 그 조성은 달랐다.

3.3 . 산화 전지에서 산화막의 진화

섹션 3.1 및 3.2 의 결과 는 SF 6 /air 및 SF 6 /CO 2 의 커버 가스 아래에서 AZ91 주조에서 형성된 연행 결함의 구조 및 구성을 보여줍니다 . 산화 반응의 다른 단계는 연행 결함의 다른 구조와 조성으로 이어질 수 있습니다. Campbell은 동반된 가스가 주변 용융물과 반응할 수 있다고 추측했지만 Mg 합금 용융물과 포획된 커버 가스 사이에 반응이 발생했다는 보고는 거의 없습니다. 이전 연구자들은 일반적으로 개방된 환경에서 Mg 합금 용융물과 커버 가스 사이의 반응에 초점을 맞췄습니다 [38 , 39 , [46] , [47][48] , [49] , [50] , [51] , [52] , 이는 용융물에 갇힌 커버 가스의 상황과 다릅니다. AZ91 합금에서 엔트레인먼트 결함의 형성을 더 이해하기 위해 엔트레인먼트 결함의 산화막의 진화 과정을 산화 셀을 사용하여 추가로 연구했습니다.

.도 10 (a 및 d) 0.5 % 방송 SF 보호 산화 셀에서 5 분 동안 유지 된 표면 막 (6) / 공기. 불화물과 산화물(MgF 2 와 MgO) 로 이루어진 단 하나의 층이 있었습니다 . 이 표면 필름에서. 황은 EDS 스펙트럼에서 검출되었지만 그 양이 너무 적어 원소 맵에서 인식되지 않았습니다. 이 산화막의 구조 및 조성은 도 4 에 나타낸 엔트레인먼트 결함의 단층막과 유사하였다 .

그림 10

10분의 유지 시간 후, 얇은 (O,S)가 풍부한 상부층(약 700nm)이 예비 F-농축 필름에 나타나 그림 10 (b 및 e) 에서와 같이 다층 구조를 형성했습니다 . ). (O, S)가 풍부한 최상층의 두께는 유지 시간이 증가함에 따라 증가했습니다. Fig. 10 (c, f) 에서 보는 바와 같이 30분간 유지한 산화막도 다층구조를 가지고 있으나 (O,S)가 풍부한 최상층(약 2.5μm)의 두께가 10분 산화막의 그것. 도 10 (bc) 에 도시 된 다층 산화막 은 도 5에 도시된 샌드위치형 결함의 막과 유사한 외관을 나타냈다 .

도 10에 도시된 산화막의 상이한 구조는 커버 가스의 불화물이 AZ91 합금 용융물과의 반응으로 인해 우선적으로 소모될 것임을 나타내었다. 불화물이 고갈된 후, 잔류 커버 가스는 액체 AZ91 합금과 추가로 반응하여 산화막에 상부 (O, S)가 풍부한 층을 형성했습니다. 따라서 도 1 및 도 3에 도시된 연행 결함의 상이한 구조 및 조성 4 와 5 는 용융물과 갇힌 커버 가스 사이의 진행 중인 산화 반응 때문일 수 있습니다.

이 다층 구조는 Mg 합금 용융물에 형성된 보호 표면 필름에 관한 이전 간행물 [38 , [46] , [47] , [48] , [49] , [50] , [51] 에서 보고되지 않았습니다 . . 이는 이전 연구원들이 무제한의 커버 가스로 실험을 수행했기 때문에 커버 가스의 불화물이 고갈되지 않는 상황을 만들었기 때문일 수 있습니다. 따라서 엔트레인먼트 결함의 산화피막은 도 10에 도시된 산화피막과 유사한 거동특성을 가지나 [38 ,[46] , [47] , [48] , [49] , [50] , [51] .

SF 유지 산화막와 마찬가지로 6 / 공기, SF에 형성된 산화물 막 (6) / CO 2는 또한 세포 산화 다른 유지 시간과 다른 구조를 가지고 있었다. .도 11 (a)는 AZ91 개최 산화막, 0.5 %의 커버 가스 하에서 SF 표면 용융 도시 6 / CO 2, 5 분. 이 필름은 MgF 2 로 이루어진 단층 구조를 가졌다 . 이 영화에서는 MgO의 존재를 확인할 수 없었다. 30분의 유지 시간 후, 필름은 다층 구조를 가졌다; 내부 층은 조밀하고 균일한 외관을 가지며 MgF 2 로 구성 되고 외부 층은 MgF 2 혼합물및 MgO. 0.5%SF 6 /air 에서 형성된 표면막과 다른 이 막에서는 황이 검출되지 않았다 . 따라서, 0.5%SF 6 /CO 2 의 커버 가스 내의 불화물 도 막 성장 과정의 초기 단계에서 우선적으로 소모되었다. SF 6 /air 에서 형성된 막과 비교하여 SF 6 /CO 2 에서 형성된 막에서 MgO 는 나중에 나타났고 황화물은 30분 이내에 나타나지 않았다. 이는 SF 6 /air 에서 필름의 형성과 진화 가 SF 6 /CO 2 보다 빠르다 는 것을 의미할 수 있습니다 . CO 2 후속적으로 용융물과 반응하여 MgO를 형성하는 반면, 황 함유 화합물은 커버 가스에 축적되어 반응하여 매우 늦은 단계에서 황화물을 형성할 수 있습니다(산화 셀에서 30분 후).

그림 11

4 . 논의

4.1 . SF 6 /air 에서 형성된 연행 결함의 진화

Outokumpu HSC Chemistry for Windows( http://www.hsc-chemistry.net/ )의 HSC 소프트웨어를 사용하여 갇힌 기체와 액체 AZ91 합금 사이에서 발생할 수 있는 반응을 탐색하는 데 필요한 열역학 계산을 수행했습니다. 계산에 대한 솔루션은 소량의 커버 가스(즉, 갇힌 기포 내의 양)와 AZ91 합금 용융물 사이의 반응 과정에서 어떤 생성물이 가장 형성될 가능성이 있는지 제안합니다.

실험에서 압력은 1기압으로, 온도는 700°C로 설정했습니다. 커버 가스의 사용량은 7 × 10으로 가정 하였다 -7  약 0.57 cm의 양으로 kg 3 (3.14 × 10 -6  0.5 % SF위한 kmol) 6 / 공기, 0.35 cm (3) (3.12 × 10 – 8  kmol) 0.5%SF 6 /CO 2 . 포획된 가스와 접촉하는 AZ91 합금 용융물의 양은 모든 반응을 완료하기에 충분한 것으로 가정되었습니다. SF 6 의 분해 생성물 은 SF 5 , SF 4 , SF 3 , SF 2 , F 2 , S(g), S 2(g) 및 F(g) [57] , [58] , [59] , [60] .

그림 12 는 AZ91 합금과 0.5%SF 6 /air 사이의 반응에 대한 열역학적 계산의 평형 다이어그램을 보여줍니다 . 다이어그램에서 10 -15  kmol 미만의 반응물 및 생성물은 표시되지 않았습니다. 이는 존재 하는 SF 6 의 양 (≈ 1.57 × 10 -10  kmol) 보다 5배 적 으므로 영향을 미치지 않습니다. 실제적인 방법으로 과정을 관찰했습니다.

그림 12

이 반응 과정은 3단계로 나눌 수 있다.

1단계 : 불화물의 형성. AZ91 용융물은 SF 6 및 그 분해 생성물과 우선적으로 반응하여 MgF 2 , AlF 3 및 ZnF 2 를 생성 합니다. 그러나 ZnF 2 의 양 이 너무 적어서 실제적으로 검출되지  않았을 수 있습니다(  MgF 2 의 3 × 10 -10 kmol에 비해 ZnF 2 1.25 × 10 -12 kmol ). 섹션 3.1 – 3.3에 표시된 모든 산화막 . 한편, 잔류 가스에 황이 SO 2 로 축적되었다 .

2단계 : 산화물의 형성. 액체 AZ91 합금이 포획된 가스에서 사용 가능한 모든 불화물을 고갈시킨 후, Mg와의 반응으로 인해 AlF 3 및 ZnF 2 의 양이 빠르게 감소했습니다. O 2 (g) 및 SO 2 는 AZ91 용융물과 반응하여 MgO, Al 2 O 3 , MgAl 2 O 4 , ZnO, ZnSO 4 및 MgSO 4 를 형성 합니다. 그러나 ZnO 및 ZnSO 4 의 양은 EDS에 의해 실제로 발견되기에는 너무 적었을 것입니다(예: 9.5 × 10 -12  kmol의 ZnO, 1.38 × 10 -14  kmol의 ZnSO 4 , 대조적으로 4.68 × 10−10  kmol의 MgF 2 , X 축의 AZ91 양 이 2.5 × 10 -9  kmol일 때). 실험 사례에서 커버 가스의 F 농도는 매우 낮고 전체 농도 f O는 훨씬 높습니다. 따라서 1단계와 2단계, 즉 불화물과 산화물의 형성은 반응 초기에 동시에 일어나 그림 1과 2와 같이 불화물과 산화물의 가수층 혼합물이 형성될 수 있다 . 4 및 10 (a). 내부 층은 산화물로 구성되어 있지만 불화물은 커버 가스에서 F 원소가 완전히 고갈된 후에 형성될 수 있습니다.

단계 1-2는 도 10 에 도시 된 다층 구조의 형성 과정을 이론적으로 검증하였다 .

산화막 내의 MgAl 2 O 4 및 Al 2 O 3 의 양은 도 4에 도시된 산화막과 일치하는 검출하기에 충분한 양이었다 . 그러나, 도 10 에 도시된 바와 같이, 산화셀에서 성장된 산화막에서는 알루미늄의 존재를 인식할 수 없었다 . 이러한 Al의 부재는 표면 필름과 AZ91 합금 용융물 사이의 다음 반응으로 인한 것일 수 있습니다.(1)

Al 2 O 3  + 3Mg + = 3MgO + 2Al, △G(700°C) = -119.82 kJ/mol(2)

Mg + MgAl 2 O 4  = MgO + Al, △G(700°C) = -106.34 kJ/mol이는 반응물이 서로 완전히 접촉한다는 가정 하에 열역학적 계산이 수행되었기 때문에 HSC 소프트웨어로 시뮬레이션할 수 없었습니다. 그러나 실제 공정에서 AZ91 용융물과 커버 가스는 보호 표면 필름의 존재로 인해 서로 완전히 접촉할 수 없습니다.

3단계 : 황화물과 질화물의 형성. 30분의 유지 시간 후, 산화 셀의 기상 불화물 및 산화물이 고갈되어 잔류 가스와 용융 반응을 허용하여 초기 F-농축 또는 (F, O )이 풍부한 표면 필름, 따라서 그림 10 (b 및 c)에 표시된 관찰된 다층 구조를 생성합니다 . 게다가, 질소는 모든 반응이 완료될 때까지 AZ91 용융물과 반응했습니다. 도 6 에 도시 된 산화막 은 질화물 함량으로 인해 이 반응 단계에 해당할 수 있다. 그러나, 그 결과는 도 1 및 도 5에 도시 된 연마된 샘플에서 질화물이 검출되지 않음을 보여준다. 4 와 5, 그러나 테스트 바 파단면에서만 발견됩니다. 질화물은 다음과 같이 샘플 준비 과정에서 가수분해될 수 있습니다 [54] .(삼)

Mg 3 N 2  + 6H 2 O = 3Mg(OH) 2  + 2NH 3 ↑(4)

AlN+ 3H 2 O = Al(OH) 3  + NH 3 ↑

또한 Schmidt et al. [61] 은 Mg 3 N 2 와 AlN이 반응하여 3원 질화물(Mg 3 Al n N n+2, n=1, 2, 3…) 을 형성할 수 있음을 발견했습니다 . HSC 소프트웨어에는 삼원 질화물 데이터베이스가 포함되어 있지 않아 계산에 추가할 수 없습니다. 이 단계의 산화막은 또한 삼원 질화물을 포함할 수 있습니다.

4.2 . SF 6 /CO 2 에서 형성된 연행 결함의 진화

도 13 은 AZ91 합금과 0.5%SF 6 /CO 2 사이의 열역학적 계산 결과를 보여준다 . 이 반응 과정도 세 단계로 나눌 수 있습니다.

그림 13

1단계 : 불화물의 형성. SF 6 및 그 분해 생성물은 AZ91 용융물에 의해 소비되어 MgF 2 , AlF 3 및 ZnF 2 를 형성했습니다 . 0.5% SF 6 /air 에서 AZ91의 반응에서와 같이 ZnF 2 의 양 이 너무 작아서 실제적으로 감지되지  않았습니다( 2.67 x 10 -10  kmol의 MgF 2 에 비해 ZnF 2 1.51 x 10 -13 kmol ). S와 같은 잔류 가스 트랩에 축적 유황 2 (g) 및 (S)의 일부분 (2) (g)가 CO와 반응하여 2 SO 형성하는 2및 CO. 이 반응 단계의 생성물은 도 11 (a)에 도시된 필름과 일치하며 , 이는 불화물만을 함유하는 단일 층 구조를 갖는다.

2단계 : 산화물의 형성. ALF 3 및 ZnF 2 MgF로 형성 용융 AZ91 마그네슘의 반응 2 , Al 및 Zn으로한다. SO 2 는 소모되기 시작하여 표면 필름에 산화물을 생성 하고 커버 가스에 S 2 (g)를 생성했습니다. 한편, CO 2 는 AZ91 용융물과 직접 반응하여 CO, MgO, ZnO 및 Al 2 O 3 를 형성 합니다. 도 1에 도시 된 산화막 9 및 11 (b)는 산소가 풍부한 층과 다층 구조로 인해 이 반응 단계에 해당할 수 있습니다.

커버 가스의 CO는 AZ91 용융물과 추가로 반응하여 C를 생성할 수 있습니다. 이 탄소는 온도가 감소할 때(응고 기간 동안) Mg와 추가로 반응하여 Mg 탄화물을 형성할 수 있습니다 [62] . 이것은 도 4에 도시된 산화막의 탄소 함량이 높은 이유일 수 있다 8 – 9 . Liang et al. [39] 또한 SO 2 /CO 2 로 보호된 AZ91 합금 표면 필름에서 탄소 검출을 보고했습니다 . 생성된 Al 2 O 3 는 MgO와 더 결합하여 MgAl 2 O [63]를 형성할 수 있습니다 . 섹션 4.1 에서 논의된 바와 같이, 알루미나 및 스피넬은 도 11 에 도시된 바와 같이 표면 필름에 알루미늄 부재를 야기하는 Mg와 반응할 수 있다 .

3단계 : 황화물의 형성. AZ91은 용융물 S 소비하기 시작 2 인 ZnS와 MGS 형성 갇힌 잔류 가스 (g)를. 이러한 반응은 반응 과정의 마지막 단계까지 일어나지 않았으며, 이는 Fig. 7 (c)에 나타난 결함의 S-함량 이 적은 이유일 수 있다 .

요약하면, 열역학적 계산은 AZ91 용융물이 커버 가스와 반응하여 먼저 불화물을 형성한 다음 마지막에 산화물과 황화물을 형성할 것임을 나타냅니다. 다른 반응 단계에서 산화막은 다른 구조와 조성을 가질 것입니다.

4.3 . 운반 가스가 동반 가스 소비 및 AZ91 주물의 재현성에 미치는 영향

SF 6 /air 및 SF 6 /CO 2 에서 형성된 연행 결함의 진화 과정은 4.1절 과 4.2  에서 제안되었습니다 . 이론적인 계산은 실제 샘플에서 발견되는 해당 산화막과 관련하여 검증되었습니다. 연행 결함 내의 대기는 Al-합금 시스템과 다른 시나리오에서 액체 Mg-합금과의 반응으로 인해 효율적으로 소모될 수 있습니다(즉, 연행된 기포의 질소가 Al-합금 용융물과 효율적으로 반응하지 않을 것입니다 [64 , 65] 그러나 일반적으로 “질소 연소”라고 하는 액체 Mg 합금에서 질소가 더 쉽게 소모될 것입니다 [66] ).

동반된 가스와 주변 액체 Mg-합금 사이의 반응은 동반된 가스를 산화막 내에서 고체 화합물(예: MgO)로 전환하여 동반 결함의 공극 부피를 감소시켜 결함(예: 공기의 동반된 가스가 주변의 액체 Mg 합금에 의해 고갈되면 용융 온도가 700 °C이고 액체 Mg 합금의 깊이가 10 cm라고 가정할 때 최종 고체 제품의 총 부피는 0.044가 됩니다. 갇힌 공기가 취한 초기 부피의 %).

연행 결함의 보이드 부피 감소와 해당 주조 특성 사이의 관계는 알루미늄 합금 주조에서 널리 연구되었습니다. Nyahumwa와 Campbell [16] 은 HIP(Hot Isostatic Pressing) 공정이 Al-합금 주물의 연행 결함이 붕괴되고 산화물 표면이 접촉하게 되었다고 보고했습니다. 주물의 피로 수명은 HIP 이후 개선되었습니다. Nyahumwa와 Campbell [16] 도 서로 접촉하고 있는 이중 산화막의 잠재적인 결합을 제안했지만 이를 뒷받침하는 직접적인 증거는 없었습니다. 이 결합 현상은 Aryafar et.al에 의해 추가로 조사되었습니다. [8], 그는 강철 튜브에서 산화물 스킨이 있는 두 개의 Al-합금 막대를 다시 녹인 다음 응고된 샘플에 대해 인장 강도 테스트를 수행했습니다. 그들은 Al-합금 봉의 산화물 스킨이 서로 강하게 결합되어 용융 유지 시간이 연장됨에 따라 더욱 강해짐을 발견했으며, 이는 이중 산화막 내 동반된 가스의 소비로 인한 잠재적인 “치유” 현상을 나타냅니다. 구조. 또한 Raidszadeh와 Griffiths [9 , 19] 는 연행 가스가 반응하는 데 더 긴 시간을 갖도록 함으로써 응고 전 용융 유지 시간을 연장함으로써 Al-합금 주물의 재현성에 대한 연행 결함의 부정적인 영향을 성공적으로 줄였습니다. 주변이 녹습니다.

앞서 언급한 연구를 고려할 때, Mg 합금 주물에서 혼입 가스의 소비는 다음 두 가지 방식으로 혼입 결함의 부정적인 영향을 감소시킬 수 있습니다.

(1) 이중 산화막의 결합 현상 . 도 5 및 도 7 에 도시 된 샌드위치형 구조 는 이중 산화막 구조의 잠재적인 결합을 나타내었다. 그러나 산화막의 결합으로 인한 강도 증가를 정량화하기 위해서는 더 많은 증거가 필요합니다.

(2) 연행 결함의 보이드 체적 감소 . 주조품의 품질에 대한 보이드 부피 감소의 긍정적인 효과는 HIP 프로세스 [67]에 의해 널리 입증되었습니다 . 섹션 4.1 – 4.2 에서 논의된 진화 과정과 같이 , 동반된 가스와 주변 AZ91 합금 용융물 사이의 지속적인 반응으로 인해 동반 결함의 산화막이 함께 성장할 수 있습니다. 최종 고체 생성물의 부피는 동반된 기체에 비해 상당히 작았다(즉, 이전에 언급된 바와 같이 0.044%).

따라서, 혼입 가스의 소모율(즉, 산화막의 성장 속도)은 AZ91 합금 주물의 품질을 향상시키는 중요한 매개변수가 될 수 있습니다. 이에 따라 산화 셀의 산화막 성장 속도를 추가로 조사했습니다.

도 14 는 상이한 커버 가스(즉, 0.5%SF 6 /air 및 0.5%SF 6 /CO 2 ) 에서의 표면 필름 성장 속도의 비교를 보여준다 . 필름 두께 측정을 위해 각 샘플의 15개의 임의 지점을 선택했습니다. 95% 신뢰구간(95%CI)은 막두께의 변화가 가우시안 분포를 따른다는 가정하에 계산하였다. 0.5%SF 6 /air 에서 형성된 모든 표면막이 0.5%SF 6 /CO 2 에서 형성된 것보다 빠르게 성장함을 알 수 있다 . 다른 성장률은 0.5%SF 6 /air 의 연행 가스 소비율 이 0.5%SF 6 /CO 2 보다 더 높음 을 시사했습니다., 이는 동반된 가스의 소비에 더 유리했습니다.

그림 14

산화 셀에서 액체 AZ91 합금과 커버 가스의 접촉 면적(즉, 도가니의 크기)은 많은 양의 용융물과 가스를 고려할 때 상대적으로 작았다는 점에 유의해야 합니다. 결과적으로, 산화 셀 내에서 산화막 성장을 위한 유지 시간은 비교적 길었다(즉, 5-30분). 하지만, 실제 주조에 함유 된 혼입 결함은 (상대적으로 매우 적은, 즉, 수 미크론의 크기에 도시 된 바와 같이 ,도 3. – 6 및 [7]), 동반된 가스는 주변 용융물로 완전히 둘러싸여 상대적으로 큰 접촉 영역을 생성합니다. 따라서 커버 가스와 AZ91 합금 용융물의 반응 시간은 비교적 짧을 수 있습니다. 또한 실제 Mg 합금 모래 주조의 응고 시간은 몇 분일 수 있습니다(예: Guo [68] 은 직경 60mm의 Mg 합금 모래 주조가 응고되는 데 4분이 필요하다고 보고했습니다). 따라서 Mg-합금 용융주조 과정에서 포획된 동반된 가스는 특히 응고 시간이 긴 모래 주물 및 대형 주물의 경우 주변 용융물에 의해 쉽게 소모될 것으로 예상할 수 있습니다.

따라서, 동반 가스의 다른 소비율과 관련된 다른 커버 가스(0.5%SF 6 /air 및 0.5%SF 6 /CO 2 )가 최종 주물의 재현성에 영향을 미칠 수 있습니다. 이 가정을 검증하기 위해 0.5%SF 6 /air 및 0.5%SF 6 /CO 2 에서 생산된 AZ91 주물 을 기계적 평가를 위해 테스트 막대로 가공했습니다. Weibull 분석은 선형 최소 자승(LLS) 방법과 비선형 최소 자승(비 LLS) 방법을 모두 사용하여 수행되었습니다 [69] .

그림 15 (ab)는 LLS 방법으로 얻은 UTS 및 AZ91 합금 주물의 연신율의 전통적인 2-p 선형 Weibull 플롯을 보여줍니다. 사용된 추정기는 P= (i-0.5)/N이며, 이는 모든 인기 있는 추정기 중 가장 낮은 편향을 유발하는 것으로 제안되었습니다 [69 , 70] . SF 6 /air 에서 생산된 주물 은 UTS Weibull 계수가 16.9이고 연신율 Weibull 계수가 5.0입니다. 대조적으로, SF 6 /CO 2 에서 생산된 주물의 UTS 및 연신 Weibull 계수는 각각 7.7과 2.7로, SF 6 /CO 2 에 의해 보호된 주물의 재현성이 SF 6 /air 에서 생산된 것보다 훨씬 낮음을 시사합니다. .

그림 15

또한 저자의 이전 출판물 [69] 은 선형화된 Weibull 플롯의 단점을 보여주었으며, 이는 Weibull 추정 의 더 높은 편향과 잘못된 2 중단을 유발할 수 있습니다 . 따라서 그림 15 (cd) 와 같이 Non-LLS Weibull 추정이 수행되었습니다 . SF 6 /공기주조물 의 UTS Weibull 계수 는 20.8인 반면, SF 6 /CO 2 하에서 생산된 주조물의 UTS Weibull 계수는 11.4로 낮아 재현성에서 분명한 차이를 보였다. 또한 SF 6 /air elongation(El%) 데이터 세트는 SF 6 /CO 2 의 elongation 데이터 세트보다 더 높은 Weibull 계수(모양 = 5.8)를 가졌습니다.(모양 = 3.1). 따라서 LLS 및 Non-LLS 추정 모두 SF 6 /공기 주조가 SF 6 /CO 2 주조 보다 더 높은 재현성을 갖는다고 제안했습니다 . CO 2 대신 공기를 사용 하면 혼입된 가스의 더 빠른 소비에 기여하여 결함 내의 공극 부피를 줄일 수 있다는 방법을 지원합니다 . 따라서 0.5%SF 6 /CO 2 대신 0.5%SF 6 /air를 사용 하면(동반된 가스의 소비율이 증가함) AZ91 주물의 재현성이 향상되었습니다.

그러나 모든 Mg 합금 주조 공장이 현재 작업에서 사용되는 주조 공정을 따랐던 것은 아니라는 점에 유의해야 합니다. Mg의 합금 용탕 본 작업은 탈기에 따라서, 동반 가스의 소비에 수소의 영향을 감소 (즉, 수소 잠재적 동반 가스의 고갈 억제, 동반 된 기체로 확산 될 수있다 [7 , 71 , 72] ). 대조적으로, 마그네슘 합금 주조 공장에서는 마그네슘을 주조할 때 ‘가스 문제’가 없고 따라서 인장 특성에 큰 변화가 없다고 널리 믿어지기 때문에 마그네슘 합금 용융물은 일반적으로 탈기되지 않습니다 [73] . 연구에 따르면 Mg 합금 주물의 기계적 특성에 대한 수소의 부정적인 영향 [41 ,42 , 73] , 탈기 공정은 마그네슘 합금 주조 공장에서 여전히 인기가 없습니다.

또한 현재 작업에서 모래 주형 공동은 붓기 전에 SF 6 커버 가스 로 플러싱되었습니다 [22] . 그러나 모든 Mg 합금 주조 공장이 이러한 방식으로 금형 캐비티를 플러싱한 것은 아닙니다. 예를 들어, Stone Foundry Ltd(영국)는 커버 가스 플러싱 대신 유황 분말을 사용했습니다. 그들의 주물 내의 동반된 가스 는 보호 가스라기 보다는 SO 2 /공기일 수 있습니다 .

따라서 본 연구의 결과는 CO 2 대신 공기를 사용 하는 것이 최종 주조의 재현성을 향상시키는 것으로 나타났지만 다른 산업용 Mg 합금 주조 공정과 관련하여 캐리어 가스의 영향을 확인하기 위해서는 여전히 추가 조사가 필요합니다.

7 . 결론

1.

AZ91 합금에 형성된 연행 결함이 관찰되었습니다. 그들의 산화막은 단층과 다층의 두 가지 유형의 구조를 가지고 있습니다. 다층 산화막은 함께 성장하여 최종 주조에서 샌드위치 같은 구조를 형성할 수 있습니다.2.

실험 결과와 이론적인 열역학적 계산은 모두 갇힌 가스의 불화물이 황을 소비하기 전에 고갈되었음을 보여주었습니다. 이중 산화막 결함의 3단계 진화 과정이 제안되었습니다. 산화막은 진화 단계에 따라 다양한 화합물 조합을 포함했습니다. SF 6 /air 에서 형성된 결함 은 SF 6 /CO 2 에서 형성된 것과 유사한 구조를 갖지만 산화막의 조성은 달랐다. 엔트레인먼트 결함의 산화막 형성 및 진화 과정은 이전에 보고된 Mg 합금 표면막(즉, MgF 2 이전에 형성된 MgO)의 것과 달랐다 .삼.

산화막의 성장 속도는 SF하에 큰 것으로 입증되었다 (6) / SF보다 공기 6 / CO 2 손상 봉입 가스의 빠른 소비에 기여한다. AZ91 합금 주물의 재현성은 SF 6 /CO 2 대신 SF 6 /air를 사용할 때 향상되었습니다 .

감사의 말

저자는 EPSRC LiME 보조금 EP/H026177/1의 자금 지원 과 WD Griffiths 박사와 Adrian Carden(버밍엄 대학교)의 도움을 인정합니다. 주조 작업은 University of Birmingham에서 수행되었습니다.

참조
[1]
MK McNutt , SALAZAR K.
마그네슘, 화합물 및 금속, 미국 지질 조사국 및 미국 내무부
레 스톤 , 버지니아 ( 2013 )
Google 학술검색
[2]
마그네슘
화합물 및 금속, 미국 지질 조사국 및 미국 내무부
( 1996 )
Google 학술검색
[삼]
I. Ostrovsky , Y. Henn
ASTEC’07 International Conference-New Challenges in Aeronautics , Moscow ( 2007 ) , pp. 1 – 5
8월 19-22일
Scopus에서 레코드 보기Google 학술검색
[4]
Y. Wan , B. Tang , Y. Gao , L. Tang , G. Sha , B. Zhang , N. Liang , C. Liu , S. Jiang , Z. Chen , X. Guo , Y. Zhao
액타 메이터. , 200 ( 2020 ) , 274 – 286 페이지
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[5]
JTJ Burd , EA Moore , H. Ezzat , R. Kirchain , R. Roth
적용 에너지 , 283 ( 2021 ) , 제 116269 조
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[6]
AM 루이스 , JC 켈리 , 조지아주 Keoleian
적용 에너지 , 126 ( 2014 ) , pp. 13 – 20
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[7]
J. 캠벨
주물
버터워스-하이네만 , 옥스퍼드 ( 2004 )
Google 학술검색
[8]
M. Aryafar , R. Raiszadeh , A. Shalbafzadeh
J. 메이터. 과학. , 45 ( 2010 년 ) , PP. (3041) – 3051
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[9]
R. 라이자데 , WD 그리피스
메탈. 메이터. 트랜스. B-프로세스 메탈. 메이터. 프로세스. 과학. , 42 ( 2011 ) , 133 ~ 143페이지
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[10]
R. 라이자데 , WD 그리피스
J. 합금. Compd. , 491 ( 2010 ) , 575 ~ 580 쪽
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[11]
L. Peng , G. Zeng , TC Su , H. Yasuda , K. Nogita , CM Gourlay
JOM , 71 ( 2019 ) , pp. 2235 – 2244
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[12]
S. Ganguly , AK Mondal , S. Sarkar , A. Basu , S. Kumar , C. Blawert
코로스. 과학. , 166 ( 2020 )
[13]
GE Bozchaloei , N. Varahram , P. Davami , SK 김
메이터. 과학. 영어 A-구조체. 메이터. 소품 Microstruct. 프로세스. , 548 ( 2012 ) , 99 ~ 105페이지
Scopus에서 레코드 보기
[14]
S. 폭스 , J. 캠벨
Scr. 메이터. , 43 ( 2000 ) , PP. 881 – 886
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[15]
M. 콕스 , RA 하딩 , J. 캠벨
메이터. 과학. 기술. , 19 ( 2003 ) , 613 ~ 625페이지
Scopus에서 레코드 보기
[16]
C. Nyahumwa , NR Green , J. Campbell
메탈. 메이터. 트랜스. A-Phys. 메탈. 메이터. 과학. , 32 ( 2001 ) , 349 ~ 358 쪽
Scopus에서 레코드 보기
[17]
A. Ardekhani , R. Raiszadeh
J. 메이터. 영어 공연하다. , 21 ( 2012 ) , pp. 1352 – 1362
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[18]
X. Dai , X. Yang , J. Campbell , J. Wood
메이터. 과학. 기술. , 20 ( 2004 ) , 505 ~ 513 쪽
Scopus에서 레코드 보기
[19]
EM 엘갈라드 , MF 이브라힘 , HW 도티 , FH 사무엘
필로스. 잡지. , 98 ( 2018 ) , PP. 1337 – 1359
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[20]
WD 그리피스 , NW 라이
메탈. 메이터. 트랜스. A-Phys. 메탈. 메이터. 과학. , 38A ( 2007 ) , PP. 190 – 196
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[21]
AR Mirak , M. Divandari , SMA Boutorabi , J. 캠벨
국제 J. 캐스트 만났습니다. 해상도 , 20 ( 2007 ) , PP. 215 – 220
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[22]
C. 칭기
주조공학 연구실
Helsinki University of Technology , Espoo, Finland ( 2006 )
Google 학술검색
[23]
Y. Jia , J. Hou , H. Wang , Q. Le , Q. Lan , X. Chen , L. Bao
J. 메이터. 프로세스. 기술. , 278 ( 2020 ) , 제 116542 조
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[24]
S. Ouyang , G. Yang , H. Qin , S. Luo , L. Xiao , W. Jie
메이터. 과학. 영어 A , 780 ( 2020 ) , 제 139138 조
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[25]
에스엠. Xiong , X.-F. 왕
트랜스. 비철금속 사회 중국 , 20 ( 2010 ) , pp. 1228 – 1234
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[26]
지브이리서치
그랜드뷰 리서치
( 2018 )
미국
Google 학술검색
[27]
T. 리 , J. 데이비스
메탈. 메이터. 트랜스. , 51 ( 2020 ) , PP. 5,389 – (5400)
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[28]
JF Fruehling, 미시간 대학, 1970.
Google 학술검색
[29]
S. 쿨링
제36회 세계 마그네슘 연례 회의 , 노르웨이 ( 1979 ) , pp. 54 – 57
Scopus에서 레코드 보기Google 학술검색
[30]
S. Cashion , N. Ricketts , P. Hayes
J. 가벼운 만남. , 2 ( 2002 ) , 43 ~ 47페이지
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[31]
S. Cashion , N. Ricketts , P. Hayes
J. 가벼운 만남. , 2 ( 2002 ) , PP. 37 – 42
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[32]
K. Aarstad , G. Tranell , G. Pettersen , TA Engh
SF6에 의해 보호되는 마그네슘의 표면을 연구하는 다양한 기술
TMS ( 2003년 )
Google 학술검색
[33]
에스엠 Xiong , X.-L. 리우
메탈. 메이터. 트랜스. , 38 ( 2007 년 ) , PP. (428) – (434)
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[34]
T.-S. 시 , J.-B. Liu , P.-S. 웨이
메이터. 화학 물리. , 104 ( 2007 ) , 497 ~ 504페이지
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[35]
G. Pettersen , E. Øvrelid , G. Tranell , J. Fenstad , H. Gjestland
메이터. 과학. 영어 , 332 ( 2002 ) , PP. (285) – (294)
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[36]
H. Bo , LB Liu , ZP Jin
J. 합금. Compd. , 490 ( 2010 ) , 318 ~ 325 쪽
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[37]
A. 미락 , C. 데이비슨 , J. 테일러
코로스. 과학. , 52 ( 2010 ) , PP. 1992 년 – 2000
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[38]
BD 리 , UH 부리 , KW 리 , GS 한강 , JW 한
메이터. 트랜스. , 54 ( 2013 ) , 66 ~ 73페이지
Scopus에서 레코드 보기
[39]
WZ Liang , Q. Gao , F. Chen , HH Liu , ZH Zhao
China Foundry , 9 ( 2012 ) , pp. 226 – 230
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[40]
UI 골드슐레거 , EY 샤피로비치
연소. 폭발 충격파 , 35 ( 1999 ) , 637 ~ 644페이지
Scopus에서 레코드 보기
[41]
A. Elsayed , SL Sin , E. Vandersluis , J. Hill , S. Ahmad , C. Ravindran , S. Amer Foundry
트랜스. 오전. 파운드리 Soc. , 120 ( 2012 ) , 423 ~ 429페이지
Scopus에서 레코드 보기
[42]
E. Zhang , GJ Wang , ZC Hu
메이터. 과학. 기술. , 26 ( 2010 ) , 1253 ~ 1258페이지
Scopus에서 레코드 보기
[43]
NR 그린 , J. 캠벨
메이터. 과학. 영어 A-구조체. 메이터. 소품 Microstruct. 프로세스. , 173 ( 1993 ) , 261 ~ 266 쪽
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[44]
C 라일리 , MR 졸리 , NR 그린
MCWASP XII 논문집 – 주조, 용접 및 고급 Solidifcation 프로세스의 12 모델링 , 밴쿠버, 캐나다 ( 2009 )
Google 학술검색
[45]
HE Friedrich, BL Mordike, Springer, 독일, 2006.
Google 학술검색
[46]
C. Zheng , BR Qin , XB Lou
기계, 산업 및 제조 기술에 관한 2010 국제 회의 , ASME ( 2010 ) , pp. 383 – 388
2010년 미트
교차 참조Scopus에서 레코드 보기Google 학술검색
[47]
SM Xiong , XF 왕
트랜스. 비철금속 사회 중국 , 20 ( 2010 ) , pp. 1228 – 1234
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[48]
SM Xiong , XL Liu
메탈. 메이터. 트랜스. A-Phys. 메탈. 메이터. 과학. , 38A ( 2007 ) , PP. (428) – (434)
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[49]
TS Shih , JB Liu , PS Wei
메이터. 화학 물리. , 104 ( 2007 ) , 497 ~ 504페이지
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[50]
K. Aarstad , G. Tranell , G. Pettersen , TA Engh
매그. 기술. ( 2003 ) , PP. (5) – (10)
Scopus에서 레코드 보기
[51]
G. Pettersen , E. Ovrelid , G. Tranell , J. Fenstad , H. Gjestland
메이터. 과학. 영어 A-구조체. 메이터. 소품 Microstruct. 프로세스. , 332 ( 2002 ) , 285 ~ 294페이지
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[52]
XF 왕 , SM Xiong
코로스. 과학. , 66 ( 2013 ) , PP. 300 – 307
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[53]
SH Nie , SM Xiong , BC Liu
메이터. 과학. 영어 A-구조체. 메이터. 소품 Microstruct. 프로세스. , 422 ( 2006 ) , 346 ~ 351페이지
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[54]
C. Bauer , A. Mogessie , U. Galovsky
Zeitschrift 모피 Metallkunde , 97 ( 2006 ) , PP. (164) – (168)
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[55]
QG 왕 , D. Apelian , DA Lados
J. 가벼운 만남. , 1 ( 2001 ) , PP. (73) – 84
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[56]
S. Wang , Y. Wang , Q. Ramasse , Z. Fan
메탈. 메이터. 트랜스. , 51 ( 2020 ) , PP. 2957 – 2974
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[57]
S. Hayashi , W. Minami , T. Oguchi , HJ Kim
카그. 코그. 론분슈 , 35 ( 2009 ) , 411 ~ 415페이지
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[58]
K. 아르스타드
노르웨이 과학 기술 대학교
( 2004년 )
Google 학술검색
[59]
RL 윌킨스
J. Chem. 물리. , 51 ( 1969 ) , p. 853
-&
Scopus에서 레코드 보기
[60]
O. Kubaschewski , K. Hesselemam
무기물의 열화학적 성질
Springer-Verlag , 벨린 ( 1991 )
Google 학술검색
[61]
R. Schmidt , M. Strobele , K. Eichele , HJ Meyer
유로 J. Inorg. 화학 ( 2017 ) , PP. 2727 – 2735
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[62]
B. Hu , Y. Du , H. Xu , W. Sun , WW Zhang , D. Zhao
제이민 메탈. 분파. B-금속. , 46 ( 2010 ) , 97 ~ 103페이지
Scopus에서 레코드 보기
[63]
O. Salas , H. Ni , V. Jayaram , KC Vlach , CG Levi , R. Mehrabian
J. 메이터. 해상도 , 6 ( 1991 ) , 1964 ~ 1981페이지
Scopus에서 레코드 보기
[64]
SSS Kumari , UTS Pillai , BC 빠이
J. 합금. Compd. , 509 ( 2011 ) , pp. 2503 – 2509
기사PDF 다운로드Scopus에서 레코드 보기
[65]
H. Scholz , P. Greil
J. 메이터. 과학. , 26 ( 1991 ) , 669 ~ 677 쪽
Scopus에서 레코드 보기
[66]
P. Biedenkopf , A. Karger , M. Laukotter , W. Schneider
매그. 기술. , 2005년 ( 2005년 ) , 39 ~ 42 쪽
Scopus에서 레코드 보기
[67]
HV 앳킨슨 , S. 데이비스
메탈. 메이터. 트랜스. , 31 ( 2000 ) , PP. 2981 – 3000
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[68]
EJ Guo , L. Wang , YC Feng , LP Wang , YH Chen
J. 썸. 항문. 칼로리. , 135 ( 2019 ) , PP. 2001 년 – 2008 년
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[69]
T. Li , WD Griffiths , J. Chen
메탈. 메이터. 트랜스. A-Phys. 메탈. 메이터. 과학. , 48A ( 2017 ) , PP. 5516 – 5528
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[70]
M. Tiryakioglu , D. Hudak는
J. 메이터. 과학. , 42 ( 2007 ) , pp. 10173 – 10179
교차 참조Scopus에서 레코드 보기
[71]
Y. Yue , WD Griffiths , JL Fife , NR Green
제1회 3d 재료과학 국제학술대회 논문집 ( 2012 ) , pp. 131 – 136
교차 참조Scopus에서 레코드 보기Google 학술검색
[72]
R. 라이자데 , WD 그리피스
메탈. 메이터. 트랜스. B-프로세스 메탈. 메이터. 프로세스. 과학. , 37 ( 2006 ) , PP. (865) – (871)
Scopus에서 레코드 보기
[73]
ZC Hu , EL Zhang , SY Zeng
메이터. 과학. 기술. , 24 ( 2008 ) , 1304 ~ 1308페이지
교차 참조Scopus에서 레코드 보기

Figures-Effects of sinusoidal oscillating laser beam on weld formation, melt flow and grain structure during aluminum alloys lap welding

알루미늄 합금 겹침 용접 중 용접 형성, 용융 흐름 및 입자 구조에 대한 사인파 발진 레이저 빔의 영향

Effects of sinusoidal oscillating laser beam on weld formation, melt flow and grain structure during aluminum alloys lap welding

Lin Chen, Gaoyang Mi, Xiong Zhang, Chunming Wang
School of Materials Science and Engineering, Huazhong University of Science and Technology, Wuhan, 430074, China

Abstract

레이저 사인파 진동(사인) 용접 및 레이저 용접(SLW)에서 1.5mm 6061/5182 알루미늄 합금 박판 랩 조인트의 수치 모델이 온도 분포와 용융 흐름을 시뮬레이션하기 위해 개발되었습니다.

SLW의 일반적인 에너지 분포와 달리 레이저 빔의 사인파 진동은 에너지 분포를 크게 균질화하고 에너지 피크를 줄였습니다. 에너지 피크는 사인 용접의 양쪽에 위치하여 톱니 모양의 단면이 형성되었습니다. 이 논문은 시뮬레이션을 통해 응고 미세구조에 대한 온도 구배(G)와 응고 속도(R)의 영향을 설명했습니다.

결과는 사인 용접의 중심이 낮은 G/R로 더 넓은 영역을 가짐으로써 더 넓은 등축 결정립 영역의 형성을 촉진하고 더 큰 GR로 인해 주상 결정립이 더 가늘다는 것을 나타냅니다. 다공성 및 비관통 용접은 레이저 사인파 진동에 의해 얻어졌습니다.

그 이유는 용융 풀의 부피가 확대되고 열쇠 구멍의 부피 비율이 감소하며 용융 풀의 난류가 완만해졌기 때문이며, 이는 용융 흐름의 고속 이미징 및 시뮬레이션 결과에서 관찰되었습니다. 두 용접부의 인장시험에서 융착선을 따라 인장파괴 형태를 보였고 사인 용접부의 인장강도가 SLW 용접부보다 유의하게 우수하였습니다.

이는 등축 결정립 영역이 넓을수록 균열 경향이 감소하고 파단 위치에 근접한 입자 크기가 미세하기 때문입니다. 결함이 없고 우수한 용접은 신에너지 자동차 산업에 매우 중요합니다.

A numerical model of 1.5 mm 6061/5182 aluminum alloys thin sheets lap joints under laser sinusoidal oscillation (sine) welding and laser welding (SLW) weld was developed to simulate temperature distribution and melt flow. Unlike the common energy distribution of SLW, the sinusoidal oscillation of laser beam greatly homogenized the energy distribution and reduced the energy peak. The energy peaks were located at both sides of the sine weld, resulting in the tooth-shaped sectional formation. This paper illustrated the effect of the temperature gradient (G) and solidification rate (R) on the solidification microstructure by simulation. Results indicated that the center of the sine weld had a wider area with low G/R, promoting the formation of a wider equiaxed grain zone, and the columnar grains were slenderer because of greater GR. The porosity-free and non-penetration welds were obtained by the laser sinusoidal oscillation. The reasons were that the molten pool volume was enlarged, the volume proportion of keyhole was reduced and the turbulence in the molten pool was gentled, which was observed by the high-speed imaging and simulation results of melt flow. The tensile test of both welds showed a tensile fracture form along the fusion line, and the tensile strength of sine weld was significantly better than that of the SLW weld. This was because that the wider equiaxed grain area reduced the tendency of cracks and the finer grain size close to the fracture location. Defect-free and excellent welds are of great significance to the new energy vehicles industry.

Keywords

Laser weldingSinusoidal oscillatingEnergy distributionNumerical simulationMolten pool flowGrain structure

Figures-Effects of sinusoidal oscillating laser beam on weld formation, melt flow and grain structure during aluminum alloys lap welding
Figures-Effects of sinusoidal oscillating laser beam on weld formation, melt flow and grain structure during aluminum alloys lap welding
Fig. 5 Comparison of experimental SEM image and CtFD simulated melt pool with beam diameters of(a)700 μm,(b)1000 μm, and(c)1300 μm and an absorption rate of 0.3. Electron beam power and scan speed are 900 W and 100 mm s-1, respectively

추가 생산용 전자빔 조사에 의한 316L 스테인리스 용융 · 응고 거동

Melting and Solidification Behavior of 316L Steel Induced by Electron-Beam Irradiation for Additive Manufacturing

付加製造用電子ビーム照射による 316L ステンレス鋼の溶融・凝固挙動

奥 川 将 行*・宮 田 雄一朗*・王     雷*・能 勢 和 史*
小 泉 雄一郎*・中 野 貴 由*
Masayuki OKUGAWA, Yuichiro MIYATA, Lei WANG, Kazufumi NOSE,
Yuichiro KOIZUMI and Takayoshi NAKANO

Abstract

적층 제조(AM) 기술은 복잡한 형상의 3D 부품을 쉽게 만들고 미세 구조 제어를 통해 재료 특성을 크게 제어할 수 있기 때문에 많은 관심을 받았습니다. PBF(Powderbed fusion) 방식의 AM 공정에서는 금속 분말을 레이저나 전자빔으로 녹이고 응고시키는 과정을 반복하여 3D 부품을 제작합니다.

일반적으로 응고 미세구조는 Hunt[Mater. 과학. 영어 65, 75(1984)]. 그러나 CET 이론이 일반 316L 스테인리스강에서도 높은 G와 R로 인해 PBF형 AM 공정에 적용될 수 있을지는 불확실하다.

본 연구에서는 미세구조와 응고 조건 간의 관계를 밝히기 위해 전자빔 조사에 의해 유도된 316L 강의 응고 미세구조를 분석하고 CtFD(Computational Thermal-Fluid Dynamics) 방법을 사용하여 고체/액체 계면에서의 응고 조건을 평가했습니다.

CET 이론과 반대로 높은 G 조건에서 등축 결정립이 종종 형성되는 것으로 밝혀졌다. CtFD 시뮬레이션은 약 400 mm s-1의 속도까지 유체 흐름이 있음을 보여 주며 수상 돌기의 파편 및 이동의 영향으로 등축 결정립이 형성됨을 시사했습니다.

Additive manufacturing(AM)technologies have attracted much attention because it enables us to build 3D parts with complicated geometry easily and control material properties significantly via the control of microstructures. In the powderbed fusion(PBF)type AM process, 3D parts are fabricated by repeating a process of melting and solidifying metal powders by laser or electron beams. In general, the solidification microstructures can be predicted from solidification conditions defined by the combination of temperature gradient G and solidification rate R on the basis of columnar-equiaxed transition(CET)theory proposed by Hunt [Mater. Sci. Eng. 65, 75(1984)]. However, it is unclear whether the CET theory can be applied to the PBF type AM process because of the high G and R, even for general 316L stainless steel. In this study, to reveal relationships between microstructures and solidification conditions, we have analyzed solidification microstructures of 316L steel induced by electronbeam irradiation and evaluated solidification conditions at the solid/liquid interface using a computational thermal-fluid dynamics (CtFD)method. It was found that equiaxed grains were often formed under high G conditions contrary to the CET theory. CtFD simulation revealed that there is a fluid flow up to a velocity of about 400 mm s-1, and suggested that equiaxed grains are formed owing to the effect of fragmentations and migrations of dendrites.

Keywords

Additive Manufacturing, 316L Stainless Steel, Powder Bed Fusion, Electron Beam Melting, Computational Thermal
Fluid Dynamics Simulation

Fig. 1 Width, height, and height differences calculated from laser microscope analysis of melt tracks formed by scanning electron beam. Fig. 2(a)Scanning electron microscope(SEM)image and(b) corresponding electron back-scattering diffraction(EBSD) IPF-map taken from the electron-beam irradiated region in P900-V100 sample. Fig. 3 Average grain size and their aspect ratio calculated from EBSD IPF-map taken from the electron-beam irradiated region.
Fig. 1 Width, height, and height differences calculated from laser microscope analysis of melt tracks formed by scanning electron beam. Fig. 2(a)Scanning electron microscope(SEM)image and(b) corresponding electron back-scattering diffraction(EBSD) IPF-map taken from the electron-beam irradiated region in P900-V100 sample. Fig. 3 Average grain size and their aspect ratio calculated from EBSD IPF-map taken from the electron-beam irradiated region.
Fig. 4 Comparison of experimental SEM image and computational thermal fluid dynamics(CtFD)simulated melt pool with a beam diameter of 700 μm and absorption rates of(a)0.3,(b)0.5, and (c)0.7. Electron beam power and scan speed are 900 W and 100 mm s-1, respectively.
Fig. 4 Comparison of experimental SEM image and computational thermal fluid dynamics(CtFD)simulated melt pool with a beam diameter of 700 μm and absorption rates of(a)0.3,(b)0.5, and (c)0.7. Electron beam power and scan speed are 900 W and 100 mm s-1, respectively.
Fig. 5 Comparison of experimental SEM image and CtFD simulated melt pool with beam diameters of(a)700 μm,(b)1000 μm, and(c)1300 μm and an absorption rate of 0.3. Electron beam power and scan speed are 900 W and 100 mm s-1, respectively
Fig. 5 Comparison of experimental SEM image and CtFD simulated melt pool with beam diameters of(a)700 μm,(b)1000 μm, and(c)1300 μm and an absorption rate of 0.3. Electron beam power and scan speed are 900 W and 100 mm s-1, respectively
Fig. 6 Depth of melt tracks calculated from experimental SEM image and CtFD simulation results.
Fig. 6 Depth of melt tracks calculated from experimental SEM image and CtFD simulation results.
Fig. 7 G-R plots of 316L steel colored by(a)aspect ratio of crystalline grains and(b)fluid velocity.
Fig. 7 G-R plots of 316L steel colored by(a)aspect ratio of crystalline grains and(b)fluid velocity.
Fig. 8 Comparison of solidification microstructure(EBSD IPF-map)of melt region formed by scanning electron beam and corresponding snap shot of CtFD simulation colored by fluid velocity
Fig. 8 Comparison of solidification microstructure(EBSD IPF-map)of melt region formed by scanning electron beam and corresponding snap shot of CtFD simulation colored by fluid velocity

References

1) M.C. Sow, T. De Terris, O. Castelnau, Z. Hamouche, F. Coste, R.
Fabbro and P. Peyre: “Influence of beam diameter on Laser Powder

Bed Fusion(L-PBF)process”, Addit. Manuf. 36(2020), 101532.
2) J.C. Simmons, X. Chen, A. Azizi, M.A. Daeumer, P.Y. Zavalij, G.
Zhou and S.N. Schiffres: “Influence of processing and microstructure
on the local and bulk thermal conductivity of selective laser melted
316L stainless steel”, Addit. Manuf. 32(2020), 100996.
3) S. Dryepondt, P. Nandwana, P. Fernandez-Zelaia and F. List:
“Microstructure and High Temperature Tensile properties of 316L
Fabricated by Laser Powder-Bed Fusion”, Addit. Manuf. 37(2020),
101723.
4) S.H. Sun, T. Ishimoto, K. Hagihara, Y. Tsutsumi, T. Hanawa and T.
Nakano: “Excellent mechanical and corrosion properties of austenitic
stainless steel with a unique crystallographic lamellar microstructure
via selective laser melting”, Scr. Mater. 159(2019), 89-93.
5) T. Ishimoto, S. Wu, Y. Ito, S.H. Sun, H. Amano and T. Nakano:
“Crystallographic orientation control of 316L austenitic stainless
steel via selective laser melting”, ISIJ Int. 60(2020), 1758-1764.
6) T. Ishimoto, K. Hagihara, K. Hisamoto, S.H. Sun and T. Nakano:
“Crystallographic texture control of beta-type Ti-15Mo-5Zr3Al alloy by selective laser melting for the development of novel
implants with a biocompatible low Young’s modulus”, Scr. Mater.
132(2017), 34-38.
7) X. Ding, Y. Koizumi, D. Wei and A. Chiba: “Effect of process
parameters on melt pool geometry and microstructure development
for electron beam melting of IN718: A systematic single bead
analysis study”, Addit. Manuf. 26(2019), 215-226.
8) K. Karayagiz, L. Johnson, R. Seede, V. Attari, B. Zhang, X. Huang,
S. Ghosh, T. Duong, I. Karaman, A. Elwany and R. Arróyave: “Finite
interface dissipation phase field modeling of Ni-Nb under additive
manufacturing conditions”, Acta Mater. 185(2020), 320-339.
9) M.M. Kirka, Y. Lee, D.A. Greeley, A. Okello, M.J. Goin, M.T.
Pearce and R.R. Dehoff: “Strategy for Texture Management in
Metals Additive Manufacturing”, JOM, 69(2017), 523-531.
10) S.S. Babu, N. Raghavan, J. Raplee, S.J. Foster, C. Frederick, M.
Haines, R. Dinwiddie, M.K. Kirka, A. Plotkowski, Y. Lee and
R.R. Dehoff: “Additive Manufacturing of Nickel Superalloys:
Opportunities for Innovation and Challenges Related to
Qualification”, Metall. Mater. Trans. A. 49(2018), 3764-3780.
11) M.R. Gotterbarm, A.M. Rausch and C. Körner: “Fabrication of
Single Crystals through a μ-Helix Grain Selection Process during
Electron Beam Metal Additive Manufacturing”, Metals, 10(2020),
313.
12) J.D.D. Hunt: “Steady state columnar and equiaxed growth of
dendrites and eutectic”, Mater. Sci. Eng. 65(1984), 75-83.
13) S. Bontha, N.W. Klingbeil, P.A. Kobryn and H.L. Fraser: “Effects of
process variables and size-scale on solidification microstructure in
beam-based fabrication of bulky 3D structures”, Mater. Sci. Eng. A.
513-514(2009), 311-318.
14) J. Gockel and J. Beuth: “Understanding Ti-6Al-4V microstructure
control in additive manufacturing via process maps”, 24th Int. SFF
Symp. – An Addit. Manuf. Conf. SFF 2013.(2013), 666-674.
15) B. Schoinochoritis, D. Chantzis and K. Salonitis: “Simulation of
metallic powder bed additive manufacturing processes with the finite
element method: A critical review”, Proc. of Instit. Mech. Eng., Part
B: J. Eng. Manuf. 231(2017), 96-117.
16)小泉雄一郎: “計算機シミュレーションを用いたAdditive
Manufacturing プロセス最適化予測”, スマートプロセス学会誌,
8-4(2019), 132-138.
17) Y. Zhao, Y. Koizumi, K. Aoyagi, D. Wei, K. Yamanaka and A. Chiba:
“Molten pool behavior and effect of fluid flow on solidification
conditions in selective electron beam melting(SEBM)of a
biomedical Co-Cr-Mo alloy”, Addit. Manuf. 26(2019), 202-214.
18) C. Tang, J.L. Tan and C.H. Wong: “A numerical investigation on
the physical mechanisms of single track defects in selective laser
melting”, Int. J. Heat Mass Transf. 126(2018), 957-968.
19) Technical data for Iron, [Online]. Available: http://periodictable.com/
Elements/026/data.html. [Accessed: 8-Feb-2021].
20) N. Raghavan, R. Dehoff, S. Pannala, S. Simunovic, M. Kirka, J.
Turner, N. Carl-son and S.S. Babu: “Numerical modeling of heattransfer and the influence of process parameters on tailoring the grain
morphology of IN718 in electron beam additive manufacturing”,
Acta Mater. 112(2016), 303-314.
21) S. Morita, Y. Miki and K. Toishi: “Introduction of Dendrite
Fragmentation to Microstructure Calculation by Cellular Automaton
Method”, Tetsu-to-Hagane. 104(2018), 559-566.
22) H. Esaka and M. Tamura: “Model Experiment Using Succinonitrile
on the Formation of Equiaxed Grains caused by Forced Convection”,
Tetsu-to-Hagane. 86(2000), 252-258.

Laser powder bed fusion Figure

A study of transient and steady-state regions from single-track deposition in laser powder bed fusion

SubinShrestha KevinChou

J.B. Speed School of Engineering, University of Louisville, Louisville, KY 40292, United States

Abstract

The surface morphology of parts made by the laser powder bed fusion (L-PBF) process is governed by the flow of the melt pool. The nature of the molten metal flow depends on the material properties, process parameters, and powder-bed particles, etc., and may result in potentially significant variations along a laser scanning path.

This study investigates the formation of transient and steady-state zones through a single-track l-PBF experiment using Inconel 625 powder. Single tracks with lengths of 1 mm and 2 mm were fabricated using 195 W laser power and scan speeds of 400 mm/s or 800 mm/s. The surface morphology of the track was analyzed using a white light interferometer (WLI), and an individual single track can be divided into three distinct zones based on the track width and height.

The initial transient region has a wider and taller solidified track geometry, the region near the end of a scan has a tapered profile with a decreasing track width and height, while the steady-state region in the middle has a smaller variation in the width and height.

A mesoscale numerical model was further developed using FLOW-3D to examine the formation of the transient and steady-state zones. At the start of a scan, strong flow occurs outward and backward, leading to the formation of a wider track with a bump. As the scan continues, the thermal gradient stabilizes, leading to a steady state, which resulted in a very small fluctuation in the width. Furthermore, the tapered end of the scan track is due to the half-lemniscate shape of the melt pool during laser scanning.

L-PBF(Laser Powder Bed fusion) 공정으로 만든 부품의 표면 형태는 용융 풀의 흐름에 따라 결정됩니다. 용융 금속 흐름의 특성은 재료 특성, 공정 매개변수 및 분말층 입자 등에 따라 달라지며 레이저 스캐닝 경로를 따라 잠재적으로 상당한 변동이 발생할 수 있습니다.

이 연구는 Inconel 625 분말을 사용하여 단일 트랙 l-PBF 실험을 통해 과도 및 정상 상태 영역의 형성을 조사합니다. 1 mm 및 2 mm 길이의 단일 트랙은 195 W 레이저 출력과 400 mm/s 또는 800 mm/s의 스캔 속도를 사용하여 제작되었습니다. 트랙의 표면 형태는 백색광 간섭계(WLI)를 사용하여 분석되었으며 개별 단일 트랙은 트랙 너비와 높이에 따라 3개의 별개 영역으로 나눌 수 있습니다.

초기 과도 영역은 더 넓고 더 높은 응고된 트랙 형상을 가지며, 스캔 끝 근처의 영역은 트랙 너비와 높이가 감소하는 테이퍼 프로파일을 갖는 반면, 중간의 정상 상태 영역은 너비와 높이에서 더 작은 변동을 가집니다. 신장. 중간 규모 수치 모델은 과도 및 정상 상태 영역의 형성을 조사하기 위해 FLOW-3D를 사용하여 추가로 개발되었습니다.

스캔이 시작될 때 강한 흐름이 바깥쪽과 뒤쪽으로 발생하여 범프가 있는 더 넓은 트랙이 형성됩니다. 스캔이 계속됨에 따라 열 구배가 안정화되어 정상 상태로 이어지며 폭의 변동이 매우 작습니다. 또한 스캔 트랙의 끝이 가늘어지는 것은 레이저 스캔 중 용융 풀의 반-렘니케이트 모양 때문입니다.

A study of transient and steady-state regions from single-track deposition in laser powder bed fusion
A study of transient and steady-state regions from single-track deposition in laser powder bed fusion

Keywords

Additive manufacturing, Laser powder bed fusion, Numerical modelling, Transient region

참조 : YS Lee and W. Zhang, Modeling of heat transfer, fluid flow and solidification microstructure of nickel-base superalloy fabricated by laser powder bed fusion , S2214-8604 (16) 30087-2, doi.org/10.1016/j.addma .2016.05.003 , ADDMA 86.

FLOW-3D AM 미세 구조 예측 | 열 응력 해석

미세 구조 예측

냉각 속도 및 온도 구배와 같은 FLOW-3D AM 데이터를 미세 구조 모델에 입력하여 결정 성장 및 수상 돌기 암 간격을 예측할 수 있습니다. 

레이저 파우더 베드 융합으로 제작 된 니켈 기반 초합금의 열전달, 유체 흐름 및 응고 미세 구조 모델링

오하이오 주립 대학의 연구원들은 니켈 기반 초합금의 미세 구조 진화를 예측하기 위해 용융 풀과 고체 / 액체 인터페이스의 적절한 위치에서 열 구배 및 냉각 속도 데이터를 추출했습니다.

참조 : YS Lee and W. Zhang, Modeling of heat transfer, fluid flow and solidification microstructure of nickel-base superalloy fabricated by laser powder bed fusion , S2214-8604 (16) 30087-2, doi.org/10.1016/j.addma .2016.05.003 , ADDMA 86.
참조 : YS Lee and W. Zhang, Modeling of heat transfer, fluid flow and solidification microstructure of nickel-base superalloy fabricated by laser powder bed fusion , S2214-8604 (16) 30087-2, doi.org/10.1016/j.addma .2016.05.003 , ADDMA 86.

열 응력 | Thermal Stresses

FLOW-3D AM 시뮬레이션의 결과를 ABAQUS 또는 MSC NASTRAN과 같은 FEA 소프트웨어에 입력하여 추가 열 응력 분석을 실행할 수 있습니다. 여기에서 T- 조인트의 레이저 용접 시뮬레이션 결과를 추가 응력 분석을 위해 ABAQUS로 가져 오는 방법을 볼 수 있습니다. 마찬가지로 LPBF 시뮬레이션에서 응고 된 용융 풀 데이터의 결과를 사용하여 다른 FEA 소프트웨어에서 열 응력 및 왜곡 분석을 연구 할 수 있습니다.

Thermal Stresses Analysis Fig1
Thermal Stresses Analysis Fig1
Thermal Stresses Analysis Fig2
Thermal Stresses Analysis Fig2

Thermal Stresses Case Study

Directed Energy Deposition

DED (Directed Energy Deposition)는 레이저 또는 전자 빔과 같은 에너지 소스를 사용하여 가열 및 융합되는 와이어 또는 분말을 증착하여 부품을 만드는 적층 제조 공정입니다. FLOW-3D AM 은 분말 또는 와이어 이송 속도 및 크기 특성, 레이저 출력 및 스캔 속도와 같은 공정 매개 변수를 고려하여 DED 공정을 시뮬레이션 할 수 있습니다. 또한, 기판과 분말 재료의 서로 다른 합금에 대해 독립적 인 열 물리적 재료 특성을 정의하여 다중 재료 DED 프로세스를 시뮬레이션 할 수 있습니다. 

레이저 물리학의 구현과 열 전달, 응고, 표면 장력, 차폐 가스 효과 및 반동 압력을 포함한 압력 효과를 통해 연구원은 결과 용접 비드의 강도 및 균일성에 대한 공정 매개 변수의 영향을 정확하게 분석 할 수 있습니다. 또한 이러한 시뮬레이션을 여러 레이어로 확장하여 후속 레이어 간의 융합을 분석 할 수 있습니다. 

FLOW-3D AM

flow3d AM-product
FLOW-3D AM-product

와이어 파우더 기반 DED | Wire Powder Based DED

일부 연구자들은 부품을 만들기 위해 더 넓은 범위의 처리 조건을 사용하여 하이브리드 와이어 분말 기반 DED 시스템을 찾고 있습니다. 예를 들어, 이 시뮬레이션은 다양한 분말 및 와이어 이송 속도를 가진 하이브리드 시스템을 살펴봅니다.

와이어 기반 DED | Wire Based DED

와이어 기반 DED는 분말 기반 DED보다 처리량이 높고 낭비가 적지만 재료 구성 및 증착 방향 측면에서 유연성이 떨어집니다. FLOW-3D AM 은 와이어 기반 DED의 처리 결과를 이해하는데 유용하며 최적화 연구를 통해 빌드에 대한 와이어 이송 속도 및 직경과 같은 최상의 처리 매개 변수를 찾을 수 있습니다.

FLOW-3D AM은 레이저 파우더 베드 융합 (L-PBF), 바인더 제트 및 DED (Directed Energy Deposition)와 같은 적층 제조 공정 ( additive manufacturing )을 시뮬레이션하고 분석하는 CFD 소프트웨어입니다. FLOW-3D AM 의 다중 물리 기능은 공정 매개 변수의 분석 및 최적화를 위해 분말 확산 및 압축, 용융 풀 역학, L-PBF 및 DED에 대한 다공성 형성, 바인더 분사 공정을 위한 수지 침투 및 확산에 대해 매우 정확한 시뮬레이션을 제공합니다.

3D 프린팅이라고도하는 적층 제조(additive manufacturing)는 일반적으로 층별 접근 방식을 사용하여, 분말 또는 와이어로 부품을 제조하는 방법입니다. 금속 기반 적층 제조 공정에 대한 관심은 지난 몇 년 동안 시작되었습니다. 오늘날 사용되는 3 대 금속 적층 제조 공정은 PBF (Powder Bed Fusion), DED (Directed Energy Deposition) 및 바인더 제트 ( Binder jetting ) 공정입니다.  FLOW-3D  AM  은 이러한 각 프로세스에 대한 고유 한 시뮬레이션 통찰력을 제공합니다.

파우더 베드 융합 및 직접 에너지 증착 공정에서 레이저 또는 전자 빔을 열원으로 사용할 수 있습니다. 두 경우 모두 PBF용 분말 형태와 DED 공정용 분말 또는 와이어 형태의 금속을 완전히 녹여 융합하여 층별로 부품을 형성합니다. 그러나 바인더 젯팅(Binder jetting)에서는 결합제 역할을 하는 수지가 금속 분말에 선택적으로 증착되어 층별로 부품을 형성합니다. 이러한 부품은 더 나은 치밀화를 달성하기 위해 소결됩니다.

FLOW-3D AM 의 자유 표면 추적 알고리즘과 다중 물리 모델은 이러한 각 프로세스를 높은 정확도로 시뮬레이션 할 수 있습니다. 레이저 파우더 베드 융합 (L-PBF) 공정 모델링 단계는 여기에서 자세히 설명합니다. DED 및 바인더 분사 공정에 대한 몇 가지 개념 증명 시뮬레이션도 표시됩니다.

레이저 파우더 베드 퓨전 (L-PBF)

LPBF 공정에는 유체 흐름, 열 전달, 표면 장력, 상 변화 및 응고와 같은 복잡한 다중 물리학 현상이 포함되어 공정 및 궁극적으로 빌드 품질에 상당한 영향을 미칩니다. FLOW-3D AM 의 물리적 모델은 질량, 운동량 및 에너지 보존 방정식을 동시에 해결하는 동시에 입자 크기 분포 및 패킹 비율을 고려하여 중규모에서 용융 풀 현상을 시뮬레이션합니다.

FLOW-3D DEM FLOW-3D WELD 는 전체 파우더 베드 융합 공정을 시뮬레이션하는 데 사용됩니다. L-PBF 공정의 다양한 단계는 분말 베드 놓기, 분말 용융 및 응고,이어서 이전에 응고 된 층에 신선한 분말을 놓는 것, 그리고 다시 한번 새 층을 이전 층에 녹이고 융합시키는 것입니다. FLOW-3D AM  은 이러한 각 단계를 시뮬레이션하는 데 사용할 수 있습니다.

파우더 베드 부설 공정

FLOW-3D DEM을 통해 분말 크기 분포, 재료 특성, 응집 효과는 물론 롤러 또는 블레이드 움직임 및 상호 작용과 같은 기하학적 효과와 관련된 분말 확산 및 압축을 이해할 수 있습니다. 이러한 시뮬레이션은 공정 매개 변수가 후속 인쇄 공정에서 용융 풀 역학에 직접적인 영향을 미치는 패킹 밀도와 같은 분말 베드 특성에 어떻게 영향을 미치는지에 대한 정확한 이해를 제공합니다.

다양한 파우더 베드 압축을 달성하는 한 가지 방법은 베드를 놓는 동안 다양한 입자 크기 분포를 선택하는 것입니다. 아래에서 볼 수 있듯이 세 가지 크기의 입자 크기 분포가 있으며, 이는 가장 높은 압축을 제공하는 Case 2와 함께 다양한 분말 베드 압축을 초래합니다.

파우더 베드 분포 다양한 입자 크기 분포
세 가지 다른 입자 크기 분포를 사용하여 파우더 베드 배치
파우더 베드 압축 결과
세 가지 다른 입자 크기 분포를 사용한 분말 베드 압축

입자-입자 상호 작용, 유체-입자 결합 및 입자 이동 물체 상호 작용은 FLOW-3D DEM을 사용하여 자세히 분석 할 수도 있습니다 . 또한 입자간 힘을 지정하여 분말 살포 응용 분야를 보다 정확하게 연구 할 수도 있습니다.

FLOW-3D AM  시뮬레이션은 이산 요소 방법 (DEM)을 사용하여 역 회전하는 원통형 롤러로 인한 분말 확산을 연구합니다. 비디오 시작 부분에서 빌드 플랫폼이 위로 이동하는 동안 분말 저장소가 아래로 이동합니다. 그 직후, 롤러는 분말 입자 (초기 위치에 따라 색상이 지정됨)를 다음 층이 녹고 구축 될 준비를 위해 구축 플랫폼으로 펼칩니다. 이러한 시뮬레이션은 저장소에서 빌드 플랫폼으로 전송되는 분말 입자의 선호 크기에 대한 추가 통찰력을 제공 할 수 있습니다.

Melting | 파우더 베드 용해

DEM 시뮬레이션에서 파우더 베드가 생성되면 STL 파일로 추출됩니다. 다음 단계는 CFD를 사용하여 레이저 용융 공정을 시뮬레이션하는 것입니다. 여기서는 레이저 빔과 파우더 베드의 상호 작용을 모델링 합니다. 이 프로세스를 정확하게 포착하기 위해 물리학에는 점성 흐름, 용융 풀 내의 레이저 반사 (광선 추적을 통해), 열 전달, 응고, 상 변화 및 기화, 반동 압력, 차폐 가스 압력 및 표면 장력이 포함됩니다. 이 모든 물리학은 이 복잡한 프로세스를 정확하게 시뮬레이션하기 위해 TruVOF 방법을 기반으로 개발되었습니다.

레이저 출력 200W, 스캔 속도 3.0m / s, 스폿 반경 100μm에서 파우더 베드의 용융 풀 분석.

용융 풀이 응고되면 FLOW-3D AM  압력 및 온도 데이터를 Abaqus 또는 MSC Nastran과 같은 FEA 도구로 가져와 응력 윤곽 및 변위 프로파일을 분석 할 수도 있습니다.

Multilayer | 다층 적층 제조

용융 풀 트랙이 응고되면 DEM을 사용하여 이전에 응고된 층에 새로운 분말 층의 확산을 시뮬레이션 할 수 있습니다. 유사하게, 레이저 용융은 새로운 분말 층에서 수행되어 후속 층 간의 융합 조건을 분석 할 수 있습니다.

해석 진행 절차는 첫 번째 용융층이 응고되면 입자의 두 번째 층이 응고 층에 증착됩니다. 새로운 분말 입자 층에 레이저 공정 매개 변수를 지정하여 용융 풀 시뮬레이션을 다시 수행합니다. 이 프로세스를 여러 번 반복하여 연속적으로 응고된 층 간의 융합, 빌드 내 온도 구배를 평가하는 동시에 다공성 또는 기타 결함의 형성을 모니터링 할 수 있습니다.

다층 적층 적층 제조 시뮬레이션

LPBF의 키홀 링 | Keyholing in LPBF

키홀링 중 다공성은 어떻게 형성됩니까? 이것은 TU Denmark의 연구원들이 FLOW-3D AM을 사용하여 답변한 질문이었습니다. 레이저 빔의 적용으로 기판이 녹으면 기화 및 상 변화로 인한 반동 압력이 용융 풀을 압박합니다. 반동 압력으로 인한 하향 흐름과 레이저 반사로 인한 추가 레이저 에너지 흡수가 공존하면 폭주 효과가 발생하여 용융 풀이 Keyholing으로 전환됩니다. 결국, 키홀 벽을 따라 온도가 변하기 때문에 표면 장력으로 인해 벽이 뭉쳐져서 진행되는 응고 전선에 의해 갇힐 수 있는 공극이 생겨 다공성이 발생합니다. FLOW-3D AM 레이저 파우더 베드 융합 공정 모듈은 키홀링 및 다공성 형성을 시뮬레이션 하는데 필요한 모든 물리 모델을 보유하고 있습니다.

바인더 분사 (Binder jetting)

Binder jetting 시뮬레이션은 모세관 힘의 영향을받는 파우더 베드에서 바인더의 확산 및 침투에 대한 통찰력을 제공합니다. 공정 매개 변수와 재료 특성은 증착 및 확산 공정에 직접적인 영향을 미칩니다.

Scan Strategy | 스캔 전략

스캔 전략은 온도 구배 및 냉각 속도에 영향을 미치기 때문에 미세 구조에 직접적인 영향을 미칩니다. 연구원들은 FLOW-3D AM 을 사용하여 결함 형성과 응고된 금속의 미세 구조에 영향을 줄 수 있는 트랙 사이에서 발생하는 재 용융을 이해하기 위한 최적의 스캔 전략을 탐색하고 있습니다. FLOW-3D AM 은 하나 또는 여러 레이저에 대해 시간에 따른 방향 속도를 구현할 때 완전한 유연성을 제공합니다.

Beam Shaping | 빔 형성

레이저 출력 및 스캔 전략 외에도 레이저 빔 모양과 열유속 분포는 LPBF 공정에서 용융 풀 역학에 큰 영향을 미칩니다. AM 기계 제조업체는 공정 안정성 및 처리량에 대해 다중 코어 및 임의 모양의 레이저 빔 사용을 모색하고 있습니다. FLOW-3D AM을 사용하면 멀티 코어 및 임의 모양의 빔 프로파일을 구현할 수 있으므로 생산량을 늘리고 부품 품질을 개선하기 위한 최상의 구성에 대한 통찰력을 제공 할 수 있습니다.

이 영역에서 수행 된 일부 작업에 대해 자세히 알아 보려면 “The Next Frontier of Metal AM”웨비나를 시청하십시오.

Multi-material Powder Bed Fusion | 다중 재료 분말 베드 융합

이 시뮬레이션에서 스테인리스 강 및 알루미늄 분말은 FLOW-3D AM 이 용융 풀 역학을 정확하게 포착하기 위해 추적하는 독립적으로 정의 된 온도 의존 재료 특성을 가지고 있습니다. 시뮬레이션은 용융 풀에서 재료 혼합을 이해하는 데 도움이됩니다.

다중 재료 용접 사례 연구

이종 금속의 레이저 키홀 용접에서 금속 혼합 조사

GM과 University of Utah의 연구원들은 FLOW-3D WELD 를 사용 하여 레이저 키홀 용접을 통한 이종 금속의 혼합을 이해했습니다. 그들은 반동 압력 및 Marangoni 대류와 관련하여 구리와 알루미늄의 혼합 농도에 대한 레이저 출력 및 스캔 속도의 영향을 조사했습니다. 그들은 시뮬레이션을 실험 결과와 비교했으며 샘플 내의 절단 단면에서 재료 농도 사이에 좋은 일치를 발견했습니다.

이종 금속의 레이저 키홀 용접에서 금속 혼합 조사
이종 금속의 레이저 키홀 용접에서 금속 혼합 조사
참조 : Wenkang Huang, Hongliang Wang, Teresa Rinker, Wenda Tan, 이종 금속의 레이저 키홀 용접에서 금속 혼합 조사 , Materials & Design, Volume 195, (2020). https://doi.org/10.1016/j.matdes.2020.109056
참조 : Wenkang Huang, Hongliang Wang, Teresa Rinker, Wenda Tan, 이종 금속의 레이저 키홀 용접에서 금속 혼합 조사 , Materials & Design, Volume 195, (2020). https://doi.org/10.1016/j.matdes.2020.109056

방향성 에너지 증착

FLOW-3D AM 의 내장 입자 모델 을 사용하여 직접 에너지 증착 프로세스를 시뮬레이션 할 수 있습니다. 분말 주입 속도와 고체 기질에 입사되는 열유속을 지정함으로써 고체 입자는 용융 풀에 질량, 운동량 및 에너지를 추가 할 수 있습니다. 다음 비디오에서 고체 금속 입자가 용융 풀에 주입되고 기판에서 용융 풀의 후속 응고가 관찰됩니다.

Figure 6. Evolution of melt pool in the overhang region (θ = 45°, P = 100 W, v = 1000 mm/s, the streamlines are shown by arrows).

Experimental and numerical investigation of the origin of surface roughness in laser powder bed fused overhang regions

레이저 파우더 베드 융합 오버행 영역에서 표면 거칠기의 원인에 대한 실험 및 수치 조사

Shaochuan Feng,Amar M. Kamat,Soheil Sabooni &Yutao PeiPages S66-S84 | Received 18 Jan 2021, Accepted 25 Feb 2021, Published online: 10 Mar 2021

ABSTRACT

Surface roughness of laser powder bed fusion (L-PBF) printed overhang regions is a major contributor to deteriorated shape accuracy/surface quality. This study investigates the mechanisms behind the evolution of surface roughness (Ra) in overhang regions. The evolution of surface morphology is the result of a combination of border track contour, powder adhesion, warp deformation, and dross formation, which is strongly related to the overhang angle (θ). When 0° ≤ θ ≤ 15°, the overhang angle does not affect Ra significantly since only a small area of the melt pool boundaries contacts the powder bed resulting in slight powder adhesion. When 15° < θ ≤ 50°, powder adhesion is enhanced by the melt pool sinking and the increased contact area between the melt pool boundary and powder bed. When θ > 50°, large waviness of the overhang contour, adhesion of powder clusters, severe warp deformation and dross formation increase Ra sharply.

레이저 파우더 베드 퓨전 (L-PBF) 프린팅 오버행 영역의 표면 거칠기는 형상 정확도 / 표면 품질 저하의 주요 원인입니다. 이 연구 는 오버행 영역에서 표면 거칠기 (Ra ) 의 진화 뒤에 있는 메커니즘을 조사합니다 . 표면 형태의 진화는 오버행 각도 ( θ ) 와 밀접한 관련이있는 경계 트랙 윤곽, 분말 접착, 뒤틀림 변형 및 드로스 형성의 조합의 결과입니다 . 0° ≤  θ  ≤ 15° 인 경우 , 용융풀 경계의 작은 영역 만 분말 베드와 접촉하여 약간의 분말 접착이 발생하기 때문에 오버행 각도가 R a에 큰 영향을 주지 않습니다 . 15° < θ 일 때  ≤ 50°, 용융 풀 싱킹 및 용융 풀 경계와 분말 베드 사이의 증가된 접촉 면적으로 분말 접착력이 향상됩니다. θ  > 50° 일 때 오버행 윤곽의 큰 파형, 분말 클러스터의 접착, 심한 휨 변형 및 드 로스 형성이 Ra 급격히 증가 합니다.

KEYWORDS: Laser powder bed fusion (L-PBF), melt pool dynamics, overhang region, shape deviation, surface roughness

1. Introduction

레이저 분말 베드 융합 (L-PBF)은 첨단 적층 제조 (AM) 기술로, 집중된 레이저 빔을 사용하여 금속 분말을 선택적으로 융합하여 슬라이스 된 3D 컴퓨터 지원에 따라 층별로 3 차원 (3D) 금속 부품을 구축합니다. 설계 (CAD) 모델 (Chatham, Long 및 Williams 2019 ; Tan, Zhu 및 Zhou 2020 ). 재료가 인쇄 층 아래에 ​​존재하는지 여부에 따라 인쇄 영역은 각각 솔리드 영역 또는 돌출 영역으로 분류 될 수 있습니다. 따라서 오버행 영역은 고체 기판이 아니라 분말 베드 바로 위에 건설되는 특수 구조입니다 (Patterson, Messimer 및 Farrington 2017). 오버행 영역은지지 구조를 포함하거나 포함하지 않고 구축 할 수 있으며, 지지대가있는 돌출 영역의 L-PBF는 지지체가 더 낮은 밀도로 구축된다는 점을 제외 하고 (Wang and Chou 2018 ) 고체 기판의 공정과 유사합니다 (따라서 기계적 강도가 낮기 때문에 L-PBF 공정 후 기계적으로 쉽게 제거 할 수 있습니다. 따라서지지 구조로 인쇄 된 오버행 영역은 L-PBF 공정 후 지지물 제거, 연삭 및 연마와 같은 추가 후 처리 단계가 필요합니다.

수평 내부 채널의 제작과 같은 일부 특정 경우에는 공정 후 지지대를 제거하기가 어려우므로 채널 상단 절반의 돌출부 영역을 지지대없이 건설해야합니다 (Hopkinson and Dickens 2000 ). 수평 내부 채널에 사용할 수없는지지 구조 외에도 내부 표면, 특히 등각 냉각 채널 (Feng, Kamat 및 Pei 2021 ) 에서 발생하는 복잡한 3D 채널 네트워크의 경우 표면 마감 프로세스를 구현하는 것도 어렵습니다 . 결과적으로 오버행 영역은 (i) 잔류 응력에 의한 변형, (ii) 계단 효과 (Kuo et al. 2020 ; Li et al. 2020 )로 인해 설계된 모양에서 벗어날 수 있습니다 .) 및 (iii) 원하지 않는 분말 소결로 인한 향상된 표면 거칠기; 여기서, 앞의 두 요소는 일반적으로 mm 길이 스케일에서 ‘매크로’편차로 분류되고 후자는 일반적으로 µm 길이 스케일에서 ‘마이크로’편차로 인식됩니다.

열 응력에 의한 변형은 오버행 영역에서 발생하는 중요한 문제입니다 (Patterson, Messimer 및 Farrington 2017 ). 국부적 인 용융 / 냉각은 용융 풀 내부 및 주변에서 큰 온도 구배를 유도하여 응고 된 층에 집중적 인 열 응력을 유발합니다. 열 응력에 의한 뒤틀림은 고체 영역을 현저하게 변형하지 않습니다. 이러한 영역은 아래의 여러 레이어에 의해 제한되기 때문입니다. 반면에 오버행 영역은 구속되지 않고 공정 중 응력 완화로 인해 상당한 변형이 발생합니다 (Kamat 및 Pei 2019 ). 더욱이 용융 깊이는 레이어 두께보다 큽니다 (이전 레이어도 재용 해되어 빌드 된 레이어간에 충분한 결합을 보장하기 때문입니다 [Yadroitsev et al. 2013 ; Kamath et al.2014 ]),응고 된 두께가 설계된 두께보다 크기 때문에형태 편차 (예 : 드 로스 [Charles et al. 2020 ; Feng et al. 2020 ])가 발생합니다. 마이크로 스케일에서 인쇄 된 표면 (R a 및 S a ∼ 10 μm)은 기계적으로 가공 된 표면보다 거칠다 (Duval-Chaneac et al. 2018 ; Wen et al. 2018 ). 이 문제는고형화 된 용융 풀의 가장자리에 부착 된 용융되지 않은 분말의 결과로 표면 거칠기 (R a )가 일반적으로 약 20 μm인 오버행 영역에서 특히 심각합니다 (Mazur et al. 2016 ; Pakkanen et al. 2016 ).

오버행 각도 ( θ , 빌드 방향과 관련하여 측정)는 오버행 영역의 뒤틀림 편향과 표면 거칠기에 영향을 미치는 중요한 매개 변수입니다 (Kamat and Pei 2019 ; Mingear et al. 2019 ). θ ∼ 45 ° 의 오버행 각도 는 일반적으로지지 구조없이 오버행