316L不锈钢粉末激光选区熔化成形仿真及单层多熔道形貌重构

产品信息

● 产品名称：316L不锈钢粉末

● 牌号：

- S31603、022Cr17Ni12Mo2、00Cr17Ni14Mo2（GB/T）
- S31603、316L（ASTM）
- SUS316L（JIS）
- X2CrNiMo17-12-2（ISO）
- X2CrNiMo17-12-2、1.4404（EN）
- 03X17H14M2（TOCT）

● 用途：常用于MIM金属粉末注射成型工艺；PM粉末冶金工艺；航空航天和航海材料；不锈钢医疗器械；食品工业不锈钢；汽车制造用不锈钢；不锈钢多孔材料；不锈钢过滤装置；不锈钢滤芯用粉末。常用于制造：石油化工、食品饮料、矿山冶金、造纸纺织、饮用水过滤等过滤设备。

316L不锈钢粉图源：天久金属

1、引言

激光选区熔化（SLM）是增材制造（AM）技术的一种。相比于传统制造工艺，SLM 具有生产周期短、可成形复杂零件、材料利用率高等优点，已被广泛应用于医疗、航空航天和汽车等领域的生产。同时，由于SLM 成形件内部会形成跨越多个数量级的微观结构，材料的组织和性能相对于传统工艺更难控制。为了缩短研究周期、降低研究成本，国内外学者多采用仿真模拟的方法对 SLM 工艺进行研究。

梁平华等建立了 316L 不锈钢粉末的 SLM 首层单道扫描与单道搭接数值模拟模型，研究了 SLM 成形过程中激光功率和单道搭接率对扫描单道和单道搭接质量的影响。袁伟豪等基于 VOF 多相流原理，充分考虑金属蒸发产生的反冲压力，建立了仿真模型，并结合实验分析了不同激光工艺参数下反冲压力对熔池温度场和速度场的影响规律。任治好等建立了单道模型，并基于该模型对 SLM 球化效应过程中激光能量的吸收规律进行了研究，结果表明，不稳定的熔池状态对激光与粉末床的能量耦合有不利影响。

Khairallah 和 Martin 等基于任意拉格朗日-欧拉（ALE）法，对 SLM 加工过程中的介观熔池进行了高保真仿真，同时对 SLM 工艺熔池的热响应以及熔体流动 过 程 中 的 一 些 基 本 现 象 进 行 了 探 究 分 析 。 King等构建了 SLM 过程的三维介观尺度模型，研究了粉末飞溅、孔洞形成、粉末床剥蚀等现象的物理机制。Zheng 等建立了高度函数-格子玻尔兹曼方法（HF-LBM）耦合模型 ，并 基 于 该 模 型 对 SLM 成 形 Inconel 625 合金过程中气孔的形成机理进行了研究。结果显示，低激光能量输入下形成的孔隙是由粉末熔合不全导致的，高激光能量输入下形成的孔隙是由匙孔效应捕获的气体导致的。当激光移动并冲击粉末时会发生粉末飞溅，这一过程会导致粉末床剥蚀，而蒸气射流以及反冲压力等因素会形成飞溅颗粒，这些缺陷将导致材料沉积不均匀，影响后续的成形质量。金属粉末的材料属性对加工工艺的选择有很大影响，通过适量添加激光辐射吸收添加剂可以提高金属粉末的激光吸收率，提高成形效率；将适量助熔剂及原位脱氧剂等添加到金属粉末内与基体混合或预合金化，可以提高粉末的浸润性。

SLM 成形过程采用的是多熔道搭接成形单层然后在单层表面铺粉成形多层的逐层累积成形工艺，单层多熔道形貌直接影响铺粉过程以及下一层 SLM 成形层间的搭接质量及孔隙率。另外，由于逐道、逐层成形过程中传热边界条件、热累积效应的影响，熔道宽度沿扫描方向有一定的波动，而且先成形熔道与后成形熔道、底层与表层熔道形貌有一定差异。

目前，关于 SLM 成形质量的研究多以成形零件最终表面粗糙度、孔隙率为研究对象，但是 SLM 成形零件的质量和精度在很大程度上取决于成形过程中单熔道、单层多熔道的成形质量，所以研究单熔道、单层多熔道成形质量是控制 SLM 成形件最终表面质量及内部质量的基础和依据。

笔者首先基于离散元法建立粉末床模型；然后考虑表面张力、金属蒸发、反冲压力、马兰戈尼效应，在FLUENT 中建立粉末熔化过程中的流体动力学模型，对 316L 不锈钢粉末 SLM 成形单熔道进行全过程模拟，研究粉末熔化后液态熔池的动态变化；接着结合SLM 成形单熔道实验，研究工艺参数对单熔道温度场和成形质量的影响，得到了成形质量较优熔道的工艺参数，并对单层多熔道模型进行了几何重构。

2、SLM 成形熔道过程建模及实验方案

2.1　粉末床模型

笔者针对刮板式铺粉建立粉末床模型。在离散元软件 EDEM 中，采用离散元法将不连续介质粉末床模型划分为目标数量的相互独立的单元，得到的相互独立的单元就代表粉末颗粒。考虑粉体颗粒形状、直径分布等因素，根据粉末颗粒之间的相互作用力，通过迭代计算得到每个粉末颗粒的最终运动位置，从而实现对整个铺粉过程的模拟。本文选择的材料是气雾化316L 不锈钢粉末，该粉末颗粒呈球形，其粒径分布如表1所示。为了简化模型，提高计算效率，忽略 316L不锈钢粉末的球形度和卫星粉等形貌特征的影响，假设粉末颗粒全部为球形，且粒径呈正态分布。

在 EDEM 软件中建立颗粒工厂，将 316L 不锈钢粉末参数赋予颗粒，并使颗粒在重力作用下自由下落到基板上，完成落粉过程的模拟；接着模拟刮板以一定的初速度从左向右刮粉，得到尺寸为 0.6 mm×0.25 mm×0.05 mm 的 316L 不锈钢粉末床模型，如图1所示。

2.2　流体动力学仿真模型

将建立的316L不锈钢粉末床模型导入到FLUENT中，采用有限体积法对加工过程中的熔池动力学问题进行求解，得到金属熔化流动再凝固的过程，并采用体积函数法追踪到自由液面的变化，获取气液界面。

在 建 立 流 体 动 力 学 仿 真 模 型 时 做 出 如 下 假 设 ：

①假设熔化的金属粉末为不可压缩牛顿流体，且液态316L 不锈钢的流动为层流；

②假设所有金属粉末颗粒是标准球体；

③假设处于材料固液相线温度之间的粉末区域为模糊区；

④假设流体体积膨胀导致的浮力变化对熔池内熔体的流动无影响。

求解过程中的质量守恒方程为：

式中：ρ 为气液混合区材料的平均密度；u 为液体流速。动量守恒方程为：

式中：Pe 为环境压力；g 为重力加速度；μ 为混合区域材料的动力黏度；fdamp 为模糊区曳力，表示金属粉末由固体转变为液体所引起的流动性差异；fst 为马兰戈尼剪切力 ；f M 为 液 态 金 属 的 表 面 张 力 ；pr为反冲压力。

能量守恒方程为：

式中：Cp为316L不锈钢的比热容；qh为金属熔化潜热对熔池热量的影响；▽·（a▽T)为熔池内的热传导对熔池温度的影响，其中入为热导率；qv为液态金属蒸发损失的热量；qrad为辐射热交换；qcom为对流产生的热交换；qlaser为激光热源对熔池输入的热量。

本文采用的是高斯面热源模型，其表达式为:

式中：I 为热流密度；P 为激光热源的功率；r 为激光光斑的有效半径；x0 和 y 0 为激光热源起始点在水平面上的坐标；v 为激光热源的移动速度；t 为激光热源的移动时间；x、y 为激光热源在水平面上移动时的坐标；η为 316L 不锈钢粉末床对激光热源的有效吸收率。仿真时选用的 316L 不锈钢材料的部分热物性参数如表2所示。

316L 不锈钢金属粉末 SLM 成形过程动力学仿真模型划分为基板、粉末床、保护气体三部分，通过子程序对 316L 不锈钢材料的热物性参数、激光热源、体积函数进行定义，并考虑马兰戈尼效应，将表面张力、金属蒸发、反冲压力、对流换热、热传导、蒸发散热项写入模型。模型网格边长为 4 μm，整个计算域网格数量为45 万个，如图 2 所示。

2.3 SLM 单道成形实验方案

使用德国Solutions公司的3D打印设备SLM 125HL 对316L 不锈钢粉末进行单道扫描实验。采用的铺粉厚度为 50 μm，粉末颗粒的粒径分布如表1 所示，粉末颗粒的流动性为 17.84 s·（50 g）-1，松装密度为 4.38 g·cm-3，振实密度为 4.85 g·cm-3。使用控制变量法分别控制扫描速度 v 和激光功率 P 进行实验，具体实验参数如表 3 所示。

3、SLM 单熔道成形分析

3.1　成形过程表面温度场分布规律

采用激光功率为 200 W、扫描速度为 1.0 m·s-1的激光热源进行仿真，不同时间节点下熔道表面及熔道截面的温度场分布如图 3 所示。3 μs 时刻激光热源开始照射到粉末床上，粉末床平面上激光热源作用区域的温度迅速升至 316L 不锈钢粉末的液相线温度 1723 K，明显高于其他区域，粉末开始熔化。36 μs 时刻，熔化的粉末变多，熔池面积变大，由于激光产生的热能巨大，液态 316L 迅速达到沸点 3080 K 并蒸发变成气态产生反冲压力，使熔池下凹形成匙孔，粉末温度由中心区域向外逐渐降低。183 μs 和 303 μs 时刻逐渐形成了稳定的熔池，并且有液态金属开始凝固形成熔道。从图中可以观察到熔道成形过程中存在粘粉、内凹和熔合不良缺陷。

对激光辐照处的熔池反冲压力进行分析，结果如图 4 所示。由于单位时间内输入粉末床的能量很高，温度超过了 316L 不锈钢材料的沸点，金属熔体剧烈蒸发形成的反冲压力最大可超过 2×104 Pa，继而导致匙孔形成。较大的反冲压力以及蒸气射流会产生飞溅等缺陷，影响后续加工质量。

3.2　扫描速度对熔道尺寸的影响

对激光功率为 200 W，扫描速度分别为 1.3、2.0、2.5 m·s时成形的单道熔道的表面形貌进行观察，结果如图 5 所示。可以观察到各个熔道普遍存在粘粉现象，而且随着扫描速度增大，部分熔道开始出现明显的球化现象；当扫描速度进一步增大时，输入粉末床的能量减少，导致部分粉末未能熔化继而出现熔道中断的现象。

为进一步衡量单道熔道的成形质量，对不同工艺参数下成形的各个熔道的宽度进行测量。由于熔道宽度不均匀，在熔道长度方向上均匀选取间隔相同的41 个点，测量每个点处的熔道宽度，将其平均值作为熔道的平均宽度，并求得标准差，如图 6 所示。最大熔 道 的 平 均 宽 度 为 79.04 μm，最 小 熔 道 的 平 均 宽 度为 44.72 μm，在各个激光功率下熔道的平均宽度随扫描速度的增大总体呈下降趋势，熔道宽度的标准差在4.33~16.07 μm 之 间 ，与 加 工 工 艺 参 数 无 明 显 的关系。

将标准差与平均宽度的比值——标准差系数作为衡量熔道形貌优劣的参数，当熔道宽度的标准差系数在 15% 以内时，认为熔道形貌较好。将 200 W 激光功率、不同扫描速度下成形的各个熔道的数据进行处理，结果如图 7 所示。熔道宽度随着扫描速度的增大而减小 ，从 69.82 μm 减 小 到 46.65 μm。 当 扫 描 速 度 小 于1.5 m·s-1 时 ，成 形 的 单 道 熔 道 的 标 准 差 系 数 小 于15%，稳定性较好；随着扫描速度增大，熔道宽度的标准差系数从 9.84% 逐渐增大到 22.65%，熔道的稳定性降低。

为了研究激光扫描速度对熔池的影响以及熔池变化对单道熔道成形质量的影响，笔者对激光功率为200 W，扫描速度为 1.0、1.5、2.0 m·s-1的成形过程进行仿真，得到的仿真结果和与实验结果对比如图 8 所示。由图 8（a）、（d）可以看出，当激光扫描速度为 1.0 m·s-1时，输入粉末床的能量足够多，金属粉末完全熔化，且基板也出现了熔化，熔化的金属粉末在基板上的浸润效果好，液态金属与基板结合效果好，从而得到了稳定的熔道。当激光扫描速度增大到 1.5 m·s-1时，单位时间内输入粉末床的能量降低，熔化的粉末在基板上的浸润效果变差，熔池与基板熔合不良。由于激光扫描速度增加，熔池内部熔体的流动速度增加，熔池出现了较为明显的波动，熔道开始出现球化迹象，熔池在凝固过程中出现分段现象，如图 8（b）、（e）所示。当激光扫描速度继续增大到 2.0 m·s-1时，粉末床底层的部分粉末未能完全熔化，熔池与基板熔合不良处更多，熔池在凝固过程中出现的分段情况更加明显，凝固后熔道部分区域出现中断现象，如图 8（c）、（f）所示。

研究发现：当激光功率一定时，随着扫描速度增大，金属粉末的熔化效果变差，熔道宽度减小，熔道的均匀性变差。从图 9 中可以看出仿真得到的熔池宽度与实验数据基本一致，而且由于激光热源的功率不变，熔池中的最高温度基本保持不变，匙孔深度和熔池深度随扫描速度增大有减小的趋势，但减幅很小，在 10 μm以内。

3.3　激光功率对熔道尺寸的影响

为研究激光功率对成形单道熔道质量的影响，在1.3 m·s-1扫描速度下，分别采用 100、200、300 W 的激光功率成形单道熔道。如图 10 所示，熔道边缘的粘粉现象普遍存在，而且随着激光功率增大，熔道上飞溅颗粒的数量增多，熔道球化现象更加明显。当激光功率为 100 W 时，金属粉末熔化不充分，液态金属流动性不好，形成的熔道高度较小、宽度较窄，熔道部分区域出现中断迹象；当激光功率为 200 W 时，金属粉末吸收的能量增加，粉末熔化得更充分，成形的熔道质量有很大改善，熔道宽度存在小幅波动；当激光功率增大到 300 W时，单位时间内输入粉末床的能量更多，熔池更加不稳定，球化现象增多，熔道宽度和高度的波动十分明显，基板明显被熔化且与熔道形成明显的边界。

对 1.3 m·s-1扫描速度、不同激光功率下成形的熔道进行测量和分析，结果如图 11 所示。当激光功率为100 W 时，由于金属粉末熔化不充分，熔道宽度较小、标准差系数较大；当激光功率增大到 150 W 和 200 W时，金属粉末充分熔化，熔道宽度明显增加，均在 65 μm左右（最大为 69.64 μm），标 准 差 系 数 也 明 显 降 低 到15% 以下（最小为 13.11%）且大小相近，此时成形的熔道质量较好；当激光功率增大到 250 W 时，相同时间内熔化的金属粉末明显增多，熔道宽度变大，同时由于熔池失稳和表面张力增大，熔道宽度波动现象开始变得突出，标准差系数不断增大；当激光功率增加到 300 W时，熔道宽度小于 250 W 时的熔道宽度（这可能是由于激光功率过高，熔化了基板，而且形成了较为严重的球化现象，导致熔道在某些区域内的宽度和高度较大但平均宽度不及 250 W 时的熔道），熔道宽度的标准差系数较大。

对 扫 描 速 度 为 1.3 m·s-1，激 光 功 率 为 100、200、300 W 时的熔道成形过程进行仿真，仿真结果与实验结果的对比如图 12（a）、（b）、（c）所示。当激光功率为 100 W 时，输入粉末床的能量不能完全熔化粉末，形成的熔池深度和匙孔较小，粉末床底层粉末熔化效果不佳，液态金属在基板上的浸润效果很差，成形后熔道与基板之间有较多的熔合不良缺陷，而且熔道高度 波 动 明 显 并 存 在 明 显 的 中 断 现 象 ，如 图 12（d）所示。

当激光功率达到 200 W 时，单位时间输入粉末床的能量增加，粉末熔化效果变好。如图 12（e）所示，金属粉末颗粒能完全被熔化，匙孔和熔池的深度都有所增大，液态金属在基板上的浸润效果较好，熔道与基板的结合效果较好，能够得到较为稳定的熔道。

当激光功率达到 300 W 时，输入粉末床的能量进一步增加，金属粉末完全熔化，基板明显被熔化，形成的熔池和匙孔深度都大幅增加，熔道的宽度和高度也明显增大，熔化的金属粉末与基板融为一体，熔道与基板的结合效果更好，但熔池波动得更加剧烈，熔道球化更加严重，如图 12（c）、（f）所示。

研究发现：当激光的扫描速度一定时，随着激光功率增加，熔融金属的流动性提高，熔道与基板之间的结合效果变好，同时熔池更不稳定，更容易出现球化等现象。熔池深度和匙孔深度随着激光功率的增加明显增大，增幅在 30 μm 左右，如图 13 所示。

3.4　线能量密度对熔道的影响

定义线能量密度为单位时间内激光输入粉末床的能量，其与激光功率 P、扫描速度 v 的关系可以表示为：

将不同线能量密度下的熔道宽度及其标准差系数进行计算分析，结果如图 14 所示。随着线能量密度增大，熔道宽度分布无明显的函数规律，即使在同一线能量密度下也存在多种熔道宽度。熔道宽度的标准差系数与线能量密度之间也不存在明显的函数关系，每种线能量密度下都会出现或大或小的标准差系数。

将线能量密度为 100 J·m-1下的 5 组实验结果进行 计 算 ，得 到 了 如 表 4 所 示 的 数 据 。 熔 道 宽 度 最 小为 46.65 μm，最 大 为 66.38 μm，标 准 差 系 数 最 小 为12.26%，最 大 为 22.65%，同 时 可 以 发 现 熔 道 宽 度 及其标准差系数与线能量密度无明显的关系。

为了进一步分析，将各个工艺参数下成形的单道熔道的宽度和标准差系数分别进行统计。由图 15（a）可以看出，熔道宽度最大的区域在激光功率约为 150 W、扫描速度约为 1.0 m·s-1附近的区域，熔道宽度较小的区域则主要分布在激光功率较小、扫描速度较大的区域。如图 15（b）所示，熔道宽度标准差系数较小的区域主要有两部分，一部分位于激光功率在 150~200 W、扫描速度约为 1.0 m·s-1附近的区域，另一部分则处于激光功率为 300 W、扫描速度约为 3.5 m·s-1附近的区域。综合来看，当激光功率处于 150~200 W、扫描速度 为 1.0 m·s-1 左 右 时 ，能 够 成 形 质 量 较 优 的 单 道熔道。

4、SLM 单层熔道的三维重构

4.1　单道熔道截面模型的建立

为研究、预测不同工艺参数下 SLM 成形零件的表面形貌及其控制方法，笔者对成形质量较好的单道熔道建立几何模型。通过金相显微镜对不同工艺参数下成形试样的熔道断面进行观察，结果如图 16 所示。成形件的熔道截面形状可以看作是由上下两部分曲线组合而成的，由此可以首先建立单道熔道截面形貌的几何模型。

在 SLM 加工过程中，熔池附近的温度梯度很大，表面张力和马兰戈尼效应使得熔池不断涌动，进而迅速凝固形成熔道。基于最小作用量原理，将成形熔道截面的上半部分看作是标准圆上的一部分，下半部分看作是悬链线的一部分。熔道截面示意图如图 16（d）所示。

熔道截面上部分轮廓曲线在图 16（d）所示的坐标系中，轮廓曲线上某点（x，y）满足圆心为（a，b）、半径为r 的方程，即：

通过几何关系计算可以得到单道熔道截面上半部分形状的表达式，即：

其中：hj为熔道截面 j 处的实际熔道高度；wj为熔道截面 j 处的实际熔道宽度。熔道截面下半部分轮廓曲线上的点满足方程：

式中：a 为参数，表示悬垂程度，与深度和宽度有关。当 x = wj/2 时，曲线函数值为曲线轮廓底部到曲线两端固定点连线的距离，即熔道截面 j 处的深度 dj，因而可以得到方程：

通过式（8）和式（9）可以计算得到单道熔道截面下半部分轮廓曲线方程。

对 SLM成形件垂直于熔道方向的切面进行观察 ，结果如图17（a）所 示 ，测量得到其熔道宽度 为140.93 μm，熔道高度为 21.43 μm，熔道深度为 67.48 μm。通过式（7）、（8）、（9）计算得到的熔道截面轮廓曲线如图 17（b）所示，可以发现模拟轮廓曲线与实际轮廓曲线较为符合。

4.2　熔道整体数学模型的建立

在 SLM 加工时，粘粉、飞溅等现象随机存在于熔道成形过程中，难以进行数字化呈现。本节在建立单道熔道以及单层多熔道整体形貌数学模型过程中忽略了实际熔道中存在的粘粉、飞溅等缺陷的影响，将成形均匀的单道熔道简化为图 18 所示的理想熔道。

由前文可知，单道熔道某截面处的轮廓曲线可以由熔道宽度、熔道高度和熔道深度确定。为了建立单道熔道的整体形貌轮廓，首先要分析熔道各处截面的几何参数变化情况。

由前文对实际熔道形貌的分析可知熔道的实际宽度在一定范围内波动，即：

式 中 ：wa 为 平 均 熔 道 宽 度 ；Cv 为 熔 道 宽 度 的 标 准 差系数。

通过对不同工艺参数加工下的单道熔道的宽度进行测量，然后进行线性回归拟合，得到了熔道宽度与激光功率、扫描速度之间的关系，即：

由于单道熔道宽度沿扫描方向在一定范围内变化，故结合式（10）设实际熔道宽度满足方程：

Wang 等对熔池尺寸进行了研究并对熔池宽度和熔池总深度进行了无量纲方程表达，参考该研究可知熔道宽度与熔道总深度的关系为：

其中：Dtotal为熔道总深度，Dtotal = hj + dj；B 为系数。

由于熔池涌动，在同一熔道中熔道的实际高度沿扫描方向也会随着宽度变化而不断改变。在工艺参数良好的成形条件下，熔道高度变化不大，个别异常高度多是受实际粉末床上粉末分布不均匀影响形成的。设熔道高度服从期望为 wj/4 、标准差为 wj/16 的正态分布。

通过前文的仿真结果（图 3）可以看出在同种工艺参数下加工单道熔道的深度沿扫描方向基本不变。结合式（7）、式（8）、式（9）可以得到单道熔道垂直于扫描方向的各处截面轮廓的几何模型。

选取激光功率为 200 W、扫描速度为 1.0 m·s-1的工艺参数，基于熔道数学模型采用 MATLAB 软件完成了单层多道轮廓的三维重构，如图 19（a）所示。通过仿真得到了多熔道形貌，如图 19（b）所示。对加工件上表面形貌进行观察，结果如图 19（c）所示。可见，模拟熔道形貌与实际形貌较为符合。

5、结论

笔者以激光功率和扫描速度为变量，对 316L 不锈钢粉末的 SLM 成形过程进行多场耦合仿真，并完成了SLM 成形实验及熔道微观形貌观测实验。对仿真结果和实验结果进行分析，得到以下结论：

1）在激光功率保持为 200 W 不变的条件下，随着扫描速度从 1.0 m·s-1增大到 2.0 m·s-1，熔道宽度从69.82 μm 减小到 46.65 μm，熔道宽度的标准差系数从9.84% 增大到 22.65%，而熔池深度和匙孔深度基本不变。当扫描速度大于 2.0 m·s-1时，成形的熔道会出现中断迹象，因此，过高的扫描速度下不易得到质量好的单道熔道。

2）当激光扫描速度保持为 1.3 m·s-1时，随着激光 功 率 从 100 W 增 大 到 300 W，熔 道 宽 度 先 增 大 到69.64 μm 之后降低，熔道宽度的标准差系数先降低到13.11% 之后增大。熔池深度和匙孔深度随着激光功率的增加而明显增大，且增幅都在 30 μm 左右。当激光功率在 200 W 左右、扫描速度在 1.0 m·s-1左右时能够 成 形 宽 度 均 匀（在 70 μm 左 右）、标 准 差 系 数 小 于15%、与基板结合效果好的单道熔道。

3）当线能量密度一定时，成形熔道的宽度在误差范围内波动，但熔道宽度标准差系数的变化较大，在12.26%~22.65% 之间波动；各种线能量密度下成形的熔道质量参差不齐。

4）笔者结合实验及仿真结果，针对成形质量较好的单道熔道截面和整体轮廓建立了数学模型，经过验证，模拟结果与实际轮廓形状较为符合，为进一步研究控制SLM 成形件的表面粗糙度和孔隙率提供了新方法。