激光成形（共8篇）
激光成形 篇1
拼焊板是20世纪60年代日本本田汽车公司利用边角小料做车身侧内板而采用的一项技术;70年代, 美国福特汽车公司采用激光焊接技术进行车身钢板的拼焊, 但未走向商业化;1985年德国蒂森钢铁公司生产出第一批宽幅拼焊板 (宽度超过2m) , 并成功用于奥迪100轿车的底板。
伴随汽车工业的发展, 激光拼焊板逐渐趋向于对不同厚度、不同材质以及不同表面处理钢板的拼焊, 此时才真正实现了汽车钢板激光拼焊的目的。
20世纪90年代, 由国际钢铁协会牵头全球32家钢厂和3家主机厂联合发起超轻钢车身计划, 该项目应用拼焊板零部件数量达到13件, 约占车身重量的45%。通过采用拼焊板技术, 使车身零件数量约减少25%, 车身减重20%, 抗扭刚度提高了65%, 振动特性改善35%, 并且增强了弯曲刚度。
目前, 激光拼焊板已广泛应用在汽车车身的各个部位上, 如行李箱加强板、行李箱内板、减震器支座、后轮罩、侧围内板、门内板、前地板、前纵梁、保险杠、横梁、轮罩、B柱连接件及中立柱等。
激光拼焊板技术
激光拼焊板技术是基于成熟的激光焊接技术发展起来的现代加工工艺技术, 是通过高能量的激光将几块不同材质、不同厚度、不同涂层的钢材焊接成一块整体板再冲压生产, 以满足零部件不同部位对材料不同性能的要求。轿车零部件采用激光拼焊板可以减少零件数量, 减轻构件重量, 为生产宽体车提供可能。激光焊接几乎可以不受限制地把厚度、牌号、等级、镀层等不同的钢板连结在一起, 制成各种形状的零件, 大大提高了汽车设计的灵活性, 不仅大大减少了模具数量, 还增加了材料利用率, 也使车身结构大大简化。拼焊板工艺的出现解决了由传统单一厚度材料所不能满足的超宽板及零件不同部位具有不同工艺性能要求的工艺问题。如附图所示为分别成形、整体成形和激光拼焊成形生产轿车侧围外板的示意图。
采用激光拼焊板有着巨大的优势, 可以给汽车制造业带来显著的经济效益, 主要体现在:使整车零件数量大大减少, 简化了点焊工艺, 提高了车身尺寸精度, 减少了质量问题, 材料厚度的可变性保证了对重要位置的强化等方面。
激光拼焊板的冲压成形工艺性
拼焊板使用的技术问题, 最主要的是由焊缝区组织变化所造成的成形性能下降和焊缝移动等因素引起的工装制造难题。
1.拼焊板的冲压成形性能
对拼焊板成形性能的研究表明:
(1) 激光焊接后的焊接接头部位强度比母材部分有一定程度的提高, 厚度比率的变化对强度的影响没有材料等级比率变化影响大, 不同等级材料的焊接接头强度主要取决于低强度等级的材料。
(2) 焊接接头部位成形性能比母材有一定程度的降低, 随拼焊厚度差异和强度差异的增加, 成形性能降低。
(3) 对于不等厚拼焊板, 拉伸方向与焊缝方向相同时, 拼焊板塑性变形能力明显降低, 薄侧比例越小则降低越多。
(4) 拼焊板的拉伸破坏方式一般有两种:一是当焊缝与拉伸方向一致时, 由于焊缝的塑性比母材低, 焊缝部位往往被拉断;二是当焊缝与拉伸方向垂直时, 薄侧母材容易产生过量减薄而拉裂。
此外, 拼焊板在实际使用中不仅要关注其成形性能, 还要考虑到其不同的料厚差异对后续工序的影响, 如料厚差异较大或者性能差异较大的焊缝线应避免穿过小孔冲压位置 (易导致小孔折弯或断裂) 等。
2.拼焊板的焊缝移动及其工艺对策
焊缝移动是拼焊板区别于普通整板生产的根本因素, 也是产品设计及工艺分析是否成功的根本。根据拉延工艺理论和相关的实验论证可以得出以下结论:焊缝移动方向和移动距离主要取决于焊缝两侧材料强度比、焊缝位置以及拉伸压边力分布等。
由于焊缝移动量只能减小而不能消除, 这就需要在焊缝处不等厚模面侧一定范围内设定料厚空开面。空开面向料薄一侧空开, 压料面区域空开相应较大, 凹模凸模对应处相应较小。
采用夹紧装置可以明显改善焊缝移动程度, 使得焊缝移动量减少72.6%～84.9%。实际的车身覆盖件设计中, 也可以在产品结构可能的情况下, 在靠近焊缝处设计合理的加强筋等结构, 通过模具结构先成形焊缝部位从而控制焊缝的移动。
除采取必要的工艺措施控制和减少焊缝移动之外, 还应该在焊缝移动区对模具结构采用合金镶块等措施控制型面的磨损和拉毛。
3.焊缝移动的CAE分析
随着计算机技术的发展, 已经能够应用CAE手段对拼焊板的焊缝移动规律进行更为准确的分析, 这为产品设计提供了合理的依据, 也为制造工艺的合理化打下了坚实的基础。
中型车侧围内板拼焊位置的确定及其对成本的影响
某中型载货汽车驾驶室侧围分别由料厚0.75m m的侧围角板和料厚1.6m m的侧围内板组成。最初工艺为两个零件分别成形再焊接成整体。按该方案相应的冲压排样及材料利用效果可以看出, 该方案的缺点是材料利用率极低, 分别为36.2%和43.9%, 同时零件生产工艺性也较差。考虑到两件的装配关系, 初步判断如采用拼焊方式生产将有效改善产品工艺性和降低成本。
1.焊缝位置的选择
激光拼焊产品的设计意图能否通过工艺得到最好的实现, 其关键的环节就在于拼焊焊缝的位置选择是否成功。焊缝位置的设定不仅要考虑产品功能和结构的需要, 还要从冲压工艺性和成本的要求等方面综合考虑, 三者有机结合才会得到最优的设计结构和整车质量。
依据拉延理论和拼焊成形技术的研究成果等要求, 可以得到以下选择焊缝位置的基本原则:
(1) 焊缝的选择首先要满足产品结构和功能的要求。
(2) 焊缝为直线, 且最好保证在完成工艺排样后为方形板料拼焊。
(3) 焊缝应避免穿越产生拉延效果很大的区域, 特别要防止焊缝平行穿越成形R区域。
(4) 由于不同料厚的冲裁间隙差异, 要尽可能避免焊缝穿越小孔冲裁位置。
产品最初设计结构为弯曲的折线, 以该曲线为焊缝是拼焊技术目前所不能满足的, 同时该曲线在一端会由于拉延时焊缝的移动造成小孔处可能出现0.75m m、1.6m m两种料厚, 这容易导致小孔冲头的弯曲或折断, 因而需要重新选择焊缝位置。
按照焊缝设定原则 (1) 和 (2) 的要求首选的焊缝位置主要缺点在于拉延时焊缝向厚料移动仍会使拼接处的孔出现不同料厚, 同时由于凸包起伏形状较大, 可能出现拉延开裂。所以需将拼焊线进行调整至基本满足要求。
2.成本因素对焊缝位置的影响
东风某车型侧围初步设计阶段的拼焊线经CAE分析后的结果为焊缝沿线严重开裂, 其主要原因在于孔处靠近R角, 变形剧烈。
考虑该件的造型特点, 完全满足工艺性的焊缝线应该调整。完全满足工艺性的方案1.6m m厚料区明显加大, 因而零件重量加大、材料消耗也明显增加, 所以该方案也不是最佳的结果。
结语
激光拼焊板已广泛应用于汽车制造业, 采用激光拼焊板工艺不仅能够降低整车的制造成本、物流成本、整车重量、装配公差、油耗和废品率, 而且可以减少外围加强件数量, 简化装配步骤, 同时使车辆的碰撞能力、冲压成形率和抗腐能力提高。此外, 由于避免使用密封胶, 也使其更具有环保性。
激光拼焊板作为一种新的工艺手段, 给车身制造带来新的产品解决方案, 并给质量提高和成本降低带来了新的机遇。同时由于其工艺实施的特殊性, 需要产品设计、冲压工艺和模具制造等相关人员更为密切的配合, 才能最终制造出既满足结构和性能要求、工艺合理稳定、成本最低的合格产品。
激光成形 篇2
研制了适合激光熔覆成型的`Ni-Cu-Sn合金粉末.通过工艺试验.分析了激光熔覆成型件的微观组织特征及微观缺陷的形成原因,并提出了预防缺陷形成的方法.
作 者：张雁 费群星 谭永生 曹文斌 赵靖 作者单位：张雁,费群星,谭永生(高能束流加工技术重点实验室)
曹文斌,赵靖(北京科技大学)
激光成形 篇3
激光金属直接成形是基于快速成形原理的激光熔覆成形技术, 利用激光作为热源, 逐层熔化同步供给的金属粉末 (或金属丝) , 并在基材上形成所需零件的一种形成方法[1,2,3]。经过近二十年的发展, 激光金属直接成形技术已日趋完善, 出现了以LENS (laser engineered net shapes) 系统为代表的成形方法[4]。
为了提高金属零件的成形精度和表面质量, 国内外很多研究机构从不同角度进行了相应的探讨。美国Sandia国家实验室开发的LENS系统, 通过对控制软件进行研究和改进, 有效提高了该技术的加工精度;美国阿拉莫斯国家实验室 (Los Alamos National Laboratory) 的Milewski等[5], 采用DLF工艺, 用五轴数控系统制造出了一个0.1mm厚的半球形的薄壁零件;爱何华州立大学的Jiang等[6], 针对不同的材料, 采用不同光斑形状获得了不同熔覆试样宽度, 结果表明, 零件壁厚主要受激光直径、激光功率、送粉量以及保护气体流量大小的影响;湖南大学激光研究所的刘继常等[7]采用较低的功率、直径为0.2mm的光斑和相应扫描速度及送粉量, 获得了最小壁厚为0.4mm的薄壁零件;Mazumder等[8]在激光金属直接成形系统中使用反馈控制方式来提高零件的制造精度, 也是一种好的方法, 但此方法的不足是需要增大对设备的投入。上述研究主要集中在成形系统的软硬件的改进及典型工艺参数对零件成形精度的影响方面, 而对于激光波形对零件成形精度的影响研究较少。本文针对激光金属直接成形工艺中的最小特征尺寸制造问题, 采用数值模拟和工艺试验相结合的方法, 重点研究了激光波形对激光金属直接成形精度的影响。
1 模型建立
1.1 数学模型
激光金属直接成形温度场分析属于典型的非线性瞬态热分析, 根据热力学第一定律及傅里叶定律, 其三维热传导控制方程[9]在直角坐标系中可表示为
式中, ρ为材料密度;c为材料比热;T为环境温度;t为激光作用时间;Q为材料单位体积生热率;Kx、Ky、Kz为沿x、y、z方向的导热系数。
边界条件主要包括:
T=T* (2)
式中, q为热流量;h为对流换热系数;Ta为外界环境温度;ε为辐射率;σ为波尔兹曼常数;A1为辐射面1的面积;F12为形状系数。
1.2 物理模型
由于模型和载荷都对称分布, 为了便于研究, 取其中的一半进行分析。激光作用区域采用较密的网格划分, 其尺寸为3.5mm×0.85mm×0.3mm。计算中, 基材利用ANSYS中的Solid70单元进行网格划分, 同时为了兼顾加热表面的热对流和热辐射, 在表层运用了SURF152单元, 网格划分后的有限元模型如图1所示。
激光波形示意如图2所示, 其他基本工艺参数为:激光光斑直径为0.5mm, 工作台移动速度为5mm/s, 送粉量为8.8g/min, 载气量为8L/min, 材料对于激光的总的利用率为0.3。模拟过程中基材和粉末均采用316L, 材料的热物性参数随着温度的变化呈非线性的变化[10,11]。
由于激光器发射的激光呈均匀分布, 所以采用均匀分布的面热源模型, 其表达式为
式中, k为导热系数;η为到达材料表面激光的有效利用率;P为激光功率;R为激光半径;r为点到光斑中心的距离。
本文基于同轴送粉原理, 由于考虑到方波加载周期很短, 而每个周期中又需要取多个时间点, 因此, 在很短的时间内将其等效为激活某一区域的单元进行计算;对于不同波形的加载方式, 根据波形作用规律在ANSYS内部采用APDL编程定义函数的形式来实现加载;模型中假设所运用的材料为各向同性, 同时忽略熔池内流体的流动及材料的气化作用, 其中, 熔化潜热是通过定义不同温度时的焓值来实现的。
2 计算结果分析
2.1 不同波形作用下熔池温度及温度梯度变化规律
对于相同平均输出功率下的三种波形加热过程, 其加工参数如表1所示。
图3所示为不同波形作用下熔池中心的温度和温度梯度动态变化过程。
从图3所示的温度历程中可以看出, 连续激光加载时其熔池中心的温度快速增高, 然后逐渐趋于稳定。而在正弦波和方波的加载过程中, 熔池中心的温度呈周期性波动, 具有明显的快速升温和快速降温过程。据此, 可以认为在连续激光加载模式下, 熔池中心的温度梯度基本趋于稳定, 而正弦波和方波的温度梯度存在波动, 且具有更大的温度梯度。
连续激光由于其能量密度大小比较稳定, 加热过程中扫描速度等参数不变, 因而熔池中心的温度变化较小, 使得熔池中心温度梯度变化也较小;对于正弦波和方波, 由于激光的功率是随时间变化的, 尤其是方波, 功率变化更大, 这就导致了熔池中心温度也存在上下波动, 从而产生了较大的温度梯度。通过对比以上三种波形加载模式下的金属熔池温度梯度变化可知, 方波加载时具有最高的温度梯度, 正弦波次之, 连续激光模式下温度梯度变化最小。因此, 方波具有其他两种波形没有的优点, 即加热速度快、冷却速度快、温度梯度大。
2.2 波形特征对熔池纵向温度分布的影响
在平均输出功率一定的情况下, 研究波形特征对熔池纵向温度分布的影响, 其基本研究参数如表1所示。运用连续波加载时, 在t=0.0375s时, 其熔池纵向A-B路径定义如图4所示。
运用相同的方法, 通过分别提取正弦波和方波作用下的熔池纵向A-B路径的温度数据, 获得了不同波形作用下熔池纵向温度分布趋势对比曲线, 如图5所示。
由图5可知, 在平均输出功率一定的情况下, 采用不同波形加载, 方波的热作用效果优于连续波, 其熔池所能达到的最高温度和范围都比较大。在远离熔池中心的地方, 方波作用下的熔池温度减小得更快些, 与连续波相比, 方波作用下的熔池具有较大的温度梯度。
由于正弦波的热作用效果介于连续波和方波之间, 因此选取连续波和方波为代表进行研究。在相同平均输出功率的情况下, 方波热作用效果更强。为了合理利用方波, 以相同平均输出功率下得到的结果为基础, 通过降低方波平均输出功率和合理设置相应的参数进行模拟对比, 其激光工艺参数如表2所示。
当t=0.0375s时, 相同激光作用时刻方波与连续波加载熔池温度分布云图如图6所示, 其中左边视图为俯视图, 右边视图为M-M剖视图。从剖视图中能明显看出, 与连续波相比, 利用方波加载, 其熔池具有小的热影响区。
在方波和连续波作用模式下, 提取A-B路径上的温度数据, 得到了连续波和方波作用下的熔池纵向A-B温度分布曲线, 如图7所示。
由图7可知, 运用方波进行激光熔覆, 可在较低平均输出功率获得与较大功率连续波激光作用相同的熔覆效果, 并且由于熔池纵向温度减小较快, 因此具有较小的热影响区, 其原因可归结为采用方波加载时, 激光热作用效果主要取决单个方波能量而不是平均输出能量, 这为零件成形精度的提高提供了理论基础。
3 试验结果分析
3.1 激光金属直接成形系统及试验过程
试验主要结合数值模拟结果, 通过改变相应的参数来研究波形特征对金属直接成形精度的影响。激光金属直接成形系统如图8所示, 由激光器、送粉系统、工作台、惰性气体和循环冷却系统五个子系统组成。
试验流程主要包括三个步骤:首先按照试验方案进行相应的激光金属直接成形试验, 然后将成形试验样件进行相应的切割处理, 最后将切割后的样件进行打磨、清洁等处理后, 在光学显微镜下进行微观测量。
3.2 不同波形作用下试验与模拟结果的比较
利用表1中参数进行工艺试验, 分析在平均输出功率相同, 波形不同作用模式时, 波形作用对金属直接成形精度的影响, 试验结果如图9所示。
由图9可知, 在平均输出功率相同的条件下, 采用不同波形加载, 方波加载时所得到的熔覆层的宽度最大, 正弦次之, 连续波得到的熔覆宽度最小。这与模拟结果基本一致。
3.3 改变方波和连续波参数对成形精度的影响利用表2中参数进行工艺试验,
结果如图10所示。由图10可知, 通过将方波的平均输出功率由200W降到150W, 其作用与连续波平均输出功率200W情况下的熔覆效果相同, 并且方波熔覆宽度更小, 精度也相应得到提高, 其热输入减小25%。
4 薄壁零件成形优化
运用上述模拟计算和试验得到的不同波形作用效果对比结果为指导, 以此类推, 在原有薄壁零件成形参数基础上, 通过设置相应的参数, 采用不同波形加载进行薄壁零件成形试验优化。
运用连续波进行薄壁零件成形的基本参数为:平均功率270W, 光斑直径0.5mm, 扫描速度10mm/s, 送粉量显示值12g/min, 当载气量为6～8L/min时, 堆积成形的薄壁零件如图11所示。
由于运用连续波进行薄壁零件成形时的平均功率为270W, 根据模拟和试验结果可知, 在小功率方波和正弦波作用情况下, 通过改变其他参数, 可以得到与大功率连续波作用相同的效果, 且热输入大概减小25%, 因此选取正弦波和方波的平均功率大概为200W, 在多次工艺试验后得到的优化结果为:运用正弦波成形薄壁零件, 平均功率为200W, 激光重复频率为1000Hz, 其他工艺参数不变, 堆积成形的薄壁零件如图12所示。
运用方波成形薄壁零件, 平均功率为200W, 激光重复频率为500Hz, 峰值功率为400W, 其他工艺参数不变, 堆积成形的薄壁零件如图13所示。
运用游标卡尺对成形零件壁厚进行测量, 结果为:方波成形最小壁厚0.48mm, 正弦波成形最小壁厚0.54mm, 连续波成形最小壁厚0.60mm, 运用方波和正弦波加载成形其热输入减小约26%。
5 结论
(1) 在方波和正弦波加载模式下进行激光熔覆, 熔池中心的温度变化较大, 而连续波加载下的熔池中心温度基本稳定, 温度梯度与方波和正弦波相比要小。
(2) 在方波作用模式下, 激光的加热过程主要取决于单个方波能量, 在小功率方波作用情况下, 通过改变方波参数, 可以得到与大功率连续波作用相同的效果, 同时减小了热输入, 且具有热影响区小的特点, 有利于小特征尺寸零件的成形。
(3) 薄壁零件堆积成形试验表明, 运用方波加载, 成形出的零件具有小的特征尺寸, 正弦波次之, 而连续波最大, 因此, 通过设置合理的参数, 运用方波加载能够成形小特征尺寸的零件, 达到提高零件成形精度的目的。
摘要：针对激光金属直接成形工艺中的小特征尺寸制造问题, 采用数值模拟和工艺实验相结合的方法, 研究了激光波形对激光金属直接成形精度的影响。研究结果表明, 与连续波相比, 方波和正弦波加载时具有较快的加热和冷却速度, 尤其是方波, 能使熔池中心具有很大的温度梯度, 在平均输出功率相同的条件下, 方波和正弦波能够使熔池中心达到更高的温度。同样的激光熔覆, 利用方波只需要较小的平均输出功率, 不但减小了热量输入, 同时也减小了激光加工过程中的热影响区域。薄壁零件成形优化过程中, 利用方波加载能获得最小特征尺寸的薄壁, 达到提高零件成形精度的目的。
关键词：激光金属直接成形,波形特征,数值模拟,精度
参考文献
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激光成形 篇4
1 材料与方法
1.1 实验设备
纯钛粉(西安邦振公司制备,粉末的特性为:球形粉末,粒径100~200目); LRF- 855激光快速成形系统(西北工业大学研制,该系统由RS- 850 型5 kW二氧化碳激光器,五轴四联动LRF- 855型专用激光快速成形机, JPSF- 1 型高精度可调自动送粉器组成); UG- NX2 三维设计软件(Unigraphics Solutions Crop, US),SURFACER Imageware 12 逆向工程处理软件(Imageware Crop.US)。
1.2 实验方法
1.2.1 纯钛单冠数据设计
基牙模型设计:在UG- NX2 三维设计软件中构建基牙数据模型。中国人上颌第一磨牙的平均数据为:颈宽10.5 mm,冠长7.8 mm[6],根据本实验的设备条件,对基牙形态简化为较规则的圆台形态,并增大基牙的尺寸:颈宽24 mm,基牙高度9.7 mm(图 1)。将草图数据生成三维模型。在SURFACER 逆向工程处理软件打开基牙文件,采用已建立的后牙三维数据[7],对已有的标准磨牙数据根据基牙的空间位置及大小进行定位及变形,基牙数据、边缘数据、牙冠边缘采用三次样条插值法进行平滑过渡与连接,完成放大的单冠设计,输出STL文件。
1.2.2 加工参数
激光功率1 500 W,扫描速度1 000 mm/min,送粉速度2.9 g/min,粉末输出方式Y轴方向侧方送粉,送粉气流130 L/h,约束气流量6 L/h,焦距218 mm,光斑直径1.4 mm。在此参数下,在基材上沿Y轴方向堆积50 mm长的单道金属,在每成形一层后,激光器返回起始位置,沿着同样方向堆积下一层,直到在Z轴的方向堆积完成50 层,原理如图 2。在堆积成形的单道钛金属条Y轴方向全长的1/3、1/2、2/3的位置,使用游标卡尺测量Y轴向的单道宽度及Z轴方向的堆积高度,并计算平均单层厚度。
1.2.3 激光立体成形加工
单冠数据输入LRF- 855激光快速成型系统,根据测得的单道成形高度及宽度数据设定三维数据的分层高度及激光扫描轨迹参数,进行激光立体成形加工。
2 结 果
2.1 完成基牙及单冠的计算机辅助设计
UG软件中设计的基牙如图 3所示,基牙形态为规则的圆台以简化实验设计。在此基础上进行单冠设计,获得单冠的三维数据(图 4)。
2.2 完成单道纯钛试件
获得的单道纯钛试件形态规则、均匀(图 5),图中的箭头所指的是3 个数据测量位置,测得3点的平均宽度1.3 mm,平均高度1.4 mm,计算平均层厚为0.28 mm,因此设定的加工参数为:数据分层高度0.28 mm;激光单道半径补偿0.5 mm。
2.3 获得纯钛单冠
激光立体成形制作完成的纯钛单冠如图 6,尖、窝、牙尖嵴等形态与图4中的三维设计数据基本一致,表面较光滑,在局部表面存在一些不平整及点状的缺陷,如图 6中箭头所指。
3 讨 论
激光立体成形制造技术是用一种叠层制造技术[8,9],通过在计算机中生成的部件三维模型数据,控制激光加工设备,熔化吹入熔池的金属粉末,将材料逐层堆积,最终叠加成三维部件实体。由于采用了高能激光作为能源,真空环境制作,因而尤其适用于常规铸造加工困难的钛合金等材料的加工。对纯钛部件的制作不会引入杂质元素,并且相对铸造法能够改善部件显微结构从而大大提高抗拉强度及屈服强度[10];相对于需要预成加工块材的数控切削及需铸造过程的“快速铸造”技术,该技术在材料利用率及加工的自动化程度上有其独特的优势,如果应用于修复体的制作,将会为口腔钛金属修复体的自动化制作提供一种新的方法。
本实验从三维全冠数据的设计,加工参数的摸索、设定,到最后计算机控制下的激光立体成形纯钛全冠的制作,初步完成了纯钛全冠CAD/CAM的一个完整过程,利用激光立体成形技术基本实现了全冠修复体形态的堆积成形,获得了与设计数据接近、具有一定形态的纯钛单冠,表面较光滑(图 6)。
由于激光立体成形是一种叠层制造技术,因此成形件的几何性能受到每一层的单道熔覆宽度和高度的影响。实验中所采用的CO2激光发生器,经过反复测定,最小的稳定工作功率在1 500 W,最小激光光斑直径1.4 mm。这种功率用于口腔修复体制作仍然过高,能量密度过大,增加了单道熔覆宽度和高度,实际测量中单道宽度在1.3 mm,单层高度在0.28 mm左右,无法满足高精度的修复体制作要求,因此在本实验中设计的三维冠数据大于正常的全冠。对比制作完成的纯钛冠与设计数据可以发现表面的一些缺陷及形态的波动,这是由于目前激光立体成形设备所采用的侧向送粉方式,即粉末沿着Y轴方向,从侧方输送到激光熔覆点,随着堆积高度的增加,在Y轴方向有部分粉末会受到已成形的形态的阻挡而无法有效进入熔池,使局部表面形态受到影响。
本实验初步表明通过计算机辅助设计及激光立体成形技术,可以实现复杂形态的口腔纯钛全冠的自动化加工。进一步选用更稳定、精度更高的微米级脉冲激光及改良送粉方式等,将有望实现高精度的修复体加工。
4 结 论
激光立体成形作为一种新的钛加工技术,可以实现对钛修复体的加工制作。
目前的设备条件下,还无法实现高精度的纯钛修复体加工制作,如何进一步改进设备,达到口腔修复体的制作精度要求,还需要进一步研究。
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激光成形 篇5
关键词：激光立体成形,Inconel718,沉积态,组织
激光立体成形 (Laser Solid Forming, LSF) 技术是从20世纪80年代初期发展起来的一项先进制造技术, 能够实现高性能复杂结构金属零件的无模具、快速、全致密近净成形, 近年来, 随着该研究的不断深入和发展, 激光立体成形技术得到了国内外的高度重视, 在航空、航天、船舶、汽车、能源、机械、医学、动力领域复杂整体构件的高性能直接成形和快速修复等领域都有着广阔的应用前景[1]。
Inconel718 (国内牌号GH4169) 高温合金在-253℃~700℃温度范围内具有良好的综合性能, 650℃以下具有屈服强度高、塑性好的特点, 在航空航天领域应用广泛[2]。采用精密铸造、精密塑性成形等传统方法成形Inconel718高温合金, 存在加工周期较长、柔性化较差等不足, 同时, 锻造Inconel18合金不易成形复杂零件, 而铸件一般力学性能低, 特别是当铸锭尺寸较大时, 容易产生严重的偏析[2~4]。激光立体成形技术作为一种材料凝固成形新技术, 低成本、短周期、高柔性、快响应等诸多优点使其成为一种具有竞争力的Inconel718成形方法。本实验研究了激光立体成形Inconel718的沉积态组织特征, 将为推进激光立体成形Inconel718的工程化应用提供实验依据。
1 实验材料和方法
本实验在西北工业大学凝固技术国家重点实验室的激光立体成形系统上完成, 该系统由德国Rofin公司的RS850型5 k W连续CO2激光器、DPSF-1型高精度可调自动送粉器、LPM-408四轴三联动数控工作台、侧向送粉喷嘴、三维CAD建模及分层软件、FAGOR数控软件等组成。实验中基材为45#钢, 实验所用粉末为等离子旋转电极法 (Plasma Rotation Electrode Powder, P R E P) 制备的I n con el71 8球形粉, 尺寸约为-100目~+150目, 其化学成分见表1。激光立体成形工艺参数为:激光功率2~2.3 k W, 光束扫描速度3 6 0~4 8 0 mm/min, 送粉率5~8 g/min, 光斑直径3 mm, Z轴增量0.3~0.5 mm。成形试样沿垂直光束扫描方向用电火花线切割切开, 对获得的试样进行打磨、抛光后, 采用盐酸过氧化氢水混合液 (H2O∶H2O2∶HCl=1∶1∶2) 腐蚀剂腐蚀试样。
2 分析与讨论
激光立体成形时, 材料受到的是运动式点热源瞬间高能加热及快速冷却的作用, 因此, 成形件的组织特征必然不同于常规的铸造组织。同时, Inconel718又属于多元合金化的高温合金, 在激光立体成形中很可能存在复杂的组织及相变过程, 因此本文首先对Inconel718沉积态的组织进行了初步研究。
在基材为4 5#钢上激光立体成形Inconel718高温合金块状试样研究发现, 试样表面平整, 表面无肉眼可见裂纹, 如图1所示。图2给出了Inconel718高温合金激光立体成形件在垂直光束扫描方向上的横截面光学显微组织。图2 (a) 显示了平行于扫描方向的层带结构, 沉积层间出现一条一条的弧线, 两弧线的间距即为单层沉积层层高, 是典型的层带现象。正是因为层带形态的存在, 才使得各层沉积层清晰可辨[5]。从图2 (b) 中可以看出, 激光立体成形Inconel718沉积态组织由沿沉积方向的外延生长柱状枝晶构成, 其基本的显微组织是定向凝固柱状晶结构, 同时还可以看到, 这些柱状晶组织可以从前一层沉积层延续到下一层, 垂直于扫描方向趋向沿沉积方向进行多层连续生长, 贯穿多个沉积层, 在不同沉积层之间呈现出典型连续柱状晶结构。从沉积态金相照片也显示出激光立体成形Inconel718组织致密、没有疏松。层带形态是Inconel718激光立体成形的典型特征之一, 其形成原因在于激光立体成形的层状堆积成形, 层带结构是在激光立体成形熔池的凝固过程中形成的, 是由于层带状结构内部和外部组织差异的原因造成的[5]。
3 结论
激光立体成形Inconel718高温合金沉积态组织呈现出沿沉积方向外延柱状生长, 并贯穿多个沉积层的枝晶组织特征, 沉积层存在明显的层带现象。由于激光快速熔凝所具有的高梯度、高速度的凝固特征, 所得组织细密、均匀。
参考文献
[1]黄卫东.激光立体成形[M].西安:西北工业大学出版社, 2007.
[2]黄乾尧, 李汉堂.高温合金[M].北京:冶金工业出版社, 2000.
[3]白秉哲, 杨鲁义, 赵耀峰.GH4169合金“等温锻造+直接时效”工艺探讨[J].稀有金属, 2002, 26 (1) :7-32.
[4]李爱兰, 汤鑫, 盖其东, 等.热处理工艺对K4169合金微观组织的影响[J].航空材料学报, 2006, 26 (3) .
激光成形 篇6
1临床资料
1.1 一般资料
本组病例158例 (181只眼) 男性43例, 女性115例, 年龄17～73岁, 病程2个月～20年, 其中泪小点闭塞19只眼;下泪小管、泪总管阻塞46只眼;鼻泪管阻塞82只眼;慢性泪囊炎32只眼;泪囊鼻腔吻合术后2只眼。
1.2 术前准备
对单纯泪道阻塞者, 在泪道冲洗无黏脓分泌物即可激光治疗, 有黏脓分泌物, 需用生理盐水冲洗后灌注0.3%洛美沙星眼水, 连续2～3d, 同时加服抗生素无黏脓分泌物后再行激光治疗。
1.3 手术方法
采用国产脉冲Nd:YAG泪道激光治疗机, 泪道内注入1%地卡因做表面麻醉 (泪小点闭塞者用1%地卡因棉片置于泪小点表面) : (1) 泪小点闭塞者将激光纤维导管头部置于泪小点处激光击射后, 用泪点扩张器扩张泪小点。 (2) 对泪小管阻塞、泪总管阻塞、鼻泪管阻塞、慢性泪囊炎以及泪囊鼻腔吻合术后阻塞者, 用9号泪道带芯探针, 拔出针芯, 将纤维导管插入探针, 按常规泪道探通法, 探查泪道至阻塞处做连续击射至有落空感为止, 抽出纤维导管, 用生理盐水冲洗, 冲洗通畅则留置探针20min后拔出探针, 再用带侧孔的泪道冲洗针向泪道内注入四环素可的松眼膏, 5d后冲洗泪道。 (3) 对术后复发眼和泪囊鼻腔吻合术后阻塞者行泪道激光联合插管治疗, 当激光疏通泪道后, 用硬膜外麻醉导管套在探针针芯上, 导管长度与针芯相等, 按泪道探通方法插入至泪道底部后, 抽出针芯, 将导管留置在泪道中, 露出下泪小点导管预留30～40mm, 将其用胶布竖直固定在眉毛上方, 不影响术眼闭合即可。术后1周～2个月拔管。以上泪道阻塞术后5d开始冲洗泪道, 每3～5d冲洗1次, 共3～5次, 并常规应用抗生素眼水、呋麻液滴鼻、口服抗生素1周。
2结果
疗效评定, 本组病例随访3个月～2年。治愈:术后无溢泪, 泪道冲洗畅通;无效:溢泪, 症状不改善, 泪道冲洗不通。治疗结果见表1。
3讨论
Nd:YAG激光是一种低能量脉冲激光。其脉冲宽度非常窄, 峰值非常高因而穿透力强, 其以脉冲输送功率, 产生的热量可在脉冲之间消耗, 所以, 能量积累小, 不会损伤周围组织, 术后不引起水肿、渗出等病变, 特别适合对泪道这样的深、狭腔内疾病治疗[1]。同时利用激光的汽化还可以有杀菌消毒作用, 术中出血少, 术后不易感染[2]。本组病例失败8例, 2例为鼻泪管阻塞, 其原因是骨性鼻泪管孔径小, 探针进入时阻力大。5例为慢性泪囊炎激光后反复发作未能坚持治疗。1例为泪囊鼻腔吻合术后阻塞未能成功激光。对于激光后反复发作的患眼以及慢性泪囊炎、泪囊鼻腔吻合术后阻塞者, 行激光后联合插管治疗效果满意。慢性泪囊炎病程长, 泪囊扩张, 潴留的黏脓分泌物难以彻底冲洗干净, 难免有残留的分泌物阻塞鼻泪管引起再次阻塞, 若在插管后又有黏脓分泌物溢出, 则拔管行泪道冲洗, 灌注0.3%洛美沙星眼水 (吉贝尔药业生产内含黏弹剂) 无脓性分泌物后再插管, 如此反复进行。本组慢性泪囊炎反复发作者11只眼, 有6只眼获得治愈, 有5只眼未能坚持治疗。对于泪囊鼻腔吻合术后阻塞的只要能够找到原有的鼻泪管激光联合插管治疗, 希望还是比较大的。这不失为泪囊鼻腔吻合术后再次阻塞的一种补救办法。脉冲Nd:YAG激光泪道成形术操作简便, 手术安全[3], 疗效高, 可重复性好, 复发病例再次激光联合插管治疗可提高治愈率, 手术费用低, 创伤小, 病人不需住院, 随到随做, 确实是一种治疗泪道阻塞疾病简单有效的方法。
摘要：目的:探讨Nd:YAG激光泪道成形术的疗效。方法:采用国产LEK-0800脉冲Nd:YAG泪道激光治疗机, 对不同部位泪道阻塞158例 (181只眼) 行激光泪道成形术, 对复发病例再次行激光联合插管治疗。结果:158例 (181只眼) 泪道阻塞中泪小点闭塞19只眼, 治愈率100%;泪小管、泪总管阻塞46只眼, 治愈率100%;鼻泪管阻塞82只眼, 治愈率97.6%;慢性泪囊炎32只眼, 治愈率84.4%;泪囊鼻腔吻合术后2只眼, 治愈率50%;总治愈率95.6%。结论:Nd:YAG激光泪道成形术治疗泪道阻塞, 其优点是操作简便、手术安全、疗效明显。
关键词：Nd:YAG激光,泪道阻塞,成形术
参考文献
[1]周月芷, 王抗美, 等.脉冲Nd:YAG激光治疗泪道阻塞 (J) .临床眼科杂志, 2002, 10 (6) :521.
[2]王智崇, 陈家褀.鼻泪管阻塞的治疗现状 (J) .中国实用眼科杂志, 2001, 19:4.
激光成形 篇7
金属粉末直接激光成形(Direct laser forming,以下简称DLF)是采用激光作为热源来熔化金属粉末成形的一种最新的快速成形技术,其工作原理不同于传统的加工方式,而是采用分层制造的思想,根据CAD模型可直接对金属粉末熔化从而成形金属零件[1,2,3]。这种成形方式采用高功率激光将金属粉末部分熔化,可以获得非平衡态过饱和固溶体及均匀细小的金相组织,相对致密度接近100%,力学性能与锻件相当,并且成形材料范围广(纯金属粉末、预合金粉末、复合金属粉末等),可以制造出传统方法无法成形的复杂结构,无需工装模具,工艺简单,尤其是还能实现组分连续变化的梯度功能材料的制造,其应用领域涉及航空航天、生物医学及军事工业等,因此,该技术日益受到国内外学者重视,已成为目前新的成形技术中最具发展前景的技术之一[4]。
DLF是一种以热能传播为主导的金属粉末净近成形方式,其源驱动力就是激光辐射能。当能量密度极高的激光照射在粉层表面时,激光能量被吸收并转换成热能,产生瞬间的局部高温,实现粉末熔化、凝固等变化,粉末颗粒之间在液相条件下发生冶金结合,最后冷却得一定形状的零件。由于激光以一定的速度在粉床表面来回扫描,在每一个固定位置停留时间极短,一般可用毫秒来计量。在如此短的时间内温度场变化极快,这种局部输入的集中热源造成很大的温度梯度,容易出现局部温度场与应力场不均匀、不稳定,导致DLF成形过程中容易出现球化、翘曲、开裂等缺陷,严重影响了零件的成形质量。然而,这种高度非线性现象使采用试验方法测量温度场与应力场变得难以实现。因此,采用计算机仿真技术研究DLF成形过程对于揭示其成形机理、优化工艺参数、采用最少的试验制造出高质量的零件、提高DLF成形件的成品率,具有重要的指导意义。本文主要讲述国内外DLF的温度场与应力场的研究进展。
1 DLF成形过程的温度场
金属材料激光直接熔化成形过程较高分子材料以及半晶材料所需的能量要高得多,且金属材料熔化过程中存在相变过程,温度梯度非常大,这将产生热应力与变形,给数值模拟增加了困难。由于金属粉末普遍具有密度大、熔点高及导热系数高的特性,故其 DLF成形具有较高的温度场, 且温度变化较大较快,不易采用实验测量的方法来确定其成形温度场以及各热物性参数随温度、时间的变化规律。因此,对于金属粉末DLF温度场,一般采用解析法或半解析法来研究。DLF的应力场模拟是基于热应力的模拟,由温度梯度剧烈变化引起的热应力是建立在温度场基础之上的,因此准确而有效地模拟温度场是前提。温度场的数值模拟主要包括以下关键技术。
1.1 DLF中热传导模型
在已有的研究中,下列方程通常用来描述金属粉末DLF过程中的热传导行为,如经典热传导方程式(1)[5]和焓函数方程式(2)[6]:
undefined
(1)
式中:ρ为密度;c为比热容;λx、λy、λz为导热系数;T为温度;t为时间;undefined为内热源密度。
undefined
式(2)表明,焓(H)是密度与比热容的乘积对时间的积分。
以上的描述方程表达形式简单,但是考虑DLF加工过程中的复杂情况,热传导过程中数值模拟的实现变得异常困难与复杂。 因此,采用有限元方法进行数值的计算与模拟是可行的。
1.2 DLF中金属粉末导热率模型
在影响粉末成形性能的热物性参数中,粉床的有效导热系数最为重要,并且其传热机理很复杂,其精确的数据也很难确定。文献[7,8,9]研究了金属粉末激光直接成形中粉末有效导热系数的确定,假设所有的粉末颗粒均为球形,且不存在接触变形,则粉层的有效导热系数可由式(3)进行估计:
undefined
undefined
式中:kg、ks分别为环境气体和固体材料的导热系数;φ为初始孔隙率,约为0.477;kr为粉床中由辐射引起的热传导系数,可由式(4)表示:
kr=4FσT2PDP (4)
式中:σ为Stefan-Boltzmann常量;DP为粉末颗粒的平均直径;TP为粉末颗粒的温度;F为表观系数,近似取为1/3。
沈以赴等[6]采用了Gusarov模型来计算DLF中的有效导热系数。这一模型将粉末颗粒的堆垛方式分为3类(简立方、体心立方、面心立方,如图1所示)。先确定粉床的堆垛方式,进而计算粉床的有效导热系数,并用水雾化铁粉进行实验验证,结果表明,模型的模拟值与实际值比较接近。
Gusarov模型中(如图2 所示),将金属粉末颗粒近似视为均匀球体,在铺粉阶段,金属粉末颗粒堆垛方式不同,所获得的相对密度也不同。研究表明[10],对于一定范围内的粉床孔隙率φ,其对应的颗粒堆垛方式是一定的(近似为简立方、体心立方或面心立方),故其宏观意义上的配位数n (与任一粉末颗粒C 最近邻、等距离的颗粒数目)也是一定的,如表1 所示。
而在DLF加工过程中,主要考虑相邻颗粒之间通过“烧结颈”的面接触而实现热传导,如图2 所示,设接触面半径为a,球状粉末颗粒半径为R,则定义x=a/R 为粘结率。由此根据Gusarov模型可求得DLF模型中粉床的有效导热系数ke为:
ke/k=(pn/π)x (5)
式中:k为相应的实体材料的导热系数;p为铺粉相对密度。
文献[11]建立了钛粉末DLF加工过程温度场模型,考虑了热物性参数随温度的变化,图3为钛粉末导热率和比热随温度变化的曲线。该研究着重讨论了温度沿xy向的变化(如图4所示),将模拟值与实验值进行了对比,结果比较吻合;对其它加工参数(激光功率、扫描速度、扫描间距等)未综合考虑其影响。
由于在DLF加工过程中金属粉末的温度值变化范围大,热物性参数随温度的变化不能忽略而需要用函数模型的形式表示。金属粉末的热物性参数的变化也显示了粉末从熔化到凝固的相变过程。
1.3 DLF中的热源模型
在金属粉末激光直接成形过程中,激光能量是以热流密度输入到粉床中的,服从高斯分布[12,13],即:
undefined
式中:ω为光斑半径,即热流密度为光斑中心热流密度1/e2处距光斑中心的距离;A为粉床对激光束的吸收率;P为激光功率;粉床表面上一点(x0,y0,z0)到光斑中心的距离r可表示为:
r2=(x-x0)2+(z-z0-v t)2 (7)
式中:r为粉床表面上一点到光斑中心的距离,其坐标为(x0,y0,z0);v为激光扫描速度;t为所用时间。
在DLF数值模拟的过程中,文献[14,15]分别采用在ANSYS中加载3×3和4×4网格的表面热流密度来实现高斯热源的近似处理,结果表明当加载步长仅为光斑直径的1/4时,这种近似处理可以达到足够的精度,与实验结果较为符合。
由于DLF的成形过程中采用的是激光热源,因此在近似的模拟中采用高斯热源模型处理二维问题,用高斯热源模型和深度方向的椭球模型处理三维问题将获得足够的模拟精度。
1.4 CAD模型对温度场的影响
由于DLF是采用CAD技术在计算机中生成三维模型并对模型逐层切片形成控制制造语言,所以建立的制造模型本身就具有可供计算机仿真的优良特性。因此,如何设计仿真模型的维数将影响整个仿真的方法、流程以及结果等。目前普遍采用的有2种模型:二维模型和三维模型。二维模型[16](见图5)主要用于模拟在1层上烧结多道的情况,在DLF制造过程中每个烧结道之间随时间的变化会产生温度梯度的变化,并影响热应力分布状况,并且不同的扫描路径也会影响相应位置的温度场和应力场分布。然而,由于各层之间的相互影响在DLF制造过程中具有巨大的影响,所以研究各层之间的温度场和应力场分布状态也变得尤为重要。
三维模型[17](见图6)主要用来模拟这一状况,建立的三维模型主要考虑在逐层叠加方向上的温度场和应力场分布状况。由于模拟过程非常复杂,模拟多层多道的情况相对困难得多,所以如何建立这一复杂模型将成为研究者的新挑战。
Childs T. H. C等研究了工具钢M2、H13粉末和316L粉末的单层成形质量受工艺参数的影响,并建立了三维有限元数学模型[18]。模拟的重点集中在单层的烧结过程上,比较了不同材料、加工参数的温度场。模型计算结果与实验结果存在较小误差,如图7所示(H13粉末粒度-150/75μm,光斑直径为1.1mm扫描道纵剖面,在激光功率77W时的熔化状态),原因是该模型忽略了粉末对激光束吸收率的影响、扫描速度的增加减小了热散失及热作用过程等因素对熔化金属质量的影响。
文献[19]建立了三维模型,主要研究二元混合粉末的烧结过程,该模型可以模拟多层多道的DLF加工过程,这是因为模型中的二元混合粉末是由高熔点粉末和低熔点粉末混合而成的。模型中考虑到低熔点的粉末被熔化,从而导致了烧结体的收缩,如图8所示。
以上建立的DLF加工CAD模型经历了由简单模型到复杂模型、由二维模型到三维模型的发展过程,可以看出,通过对模型的不断改进和优化,数值模拟的结果已经可以反映多维的温度变化过程,对优化工艺参数起到了推动作用。
1.5 加工参数对DLF温度场的影响
金属粉末激光直接成形过程中的温度场模型可以对激光加工参数、加工条件等因素对加工过程中温度场的影响进行模拟和分析。研究结果表明,材料的物理与化学性质(粉末粒度、密度、热膨胀系数以及流动性等)、激光参数(激光功率、扫描速度、扫描方向以及扫描间距等)和铺粉工艺参数(粉层厚度等)影响DLF的温度场变化过程。
英国Leeds University的Child T.H.G等对DLF成形过程中激光与金属粉末热作用进行了较为深入的研究,并建立了数值模型来预测激光熔化成形过程中光斑中心熔池的尺寸与温度场分布。在试验中,他们采用了不同的功率参数与扫描速度,采用氩气作保护气体和CO2激光器,针对不同的材料进行试验,并重点考察了熔化成形后制件的质量与扫描速度的关系,发现扫描制件质量总体随扫描速度的增加而降低,而扫描间距对质量的影响较小。最后,针对粉末对激光热量的有效吸收问题做了模拟与试验,结果发现粉末有效吸收率与光斑移动速度和扫描间距有直接关系,一般认为吸收率随光斑移动速度的增加而变大,这主要是由于粉末的吸收与其温度有关,温度较低则吸收率较大;另外,扫描间距增大也促使粉末有效吸收率增加,这是由于间距增大后光斑辐照的粉末较多,熔化的粉末对热量吸收较大所致。成形件最后用低倍扫描电镜观察,与数值模拟结果相比,发现在稳定功率的条件下,扫描速度的改变会使粉末的能量吸收比预期值要小得多。模拟结果显示能量吸收率在0.25～1之间;而事实上,前一扫描层的热量对下一层扫描的影响不容忽视,从而给模拟增加了难度[20,21,22,23]。
激光工艺参数对温度场影响较大,而工艺参数对金属粉末DLF成形温度场影响的报道较少。文献[14]研究了金属粉末激光直接成形过程中扫描速度、激光功率、扫描间隔等工艺参数对316L不锈钢粉末熔化成形温度场的影响,研究表明,低扫描速度、高激光功率、较小的扫描间隔均有利于提高粉床的熔化温度,增大激光熔化宽度;扫描方式为横向扫描时,粉床经历了多次加热-冷却的波动过程,而纵向扫描时温度场变化趋势为平缓上升和平缓下降;对激光熔化进行了试验研究,测试结果较好地验证了温度场模拟结果。
文献[24]研究表明,激光多道扫描时的能量密度除跟激光功率和扫描速度有关以外,还受扫描线搭接量的影响,即扫描间隔的影响,扫描间隔越细,多线扫描的能量密度越高,最终温度就越高。
文献[20]研究了激光功率、扫描速度、光斑直径、预热温度等工艺参数对成形过程温度场的影响,但成形材料仅是高分子粉末。X. C. Wang等[25]建立了DLF激光吸收的模型,并做了WC-Co试验,讨论了不同工艺参数(激光功率、扫描速率)对成形件性能的影响。
Jia Yang等[26]研究了扫描路径对DLF成形温度场的影响,由于没有考虑相变潜热的处理,导致模拟熔池温度较实验结果高。L. Qian等[27]在ABAQUS环境下建立了DLF数值模型,研究模拟了Ti-6Al-4V材料的温度场随时间变化的过程,并与实验结果进行了对比,图9为试样模拟结果和实验结果的时间-温度变化关系曲线,对比表明模拟结果与实验结果非常吻合(在烧结搭接部分试验数值和预测数值均非常接近,难以区分)。
DLF加工过程的特殊性决定了研究其加工过程要考虑其中特有的工艺参数,如扫描路径、扫描层厚、激光吸收率等。因此,在特有的加工状态下,确定参数的影响规律对揭示DLF加工过程的机理、选定合适的工艺参数有重要意义。
总之,上述对DLF的温度场研究结果表明,建立的模型对加工过程的模拟与实际加工过程是非常近似的,在一定程度上可以指导和优化加工工艺参数,建立的数学模型初步描述了加工过程中金属粉末与激光热源的相互作用。
2 DLF成形过程中的应力场
在DLF成形过程中,热应力是导致成形件发生翘曲、开裂的根本原因。在粉末熔化成形过程中,应力的大小很难用实验的方法获得,而通过模拟的手段来间接获得应力场,再通过应力场分析翘曲机理以及其它一些变形机理,是一种方便而又有效的方法[28,29]。
DLF的成形过程从本质上讲是热弹塑性问题。作为热力学系统的材料,其自由能密度不仅与应变有关,而且还与温度有关,也就是说,力学平衡方程中有与温度有关的项。从能量上看,输入的热能在使DLF成型件材料温度上升的同时,还由于结构的膨胀变形做功而消耗一部分。这时,在热传导平衡方程中,要增加与应力有关的项。因此,严格地说,温度场与应力场是相互耦合的。但是应力场对温度场的影响极小,为了简化分析过程,应采用热力单向耦合,忽略应力场对温度场的影响。
M.Matsumoto等[16]对激光选择性熔化金属粉末的单层成形过程进行了有限元分析,为研究翘曲、开裂等加工缺陷与加工过程的关系建立了数值模型,计算了加工过程中温度场变化引起的热变形和残余应力。
X. C. Wang等对选择性激光熔化的加工过程进行了计算机仿真,成功地对金属粉末在加工过程中的熔化状况进行了试验前仿真评估,通过仿真确定工艺参数,这对金属激光直接熔化技术的工艺研究有很大的帮助[25]。Suwat Jira thea ranat等对金属零件快速成形过程中的加工过程可视化进行了研究,他们先对加工过程进行了有限元仿真,然后将仿真所得到的试验参数导入到DLF加工设备中进行实际加工,大大改善了加工质量,提高了制造过程的安全性[30]。
美国Texas大学的M.Labudovic等采用模型分析、数值模拟与试验相结合的方法研究了直接金属激光烧结过程中温度场与应力场分布情况,结果发现随着时间的推移,光斑中心熔池的深度由于热量累积的作用而逐渐加深,当温度场分布不均匀时就会产生热应力,一般情况是模型中部存在拉应力,而两端为压应力,当扫描前对粉床进行预热时,热应力大大减小[17]。Gabriel Bugeda等也对金属激光直接熔化成形中的温度场进行了数值模拟,并与实际测量值进行了比较,并探讨了材料变热物性参数对温度场的影响[11,31]。
日本Osaka 大学工程科学院的Shiomi M等研究了DLF功能件的机械性能与尺寸精度,建立了二维有限元分析模型对DLF制件的温度与残余应力分布进行数值模拟,发现了层间两端拉压应力交替现象,试验结果还发现模型表面存在很大的拉应力,最后提出了通过分区扫描成形改善残余应力分布的方法;功能件在600～700℃热处理1h以后可有效降低残余应力达70%以上,若进行二次烧结,则可使拉伸应力降低40%～55%[29]。
Guilan Wang等[32]研究了4种不同扫描路径(外螺旋、内螺旋、平行s扫描、垂直s扫描)下DLF加工过程热应力的变化,图10显示了模拟结果,研究结果表明,外螺旋扫描路径的热应力最大值较其他3种路径要小。
C Casavola等[33,34,35,36]研究了DLF成形过程中的热应力,并用钻孔法[36]对试样的热应力进行了测定。图11是测试试样的实验装置图,结果表明,由于在DLF成形过程中的熔化、凝固机理导致了成形零件残余热应力的变化。在测试圆形件的中心处可得到最小残余应力值,这是由于激光束垂直作用在这一区域的结果;最大残余应力出现在由右至左铺粉的边缘处;残余应力值还与加工件的厚度有关,厚度越大引起的温度梯度变化也更加剧烈,产生的残余应力值也将增大。
从以上各种研究DLF成形过程中应力场的模型以及模拟结果可以看出,所建立的有限元模型对于模拟DLF加工过程中的应力场是十分有效的,尤其是在控制成形件性能方面将起到重要作用。
3 结束语
激光成形 篇8
双相钢激光拼焊板兼有双相钢板与激光拼焊板技术的优点,但是在常温下难以成形[5,6,7]。近年来,板料的温塑性成形方法开始得到广泛使用[8],可以运用到双相钢激光拼焊板成形中以提高其成形性能。然而,随着板料强度的增加,其成形性变差,特别是在拉深成形过程中,容易引起模具磨损、工件破裂等缺陷,双相钢激光拼焊板温拉深过程也不例外。
在工程实践中,工件多为非轴对称回转形状,而盒形件具有典型非回转对称形状特征,特别是其拉深过程中各部分的应力应变分布状态与复杂覆盖件有着诸多共性。因此本工作以盒形件为分析对象对双相钢激光拼焊板温拉深性能进行了研究,通过温单拉实验、盒形件拉深过程的有限元模拟与实冲实验以及金相实验,分析了双相钢激光拼焊板由常温到500℃各个温度下的力学性能与拉深性能,为双相钢激光拼焊板非回转特征工件的温拉深工艺及模具设计的优化提供了一定依据。
1 双相钢拼焊板母材及焊缝在各个温度的流变应力
流变应力是研究板料成形最基本的信息,并且其应力应变关系对于成形过程的有限元仿真也是必要的。因此本工作进行了B340/590DP双相钢母材和拼焊板由常温到500℃的温单拉实验,得到了拼焊板和母材的应力应变数据,通过等应变法[9,10]计算得到焊缝的应力应变曲线,最终经实验和计算所得的母材和焊缝的真实应力应变曲线如图1(a),(b)所示。
(a)母材;(b)焊缝
(a)base sheet;(b)weld
由图1(a)可以看出,双相钢母材在200～300℃之间存在明显的加工硬化现象,并且随着温度的升高发生了强度增大、塑性和韧性降低的现象。与常温下母材的拉伸实验相比,在200～300℃区间双相钢的成形性能几乎没有提高。在400～500℃区间成形时,主要是发生加工硬化和动态回复,根据拉伸真实应力-应变曲线可以看出,材料有明显的软化现象,双相钢强度小于室温拉伸时的强度,成形性能较好。由图1(b)可以看出,在室温～500℃区间,焊缝的强度要远高于母材。
2 双相钢拼焊板的温拉深研究
2.1 盒形件温拉深Abaqus有限元模拟
由于温拉深过程是一个复杂的动态非线性接触过程,因此,本工作选择ABAQUS/Explicit动态显式算法作为模拟平台。在ABAQUS前处理模块里完成板料和模具几何模型的建立。在ABAQUS的Property模块中赋予拼焊板的材料性能,B340/590DP双相钢激光拼焊板的母材和焊缝力学性能由前述实验得到,其中弹性模量为210GPa,泊松比为0.3,材料密度为7826kg/m3。需要定义4个接触面,3组接触对,它们分别是:板料上表面与凸模,板料下表面与凹模,板料上表面与压边圈下表面。选择刚体表面作为主面,变形体表面为从面。板料与模具接触面换热系数为3483W/(m2·K)。本分析过程是一个几何非线性、材料非线性和接触非线性的过程,选用C3D8R六面体缩减实体单元划分模具和板料网格。根据对焊缝和热影响区的综合考虑,拼焊板焊缝的宽度定为2mm。为节省计算时间,提高计算效率,采用1/2模型,如图2所示。其中,模具设置为刚体,板料为变形体。细化焊缝区网格,板料厚度方向划分为五层单元,焊缝与母材采用刚性连接处理,板料及焊缝网格划分如图3所示。
对1.0/1.0厚度比的拼焊板在室温、200℃、300℃、400℃和500℃下的等温拉深过程进行数值模拟。各温度下拼焊板的成形工况一致,即压边力为10MPa,冲压速率为10 mm/s,摩擦因数为0.1,根据工程实际情况,本工作采用厚度减薄率达到30%为破裂准则[11]。各温度下,拼焊板盒形件模拟的极限拉深高度如图4所示。可以看出,在同一成形工况下温度对拼焊板盒形件的极限拉深高度影响比较明显。在各成形温度下,拼焊板盒形件的最大等效应变位置均处在凸模圆角或凹模圆角区域,其中凸模圆角为减薄区,凹模圆角为增厚区。焊缝区与周围母材区的等效应变基本一致。随着温度的升高,焊缝区强度足够,不易发生破裂失效。
(a)室温;(b)200℃;(c)300℃;(d)400℃;(e)500℃
(a)room temperature;(b)200℃;(c)300℃;(d)400℃;(e)500℃
2.2 盒形件温拉深实冲试验
为了研究B340/590DP双相钢激光拼焊板在各个温度下实际的温拉深性能,本工作进行了方形盒形件实冲实验。图5显示了各个温度下双相钢激光拼焊板盒形件的极限拉深高度,图6指出了400℃时破裂发生在盒形件圆角处,焊缝界面没有发生破裂失效,其他温度下,破裂位置与焊缝界面情况与之相同。
实验结果表明,在同一温拉深工况下,温度对双相钢拼焊板盒形件的极限拉深高度影响显著,200℃和300℃拼焊板盒形件由于钢的蓝脆现象其成形性能不如室温,而400℃和500℃的成形性能则高于室温。在室温到500℃温度范围内,焊缝具有足够的强度和刚度,而不致发生失效破裂。
这些实冲结果与有限元模拟基本一致,验证了有限元模拟的可靠性,拼焊板盒形件的数值模拟预测高度与实验拉深高度比较如图7所示,模拟值比实验结果偏大,但其误差小于7%。
400℃和500℃时拼焊板成形性能要明显好于室温、200℃和300℃。这除了400℃不在拼焊板的蓝脆区的原因以外,还有动态回复和部分动态再结晶的产生使得材料出现了软化现象。为了进一步分析研究,本文用光学显微镜对400℃拉深后的盒形件分区域进行了微观组织观察,分别是:盒形件的平面凸缘部分(区域①)、盒形件拐角的直壁部分(区域②)、凸模圆角部分(区域③)和盒底部分(区域④),四个区域的金相组织如图8所示。可以看出,变形程度较大的区域②和③处于动态再结晶的起始阶段,发生了少量的动态再结晶但是动态再结晶程度较低。变形程度较低的区域①和④动态再结晶几乎为零。从金相分析实验来看,400℃和500℃时双相钢盒形件成形性能提高的原因主要是由于动态回复产生的软化。
3 结论
(1)通过温单拉实验,盒形件温拉深数值模拟与实验分析对B340/590DP双相钢激光拼焊板的温拉深性能进行了研究。通过实验分别得到了B340/590DP双相钢激光拼焊板从室温到500℃的力学性能和盒形件温拉深的极限拉深高度,为实际工程应用提供了一定的参考价值。
(2)成形温度对双相钢激光拼焊板盒形件极限拉深高度的影响比较显著,随着温度的上升,拼焊板盒形件的极限拉深高度呈上升趋势,但在200～400℃温度范围内出现了蓝脆现象。研究表明双相钢拼焊板在400～500℃温度范围内进行温成形,能获得较好的成形性能。
摘要：板料的温塑性成形方法已经得到广泛使用,可以运用到双相钢激光拼焊板成形中以提高其成形性能。以盒形件为分析对象对双相钢激光拼焊板的温拉深性能进行了研究,通过温单拉实验、盒形件温拉深过程的有限元模拟与实冲实验以及金相实验,分析了双相钢激光拼焊板由常温到500℃各个温度下的力学性能与拉深性能。结果表明:成形温度对双相钢激光拼焊板温拉深影响比较显著,在400～500℃温度范围内进行温成形,能获得较好的成形性能。
关键词：激光拼焊板,温拉深,盒形件,双相钢
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