时间: 2024-04-20 20:02:10 | 作者: 铸铜加热器
金属增材制造（AM）可提供设计自由度极高的零件。传统制造技术没办法实现的复杂结构，如薄壁结构、多孔结构和晶格结构，都能够最终靠 AM 技术轻松制造出来。高设计自由度将为热管理部件带来非常大优势，因为表面与体积的纵横比提高了，能够最终靠 AM 部件与周围冷却介质之间的界面加强热传输。然而，金属 AM 部件的热传导率却大幅度的降低。例如，激光粉末床熔融（LPBF）AlSi12 的热导率（∼120 W·m-1-K-1）远低于铸件（∼160 W·m-1-K-1）。这种降低是 LPBF 快速凝固的直接结果。高度非均衡的快速凝固通常会诱发比铸造产品更多的不完美（溶质原子、边界、位错、空位、气孔等）。因此，与传统制造的零件相比，AM 零件中的缺陷对热传导载体的散射更为严重。在 LPBF 引起的缺陷中，溶质原子被认为是影响导热性的重要的因素。因此，减少夹杂在 AM 零件固溶体基质中的溶质量迫在眉睫。为解决这一问题，需要全方面了解成型 AM 零件中溶质的演变情况。
来自广西大学的学者提出了一种能够描述激光粉末床熔融（LPBF）铝硅合金中溶质演变的模型： 该模型采用了三维罗森塔尔方程和快速枝晶生长理论。由于该方程和理论具有分析性质，避免了对晶胞/枝晶以及共晶的详细微观结构可以进行建模，并忽略了晶粒成核/消除过程，因此所提出的模型计算效率高，仅需 ∼ 10 分钟就能描绘出整个熔池中溶解溶质的空间分布。 该模型通过扫描透射电子显微镜-能量分散谱（STEM-EDS）分析进行了验证。经过验证的模型随后被应用于设计 LPBF Al-Si 合金的制造策略，希望能够通过有目的地调整加工参数来提高合金的热导率。 该模型能够揭示固溶体基质中溶解的溶质总量与激光/原料粉末参数之间的相关性。
为克服实验难题，本研究提出了一种便捷的数值方法，该方法将三维（3-D）罗森塔尔方程与快速树枝状生长理论相结合，具有预测整个熔池溶解溶质空间分布的能力，且计算时间短（仅需 10 分钟）。与此形成鲜明对比的是，现有的复杂模拟，例如相场模拟和单元自动模拟，在大多数情况下要数十或数百小时才能模拟单个点的溶质演变，因此很少能披露整个熔池的溶质分布全景。此外，未解决金属 AM 中热导率降低的问题，将所提出的模型应用于 LPBF AlSi7Mg 和 AlSi10Mg，即两种有希望用于热管理的候选合金。溶解溶质分布模型以及建立模型的关键方程明确揭示了溶质 Si 的演变与熔池位置、激光加工参数和合金成分的关系。在这一些信息的指导下，我们设计了不同的制造策略，通过降低溶解溶质的总量来提高 LPBF 部件的热导率。然后，根据固态物理学对热导率进行定量讨论，从理论上证明了设计的物理来源。
图 5. 模型验证。(a) 在 TEM 观察下进行 STEM-EDS 分析的区域概览。(b) (a)图中红框所围受检区域的特写，现场标有溶解硅量的测量值。(c) STEM-EDS 分析轨迹（图（a）中的 AV 线）在熔池中的定位，AV线代表复制品。
图 6. LPBF 部件的横截面示意图，其中填充了一个重复的构件（以外侧红色粗线为界）。
图 7. 三种策略的效果。(a)显示的是策略 1 的效果；(b)或(c)显示的是策略 2 的效果；(b)和(c)的相互比较显示的是策略 3 的效果（误差条代表三次测量的一个标准偏差）。
图 8. LPBF Al-Si 系列合金有代表性的微观结构特征，包括：（a）内部致密无裂纹，气孔随机分散（箭头所示）；（b）熔池的典型尺寸为几百微米、(c) 与熔池边界大致呈法线生长的普遍柱状晶粒（用虚线表示），(d,e) α-Al 单元被亚微米级的富硅网络结构包围（误差条代表一个标准偏差），以及(f) 只存在 FCC α-Al 和菱形立方硅相。
图 9. 热导率 (κ) 表示为两种不同 Si 添加量 (c0) 下平均溶质 Si 含量 (XSi) 的函数，方程： (11)，与实验测量结果基本一致（空心菱形）。
结合三维罗森塔尔方程和LKT-BCT 快速枝晶生长理论，本工作提出了一个方便的模型，可以模拟 LPBF 条件下整个熔池溶解溶质的空间分布。根据该模型对溶质演变的洞察，可以有目的地调整 LPBF 加工参数，以降低溶解在 α-Al 基体中的硅溶质的平均量，来提升 LPBF Al-Si 合金的热导率。利用史密斯-帕尔默方程对热导率进行的定量评估证实，在工艺引起的缺陷中，溶解的溶质 Si 对热导率的影响最大，而且其影响程度可在很大范围内定制。测得的热导率与Smith-Palmer 方程的预测值之间的一致性表明，该模型也能很好地预测整个 LPBF 部件中夹带的溶质平均量，这也是该模型能够模拟不一样的部位溶质量的结果。（文：SSC）
