葉 寒,朱小剛,余 廷

(南昌大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院,江西 南昌 330031)

1 引 言

高錳鋼在強(qiáng)烈的沖擊下表現(xiàn)出優(yōu)異的耐磨性,由此而被常用于礦山、冶金、鐵路、電力等行業(yè),現(xiàn)階段我國用于礦山行業(yè)的破碎機(jī)的襯板所用材料一般為高錳鋼。高錳鋼具有很高的沖擊韌度,但在沒有沖擊載荷作用下的硬度較低[1]。高錳鋼僅在強(qiáng)的沖擊下才出現(xiàn)加工硬化效果,而對(duì)于沖擊載荷不大的工況而言其耐磨性無法明顯提高。并且高錳鋼在加工硬化后,其屈服極限并不是很大,在超過此極限的外力作用下,工件有時(shí)會(huì)產(chǎn)生開裂,導(dǎo)致使用壽命達(dá)不到預(yù)期結(jié)果[2-3]。

如何提高高錳鋼的抗磨性能的問題受到廣大材料工作者的關(guān)注。作為一種應(yīng)用前景十分廣闊的激光熔覆表面強(qiáng)化技術(shù)是提高其耐磨性的有效手段。在激光熔覆過程中,溫度場(chǎng)分布對(duì)熔覆層質(zhì)量產(chǎn)生重要影響,但溫度場(chǎng)的測(cè)量又由于激光熔覆中材料的升溫和冷卻速度很大的特點(diǎn)而變得很難,因此,如何通過數(shù)值模擬的手段獲得溫度場(chǎng)的分布的方法越來越受到學(xué)者們的關(guān)注[4]。本文利用ANSYS軟件對(duì)ZGMn13Cr2表面激光熔覆鎳包WC復(fù)合涂層瞬態(tài)溫度場(chǎng)進(jìn)行了動(dòng)態(tài)的模擬,做了與之對(duì)應(yīng)的試驗(yàn),并且對(duì)熔覆層橫截面形貌、組織形貌、溫度場(chǎng)分布進(jìn)行觀察及分析,試圖驗(yàn)證模擬結(jié)果的準(zhǔn)確性,為優(yōu)化涂層制備工藝提供理論參考。

2 激光熔覆溫度場(chǎng)的模擬

2.1 基本假設(shè)

為了計(jì)算方便,做出如下假設(shè)：

(1)激光束作用于基體表面的能量分布為基模高斯分布[5]：

(1)

式中,P為激光功率;r為基模高斯光束的半徑;s為距光斑中心的距離。激光的加熱作用以在基體表面上施加熱流密度來完成[6]。由于粉末對(duì)激光有衰減的作用和基材對(duì)激光的吸收的大小,表面熱源表示為:

(2)

式中,η為熔覆粉末對(duì)激光的衰減率,激光能量衰減率η取0.15[7]；A1為基材的激光吸收率,ZGMn13Cr2的激光吸收率A1取0.35[9]。

(2)由于隨溫度變化的對(duì)流系數(shù)和輻射的存在,使得問題具有非常大的非線性,所以,為了簡化計(jì)算,模型中通過一個(gè)綜合表面散熱系數(shù)hc來綜合考慮輻射和對(duì)流換熱現(xiàn)象[9],即:

hc=2.41×10-3εT1.61

(3)

式中,T，ε分別為與空氣接觸的表面溫度和發(fā)射率。

(3)材料熔化、凝固速度很快,熔池尺寸很小,不考慮熔池的流動(dòng)作用及粉末顆粒和熔池的對(duì)流換熱。忽略材料的汽化,用焓值法來考慮材料的相變產(chǎn)生的潛熱[6]。

2.2 數(shù)學(xué)模型

在基材表面建x、y坐標(biāo),z方向?yàn)榇龔?qiáng)化表面的外法線方向,熱傳導(dǎo)方程為:

(4)

式中,ρ，c，λ分別為材料的密度、比熱容和熱導(dǎo)率;qv為內(nèi)熱源的強(qiáng)度;t為時(shí)間。

2.3 模型及網(wǎng)格

溫度場(chǎng)模擬的有限元模型如圖1所示,其中,基體尺寸為14 mm×7 mm×4 mm,熔覆層尺寸為10 mm×3 mm×1 mm。采用SOLID70單元對(duì)模型進(jìn)行網(wǎng)格劃分,x軸為激光掃描方向、y軸為熔覆層寬度方向,這兩個(gè)方向網(wǎng)格尺寸設(shè)為0.1 mm,z軸為待強(qiáng)化表面的外法線方向,其網(wǎng)格尺寸設(shè)為0.01 mm。為了提升運(yùn)算速度,減少計(jì)算時(shí)間和結(jié)果數(shù)據(jù)所占空間,基體遠(yuǎn)離熔覆層的網(wǎng)格逐漸變大。熔覆層的生長過程通過ANSYS中的生死單元技術(shù)實(shí)現(xiàn),激光熔覆前,“殺死”所有熔覆層單元,隨著熔覆過程的進(jìn)行,“殺死”的單元再被選擇性的“激活”。

圖1 有限元模型Fig.1 Finite element model

2.4 初始條件及邊界條件

對(duì)于公式(4),為了得到唯一解,需給出確定的初始條件以及邊界條件。對(duì)于基體材料的初始條件,其為基材的初始溫度T0,取為20 ℃。對(duì)于熔覆材料,其初始條件為熔覆粉末到達(dá)熔池前由于吸收激光能量所達(dá)到的溫度Ta[10]。

(5)

式中,rp,ρp,Cp,Vp分別為熔覆粉末的半徑、密度、比熱容、平均速度;h為粉末到達(dá)熔池前移動(dòng)的距離;σ為斯蒂芬-波爾茲曼常數(shù);A2為粉末對(duì)激光的吸收率;H為粉末顆粒表面溫度T/2處的對(duì)流換熱系數(shù)。熔覆粉末Ni60A對(duì)激光的吸收率A2取0.35[11]。

本文中溫度場(chǎng)模擬包含有如下兩類邊界條件：

一類為基體表面加載的熱源即熱流密度:

(6)

式中,nx、ny、nz為材料邊界外法線方向的余弦。

另一類為邊界面與環(huán)境物質(zhì)間的熱互換,即:

(7)

2.5 熱物性參數(shù)的確定

本試驗(yàn)中,基體材料為ZGMn13Cr2,熔覆材料為鎳包WC復(fù)合粉末,由于激光熔覆產(chǎn)生很大的溫度梯度,導(dǎo)致嚴(yán)重的材料非線形,這對(duì)計(jì)算結(jié)果有較大的影響,所以需給出隨溫度變化的熱物性參數(shù)。一般高溫下的材料熱物性比較難獲得,所以通過已知材料常低溫下的熱物性數(shù)值采取插值法獲得高溫下的熱物性參數(shù)值。

2.6 計(jì)算方法

本文中瞬態(tài)溫度場(chǎng)的模擬需把激光熔覆的過程離散化為多個(gè)載荷步,后一載荷步的初始條件基于前一載荷步計(jì)算的溫度場(chǎng)。各載荷步需要完成兩個(gè)任務(wù)：(1)計(jì)算溫度場(chǎng)分布,獲得熔池半徑。(2)通過得到的熔池半徑選擇性的激活被“殺死”的單元,根據(jù)熔覆過程中的質(zhì)量守恒定律得到：

ρpVl=ξVsΔt

(8)

式中,Vl為“殺死”的單元中被重新激活的單元體積;Δt為時(shí)間步長;ξ為熔覆粉末的利用率;Vs為送粉速率。

通過大量的試驗(yàn),單道熔覆層的上表面主要受表面張力控制,可用球冠狀模擬熔覆層截面形狀[12],即:

(9)

式中,hk,Rk分別為第k個(gè)載荷步中球冠的高度和半徑;hk、Rk與第k個(gè)載荷步中捕捉到的熔池半徑Rm,k有如下關(guān)系：

(10)

通過式(8)、(9)、(10)便可確定熔覆層形狀尺寸。

前一個(gè)載荷步完成后,通過APDL中的循環(huán)語句來達(dá)到熱源的移動(dòng)的效果,再更新邊界條件,后一步的起始條件是基于前一步計(jì)算的溫度場(chǎng),再完成上述的兩個(gè)任務(wù),如此循環(huán)至整個(gè)激光熔覆過程的結(jié)束。

3 模擬結(jié)果的試驗(yàn)驗(yàn)證

采用德國IPG公司的YLS-4000多模光纖激光器進(jìn)行激光熔覆試驗(yàn),試驗(yàn)基體為ZGMr13Cr2,熔覆材料是75%Ni60A+25%球形WC的復(fù)合粉末。以同軸送粉形式進(jìn)行送粉,用氬氣對(duì)熔覆層進(jìn)行保護(hù)。本試驗(yàn)內(nèi)容為不同掃描速度下的激光熔覆的試驗(yàn),試驗(yàn)的工藝參數(shù)見表1。

表1 激光熔覆工藝參數(shù)Tab.1 Process parameters of laser cladding

試驗(yàn)完成后,將熔覆后的試樣用線切割機(jī)沿熔寬方向切割,對(duì)橫截面進(jìn)行打磨拋光,用王水腐蝕20 s。然后,利用蔡司AxioCamMRc5型金相顯微鏡觀察熔覆層橫截面形貌。

3.1 模擬結(jié)果

圖2是激光掃描速度為500 mm/min時(shí),不同時(shí)刻溫度場(chǎng)分布及熔覆層形貌圖。從圖2中可以看出,溫度場(chǎng)有拖尾現(xiàn)象,似彗星狀,從圖中可以看出溫度場(chǎng)分布呈勺狀,激光中心達(dá)到最高溫度,而基體邊緣區(qū)域仍為初始溫度,熔池前方溫度梯度比熔池后方大,這是由于激光掃描速度較快,熱量無法及時(shí)傳導(dǎo),導(dǎo)致熱量在熔池后方積累造成的。

圖3為熔池的最高溫度隨時(shí)間的變化曲線,在t=1.375 s時(shí),熔池最高溫度達(dá)到1876 ℃,之后由于通過傳導(dǎo)、表面輻射和對(duì)流等消耗的熱量和激光產(chǎn)生的熱量達(dá)到一個(gè)平衡,熔池最高溫度在0.375 s之后就基本保持穩(wěn)定了。

(a)0.225 s

(b)0.375 s

(c)0.525 s 圖2 不同時(shí)刻溫度場(chǎng)分布和熔覆層形貌Fig.2 Distribution of temperature field and morphology of cladding layer at different time

圖3 最高溫度隨時(shí)間變化Fig.3 The maximum temperature varies with time

圖4為如圖2(b)中所示路徑1上的溫度梯度隨離基體表面距離的變化曲線,從圖中可以得到最大溫度梯度達(dá)到2×106℃/m,極大的溫度梯度和凝固速度使得凝固界面推進(jìn)速率大于溶質(zhì)原子析出速率,溶質(zhì)原子來不及擴(kuò)散便被固相捕獲,造成非平衡凝固,從而形成擇優(yōu)生長的細(xì)化樹枝晶。圖5為AxioCamMRc5型金相顯微鏡觀察到的細(xì)小樹枝晶。

圖4 路徑1上的溫度梯度分布Fig.4 Temperature gradient distribution on path 1

圖5 熔覆層組織圖Fig.5 Microstructure diagram of cladding layer

3.2 試驗(yàn)驗(yàn)證

圖6為掃描速度分別為600 mm/min、650 mm/min、800 mm/min、900 mm/min下熔覆層橫截面幾何形貌模擬和試驗(yàn)結(jié)果的對(duì)比圖,左側(cè)為模擬結(jié)果,右側(cè)為試驗(yàn)結(jié)果,左側(cè)模擬結(jié)果中的較淺色區(qū)域?yàn)槿鄹矊?熔覆層是由每個(gè)激活單元組成的,所以其外部輪廓線呈鋸齒狀,鋸齒大小會(huì)隨劃分網(wǎng)格時(shí)所設(shè)單元尺寸的減小而變得光滑。從圖6可以定性的看出,通過模擬得到的熔覆層的形狀、尺寸大小和試驗(yàn)結(jié)果基本保持一致。

圖6 不同掃描速度下熔覆層 橫截面形貌模擬和試驗(yàn)結(jié)果對(duì)比Fig.6 Comparison of simulation and experimental results of cross section morphology of cladding layer at different scanning speeds

表2為模擬結(jié)果和試驗(yàn)結(jié)果的數(shù)值對(duì)比,從熔覆層熔高、熔寬、熔深三個(gè)數(shù)據(jù)進(jìn)行比較,從表2中可以看出,模擬結(jié)果與試驗(yàn)結(jié)果的誤差較小,所以本模型可以為激光熔覆工藝參數(shù)的優(yōu)化提供理論依據(jù)。

表2 模擬和試驗(yàn)結(jié)果對(duì)比Tab.2 Comparison of simulation and test results

4 結(jié) 論

本文使用有限元軟件ANSYS對(duì)溫度場(chǎng)及熔覆層幾何形貌進(jìn)行了模擬,并做了對(duì)應(yīng)試驗(yàn)與之做對(duì)比。得出如下結(jié)論：

(1) 提供了Mn13Cr2表面激光熔覆鎳包WC復(fù)合涂層瞬態(tài)溫度場(chǎng)及熔覆層幾何形貌的數(shù)值模擬方法。熔覆層溫度場(chǎng)有拖尾現(xiàn)象,激光中心達(dá)到最高溫度,而基體邊緣區(qū)域仍為初始溫度,熔池前方溫度梯度比后方大,熔池最高溫度在短時(shí)間之后會(huì)基本保持穩(wěn)定。

(2)根據(jù)模擬及試驗(yàn)結(jié)果,熔深方向上的極大的溫度梯度和凝固速度使得凝固界面推進(jìn)速率大于溶質(zhì)原子析出速率,溶質(zhì)原子來不及擴(kuò)散便被固相捕獲,造成非平衡凝固,從而形成擇優(yōu)生長的細(xì)化樹枝晶。

(3)將模擬得到的熔覆層熔高、熔寬、熔深三個(gè)數(shù)據(jù)與試驗(yàn)數(shù)據(jù)做對(duì)比,兩者保持一致,所以本模型可以為激光熔覆工藝參數(shù)的優(yōu)化提供了理論依據(jù)。

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