石巖， 劉東煒， 劉佳， 李凌宇

(1.長春理工大學 機電工程學院, 吉林 長春 130022; 2.國家國際科技合作基地 (光學), 吉林 長春 130022)

0 引言

目前，裂解加工技術在工程領域中扮演著重要的角色，尤其是在車輛工程領域中，發(fā)動機連桿裂解加工技術占有一席之地[1]。該技術可顯著提高連桿的承載能力、抗剪能力、定位精度以及裝配質量[2-5]。目前，預制裂紋或裂紋槽的主要加工手段為刀具切削和線切割加工。然而，隨著重要零部件的更新換代以及對性能要求的不斷提高，傳統(tǒng)技術手段的弊端也日益顯露。例如，刀具切削的成本雖然較低，但加工精度不是很高，對高硬度的材料難以加工，并且經常需要對刀具進行修磨與更換[4]；線切割加工的精度雖然較高，但對非貫穿性曲面來說無法加工[6]。同時，二者還具有柔性差、效率低的缺點，不能滿足需求量大、精度要求高的零部件的要求。而激光裂解加工技術具有柔性強、加工精度高以及效率迅速的優(yōu)點，可以彌補傳統(tǒng)加工技術的不足。

本文采用激光深熔處理技術對預控裂紋制造工藝進行了深入系統(tǒng)地研究。通過對深熔預制裂紋區(qū)的宏觀、微觀以及斷口形貌進行分析后，優(yōu)化出合理的激光預控裂紋工藝參數的范圍。利用有限元數值模擬軟件SYSWELD對50SiMnVB鋼深熔處理過程的溫度場和應力場進行數值模擬分析，揭示了深熔區(qū)開裂的機理。

1 試驗材料和設備及方法

1.1 試驗材料

試驗所選用的材料為硬脆鋼50SiMnVB，尺寸為120 mm×120 mm×14 mm. 為了清除材料表面的銹跡和污垢，選用2000號砂紙對母材表面進行打磨，并用丙酮對試樣進行清洗，最后將清洗好的試樣置于工作臺上并用夾具對其進行裝夾。準備工作完成后，進行激光深熔預控裂紋試驗。50SiMnVB鋼的化學成分如表1所示。

1.2 試驗設備及試驗方法

試驗采用德國Rofin-Sinar公司產DC050型CO2激光器，其波長為10.6 μm，光束模式為基模，光束質量因數≥0.9，保護氣體采用氬氣，純度為99.99%，保護氣體流量為20～25 L/min，保護氣體與激光同軸輸出。經前期工藝試驗，摸索選出參數范圍，即激光功率P為1.0～4.0 kW，掃描速度v為1.0～4.5 m/min.

表1 50SiMnVB鋼的元素組成

試驗后，利用電火花線切割設備切取深熔處理區(qū)的橫截面，用FeCl3鹽酸水溶液對其進行腐蝕，制成金相試樣。最后，分別采用德國Leica公司產DM2100M金相顯微鏡和日本電子公司產JSM-6510F掃描電子顯微鏡進行觀察取像，對深熔區(qū)的顯微組織及斷口形貌進行分析。此外，本次試驗還使用了MH-60顯微硬度測量儀對深熔區(qū)的硬度分布特征和表面硬度進行測試，其加載時間為15 s，載荷大小為200 g.

1.3 激光深熔處理過程

圖1為激光對基材的深熔處理過程。在該過程中，激光經過反射聚焦后照射到試件表面，進行激光單道掃描深熔加工處理。其掃描長度約為80 mm，每完成一組參數的深熔處理后，再選擇另一位置進行下一組參數的激光深熔試驗。

2 不同工藝參數對激光深熔區(qū)宏觀特征及形貌的影響

2.1 不同工藝參數下深熔區(qū)開裂情況的初步統(tǒng)計與分析

表2為在不同工藝參數下，對深熔區(qū)主要特征的初步統(tǒng)計。由表2可見，在小激光功率(P=1.0 kW)下，平均熔深、熔寬以及平均深寬比都很小，甚至出現了無明顯熔深的現象(見表2中的試件1-7和試件1-8)。這是因為熱輸入量(線能量)越小，材料的熔化率也就越小(對材料的穿透率越低)。

表2 不同工藝參數下深熔區(qū)主要特征的初步統(tǒng)計

當掃描速度v在1.0～4.5 m/min的范圍內時，隨著激光功率的增大(P為1.0～4.0 kW)，其平均熔深、熔寬以及平均深寬比變大，并且當激光功率P一定時，隨著掃描速度v的增加(v為1.0～4.5 m/min)，平均深寬比基本呈先增大、后減小的趨勢，這表明平均深寬比存在最大值。因此，激光功率P與掃描速度v之間存在最佳耦合值，使平均深寬比達到最大值。

最后，在小熱輸入量條件下(低于60 J/mm)，激光深熔區(qū)未能開裂，而當熱輸入量較大時(55～75 J/mm)，深熔區(qū)出現明顯的開裂跡象，但熱輸入量繼續(xù)增大后(高于75 J/mm)，又未能開裂。這是因為當熱輸入量較小時，深熔區(qū)的過冷度較小，有利于形成均勻性組織，同時內部產生的殘余應力較小。因此，組織內部較難產生裂紋。而當熱輸入量較大時，其冷卻速度較慢，有利于組織均勻及殘余應力的釋放，使裂紋難以產生。

綜上所述，激光線能量(熱輸入量)、平均深寬比以及開裂情況三者之間存在著一定的關系。為此，需要對不同熱輸入量(線能量)與均深寬比之間的關系作出進一步的分析，更加直觀地找出線能量的最優(yōu)區(qū)間。對表2中的不同線能量J與平均深寬比R對應的數值作出散點圖，并進行簡單的曲線擬合，其結果如圖2所示。結果表明：隨著線能量的增加，平均深寬比與深熔區(qū)的開裂傾向均突增；在線能量約為55～75 J/mm時，平均深寬比基本平穩(wěn)；隨后線能量繼續(xù)增加，平均深寬比仍然保持平穩(wěn)狀態(tài)，且深熔區(qū)的開裂性能較差。這說明當線能量約在55～75 J/mm的范圍內時即可取得較大的平均深寬比和較好的開裂性能。此外，雖然激光功率P為2.0 kW和3.0 kW時均出現開裂現象(除參數為P=2.0 kW、v=4.5 m/min的試件2-8之外)，但P=2.0 kW時其平均深寬比的平均水平并沒有P=3.0 kW時高。因此，當激光功率P=3.0 kW，掃描速度v為1.0～4.5 m/min時，綜合開裂性能較好。

2.2 深熔區(qū)形貌及其特點分析

利用金相顯微鏡對綜合開裂水平較高的工藝參數范圍(激光功率P=3.0 kW，掃描速度v為1.0～4.5 m/min)進行宏觀形貌的觀察，其形貌如圖3所示。由圖3可知，隨著線能量的減小，熔深也在逐漸減小，但都有明顯的裂紋出現，并且其開裂位置在深熔區(qū)正中心。這表明利用激光對材料進行深熔處理后，不僅能夠達到預制裂紋的目的，還可以控制裂紋的發(fā)生位置，從而證明了激光裂解加工技術代替?zhèn)鹘y(tǒng)加工技術的可靠性。

2.3 顯微硬度在深熔區(qū)宏觀分布特征的變化規(guī)律

由能量守恒與轉化定律和吉布斯自由能定律可知，光子與材料表面的原子發(fā)生激烈碰撞進而將光子能轉化為材料內部的內能，材料熔化凝固后其消失的內能又轉化為形成晶界的動能，最后這種能量的宏觀體現在于深熔區(qū)的硬度會有明顯的提高，甚至形成微裂紋。因此，需要對不同線能量條件下顯微硬度的宏觀分布進行觀察與分析。

為更明顯地看出顯微硬度宏觀分布特征的變化規(guī)律，只選取兩組參數作為對比，如圖4所示。從圖4中可見：深熔區(qū)整體的硬度分布情況呈中間高、兩頭低的規(guī)律。由于試件3-5的線能量(60 J/mm)比試件1-6的對應值(17 J/mm)高，其對應在深熔區(qū)中間區(qū)域的硬度值較大，并且橫向硬度提高的寬度區(qū)域明顯增大。這表明線能量越大，深熔區(qū)所對應的硬度值也越大，并且硬度提高的寬度區(qū)域也隨之增大。由于顯微硬度是材料內部能量的體現之一，挑選出明顯開裂和未能開裂的試樣進行硬度測試并作出對比，以便分析硬度與開裂難易的關系。該硬度測試的測量點在約距深熔區(qū)上表面的0.5 mm處，測試結果如圖5所示。從圖5中可見，較大熱輸入量試件的表面硬度值高于熱輸入量小的對應值，結合表2可得出表面硬度較高的試件比較容易出現開裂的現象。因此，表面硬度的大小對開裂性能起到重要的作用。

3 深熔區(qū)微觀組織及斷口形貌分析

3.1 顯微組織分析

為深入研究斷裂類型，選取試件3-3作為微觀組織以及斷口形貌分析的對象，其金相組織形貌如圖6所示，其中圖6(b)為圖6(a)中A處的放大形貌。從圖6中可見，在區(qū)域B中存在明顯的柱狀晶組織。這種晶粒結構是典型的深熔區(qū)橫截面組織形貌，其生長過程為在熔合區(qū)(相當于鑄型表面)附近形成許多隨機取向的小晶體，很快沿其晶體學擇優(yōu)取向長成樹枝狀分支，由于那些擇優(yōu)取向與熱流方向平行的晶體生長得更快，從而支配著固液界面形態(tài)，這種競爭生長致使具有擇優(yōu)取向的晶體淘汰其他晶體，從而形成典型的柱狀晶區(qū)。此外，由于深熔區(qū)中心處受其兩側的柱狀晶撕扯，從而形成了中心裂紋[7]。

3.2 裂紋橫截面及斷口形貌分析

圖7為局部裂紋處的橫截面和斷口形貌。從圖7中可見，在區(qū)域A處存在明顯的柱狀晶剝落痕跡，證明其斷裂模式為沿晶斷裂。其形成機理為：在外力作用下，晶界出現的連續(xù)網狀(也有可能是不連續(xù)的)脆性相很容易破碎進而沿著晶界出現微裂紋并擴展，最終使沿晶斷裂的現象出現。由于試驗所采用的材料50SiMnVB鋼為脆性鋼種，并且激光對材料表面進行深熔處理后可產生相變硬化(這也是產生中心裂紋的原因之一)[8]，可推論出這種沿晶斷裂的本質屬于脆性斷裂[9-10]。另外，在區(qū)域B處存在明顯的不完整晶粒，表明深熔區(qū)斷裂過程中也存在穿晶斷裂的現象。其形成機理為：裂紋處晶粒內部的滑移系開動數目突增(滑移位錯是裂紋擴展的微觀體現)，并且組織中部分晶粒的強度較小，裂紋很容易從晶粒內部萌生并擴展，進而形成穿晶斷裂。該試樣的斷裂性質為沿晶斷裂與穿晶斷裂組成的混合斷裂。

通過對以上試驗現象分析，可定性地優(yōu)化出激光對50SiMnVB鋼預控裂紋的最佳工藝參數范圍，即激光功率P=3.0 kW，掃描速度v為1.0～4.5 m/min.

4 激光深熔處理過程有限元仿真分析

雖然已選出最優(yōu)工藝參數范圍，但對激光深熔處理過程中的溫度場以及應力場的分布情況尚未清楚。因此，為更加深入地分析深熔區(qū)中心裂紋的開裂機制，利用有限元數值模擬方法進行研究，從而揭示其動態(tài)響應過程。

4.1 建模與熱源校核

結合試件的實際尺寸、深熔區(qū)最大寬度以及有效計算效率等因素，最終選定模型的三維尺寸為30 mm×40 mm×14 mm. 利用數值模擬軟件SYSWELD，選取合理的熱源、邊界條件以及熱傳遞方案，對3.1節(jié)中的試件3-3進行數值模擬。所采用的熱源為高斯熱源，其熱源密度表達式為

(1)

式中：r為熱源有效加熱區(qū)域任意點到熱源中心距離；rh為熱源有效加熱區(qū)域半徑；q(r)為距熱源中心r處的熱流密度；qm為熱源中心的熱流密度。

初步對其進行熱源校核后，得到如圖8所示的溫度云圖。由圖8可知，數值模擬獲得的熔池宏觀形貌與實際深熔區(qū)形貌重合度較好，為準確模擬溫度場與應力場分布提供了合理的準備條件。

4.2 50SiMnVB鋼激光深熔數值模擬仿真結果及分析

4.2.1 溫度場分布

圖9和圖10分別為在激光深熔處理過程中某一時刻的溫度場分布與深熔區(qū)的熱循環(huán)曲線。由于在此過程中熱交換非常劇烈，所用到的熱傳導方程為典型的非線性瞬態(tài)方程，其表達式為

(2)

式中：ρ(T)為材料的密度；c(T)為材料的比熱容；T為溫度；kx(T)、ky(T)、kz(T)分別為沿材料x、y、z方向的熱傳導系數；Qv為焊接時內熱源的能量密度。

圖9和10表明，熔池的尖端部分溫度最高，熔寬較寬的部分溫度較低，這表明在整個深熔區(qū)中溫度梯度很高。由于熔池的尖端部分不穩(wěn)定，導致氣泡來不及從表面逸出，甚至出現微裂紋等缺陷，深熔區(qū)中心裂紋的起始源在其尖端部分，并沿中心向上蔓延，直至表面。此外，當響應時間約為0.75 s時，深熔區(qū)中心、熔合線以及熱影響區(qū)幾乎達到相同的溫度，表明深熔區(qū)中心的冷卻速度最大，相變硬化程度達到最高。

4.2.2 應力場分布

圖11和圖12分別為應力場分布與應力循環(huán)曲線。激光深熔區(qū)的應力和變形分別服從Von Mises屈服準則(材料在彈性范圍內)和流動準則(變形超出彈性范圍)，所用到的表達式分別如(3)式和(4)式所示。

(3)

(4)

式中：dεp為塑性應變增量；σ為應力向量函數；dλ為塑性乘子。

圖11和12表明，深熔區(qū)的尖端部分是拉應力集中區(qū)域，并且當響應時間約為0.8 s時，熔合區(qū)中心和熱影響區(qū)的拉應力達到了最大值。由于材料內部拉應力的存在是導致內部產生裂紋的重要原因之一，裂紋開裂的起始源在深熔區(qū)的尖端部分。另外，在熔合區(qū)正中心處存在一個窄小且拉應力數值很高的區(qū)域，但其周圍的拉應力反而較小。表明該區(qū)域的應力梯度很高，內部應力的極度不平衡使裂紋沿中心開裂。

通過上述對激光深熔處理過程的溫度場和應力場分布的研究，揭示了裂紋開裂的原因。數值模擬為前述試驗現象提供了理論依據，并具有較高的一致性，對本次試驗具有驗證和指導作用。

5 結論

本文對激光深熔區(qū)的微觀組織、裂紋斷口形貌以及顯微硬度分布進行了測試分析。利用數值模擬軟件SYSWELD對50SiMnVB鋼激光深熔處理過程的溫度場和應力場分布進行了模擬分析。得到結論如下：

1)當激光功率P較小(1.0 kW)時，平均熔深和深寬比也較小。當掃描速度v為1.0～4.5 m/min時，平均熔深和深寬比隨著激光功率P的增大而增大。當激光功率P一定時，隨著掃描速度v的增大，平均深寬比先增大、后減小，存在最大值。

2)當線能量在55～75 J/mm的范圍內時，深熔區(qū)的平均深寬比基本達到最大值，綜合開裂性能高，且開裂位置在深熔區(qū)的中心處。

3)激光對材料深熔處理后，深熔區(qū)的表面硬度明顯提高。隨著硬度的增加，開裂傾向愈明顯。

4)激光對50SiMnVB鋼預控裂紋后，其斷裂模式為沿晶斷裂與穿晶斷裂組成的混合斷裂，并且在裂紋兩側存在大量的柱狀晶組織。

5)激光對50SiMnVB鋼預控裂紋的最佳工藝參數范圍為：激光功率P=3.0 kW，掃描速度v為1.0～4.5 m/min.

6)裂紋發(fā)生在深熔區(qū)中心的原因是在該區(qū)域存在很高的溫度和拉應力梯度，并且裂紋的起始源在熔池的尖端部分。