티타늄 튜브 접합을 위한 레이저 빔 용접 파라미터 최적화 수치 모델 개발

DEVELOPING A NUMERICAL MODEL TO OPTIMISE THE LASER-BEAM-WELDING PARAMETERS FOR JOINING TITANIUM TUBES

티타늄 합금은 높은 비강도와 우수한 내식성 덕분에 항공우주, 해양 및 원자력 산업에서 필수적인 재료로 사용됩니다. 특히 열교환기나 연료 파이프라인과 같은 튜브 구조물의 효율적인 접합은 시스템의 신뢰성을 결정짓는 중요한 요소입니다. 기존의 TIG 용접은 넓은 열영향부(HAZ)와 연성 저하 문제를 야기하며, 전자빔 용접(EBW)은 고진공 상태를 유지해야 하는 공정상의 어려움이 있습니다. 본 연구에서는 낮은 열 입력을 특징으로 하는 Nd:YAG 레이저 빔 용접(LBW)을 Grade-2 티타늄 튜브 접합에 적용하였습니다. 연구의 핵심은 반응 표면 분석법(RSM)과 중심 합성 면심 설계(CCFCD)를 활용하여 펄스 지속 시간과 펄스 에너지가 인장 강도(UTS)에 미치는 영향을 분석하는 수치 모델을 개발하는 것입니다. 개발된 모델은 분산 분석(ANOVA)을 통해 통계적 유효성을 검증받았으며, 공정 파라미터 간의 상관관계를 명확히 규명하였습니다. 실험 결과, 펄스 지속 시간이 인장 강도에 더 지배적인 영향을 미치는 것으로 나타났습니다. 본 연구는 최적의 용접 조건을 제시함으로써 티타늄 튜브 조인트의 기계적 성능을 극대화할 수 있는 실질적인 가이드를 제공합니다. 이러한 수치 모델 기반의 최적화 접근 방식은 제조 공정의 효율성을 높이고 결함을 최소화하는 데 기여할 수 있습니다.

메타데이터 및 키워드

Figure 1 Sample of the LBW grade-2 titanium tube
Figure 1 Sample of the LBW grade-2 titanium tube

논문 메타데이터

  • Industry: 항공우주, 해양, 원자력, 제조
  • Material: Grade-2 Titanium (Ti-2)
  • Process: Nd:YAG 레이저 빔 용접 (LBW)
  • System: Nd:YAG 레이저 시스템
  • Objective: Grade-2 티타늄 튜브 조인트의 인장 강도(UTS)를 극대화하기 위해 펄스 지속 시간과 펄스 에너지를 최적화하는 수치 모델 개발 및 검증

핵심 키워드

  • 레이저 빔 용접
  • 수치 모델
  • 티타늄 튜브 조인트
  • 인장 강도
  • 최적화

핵심 요약

연구 구조

반응 표면 분석법(RSM)과 중심 합성 면심 설계(CCFCD)를 결합하여 용접 파라미터와 인장 강도 간의 상관관계를 모델링하는 연구 구조를 가집니다.

방법 개요

Nd:YAG 레이저를 사용하여 13회의 실험을 수행하였으며, 펄스 지속 시간(9-13 ms)과 펄스 에너지(11-15 J)를 독립 변수로 설정하여 분석했습니다.

주요 결과

UTS = 337.69 – 5.23T – 1.5E – 20.97T² – 6.09E² – 2.37TE 수식을 도출하였으며, 펄스 지속 시간 11 ms 및 펄스 에너지 10 J에서 최대 인장 강도 338 MPa를 달성했습니다.

산업적 활용 가능성

항공우주 구조물(가스 터빈 블레이드, 로켓 엔진 케이스), 해양 열교환기, 원자력 발전소 배관 및 연료 파이프라인 접합에 적용 가능합니다.

한계와 유의점

본 연구 결과는 Grade-2 티타늄에 국한되며, 특정 파라미터 범위를 벗어날 경우 언더컷이나 기공과 같은 결함이 발생할 수 있습니다.


논문 상세 정보

1. 개요

  • Title: DEVELOPING A NUMERICAL MODEL TO OPTIMISE THE LASER-BEAM-WELDING PARAMETERS FOR JOINING TITANIUM TUBES
  • Author: Haitham M. Alswat
  • Year: 2024
  • Journal: Materiali in tehnologije / Materials and technology
  • DOI/Link: https://doi.org/10.17222/mit.2024.1220

2. 초록

Nd:YAG 레이저 빔 용접(LBW)을 Grade-2 티타늄 튜브 접합에 적용하여 낮은 열 입력을 구현하였다.

2요인 3수준 중심 합성 면심 설계(CCFC)에 따라 펄스 지속 시간과 펄스 에너지를 변화시켰다.

LBW 공정 파라미터와 인장 강도(UTS) 간의 상관관계를 규명하기 위한 수치 모델을 개발하였다.

개발된 모델의 검증은 분산 분석(ANOVA)을 통해 수행되었다.

펄스 지속 시간은 펄스 에너지에 비해 더 유의미한 영향을 미치는 것으로 나타났다.

인장 강도 향상을 위한 최적화된 공정 파라미터를 식별하여 보고하였다.

3. 방법론

재료 선정: 상업용 Grade-2 티타늄 튜브(외경 60 mm, 두께 약 4 mm)가 연구에 사용되었습니다. 화학 조성은 99.69% Ti, 0.04% C, 0.10% Fe, 0.01% N, 0.09% O, 0.007% H로 구성되어 있습니다.

실험 설계: 2요인 3수준 중심 합성 면심 설계(CCFCD)를 사용하여 13회의 용접 실험 매트릭스를 설계했습니다. 주요 요인은 펄스 지속 시간(T)과 펄스 에너지(E)이며, 각각 -1, 0, 1의 수준으로 설정되었습니다.

용접 공정: 튜브를 3조 척에 고정하고 본 용접 전 가용접을 수행했습니다. 아르곤 가스를 15 lpm 유량으로 공급하여 산화를 방지했으며, 펄스 지속 시간은 9, 11, 13 ms, 에너지는 11, 13, 15 J 범위에서 실험을 진행했습니다.

특성 평가: 와이어 EDM을 통해 인장 시편을 추출하고 ASTM E8-04 표준에 따라 테스트했습니다. 미세 구조 분석을 위해 Kroll 시약을 사용한 에칭 후 EBSD 및 스테레오 현미경 관찰을 수행하여 용접부의 건전성을 평가했습니다.

4. 결과 및 분석

수치 모델링: RSM 기반의 2차 다항식 회귀 모델을 개발하여 인장 강도를 예측했습니다. 도출된 식은 UTS = 337.69 – 5.23T – 1.5E – 20.97T² – 6.09E² – 2.37TE 이며, 모델의 F-값 312.88은 모델이 매우 유의미함을 나타냅니다.

통계적 검증: 모델의 결정 계수(R²)는 0.9955로 나타나 실험 데이터와 매우 높은 상관관계를 보였습니다. 수정 R²(0.9924)와 예측 R²(0.9906)의 차이가 0.2 미만으로 모델의 적합성이 입증되었으며, 적정 정밀도는 46.44로 우수한 신뢰도를 보였습니다.

파라미터 영향 분석: 분산 분석 결과, 펄스 지속 시간(F-value 124.92)이 펄스 에너지(F-value 10.28)보다 인장 강도에 훨씬 더 지배적인 영향을 미치는 것으로 확인되었습니다. 낮은 열 입력에서는 언더컷이, 높은 열 입력에서는 기공이 발생하는 경향을 보였습니다.

최적화 결과: 반응 표면 그래프 분석을 통해 최적 파라미터를 도출했습니다. 펄스 지속 시간 11 ms, 펄스 에너지 10 J 조건에서 최대 인장 강도 338 MPa를 달성할 수 있음을 확인했습니다.

Figure 5: a) 티타늄 튜브 LBW의 반응 표면 그래프; b) 티타늄 튜브 LBW의 등고선 그래프. 펄스 지속 시간과 에너지 간의 상호작용을 시각화하고 최대 UTS 영역을 식별합니다.
Figure 5: a) 티타늄 튜브 LBW의 반응 표면 그래프; b) 티타늄 튜브 LBW의 등고선 그래프. 펄스 지속 시간과 에너지 간의 상호작용을 시각화하고 최대 UTS 영역을 식별합니다.
Figure 6: 티타늄 튜브 LBW의 미세 구조 사진. 낮은 열 입력에서의 언더컷과 높은 열 입력에서의 기공과 같은 물리적 용접 결함을 보여줍니다.
Figure 6: 티타늄 튜브 LBW의 미세 구조 사진. 낮은 열 입력에서의 언더컷과 높은 열 입력에서의 기공과 같은 물리적 용접 결함을 보여줍니다.

5. 그림 및 표 목록 (Figure and Table List)

  • Table 1: 공정 파라미터 및 수준. DOE를 위한 입력 변수(펄스 지속 시간 및 에너지)와 부호화된 수준(-1, 0, 1)을 정의합니다.
  • Table 2: 2요인 3수준 중심 합성 면심 설계. 13회의 실험 실행 내용과 각각의 실험 및 예측 인장 강도(UTS) 값을 나열합니다.
  • Table 3: 개발된 모델의 분산 분석(ANOVA). 모델 및 개별 항(T, E, TE, T², E²)의 통계적 유의성을 확인합니다.
  • Figure 5: a) 티타늄 튜브 LBW의 반응 표면 그래프; b) 티타늄 튜브 LBW의 등고선 그래프. 펄스 지속 시간과 에너지 간의 상호작용을 시각화하고 최대 UTS 영역을 식별합니다.
  • Figure 6: 티타늄 튜브 LBW의 미세 구조 사진. 낮은 열 입력에서의 언더컷과 높은 열 입력에서의 기공과 같은 물리적 용접 결함을 보여줍니다.
  • Figure 7: WZ, HAZ 및 BM을 포함하는 티타늄 튜브 LBW의 EBSD 이미지. HAZ 및 WZ에서의 결정립 크기 변화와 기둥 모양 결정립 구조의 형성을 보여줍니다.

6. 참고문헌

  • D. Banerjee, J. C. Williams. (2013). Perspectives on Titanium Science and Technology. Acta Materialia. 10.1016/j.actamat.2012.10.043
  • M. Akbari, S. Saedodin, A. Panjehpour, M. Hassani, M. Afrand, M. J. Torkamany. (2016). Numerical simulation and designing artificial neural network for estimating melt pool geometry and temperature distribution in laser welding of Ti6Al4V alloy. Optik. 10.1016/j.ijleo.2016.09.042
  • G. Shanthos Kumar, K. Raghukandan, S. Saravanan, N. Sivagurumanikandan. (2019). Optimization of parameters to attain higher tensile strength in pulsed Nd: YAG laser welded Hastelloy C-276–Monel 400 sheets. Infrared Physics and Technology. 10.1016/j.infrared.2019.05.052

기술 Q&A (Technical Q&A)

Q: 티타늄 튜브 조인트의 인장 강도에 가장 큰 영향을 미치는 용접 파라미터는 무엇입니까?

분산 분석(ANOVA) 결과에 따르면, 펄스 지속 시간(T)이 펄스 에너지(E)보다 훨씬 더 중요한 요인으로 나타났습니다. 펄스 지속 시간의 F-값은 124.92로, 펄스 에너지의 F-값인 10.28에 비해 압도적으로 높았습니다. 이는 용접부의 품질과 강도를 제어하는 데 있어 펄스가 유지되는 시간이 에너지의 양보다 더 민감하게 작용함을 의미합니다.

Q: Grade-2 티타늄 튜브 접합을 위한 최적의 레이저 용접 조건은 어떻게 됩니까?

본 연구의 수치 모델 및 반응 표면 분석을 통해 도출된 최적의 파라미터는 펄스 지속 시간 11 ms와 펄스 에너지 10 J입니다. 이 조건에서 접합부는 약 338 MPa의 최대 인장 강도(UTS)를 나타냈습니다. 연구 결과에 따르면, 이 최적 범위를 벗어나 파라미터 값이 너무 높거나 낮아질 경우 인장 강도가 저하되는 경향을 보였습니다.

Q: 열 입력의 변화에 따라 용접부에서 관찰된 주요 결함은 무엇입니까?

열 입력이 너무 낮은 경우(짧은 펄스 지속 시간 및 낮은 에너지)에는 용접부에서 언더컷(undercut) 결함이 발생했습니다. 반대로 열 입력이 과도하게 높은 경우(긴 펄스 지속 시간 및 높은 에너지)에는 용접 금속 내부에 기공(porosity)이 형성되는 것이 관찰되었습니다. 이러한 결함들은 모두 조인트의 인장 강도를 저하시키는 원인이 됩니다.

Q: 연구에 사용된 티타늄 소재의 구체적인 화학적 조성은 어떻게 됩니까?

실험에는 상업용 Grade-2 티타늄(Ti-2)이 사용되었습니다. 주요 성분은 티타늄(Ti) 99.69%이며, 불순물로 탄소(C) 0.04%, 철(Fe) 0.10%, 질소(N) 0.01%, 산소(O) 0.09%, 수소(H) 0.007%가 포함되어 있습니다. 이 소재는 우수한 내식성과 적절한 강도를 갖추고 있어 항공우주 및 해양 분야에 널리 사용됩니다.

Q: 개발된 수치 모델의 통계적 정확도는 어떻게 검증되었습니까?

모델의 정확도는 결정 계수(R²)와 분산 분석을 통해 검증되었습니다. R² 값은 0.9955로 나타나 모델이 실험 데이터의 99.55%를 설명할 수 있음을 보여주었습니다. 또한 수정 결정 계수(0.9924)와 예측 결정 계수(0.9906) 사이의 차이가 매우 작아 모델의 일반화 능력이 우수함을 입증했습니다. Adequate Precision 값 또한 46.44로 기준치를 크게 상회합니다.

Q: 본 연구에서 사용된 실험 설계법(DOE)의 명칭과 구성은 무엇입니까?

본 연구에서는 반응 표면 분석법(RSM)의 한 종류인 2요인 3수준 중심 합성 면심 설계(CCFCD)를 사용했습니다. 펄스 지속 시간과 펄스 에너지를 독립 변수로 설정하고, 각각 -1, 0, 1의 세 가지 수준으로 나누어 실험을 구성했습니다. 이를 통해 총 13회의 실험 데이터를 확보하였으며, 이를 바탕으로 인장 강도를 예측할 수 있는 2차 다항식 회귀 모델을 구축했습니다.

결론

본 연구는 반응 표면 분석법(RSM)을 활용하여 Grade-2 티타늄 튜브의 Nd:YAG 레이저 빔 용접 공정을 성공적으로 최적화하였습니다. 개발된 수치 모델은 펄스 지속 시간과 에너지가 인장 강도에 미치는 영향을 높은 정확도로 예측하였으며, 특히 11 ms의 펄스 지속 시간과 10 J의 펄스 에너지가 338 MPa의 최대 인장 강도를 얻기 위한 최적 조건임을 규명하였습니다. 이는 티타늄 튜브 접합 공정에서 시행착오를 줄이고 고품질의 조인트를 제작할 수 있는 과학적 근거를 마련한 것입니다.

연구 결과, 펄스 지속 시간이 인장 강도 결정에 더 지배적인 역할을 하며, 부적절한 열 입력은 언더컷이나 기공과 같은 결함을 유발함을 확인하였습니다. 본 연구의 모델은 특정 파라미터 범위 내에서 유효하며 Grade-2 티타늄에 특화되어 있다는 제한점이 있으나, 항공우주 및 해양 산업의 열교환기 및 배관 시스템 제조에 있어 중요한 공정 가이드를 제공합니다. 향후 다른 티타늄 합금에 대한 모델 확장 및 기공 형성 메커니즘에 대한 추가 연구가 이루어진다면 더욱 광범위한 산업적 적용이 가능할 것으로 기대됩니다.


출처 정보 (Source Information)

Citation: Haitham M. Alswat (2024). DEVELOPING A NUMERICAL MODEL TO OPTIMISE THE LASER-BEAM-WELDING PARAMETERS FOR JOINING TITANIUM TUBES. Materiali in tehnologije / Materials and technology.

DOI/Link: https://doi.org/10.17222/mit.2024.1220

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기술 검토 및 적용 가능성 문의

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레이저 용접에서 공정 가스의 역할과 중요성 분석

The role of process gases in laser welding

레이저 용접 공정에서 안정적이고 고품질의 용접부를 얻기 위해서는 공정 가스의 사용이 필수적입니다. 특히 빔 품질이 우수한 레이저를 이용한 원격 용접(Remote Welding)의 경우, 스캐너의 빠른 이동 속도 때문에 공정 가스 공급을 생략하려는 경향이 있으나 이는 심각한 품질 저하를 초래할 수 있습니다. 본 논문은 금속 용접 시 공정 가스가 왜 필요한지, 그리고 이를 생략했을 때 발생하는 기술적 위험 요소를 상세히 설명합니다. 대기 중의 질소, 산소, 습도가 용접 결과물에 미치는 영향을 분석하며, 기공 형성, 산화, 수소 취성 등의 문제를 다룹니다. 또한 LASGON®과 같은 최적화된 공정 가스 혼합물이 공정 안정성, 이음매 품질 및 전반적인 효율성을 어떻게 향상시키는지 보여줍니다. 이 연구는 고품질 산업용 레이저 용접 응용 분야에서 내식성과 기계적 무결성을 확보하는 데 중요한 지침을 제공합니다. 공정 가스는 단순히 보호막 역할을 넘어 용융 풀의 거동과 에너지 전달 효율에도 직접적인 영향을 미칩니다. 따라서 본 보고서는 엔지니어들이 대기 노출에 따른 물리적, 화학적 상호작용을 이해하고 최적의 용접 환경을 구축하는 데 기여하고자 합니다.

메타데이터 및 키워드

FIGURE 6 Using a deep penetration weld- ing process causes the generation of a fountain
FIGURE 6 Using a deep penetration weld- ing process causes the generation of a fountain

논문 메타데이터

  • Industry: 제조 / 레이저 가공 (Manufacturing / Laser Processing)
  • Material: 금속 (강철, 알루미늄, 1.4301 스테인리스강)
  • Process: 레이저 용접 (원격 용접, 심용입 용접)
  • System: 스캐너 미러 및 공정 가스 공급 장치가 포함된 레이저 용접 시스템
  • Objective: 레이저 용접 시 공정 가스의 필요성과 대기 중 용접 시 발생하는 유해한 영향 입증

핵심 키워드

  • 레이저 용접
  • 공정 가스
  • 질소 용해도
  • 수소 취성
  • 산화
  • LASGON
  • 원격 용접
  • 기공 형성

핵심 요약

연구 구조

본 연구는 대기 구성 성분(N2, O2, H2O)이 레이저 유도 플라즈마 및 용융 풀과 상호작용하는 화학적, 물리적 메커니즘을 분석하는 구조로 설계되었습니다.

방법 개요

레이저 출력 하에서 대기 분자의 해리 과정을 조사하고, 온도 및 습도 변화에 따른 금속 내 가스 용해도를 정량적으로 분석하여 공정 가스 유무에 따른 용접 품질을 비교했습니다.

주요 결과

용융된 철은 철 1g당 440~500µg의 질소를 흡수할 수 있으며, 35°C 및 습도 100% 조건의 대기는 m³당 40g의 수분을 포함하여 심각한 수소 취성을 유발합니다. 공정 가스 사용 시 산화물이 전혀 없는 매끄러운 표면을 얻을 수 있으나, 대기 노출 시 심각한 산화와 불안정한 용입 깊이가 관찰되었습니다.

산업적 활용 가능성

고속 원격 레이저 용접, 기어 부품과 같은 회전 대칭 객체 용접, 스테인리스강 및 알루미늄의 고정밀 산업 용접에 적용 가능합니다.

한계와 유의점

표면 결함은 육안으로 확인 가능하나, 내부 미세 기공은 정밀 검사가 필요하며 수소 확산으로 인한 내식성 및 피로 강도 변화는 파괴 시험을 통해서만 확인될 수 있습니다.


논문 상세 정보

1. 개요

  • Title: The role of process gases in laser welding
  • Author: Johann Herrmann
  • Year: 2011
  • Journal: Laser Technik Journal (LTJ)
  • DOI/Link: https://doi.org/10.1002/latj.201190054

2. 초록

레이저 용접은 안정적이고 고품질의 용접을 얻기 위해 공정 가스를 필요로 합니다.

빔 품질이 높은 레이저를 이용한 원격 용접은 빠른 스캐너 이동으로 인해 공정 가스를 생략하고 싶은 유혹이 큰 응용 분야입니다.

본 기사에서는 금속 용접 시 공정 가스가 왜 필요한지, 그리고 이를 생략했을 때 어떤 위험이 발생하는지 설명합니다.

공정 가스를 단순히 생략하거나 공정 가스 흐름에 공기가 침투하면 대기 구성 성분이 용접 결과에 영향을 미칠 수 있습니다.

공정 가스를 올바르게 적용하면 부식, 균열 및 기공을 허용하지 않으면서도 최대의 품질과 경제성을 갖춘 매우 안정적인 용접 결과를 얻을 수 있습니다.

3. 방법론

대기 상호작용 분석: 레이저 출력과 에너지 밀도 하에서 대기 분자(N2, H2O, O2)가 반응성 원자로 해리되는 과정과 이들이 용융 금속과 상호작용하는 방식을 조사했습니다. 질소 78%, 산소 21%, 아르곤 1%로 구성된 일반 대기 환경과 제어된 공정 가스 환경 간의 비교 연구를 수행했습니다. 가스 상태가 온도 상승에 따라 분자에서 원자로, 그리고 이온화되는 과정을 물리적으로 분석했습니다.

용해 및 확산 연구: 온도와 분압에 따른 용융 풀 내 질소 흡수 및 수소 확산 메커니즘을 연구했습니다. 특히 최대 35°C의 온도와 100% 상대 습도 조건에서 대기 중 수분 함량이 용접 결함에 미치는 영향을 정량화했습니다. 강철과 알루미늄 각각의 재료 특성에 따른 가스 흡수 거동의 차이를 실험적으로 확인했습니다.

공정 가스 최적화 평가: LASGON®과 같은 최적화된 공정 가스 혼합물을 사용하여 용접 공정의 안정성과 이음매 형상을 평가했습니다. 가스 유량(예: 16 l/min)과 레이저 파라미터(예: 200Watt, 1 m/min)를 설정하여 실제 산업 응용 사례에서의 성능을 검증했습니다. 용접부의 산화 정도와 표면 거칠기를 주요 평가 지표로 활용했습니다.

4. 결과 및 분석

질소 흡수 및 기공 형성: 용융된 철은 온도에 따라 철 1g당 440~500µg의 질소를 흡수할 수 있음을 확인했습니다. 단일 레이저 용접의 연마 단면에서는 기공이 보이지 않을 수 있으나, 겹치기 용접의 중첩 부위에서는 가스가 축적되어 상당한 지하 기공(subsurface pores)이 발생하는 현상을 발견했습니다.

습도 영향 및 수소 취성: 35°C, 습도 100% 조건에서 공기는 m³당 40g의 수분을 포함하며, 이는 수소 확산을 통해 강철 용접부의 파손을 유발하고 알루미늄에서는 대형 기공을 형성합니다. 공정 가스를 사용할 경우 수분 함량을 수 ppm 수준으로 제한할 수 있어 이러한 결함을 효과적으로 방지할 수 있습니다.

산소에 의한 산화 및 표면 품질: 대기 중 21%의 산소는 표면 산화와 가장자리 노치(edge notches)를 유발하며, 합금 원소의 연소로 인해 내식성을 저하시킵니다. 공정 가스를 적용한 경우 산화물이 전혀 없는 매끄러운 표면을 얻었으나, 가스 보호가 없는 경우 이음매가 좁고 용입 깊이가 매우 불안정해지는 결과를 보였습니다.

Figure 8: 가스 보호가 없는 경우의 용접부 사진으로, 좁은 이음매, 불안정한 용입, 거친 표면 및 산화물 덮임을 시각적으로 증명합니다.
Figure 8: 가스 보호가 없는 경우의 용접부 사진으로, 좁은 이음매, 불안정한 용입, 거친 표면 및 산화물 덮임을 시각적으로 증명합니다.
Figure 11: 3mm 두께 1.4301 스테인리스강에 LASGON®C1을 사용한 산업적 적용 사례(200W, 1m/min)를 보여줍니다. 6. 참고문헌 Wada and Pehlke. According to Wada and Pehlke, the hot metal can absorb between 440 and 500 µg nitrogen per gram iron (Fig. 3).
Figure 11: 3mm 두께 1.4301 스테인리스강에 LASGON®C1을 사용한 산업적 적용 사례(200W, 1m/min)를 보여줍니다. 6. 참고문헌 Wada and Pehlke. According to Wada and Pehlke, the hot metal can absorb between 440 and 500 µg nitrogen per gram iron (Fig. 3).

5. 그림 및 표 목록 (Figure and Table List)

  • Figure 1: 대기 구성 성분(78% N2, 21% O2)을 나타내는 도표로, 공정 가스 없는 용접 환경의 기준을 설정합니다.
  • Figure 2: 온도 상승에 따른 가스 상태 변화를 보여주며, 안정적인 공기 분자가 레이저 플라즈마에서 반응성 원자로 변하는 과정을 설명합니다.
  • Figure 3: 질소의 용해도를 나타내며, 중량비로는 작아 보여도 부피 기준으로는 철의 30%에 달할 수 있음을 보여줍니다.
  • Figure 4: 온도 상승에 따른 대기 중 최대 수분 함량 증가를 나타내며, 고온 다습한 환경에서 수소 유발 결함의 위험성을 정량화합니다.
  • Figure 5: 용융된 철이 알루미늄보다 더 많은 수소를 흡수할 수 있음을 보여주며, 강철에서 수소 확산의 숨겨진 위험성을 강조합니다.
  • Figure 8: 가스 보호가 없는 경우의 용접부 사진으로, 좁은 이음매, 불안정한 용입, 거친 표면 및 산화물 덮임을 시각적으로 증명합니다.
  • Figure 10: 불활성 공정 가스를 사용한 경우의 사진으로, 매끄럽고 산화물이 없는 고품질 용접부의 시각적 증거를 제시합니다.
  • Figure 11: 3mm 두께 1.4301 스테인리스강에 LASGON®C1을 사용한 산업적 적용 사례(200W, 1m/min)를 보여줍니다.

6. 참고문헌

  • Wada and Pehlke. According to Wada and Pehlke, the hot metal can absorb between 440 and 500 µg nitrogen per gram iron (Fig. 3).

기술 Q&A (Technical Q&A)

Q: 원격 레이저 용접에서 공정 가스 사용을 생략하려는 경향이 있는 이유는 무엇입니까?

원격 레이저 용접은 스캐너 미러를 통해 레이저 빔을 매우 빠르게 이동시키기 때문입니다. 전통적인 공정 가스 노즐은 이러한 관성이 거의 없는 빠른 움직임을 따라가기 어렵기 때문에, 공정 효율성을 위해 가스 공급을 생략하고 싶은 유혹이 발생하게 됩니다.

Q: 용융된 철에서 질소 흡수의 정량적 한계는 어느 정도입니까?

Wada와 Pehlke의 연구에 따르면, 용융된 철은 온도와 분압에 따라 철 1g당 440에서 500µg의 질소를 흡수할 수 있습니다. 이는 부피 기준으로 환산할 경우 철 부피의 약 30%에 달하는 상당한 양입니다.

Q: 대기 중의 높은 습도가 강철과 알루미늄 용접에 구체적으로 어떤 영향을 미칩니까?

대기 중의 수증기는 레이저 에너지에 의해 수소와 산소로 해리됩니다. 수소는 재료 내부로 확산되어 강철 용접부의 파손(수소 취성)을 일으키고, 알루미늄에서는 용해도가 급격히 낮아지면서 배출되지 못한 가스가 대형 기공을 형성하게 됩니다.

Q: LASGON®과 같은 최적화된 공정 가스 혼합물을 사용하면 어떤 이점이 있습니까?

최적화된 가스 혼합물은 재료 특성을 보존하고 합금 원소의 연소를 방지합니다. 또한 용융 점도에 영향을 주어 용접 속도를 높이고 이음매 형상을 최적화하며, 플라즈마 에너지를 흡수하여 부품으로 다시 전달함으로써 에너지 효율을 극대화하는 역할을 합니다.

Q: 공정 가스 없이 용접할 때 산소가 미치는 영향은 무엇입니까?

대기 중 21%의 산소는 용접부 표면의 심각한 산화를 유발합니다. 이는 표면을 거칠게 만들 뿐만 아니라 합금 원소의 감소를 초래하여 재료 고유의 내식성을 저하시키고 기계적 강도에 악영향을 미칩니다.

Q: 질소 흡수로 인한 기공 형성이 단일 레이저 용접보다 겹치기 용접에서 더 위험한 이유는 무엇입니까?

단일 레이저 용접의 경우 질소가 얇게 퍼져 연마 단면에서 기공이 잘 보이지 않을 수 있습니다. 그러나 겹치기 용접(Overlap welding)에서는 용접 부위가 중첩되면서 가스가 축적될 기회가 많아져, 육안이나 단순 검사로 확인하기 어려운 심각한 지하 기공이 발생할 확률이 높기 때문입니다.

결론

공정 가스는 안정적이고 고품질의 레이저 용접을 달성하기 위한 필수 요소입니다. 대기 중의 질소, 산소, 습도로부터 용융 풀을 보호함으로써 기공, 산화, 취성 문제를 방지하고 재료의 기계적 성질과 내식성을 유지하는 결정적인 역할을 합니다.

LASGON®과 같은 최적화된 가스 혼합물은 단순한 보호를 넘어 에너지 분포와 재료 흐름을 개선하여 산업적 효율성을 극대화합니다. 엔지니어는 육안으로 확인하기 어려운 미세 결함을 방지하고 장기적인 제품 신뢰성을 확보하기 위해 공정 설계 단계에서 적절한 가스 공급 시스템을 반드시 포함해야 합니다.


출처 정보 (Source Information)

Citation: Johann Herrmann (2011). The role of process gases in laser welding. Laser Technik Journal (LTJ).

DOI/Link: https://doi.org/10.1002/latj.201190054

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기술 검토 및 적용 가능성 문의

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심입 레이저 재료 용접에서의 용융 풀 와도(Vorticity) 분석

Melt pool vorticity in deep penetration laser material welding

심입 레이저 용접 공정에서 키홀의 안정성은 용접 품질을 결정짓는 핵심 요소입니다. 특히 고출력 레이저를 사용할 때 발생하는 격렬한 용융 풀의 움직임은 기공과 같은 결함을 유발할 수 있습니다. 본 연구는 고출력 CO2 레이저 용접 시 키홀과 용융 풀 내에서 발생하는 와도(Vorticity)를 정량적으로 평가하는 데 중점을 둡니다. 수치 해석 모델을 통해 레이놀즈 수와 마하 수의 변화에 따른 와도의 순환 특성을 분석하였습니다. 또한, 전열 메커니즘이 전도 모드에서 대류 모드로 전환되는 임계 조건을 레일리 수를 통해 규명하였습니다. 이러한 유체역학적 분석은 키홀의 일시적 붕괴 현상과 유동 불안정성을 이해하는 데 중요한 근거를 제공합니다. 연구 결과는 레이저 용접 공정의 매개변수 최적화를 통해 용접부의 기계적 성능을 향상시키는 데 기여할 수 있습니다. 최종적으로 본 논문은 복잡한 물리 현상을 무차원 수를 활용해 체계적으로 설명함으로써 산업 현장에서의 실질적인 가이드를 제시합니다.

메타데이터 및 키워드

Figure 1: 키홀 모델의 개략도. 증기(키홀), 용융물(용융 풀)의 기하학적 구조와 모델에 사용된 경계 조건을 보여줍니다.
Figure 1: 키홀 모델의 개략도. 증기(키홀), 용융물(용융 풀)의 기하학적 구조와 모델에 사용된 경계 조건을 보여줍니다.

논문 메타데이터

  • Industry: 제조, 재료 과학
  • Material: 연강 (Mild steel)
  • Process: 심입 레이저 재료 용접 (Deep penetration laser material welding)
  • System: 고출력 CO2 레이저 빔 용접 (최대 2.5 kW)
  • Objective: 키홀 및 용융 풀 내 용융물 운동의 와도를 평가하고, 무차원 수와의 관계를 분석하여 키홀 안정성 및 결함 형성 메커니즘을 이해함.

핵심 키워드

  • 키홀 (Keyhole)
  • 용융 풀 (Melt pool)
  • 와도 (Vorticity)
  • 무차원 수 (Dimensionless numbers)
  • 액체-증기 상 (Liquid–vapour phase)

핵심 요약

연구 구조

본 연구는 고출력 CO2 레이저 용접 중 발생하는 키홀과 용융 풀의 유체역학적 거동을 분석하기 위해 VOF(Volume of Fluid) 방법과 레이 트레이싱(Ray Tracing) 기법을 결합한 수치 해석 모델을 사용합니다. 운동량 및 난류 동역학 개념을 적용하여 용융물의 와도를 정량화하였습니다.

방법 개요

연강의 물성치를 바탕으로 레이놀즈(Re), 마하(Ma), 레일리(Ra), 프란틀(Pr) 등 주요 무차원 수를 산출하여 유동 및 열전달 특성을 분석하였습니다. 특히 키홀의 기하학적 형상 변화에 따른 와도의 변화를 수치적으로 도출하였습니다.

주요 결과

키홀 입구 반경이 0.2mm에서 1.2mm로 증가할 때 평균 와도는 약 5배 감소하는 것으로 나타났습니다. 또한, 키홀 깊이에 따라 레일리 수가 변화하며, 0.3~0.5mm 깊이 구간(5 × 10^7 ≥ Ra ≥ 2 × 10^7)에서 난류 대류 열전달이 지배적으로 나타나는 것을 확인하였습니다.

산업적 활용 가능성

레이저 출력 및 용접 속도와 같은 공정 매개변수 최적화에 활용될 수 있으며, 용접부의 기공 결함을 줄이고 기계적 강도를 높이는 데 기여합니다.

한계와 유의점

본 모델은 레이저 용접 문제를 준정상 상태(quasi-steady state)로 가정하며, 키홀 내부 온도가 균일하다고 가정합니다. 또한 절삭 압력 결정 시 플라즈마 효과는 고려되지 않았습니다.


논문 상세 정보

1. 개요

  • Title: Melt pool vorticity in deep penetration laser material welding
  • Author: N KUMAR, S DASH, A K TYAGI and BALDEV RAJ
  • Year: 2011
  • Journal: Sādhanā
  • DOI/Link: https://core.ac.uk/reader/20059335

2. 초록

본 연구에서는 고출력 CO2 레이저 빔 용접 시 키홀과 용융 풀 내 용융물 운동의 와도(vorticity)를 평가하였다.

와도의 순환은 마하 수 변화와 연계된 특정 키홀 부피에 대한 레이놀즈 수의 함수로 도출되었다.

난류 풀 내에 존재하는 전단 응력과 열 유속은 확산율 및 프란틀 수 변화와 연결되었다.

임계 레일리 수 미만에서는 빔 흡수를 나타내는 용융물 전달의 전도 모드가 지배적인 것으로 나타났다.

이 값 이상에서는 대류 열전달이 레이저 용접 중 용융 풀에서 발생하는 용융 및 증발을 나타낸다.

증발 반동 압력은 액체를 배출하는 반면, 표면 장력과 정수압은 이 고출력 레이저 빔 용접에서 키홀 공동 내에 용융물을 유지하는 데 도움을 준다.

용융 풀에서 발생하는 여러 유체역학적 현상에 대한 이해는 기본적인 메커니즘 측면뿐만 아니라 레이저 빔 용접과 관련된 공정 최적화에도 가치가 있다.

3. 방법론

수치 모델링 (VOF 방법): 축대칭 키홀 프로파일과 유동 속도를 계산하기 위해 VOF(Volume of Fluid) 방법을 사용하였습니다. 연속 방정식, 운동량 방정식 및 체적 분율 관계식을 포함하는 지배 방정식을 통해 유동을 해석하였습니다. 최대 2.5 kW 출력의 연속파 CO2 레이저와 10^7 W/cm²의 강도 조건을 적용하였습니다.

빔 전파 해석 (레이 트레이싱): 재료 내부로의 레이저 빔 전파를 추정하기 위해 레이 트레이싱 기법을 적용하였습니다. 원형 대칭 가우시안 빔 프로파일과 용융된 금속 표면에서의 정반사를 가정하였습니다. 플룸(Plume)에 의한 흡수는 무시할 수 있는 수준으로 간주하였으며, 편광 방향은 무작위로 설정하였습니다.

유체역학적 무차원 수 평가: 유동 및 열전달 특성을 규명하기 위해 레이놀즈(Re), 마하(Ma), 레일리(Ra), 그라쇼프(Gr), 프란틀(Pr), 에커트(E) 수를 분석하였습니다. 표 1에 나열된 연강의 물성치를 기반으로 방정식 (4)~(21)을 사용하여 와도와 이들 매개변수 간의 관계를 정의하였습니다.

4. 결과 및 분석

키홀 크기에 따른 와도 변화: 평균 와도는 키홀 입구 반경이 작을수록 현저하게 높게 나타났습니다. 수치 해석 결과, 키홀 반경 rkh = 1.2 mm에서의 평균 와도는 rkh = 0.2 mm일 때와 비교하여 약 5배 감소하였습니다. 이는 키홀이 좁을수록 용융물의 회전 운동이 더욱 격렬해짐을 시사합니다.

열전달 모드 분석 (레일리 수): 레일리 수(Ra)는 열전달이 전도에 의해 지배되는지 대류에 의해 지배되는지를 결정합니다. 키홀 깊이 0~0.3 mm 구간에서는 전도 모드가 우세하지만, 0.3~0.5 mm 구간에서는 Ra가 2 × 10^7에서 5 × 10^7 사이로 나타나 난류 대류 열전달이 지배적입니다. 키홀 바닥(0.5~0.8 mm)에서는 Ra가 다시 10^7 수준으로 감소하며 전도 모드로 복귀합니다.

키홀 동역학 및 마하 수: 마하 수의 변화는 유체 유동의 불안정성과 키홀 붕괴를 설명합니다. rkh = 0.2~0.4 mm 범위에서 마하 수는 1.5~3.2 사이의 값을 가지며, 키홀은 증기 유동에 대해 노즐과 같은 역할을 합니다. 유동은 입구에서 초음속, 중간에서 음속, 바닥에서 아음속의 특성을 보입니다.

Figure 5: 키홀 깊이에 따른 레일리 수와 마하 수의 변화 프로파일. 키홀 깊이에 따른 전도 및 대류 모드의 전환 구역을 식별합니다. 6. 참고문헌 Kaplan A A. (1994). Model of deep penetration laser welding based on calculation of the keyhole profile. J. Phys. D: Appl. Phys. 27: 1805–14 Fabbro R, Hamadou M, Coste F. (2004). Metallic vapor ejection effect on melt pool dynamics in deep penetration laser welding. J. Laser Applications 16(1): 16–19 Hu J, Tsai H L. (2003). Modeling the transport phenomena during dual beam laser welding process. Lasers and Electro-Optics Europe 22: 562–566
Figure 5: 키홀 깊이에 따른 레일리 수와 마하 수의 변화 프로파일. 키홀 깊이에 따른 전도 및 대류 모드의 전환 구역을 식별합니다. 6. 참고문헌 Kaplan A A. (1994). Model of deep penetration laser welding based on calculation of the keyhole profile. J. Phys. D: Appl. Phys. 27: 1805–14 Fabbro R, Hamadou M, Coste F. (2004). Metallic vapor ejection effect on melt pool dynamics in deep penetration laser welding. J. Laser Applications 16(1): 16–19 Hu J, Tsai H L. (2003). Modeling the transport phenomena during dual beam laser welding process. Lasers and Electro-Optics Europe 22: 562–566

5. 그림 및 표 목록 (Figure and Table List)

  • Table 1: 연강의 재료 물성치 및 계산에 사용된 상수. 유체역학 시뮬레이션에 필요한 밀도, 점도, 표면 장력, 열전도도 등의 물리적 상수를 제공합니다.
  • Figure 1: 키홀 모델의 개략도. 증기(키홀), 용융물(용융 풀)의 기하학적 구조와 모델에 사용된 경계 조건을 보여줍니다.
  • Figure 2: 네 가지 마하 수(0.3, 0.5, 1.2, 2)에서 키홀 입구 반경에 따른 와도와 레이놀즈 수의 관계. 와도가 레이놀즈 수에 따라 증가하며 작은 키홀 반경에서 더 높음을 보여줍니다.
  • Figure 3: 다섯 가지 레이저 출력 수준에서 마하 수 변화에 따른 키홀 입구 크기. 키홀 크기가 커질수록 마하 수가 감소하고, 레이저 출력이 높을수록 마하 수가 증가함을 나타냅니다.
  • Figure 4: 일정한 외부 압력에서 레이저 출력에 따른 키홀 입구 크기와 레이놀즈 수의 관계. 키홀 크기와 레이저 출력이 증가함에 따라 레이놀즈 수가 증가하여 난류가 강해짐을 보여줍니다.
  • Figure 5: 키홀 깊이에 따른 레일리 수와 마하 수의 변화 프로파일. 키홀 깊이에 따른 전도 및 대류 모드의 전환 구역을 식별합니다.

6. 참고문헌

  • Kaplan A A. (1994). Model of deep penetration laser welding based on calculation of the keyhole profile. J. Phys. D: Appl. Phys. 27: 1805–14
  • Fabbro R, Hamadou M, Coste F. (2004). Metallic vapor ejection effect on melt pool dynamics in deep penetration laser welding. J. Laser Applications 16(1): 16–19
  • Hu J, Tsai H L. (2003). Modeling the transport phenomena during dual beam laser welding process. Lasers and Electro-Optics Europe 22: 562–566

기술 Q&A (Technical Q&A)

Q: 키홀 입구 반경이 용융 풀의 평균 와도에 어떤 영향을 미칩니까?

본 연구의 결과에 따르면, 키홀 입구 반경이 작을수록 평균 와도는 급격히 증가합니다. 구체적으로 키홀 반경이 1.2mm인 경우의 평균 와도는 0.2mm인 경우보다 약 5배 낮게 측정되었습니다. 이는 좁은 키홀 내부에서 유동의 회전 에너지가 더 집중되어 격렬한 와류가 형성됨을 의미하며, 이는 키홀의 안정성에 직접적인 영향을 미칩니다.

Q: 이 레이저 용접 모델에서 레일리 수(Ra)의 중요성은 무엇입니까?

레일리 수는 열전달 모드를 결정하는 핵심 지표입니다. 임계값 미만에서는 열전도가 지배적이며, 임계값 이상에서는 대류 열전달(용융 및 증발)이 지배적이 됩니다. 그림 5에 나타난 바와 같이, 키홀의 특정 깊이 구간(0.3~0.5mm)에서 레일리 수가 급증하며 난류 대류가 발생하는데, 이는 용융 풀의 동역학적 거동을 이해하는 데 필수적입니다.

Q: 실험과 모델에서 관찰된 키홀의 완전 붕괴 시간은 어느 정도입니까?

논문의 결론 부분에 따르면, 돌출부(protrusion)가 나타난 후 키홀이 완전히 붕괴되는 데 걸리는 시간은 약 0.2 μs로 관찰되었습니다. 이러한 실험적 관찰 결과는 본 연구에서 수행된 수치 해석적 계산 결과와 합리적인 상관관계를 보여주었습니다. 이는 모델이 키홀의 일시적인 불안정성을 정확하게 포착하고 있음을 시사합니다.

Q: 키홀 내부의 마하 수(Mach number) 분포는 어떻게 나타납니까?

키홀은 증기 유동에 대해 노즐과 같은 역할을 수행합니다. 분석 결과, 마하 수는 키홀 입구에서 초음속(supersonic)을 나타내고, 중간 단계에서는 음속(sonic), 그리고 바닥 부분에서는 아음속(subsonic)의 특성을 보입니다. 구체적으로 rkh = 0.2–0.4 mm 범위에서 마하 수는 1.5에서 3.2 사이로 측정되었으며, 이는 유동 불안정성과 키홀 붕괴를 설명하는 중요한 지표가 됩니다.

Q: 레이놀즈 수(Re)는 레이저 출력 및 키홀 크기와 어떤 상관관계를 가집니까?

레이놀즈 수는 키홀의 크기와 전달되는 레이저 출력이 증가함에 따라 함께 증가하는 경향을 보입니다. 이는 높은 레이저 출력과 큰 키홀 입구에서 유동의 난류 특성이 더욱 강해짐을 의미합니다. 이러한 관계는 일정한 외부 압력 조건 하에서 수행된 계산을 통해 확인되었으며, 용융 풀의 동역학적 거동을 예측하는 데 사용됩니다.

Q: 키홀 내부에서 용융물을 유지하거나 배출하는 물리적 힘은 무엇입니까?

키홀 내부의 유체 평형은 여러 힘의 상호작용으로 결정됩니다. 증발 반동 압력(evaporative recoil pressure)은 액체 용융물을 키홀 밖으로 밀어내려는 성질을 가집니다. 반면, 표면 장력(surface tension)과 정수압(hydrostatic pressure)은 용융물을 키홀 공동 내에 유지시키려는 힘으로 작용합니다. 이들 힘 사이의 불균형이 발생할 때 키홀의 붕괴나 유동 불안정성이 초래됩니다.

결론

본 연구는 심입 레이저 용접에서 용융 풀의 와도가 키홀 안정성을 결정하는 핵심 요소임을 입증하였습니다. 와도는 레이놀즈 수와 마하 수에 의해 구동되며, 키홀은 증기 유동에 대해 노즐과 같은 역할을 하여 유동 속도와 압력 변화를 유도합니다. 특히 키홀 입구 크기가 작을수록 와도가 급격히 증가하여 유동 불안정성을 심화시킨다는 점을 정량적으로 규명하였습니다.

레일리 수를 통해 전도와 대류 열전달 모드의 전환을 이해하는 것은 용접 품질 최적화와 기공 결함 방지에 필수적입니다. 본 연구의 유체역학적 분석 모델은 실제 용접 공정에서 발생하는 복잡한 물리 현상을 체계적으로 설명하며, 향후 고출력 레이저 용접 장비의 설계 및 공정 매개변수 제어를 위한 중요한 이론적 토대를 제공합니다.


출처 정보 (Source Information)

Citation: N KUMAR, S DASH, A K TYAGI and BALDEV RAJ (2011). Melt pool vorticity in deep penetration laser material welding. Sādhanā.

DOI/Link: https://core.ac.uk/reader/20059335 2. 초록 본 연구에서는 고출력 CO2 레이저 빔 용접 시 키홀과 용융 풀 내 용융물 운동의 와도(vorticity)를 평가하였다.

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HSLA-DMR249A 강의 SMAW 및 TIG 용접 공정 매개변수에 대한 다구치 기반 최적화 연구

Taguchi Based Optimization of SMAW and TIG Welding Process Parameters on HSLA-DMR249A steel

HSLA-DMR249A 강은 인도 해군에서 탄소강을 대체하기 위해 개발된 고강도 저합금강으로, 우수한 강도와 용접성을 지니고 있어 전략적 응용 분야에서 매우 중요합니다. 하지만 이 재료의 용접성에 대한 심층적이고 체계적인 연구는 여전히 부족한 실정입니다. 본 연구는 SMAW(피복 아크 용접)와 TIG(텅스텐 불활성 가스 용접) 공정을 사용하여 DMR 249A 강의 기계적 성질을 최적화하는 것을 목표로 합니다. 실험 설계에는 다구치 L9 직교 배열법이 적용되었으며, 전류, 전압, 가스 유량이라는 세 가지 주요 공정 매개변수가 분석되었습니다. 연구의 핵심 기여는 각 용접 공정에서 경도를 최대화할 수 있는 최적의 매개변수 조합을 정량적으로 도출한 것입니다. 또한 분산 분석(ANOVA)을 통해 각 변수가 최종 용접 품질에 미치는 통계적 유의성을 검증하였습니다. 이러한 결과는 조선 및 구조용 강재 제작 현장에서 고장력강 용접 공정의 효율성을 높이는 데 실질적인 가이드를 제공합니다. 최종적으로 본 논문은 TIG 용접이 SMAW보다 우수한 경도 특성을 나타냄을 입증하며 산업적 활용 가능성을 제시합니다.

메타데이터 및 키워드

Figure 1: SMAW 및 TIG 용접의 경도 S/N 비에 대한 주효과도 (각 매개변수 레벨이 S/N 비에 미치는 영향을 시각화하여 최적점 식별)
Figure 1: SMAW 및 TIG 용접의 경도 S/N 비에 대한 주효과도 (각 매개변수 레벨이 S/N 비에 미치는 영향을 시각화하여 최적점 식별)

논문 메타데이터

  • Industry: 제조, 조선, 전략적 응용 분야
  • Material: HSLA-DMR249A 강, E308L 전극/용가재
  • Process: 피복 아크 용접 (SMAW), 텅스텐 불활성 가스 용접 (TIG)
  • System: 다구치 기법 (L9 직교 배열), 분산 분석 (ANOVA)
  • Objective: 용접부의 마이크로 경도를 최대화하기 위한 용접 공정 매개변수 최적화

핵심 키워드

  • SMAW
  • TIG
  • HSLA-DMR249A
  • 다구치 매개변수
  • 기계적 성질
  • 경도 최적화
  • ANOVA

핵심 요약

연구 구조

DMR 249A 강판(300 x 150 x 10 mm)을 대상으로 SMAW 및 TIG 용접을 수행하고, 다구치 L9 직교 배열을 통해 실험을 설계하여 공정 매개변수와 경도 간의 관계를 분석함.

방법 개요

전류, 전압, 가스 유량을 독립 변수로 설정하고, 망대특성(Larger-is-better) S/N 비 분석 및 ANOVA를 통해 최적의 용접 조건을 도출함.

주요 결과

TIG 용접이 SMAW보다 높은 경도(330 VHN vs 323 VHN)를 보였으며, 두 공정 모두에서 전류가 경도에 88% 이상의 압도적인 기여도를 가지는 것으로 나타남.

산업적 활용 가능성

인도 해군 전략 물자 및 조선 산업의 고장력강 용접 공정 표준화와 품질 관리를 위한 기초 데이터로 활용 가능.

한계와 유의점

본 연구는 평판 및 수평 필렛 용접 위치에 국한되며, 마이크로 경도 외의 충격 강도나 부식 저항성 등 다른 기계적 성질은 주요 분석 범위에서 제외됨.


논문 상세 정보

1. 개요

  • Title: Taguchi Based Optimization of SMAW and TIG Welding Process Parameters on HSLA-DMR249A steel
  • Author: G. Dhanraj, O. Raina, K. Deepa, M. Surendar, H. Gokulram
  • Year: 2025
  • Journal: First International Conference on Computer, Computation and Communication (IC3C-2025)
  • DOI/Link:

2. 초록

300 x 150 x 10 mm 크기의 HSLA-DMR249A 강을 텅스텐 불활성 가스(TIG) 용접 및 피복 아크 용접(SMAW)으로 가공하고 기계적 성질과 매개변수를 최적화하였다.

용접부의 마이크로 경도와 같은 기계적 성질을 조사하였다.

실험을 수행하기 위해 두 용접 공정 모두에서 전류, 전압 및 유량과 같이 영향을 미치는 다양한 공정 매개변수를 고려하였다.

다양한 매개변수를 찾기 위해 다구치 전략(L9)과 ANOVA 방법이 사용되었다.

저합금강의 기계적 성질 결과에 영향을 미치는 가장 중요한 요인은 전압과 유량보다 전류인 것으로 나타났다.

기계적 성질 확인 결과, SMAW와 TIG 방법 모두에 의한 용접부의 경도는 각각 323 VHN, 330 VHN으로 더 단단해진 것으로 나타났다.

최적의 공정 매개변수는 피복 아크 용접(SMAW)의 경우 전류 200A, 전압 40V, 유량 13L/min이며, TIG 용접의 경우 전류 180A, 전압 20V, 유량 13L/min으로 확인되었다.

3. 방법론

재료 준비 및 특성: 300 x 150 x 10 mm 크기의 DMR 249A 강판을 모재로 사용하였으며, E308L을 전극 및 용가재로 선택하였습니다. 이 강재는 인도 해군이 전략적 용도로 개발한 특수 고강도 저합금강입니다.

실험 설계 (Taguchi L9): 전류, 전압, 가스 유량의 세 가지 인자를 각각 세 가지 수준(Level)으로 설정하여 다구치 L9 직교 배열법을 적용했습니다. SMAW는 전류(120, 160, 200 A), 전압(28, 34, 40 V), 유량(10, 13, 16 L/min) 수준에서, TIG는 전류(120, 150, 180 A), 전압(12, 16, 20 V), 유량(10, 13, 16 L/min) 수준에서 실험이 수행되었습니다.

통계적 분석: 용접부의 경도를 최대화하기 위해 ‘망대특성(Larger-is-better)’ S/N 비 분석과 ANOVA를 수행했습니다. 95% 신뢰 수준에서 각 매개변수의 통계적 유의성을 평가하여 최적의 조합을 도출하였습니다.

4. 결과 및 분석

SMAW 공정 최적화 결과: 전류가 경도에 미치는 가장 지배적인 요인으로 확인되었으며, 전류가 120A에서 200A로 증가함에 따라 경도도 상승했습니다. 최적 조건(200A, 40V, 13L/min)에서 최대 경도 323 VHN을 기록했으며, 전류의 기여도는 88.58%로 나타났습니다.

TIG 공정 최적화 결과: TIG 용접에서도 전류가 가장 중요한 변수였으며, SMAW보다 높은 최대 경도인 330 VHN을 달성했습니다. 최적 조건은 180A, 20V, 13L/min이며, 전류의 기여도는 88.26%로 나타났습니다. TIG 용접의 높은 경도는 부분 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 상의 형성에 기인합니다.

5. 그림 및 표 목록 (Figure and Table List)

  • Table 1: SMAW 및 TIG 용접 공정의 레벨 (저, 중, 고 세 단계의 매개변수 설정 정의)
  • Table 2: SMAW 및 TIG 용접 공정의 다구치 실험 설계 (L9 직교 배열에 따른 9가지 실험 조건 매트릭스)
  • Table 3: SMAW 용접 경도 S/N 비에 대한 분산 분석 (전류가 88.58%의 기여도로 유일하게 통계적 유의성을 가짐을 보여줌)
  • Table 4: SMAW 용접 경도 S/N 비 응답 (델타 값을 기준으로 전류를 영향력 1위 순위로 평가)
  • Figure 1: SMAW 및 TIG 용접의 경도 S/N 비에 대한 주효과도 (각 매개변수 레벨이 S/N 비에 미치는 영향을 시각화하여 최적점 식별)
  • Table 6: TIG 용접 경도 S/N 비에 대한 분산 분석 (전류가 88.26%의 기여도로 가장 중요한 요인임을 확인)

6. 참고문헌

  • G. Dhanraj, V. Velmurugan and N. Balaji. (2018). Metallurgical Behaviour and Mechanical Properties on The Shielded Metal Arc Welding and Tungsten Inert Gas Welding Process of DMR 249A Steel. Journal of the Balkan Tribological Association. Vol. 24, No 4, 622–632.
  • G.Magudeeswaran, Srihari. R. Nair, L. Sundar and N. Harikannan. (2016). Optimization of process parameters of the activated tungsten inert gas welding for aspect ratio of UNS S32205 duplex stainless steel welds. Defence Technology. Volume 10, Issue 3, 251-260.

기술 Q&A (Technical Q&A)

Q: SMAW 공정에서 HSLA-DMR249A 강의 경도를 최대화하기 위한 최적 조건은 무엇입니까?

본 연구에 따르면 SMAW 공정의 최적 매개변수는 전류 200A, 전압 40V, 가스 유량 13L/min입니다. 이 조건에서 용접부는 323 VHN의 마이크로 경도를 나타냈습니다. ANOVA 분석 결과, 전류가 경도 형성에 88.58%의 기여도를 보여 가장 중요한 변수임이 입증되었습니다.

Q: TIG 용접이 SMAW보다 높은 경도를 나타내는 이유는 무엇입니까?

TIG 용접은 최적 조건(180A, 20V, 13L/min)에서 330 VHN의 경도를 기록하여 SMAW(323 VHN)보다 우수한 결과를 보였습니다. 이는 TIG 용접 과정에서 형성되는 미세조직의 차이 때문입니다. 구체적으로, TIG 용접부에서는 부분 마르텐사이트(Partial Martensite)와 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite) 상이 형성되어 경도 향상에 기여한 것으로 분석되었습니다.

Q: 용접 공정 매개변수 중 경도에 가장 큰 영향을 미치는 요인은 무엇이며 그 근거는 무엇입니까?

두 용접 공정 모두에서 ‘전류’가 경도에 가장 큰 영향을 미치는 요인으로 확인되었습니다. SMAW에서는 88.58%, TIG에서는 88.26%의 기여율을 보였습니다. 이는 ANOVA 분석을 통해 도출된 결과로, 전압이나 가스 유량의 변화보다 전류의 변화가 용접부의 기계적 성질 결정에 압도적인 통계적 유의성을 가짐을 의미합니다.

Q: 본 연구에서 사용된 HSLA-DMR249A 강재의 규격과 용도는 무엇입니까?

실험에 사용된 강재는 300 x 150 x 10 mm 크기의 판재로, 인도 해군이 전략적 목적으로 개발한 특수 고강도 저합금강입니다. 이 재료는 우수한 강도와 용접성을 갖추고 있어 주로 군함 제작 및 조선 산업에서 기존 탄소강을 대체하여 구조적 성능을 높이는 데 사용됩니다.

Q: 다구치 기법을 통한 최적화 과정에서 어떤 분석 지표가 사용되었습니까?

연구진은 다구치 L9 직교 배열법을 사용하여 실험을 설계하고, 경도를 최대화하기 위해 ‘망대특성(Larger-is-better)’ S/N 비(Signal-to-Noise ratio) 분석을 수행했습니다. 또한 각 매개변수의 영향력을 정량화하기 위해 분산 분석(ANOVA)을 병행하여 95% 신뢰 수준에서 결과의 타당성을 검증했습니다.

Q: 본 연구의 결과가 산업 현장에 주는 시사점은 무엇입니까?

이 연구는 고장력강인 DMR 249A의 용접 시 시행착오를 줄일 수 있는 정량적인 공정 가이드를 제공합니다. 특히 전류 제어의 중요성을 강조함으로써, 조선 및 중공업 현장에서 용접 품질의 일관성을 확보하고 기계적 성능을 최적화하는 데 기여할 수 있습니다. 다만, 연구 결과가 특정 용접 자세와 경도에 집중되어 있으므로 실제 적용 시에는 다른 기계적 성질과의 균형을 고려해야 합니다.

결론

전류는 DMR 249A 강의 SMAW 및 TIG 용접 모두에서 경도를 극대화하는 가장 핵심적인 요인이며, 두 공정 모두에서 88% 이상의 높은 기여도를 보였습니다. 최적의 SMAW 조건은 200A, 40V, 13L/min(323 VHN)이며, TIG 조건은 180A, 20V, 13L/min(330 VHN)으로 도출되었습니다. 특히 TIG 용접은 최적 조건에서 부분 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 상의 형성으로 인해 SMAW보다 더 높은 경도를 나타냈습니다.

이 연구는 인도 해군의 전략적 강재인 DMR 249A의 용접 공정 표준화에 중요한 데이터를 제공하지만, 실험 범위가 평판 용접 위치에 국한되었다는 한계가 있습니다. 향후 연구에서는 경도 외에도 충격 인성이나 부식 저항성과 같은 다양한 기계적 성질에 대한 최적화가 병행되어야 할 것입니다. 또한 실제 산업 현장의 다양한 용접 자세에 대한 추가 검증이 필요합니다.


출처 정보 (Source Information)

Citation: G. Dhanraj, O. Raina, K. Deepa, M. Surendar, H. Gokulram (2025). Taguchi Based Optimization of SMAW and TIG Welding Process Parameters on HSLA-DMR249A steel. First International Conference on Computer, Computation and Communication (IC3C-2025).

DOI/Link: 논문에 명시되지 않음

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레이저 빔 용접 중 변형 최소화를 위한 시뮬레이션 기반 방법론 연구

Simulation-Oriented Methodology for Distortion Minimisation during Laser Beam Welding

레이저 빔 용접은 자동차, 조선 및 건설 산업에서 고속 생산과 정밀 접합을 위해 널리 사용되는 핵심 기술입니다. 그러나 용접 과정에서 발생하는 불균일한 온도 분포와 급격한 가열 및 냉각 사이클은 부품의 원치 않는 변형을 초래하여 최종 제품의 품질과 정밀도에 악영향을 미칩니다. 본 연구는 용융 풀(weld pool)의 동역학적 특성과 기하학적 형상이 용접 변형에 미치는 영향을 수치적으로 분석하는 것을 주요 목표로 합니다. 이를 위해 키홀(keyhole) 및 용융 풀의 복잡한 거동을 정밀하게 모사할 수 있는 혁신적인 프로세스 시뮬레이션 모델이 개발되었습니다. 이 모델은 레이저 광선의 다중 반사를 고려한 새로운 레이 트레이싱(ray tracing) 기법과 적응형 메쉬 기법을 도입하여 물리적 정확도를 획기적으로 높였습니다. 또한, 프로세스 시뮬레이션에서 얻은 정밀한 온도 프로파일을 구조 시뮬레이션과 연계하여 용융 풀 형상과 변형 사이의 상관관계를 명확히 규명하였습니다. 연구 결과, 변형을 최소화할 수 있는 최적의 용융 풀 형상이 제시되었으며, 이는 실제 산업 현장에서 고정밀 용접 공정을 설계하고 최적화하는 데 중요한 지침을 제공합니다. 이러한 시뮬레이션 기반 방법론은 실험적 시행착오를 줄이고 제조 공정의 효율성을 극대화하는 데 실질적인 가치를 지닙니다.

메타데이터 및 키워드

Figure 5 1: Adaptive mesh refinement and expansion of the computational domain
Figure 5 1: Adaptive mesh refinement and expansion of the computational domain

논문 메타데이터

  • Industry: 제조업 (자동차, 조선, 건설)
  • Material: 스테인리스강 X5CrNi18-10 (1.4301)
  • Process: 레이저 빔 용접 (키홀/심입 용접)
  • System: Ytterbium-Doped Fibre Laser (YLR 8000), Nd:YAG Disk Laser (TruDisk 8002)
  • Objective: 용융 풀 동역학을 수치적으로 연구하고 용융 풀 기하학적 구조와 용접 변형 간의 상관관계를 파악하여 변형 최소화를 달성함

핵심 키워드

  • Weld pool dynamics simulation
  • keyhole dynamics simulation
  • laser beam welding
  • welding distortion
  • ray tracing method
  • 용융 풀 동역학
  • 용접 변형

핵심 요약

연구 구조

본 연구는 CFD 기반의 프로세스 시뮬레이션과 열-탄소성 구조 시뮬레이션을 결합한 이원적 아키텍처를 채택하였습니다. 프로세스 시뮬레이션은 용융 풀과 키홀의 동역학을 다루며, 구조 시뮬레이션은 이를 바탕으로 최종적인 기계적 변형을 예측합니다.

방법 개요

ALBERTA 1.2 툴박스를 사용한 유한 요소법(FEM) 기반의 CFD 모델링과 SYSWELD 2008.1을 이용한 구조 해석이 수행되었습니다. 특히 다중 반사를 고려한 새로운 레이 트레이싱 알고리즘이 핵심적인 기술적 요소로 적용되었습니다.

주요 결과

가우시안(Gaussian) 강도 프로파일은 동일 출력에서 2.6mm의 가장 깊은 침투를 보였으며, 용융 풀의 폭이 넓어질수록 종방향 굽힘 변형이 로그 함수적으로 증가함을 확인했습니다. 또한 용융 풀 깊이가 판재 두께의 50%를 초과할 경우 변형이 감소하는 역설적 효과를 정량적으로 입증했습니다.

산업적 활용 가능성

자동차 차체 조립, 선박 외판 및 용기 제작, I-빔 및 T-빔 건설 부품 등 고정밀 레이저 용접 부품 제조 공정에 직접적으로 응용될 수 있습니다.

한계와 유의점

시뮬레이션된 용융 풀 깊이가 실험값보다 약 2배 깊게 나타났는데, 이는 단순화된 증발 모델과 가스 기포 압력의 누락에 기인한 것으로 보입니다. 또한 재료의 미세 구조 변화에 따른 물성 변화는 본 모델에서 고려되지 않았습니다.


논문 상세 정보

1. 개요

  • Title: Simulation-Oriented Methodology for Distortion Minimisation during Laser Beam Welding
  • Author: Komkamol Chongbunwatana
  • Year: 2017
  • Journal: Dissertation, Universität Bremen
  • DOI/Link: N/A

2. 초록

변형은 모든 용접 공정의 단점 중 하나이며, 대부분의 경우 이를 억제해야 할 필요가 있습니다.

용접 변형에 영향을 미칠 수 있는 의심스러운 요인 중 하나는 액체 용융 풀의 형상이며, 이는 공정 매개변수의 변화를 통해 수정될 수 있습니다.

본 연구의 목적은 레이저 빔 용접 중 용융 풀의 동역학 및 용융 풀의 기하학적 구조가 용접 변형에 미치는 영향을 수치적으로 연구하는 것이었습니다.

이러한 목표를 달성하기 위해, 키홀 및 용융 풀 동역학을 조사하는 데 사용되는 유망하고 새로운 공정 시뮬레이션 모델이 성공적으로 발명되었습니다.

이 모델은 레이저 빔 용접 공정의 모든 독특한 거동을 통합했습니다.

또한, 용융 풀 기하학적 구조와 용접 변형 사이의 상관관계 식별뿐만 아니라, 결과적으로 변형 최소화에 유리한 용융 풀 형상도 시뮬레이션을 통해 입증되었습니다.

3. 방법론

프로세스 시뮬레이션 (Process Simulation): ALBERTA 1.2 툴박스를 기반으로 질량, 운동량, 에너지 보존 방정식을 해결하는 CFD 모델을 구축했습니다. 비압축성, 층류, 뉴턴 유체 유동을 가정하였으며, Level Set Method(LSM)를 사용하여 워크피스와 가스 사이의 계면을 정밀하게 추적했습니다. 특히 키홀 내부의 다중 반사를 모사하기 위해 새로운 레이 트레이싱 기법을 도입하여 에너지 흡수율을 계산했습니다.

구조 시뮬레이션 (Structure Simulation): SYSWELD 2008.1 소프트웨어를 사용하여 열-탄소성 해석을 수행했습니다. 프로세스 시뮬레이션에서 도출된 온도 이력을 입력값으로 사용하여 용접 후의 잔류 응력과 변형을 예측했습니다. 3D 육면체 및 2D 사각형 요소를 사용한 메쉬 구성을 통해 계산 효율성과 정확도를 동시에 확보했습니다.

열원 모델 및 검증 (Heat Source & Validation): 구조 해석을 위해 3D 가우시안 체적 열원 모델을 사용하였으며, Top-hat, Donut, Gaussian의 세 가지 강도 프로파일을 비교 분석했습니다. 시뮬레이션 결과의 신뢰성을 확보하기 위해 고속 카메라(Phantom v5.1)와 광학 현미경을 이용해 용융 풀의 형상을 측정하고, CMM 장비와 열화상 카메라를 통해 변형 및 온도를 실험적으로 검증했습니다.

4. 결과 및 분석

키홀 동역학 분석: 가우시안 프로파일은 22ms 만에 2.6mm 깊이에 도달하여 Top-hat(2.1mm, 27ms)이나 Donut(2.1mm, 29ms) 프로파일보다 우수한 침투 성능을 보였습니다. 이는 빔 축을 따라 집중된 에너지 강도가 더 강력한 증발을 유도하기 때문입니다.

변형 상관관계 분석: 용융 풀의 폭이 넓어질수록 종방향 굽힘 곡률이 로그 함수적으로 증가하는 경향을 보였습니다. 최대 곡률은 폭 7.7mm, 깊이 2.3mm일 때 1.21·10^-4 mm^-1로 나타났으며, 폭 1.4mm, 깊이 8.6mm일 때 3.7·10^-5 mm^-1로 최소화되었습니다.

최적 형상 도출: 변형을 최소화하기 위한 최적의 형상은 좁고 깊은 ‘바늘 모양(needle-shaped)’의 용융 풀로 식별되었습니다. 이러한 형상은 두께 방향으로 더 균일한 팽창과 수축을 유도하여 변형 각도를 약 0.94°에서 0.19°까지 감소시킬 수 있음을 확인했습니다.

Figure 7 1: Calculated weld pool shape from the top view after 27 ms
Figure 7 1: Calculated weld pool shape from the top view after 27 ms

5. 그림 및 표 목록 (Figure and Table List)

  • Figure 2.3: 용접 변형의 유형: 횡수축, 각변형, 회전 변형, 종수축, 굽힘 및 좌굴로 분류하여 설명함.
  • Table 5.8: 열원 기하학적 매개변수의 파라미터화: 실린더, 원뿔, 네일헤드 형상 등 15가지 시뮬레이션 케이스를 나열함.
  • Figure 6.1: 키홀 깊이 발달: 다양한 레이저 강도 프로파일에 따른 시간별 침투 깊이 변화를 보여줌.
  • Figure 8.3: 종방향 굽힘 곡률과 용융 풀 기하학 간의 상관관계도: 용융 풀 폭과 깊이에 따른 굽힘 곡률의 변화를 3D 및 2D 맵으로 제시함.
  • Table 7.2: 변형 검증 결과: 종방향 굽힘 곡률과 횡방향 각변형에 대한 실험값과 시뮬레이션 값을 비교함.

6. 참고문헌

  • Katayama, S.; Kawahito, Y.; Mizutani, M. (2012). Latest Progress in Performance and Understanding of Laser Welding. Physics Procedia Vol. 39. 8–16
  • Radaj, D. (2002). Eigenspannungen und Verzug beim Schweiß: Rechen- und Messverfahren. DVS-Verlag Düsseldorf Vol. 143.
  • Zienkiewicz, O. C.; Codina, R. (1995). A general algorithm for compressible and incompressible flow—Part I. the split, characteristic-based scheme. International Journal for Numerical Methods in Fluids Vol. 20 No. 8–9. 869–885

기술 Q&A (Technical Q&A)

Q: 용융 풀의 폭이 종방향 굽힘 변형에 구체적으로 어떤 영향을 미칩니까?

본 연구의 결과에 따르면, 용융 풀의 폭이 넓어질수록 종방향 굽힘 곡률은 로그 함수적으로 증가합니다. 이는 용융 풀이 넓어짐에 따라 열 영향부(HAZ)가 확장되고, 냉각 시 발생하는 수축력이 더 큰 모멘트를 형성하여 부품의 굽힘을 심화시키기 때문입니다. 따라서 정밀한 변형 제어를 위해서는 용융 풀의 폭을 최소화하는 공정 설계가 필수적입니다.

Q: 용융 풀의 깊이가 변형에 미치는 영향에서 나타나는 ‘역설적 효과’는 무엇입니까?

용융 풀의 깊이는 판재 두께와의 상대적 비율에 따라 변형에 상반된 영향을 미칩니다. 깊이가 판재 두께의 50% 미만일 때는 깊이가 깊어질수록 변형이 증가하지만, 50%를 초과하여 더 깊어지면 오히려 변형이 감소하는 경향을 보입니다. 이는 용융 풀이 충분히 깊어지면 재료의 두께 방향을 따라 팽창과 수축이 더 균일하게 일어나기 때문이며, 이를 통해 각변형을 억제할 수 있습니다.

Q: 어떤 레이저 강도 프로파일이 에너지 흡수율 측면에서 가장 유리합니까?

시뮬레이션 결과, 가우시안(Gaussian) 프로파일이 약 90%의 가장 높은 에너지 흡수율 한도를 기록했습니다. 이는 Top-hat(87%)이나 Donut(88%) 프로파일보다 높은 수치입니다. 가우시안 프로파일은 중심부에 에너지가 집중되어 키홀 내부에서 더 많은 다중 반사를 유도하고, 결과적으로 공작물로 전달되는 총 에너지 효율을 높이는 데 기여합니다.

Q: 용융 풀의 자유 표면(free surface)을 추적하기 위해 어떤 수치적 방법이 사용되었습니까?

본 연구에서는 워크피스와 가스 사이의 계면을 정밀하게 추적하기 위해 레벨 셋 방법(Level Set Method, LSM), 특히 좁은 대역 레벨 셋 방법(narrow-band level set method)을 사용했습니다. 이 기법은 복잡한 형상 변화를 겪는 용융 풀과 키홀의 경계를 수학적으로 매끄럽게 표현할 수 있어, 레이 트레이싱 및 열전달 계산의 정확도를 높이는 데 핵심적인 역할을 합니다.

Q: 변형 최소화를 위한 최적의 용융 풀 형상은 무엇이며 어떻게 달성할 수 있습니까?

변형 최소화를 위한 최적의 형상은 좁고 깊은 ‘바늘 모양(needle-shaped)’의 용융 풀입니다. 이러한 형상은 높은 빔 품질을 가진 가우시안 프로파일 레이저를 사용하고, 적절한 출력과 용접 속도를 조합하여 달성할 수 있습니다. 연구에서는 이러한 최적화를 통해 변형 각도를 기존 0.94°에서 0.19°까지 약 80% 가량 획기적으로 줄일 수 있음을 입증했습니다.

Q: 시뮬레이션 모델에서 용융 풀 깊이가 실험보다 깊게 측정된 이유는 무엇입니까?

시뮬레이션된 용융 풀 깊이가 실험값보다 약 2배 정도 깊게 나타난 주요 원인은 증발 모델의 단순화에 있습니다. 본 모델에서는 분석적 증발 모델을 사용하고 가스 기포에 의한 압력 효과를 생략했는데, 이로 인해 키홀 내부의 물리적 거동이 실제보다 과장되었을 가능성이 있습니다. 향후 모델 개선을 위해서는 더 정교한 기상-액상 상호작용 모델의 도입이 필요합니다.

결론

본 연구는 레이저 빔 용접 공정에서 용융 풀의 기하학적 형상과 최종 용접 변형 사이의 정량적 상관관계를 규명하는 시뮬레이션 기반 방법론을 성공적으로 확립하였습니다. 특히 새롭게 개발된 프로세스 시뮬레이션 모델은 키홀 내 다중 반사와 동역학적 거동을 정밀하게 모사하여, 용융 풀의 폭과 깊이가 변형에 미치는 복합적인 영향을 체계적으로 분석할 수 있게 하였습니다. 연구의 핵심 결론으로, 좁고 깊은 바늘 모양의 용융 풀 형상이 변형 최소화에 가장 유리하다는 점을 확인하였으며, 이는 고품질 용접 공정 설계를 위한 이론적 토대를 마련했습니다.

이러한 결과는 자동차 및 조선 등 고정밀 제조 산업에서 레이저 용접 공정의 예측 가능성을 높이고, 실험적 시행착오를 획기적으로 줄이는 데 기여할 것입니다. 비록 증발 모델의 단순화로 인한 깊이 예측의 오차와 같은 일부 한계점이 존재하지만, 본 연구에서 제시한 통합 시뮬레이션 프레임워크는 향후 더 복잡한 재료 및 공정 조건으로 확장될 수 있는 강력한 도구입니다. 향후 가스 동역학 및 미세 구조 변화를 포함한 모델 고도화를 통해 더욱 정밀한 제조 공정 최적화가 가능할 것으로 기대됩니다.


출처 정보 (Source Information)

Citation: Komkamol Chongbunwatana (2017). Simulation-Oriented Methodology for Distortion Minimisation during Laser Beam Welding. Dissertation, Universität Bremen.

DOI/Link: 논문에 명시되지 않음

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결정립 미세화 오스테나이트계 스테인리스강의 접합 및 표면 개질 기술 연구

結晶粒微細化オーステナイト系ステンレス鋼の接合

결정립 미세화 오스테나이트계 스테인리스강은 강도, 내방사선성 및 내식성 향상을 위해 독자적인 강가공 및 열처리 기법으로 개발된 첨단 소재입니다. 하지만 이 소재를 실제 부품화하는 과정에서 용접 및 접합 시 발생하는 고열로 인해 결정립이 조대화되어 본래의 우수한 특성이 저하되는 문제가 발생합니다. 본 연구는 이러한 결정립 성장을 억제하면서도 신뢰성 있는 접합부를 형성하기 위한 다양한 공정 기술을 제안하고 검증하는 데 목적이 있습니다. 특히 박막 배관에는 마찰 압접법을, 후판재에는 TIG 용접과 저입열 레이저 육성 용접의 하이브리드 방식을 적용하여 조직 변화를 최소화했습니다. 또한 표면 개질 기술로서 마찰 교반(FSP) 공정을 도입하여 표면 조직의 미세화와 내식성 향상 가능성을 입증했습니다. 이러한 연구 결과는 원자력 발전 설비나 화학 플랜트와 같은 가혹한 환경에서 사용되는 대형 기기의 수명 연장과 안전성 확보에 중요한 기여를 할 수 있습니다. 본 보고서는 각 공정별 최적 조건과 그에 따른 미세 조직 및 기계적 특성 변화를 상세히 분석하며, 산업 현장에서의 적용 가능성과 기술적 한계점을 명확히 제시합니다.

메타데이터 및 키워드

Fig. 3 にTIG
Fig. 3 にTIG

논문 메타데이터

  • Industry: 전력 및 중공업
  • Material: 오스테나이트계 스테인리스강 (SUS310STi, SUS304L)
  • Process: 마찰 압접, TIG 용접, 레이저 육성 용접, 마찰 교반 (FSP)
  • System: 박막 배관, 대형 구조물, 압력 용기
  • Objective: 접합부 및 표면의 결정립 조대화 억제와 특성 유지

핵심 키워드

  • 결정립 미세화 스테인리스강
  • 마찰 압접
  • 마찰 교반
  • 레이저 용접
  • 저입열 시공
  • 내식성 향상
  • 조직 제어

핵심 요약

연구 구조

본 연구는 결정립 미세화 스테인리스강의 실용화를 위해 접합 시 발생하는 결정립 조대화 문제를 해결하고자 세 가지 주요 접근 방식을 취합니다. 박막 배관용 마찰 압접, 후판용 하이브리드 용접, 그리고 표면 개질을 위한 FSP 기술을 각각 실험하고 분석했습니다.

방법 개요

LHI 방식의 단시간 마찰 압접(0.15~1.0s), TIG 용접 후 저입열(1000 J/cm 이하) 레이저 육성 용접 결합, 그리고 툴 회전 및 이동을 통한 마찰 교반 공정을 적용하여 조직 변화를 관찰했습니다.

주요 결과

마찰 압접 시 0.15초의 짧은 시간으로도 모재(640 MPa)와 동등한 645 MPa의 인장 강도를 확보했으며, 레이저 육성 용접을 통해 TIG 용접 시 80μm까지 커진 결정립을 15μm 수준으로 억제했습니다. FSP 적용 시 표면 결정립을 5μm 이하로 미세화하여 내식성을 크게 개선했습니다.

산업적 활용 가능성

원자력 및 화학 플랜트의 박막 배관 접합, 대형 구조물의 접액부 내부식성 강화, 압력 용기의 표면 개질 및 부식 여유분 최적화에 활용 가능합니다.

한계와 유의점

마찰 압접은 대형 기기 현장 적용에 물리적 제약이 있으며, FSP 공정 시 과도한 하중은 버(Burr)를 발생시키고 높은 회전수는 오히려 결정립 성장을 유도할 수 있어 정밀한 제어가 필요합니다.


논문 상세 정보

1. 개요

  • Title: 結晶粒微細化オーステナイト系ステンレス鋼の接合
  • Author: 土屋 由美子
  • Year: 2012
  • Journal: 溶接学会誌
  • DOI/Link:

2. 초록

결정립 미세화 오스테나이트계 스테인리스강은 강도, 내방사선성 및 내식성 향상을 목표로 개발되었습니다.

접합 시의 과열로 인한 결정립 성장을 억제하는 것이 실용화의 주요 과제입니다.

박막 배관 접합에는 마찰 압접법이 유망하며, 단시간 시공으로 모재와 동등한 강도를 얻을 수 있습니다.

후판재에는 TIG 용접 후 저입열 레이저 육성을 실시함으로써 접액면의 입자 성장을 억제할 수 있습니다.

마찰 교반을 이용한 표면 미세화 기술을 통해 내식성 향상이 가능합니다.

3. 방법론

마찰 압접: 브레이크식 마찰 압접기를 사용하고 전매 클러치로 상대 속도를 즉시 제로로 만드는 LHI 방식을 채택했습니다. 외경 10mm, 내경 8mm의 SUS310STi 관을 대상으로 마찰 속도 27.5 s⁻¹, 마찰 압력 120 MPa 조건에서 0.15~1.0초의 매우 짧은 마찰 시간을 적용하여 접합을 수행했습니다.

하이브리드 용접: 구조 부재를 TIG 용접으로 먼저 접합한 후, 열영향부(HAZ) 중 접액면에 해당하는 부위의 조대화된 조직을 개선하기 위해 저입열 레이저 육성 용접을 추가로 실시했습니다. 판두께 15mm 소재에 대해 TIG 입열량은 20,000 J/cm 이하로, 레이저 육성 입열량은 1,000 J/cm를 목표로 설정했습니다.

표면 개질 (FSP): 교반 툴에 의한 소성 유동과 마찰열을 이용하여 표면 조직을 재결정화 및 미세화하는 마찰 교반 프로세스를 적용했습니다. SUS304L 소재에 12φ 툴을 사용하고, 이동 속도 100 mm/min, 회전수 200~300 rpm, 하중 1.5~3.0 ton 범위에서 최적 조건을 탐색했습니다.

4. 결과 및 분석

마찰 압접 결과: 마찰 시간 0.15초 조건에서 결정립이 모재보다 작게 유지되었으며, 1.0초에서도 약 10μm 수준으로 억제되었습니다. 인장 강도는 645 MPa로 모재(640 MPa)와 동등한 수준을 기록했습니다. 이는 TIG 용접 시 결정립이 100μm까지 커지고 강도가 530 MPa로 떨어지는 것과 대조적인 우수한 결과입니다.

레이저 육성 결과: TIG 용접으로 인해 80μm까지 성장했던 결정립이 레이저 육성 용접 후 용융부 인근에서 약 15μm 수준으로 미세화되었습니다. 이는 모재의 결정립 크기(13μm)에 근접한 수치로, 저입열 시공을 통해 접액면의 조직적 특성을 효과적으로 회복할 수 있음을 보여줍니다.

FSP 결과: 교반부에서 재결정화가 발생하여 목표로 했던 5μm 이하의 미세립 조직을 얻는 데 성공했습니다. 부식 시험 결과, FSP 시공재의 아노드 전류 밀도가 미처리재보다 낮게 나타나 내식성이 향상되었음을 확인했습니다. 열처리 여부와 관계없이 FSP 적용 후의 부식 저항성이 더 높게 측정되었습니다.

Fig. 4 Microstructures of weld interfaces10)
Fig. 4 Microstructures of weld interfaces10)
Fig. 7 Schematic diagram of welded joint (TIG) with low heat input weld cladding12)
Fig. 7 Schematic diagram of welded joint (TIG) with low heat input weld cladding12)

5. 그림 및 표 목록 (Figure and Table List)

  • Figure 1: Microstructure of fine grain 310STi (Grain size: 5μm). 개발된 미세립 조직의 기준 상태를 보여줍니다.
  • Figure 2: Relation of corrosion rate and grain size (310S and 310STi). 결정립 크기가 작아질수록 부식 속도가 감소하는 상관관계를 나타냅니다.
  • Figure 5: Relation of friction time and grain size of weld interfaces and joint tensile strength. 짧은 마찰 시간으로도 충분한 접합 강도와 미세 조직 유지가 가능함을 증명합니다.
  • Figure 6: Relation of heat input and grain size of fine grain stainless steel in the vicinity of fusion line. 입열량이 1000 J/cm 이하일 때 결정립 20μm 이하 유지가 가능함을 보여줍니다.
  • Figure 10: Applicability of load and spindle speed. FSP 공정에서의 적정 시공 범위(Good range)를 정의합니다.

6. 참고문헌

  • 土屋由美子, 斎藤宣久, 高橋雅士, 木村真晃. (2009). 溶接技術. Vol.57 (8), p.74-78.
  • 土屋由美子, 斎藤宣久, 高橋雅士, 藤井英俊. (2010). 摩擦攪拌によるオーステナイト系ステンレス鋼の表面微細化. 第86回界面接合研究委員会, 溶接学会.

기술 Q&A (Technical Q&A)

Q: 왜 기존 TIG 용접으로는 미세립 스테인리스강의 특성을 유지하기 어렵습니까?

TIG 용접은 입열량이 매우 높기 때문에 용융부 인근의 결정립이 약 100μm까지 급격히 조대화됩니다. 이로 인해 모재가 가진 미세 조직(약 7μm)의 이점이 사라지며, 인장 강도가 640MPa에서 530MPa로 저하되고 내식성 또한 크게 열화되기 때문입니다.

Q: 마찰 압접 공정에서 마찰 시간을 0.15초 정도로 짧게 설정하는 이점은 무엇입니까?

마찰 시간을 극도로 단축하면 입열을 최소화하여 결정립 성장을 억제할 수 있을 뿐만 아니라, 마찰열과 강력한 소성 유동이 결합되어 조직을 오히려 더 미세하게 만들 수 있습니다. 또한 공정 시간이 짧아지면 배출되는 버(Burr)의 양도 줄어들어 후처리가 용이해집니다.

Q: 후판 접합 시 TIG 용접과 레이저 육성을 하이브리드로 사용하는 구체적인 이유는 무엇입니까?

대형 구조물의 구조적 접합 강도는 효율적인 TIG 용접으로 확보하되, TIG 용접 시 발생하는 고열로 인해 조대화된 표면(접액면) 조직을 개선하기 위함입니다. 부식에 직접 노출되는 표면만 저입열(1000 J/cm 이하) 레이저로 다시 코팅하듯 용접함으로써 내식성에 유리한 미세 조직(약 15μm)을 회복시키는 전략입니다.

Q: 마찰 교반(FSP) 공정이 표면 내식성을 향상시키는 원리는 무엇입니까?

FSP 툴의 회전과 이동에 의한 강력한 소성 변형과 마찰열이 재료 표면의 재결정화를 유도합니다. 이를 통해 결정립 크기를 5μm 이하로 미세화하면 부식 인자의 침투를 억제하고 아노드 전류 밀도를 낮추어 전반적인 내식 성능을 강화하게 됩니다.

Q: FSP 시공 시 회전수와 하중을 정밀하게 제어해야 하는 이유는 무엇입니까?

하중이 너무 크면 재료가 과도하게 밀려나와 표면 결함인 버(Burr)가 심해지고, 반대로 회전수가 너무 높으면 발생하는 마찰열이 과도해져 미세화된 결정립이 다시 성장할 위험이 있기 때문입니다. 따라서 연구에서 제시된 ‘Good range’ 내의 적정 조건을 유지하는 것이 품질 확보의 핵심입니다.

Q: 본 연구에서 사용된 SUS310STi 소재는 일반 스테인리스강과 어떻게 다릅니까?

SUS310STi는 기존 SUS310S에 Ti를 첨가하고 강가공에 의한 왜곡 도입과 열처리를 통한 재결정화라는 독자적 공정을 거친 소재입니다. 이를 통해 결정립을 약 5μm 수준으로 극소화하여 일반재보다 높은 강도와 뛰어난 내방사선성 및 내식성을 갖추도록 설계되었습니다.

결론

본 연구는 결정립 미세화 오스테나이트계 스테인리스강의 우수한 기계적 및 화학적 특성을 유지하기 위한 최적의 접합 및 표면 개질 방안을 제시했습니다. 박막 배관에는 단시간 마찰 압접이, 대형 후판 구조물에는 TIG와 저입열 레이저 육성의 하이브리드 공정이, 그리고 표면 특성 강화에는 FSP 기술이 각각 효과적임을 실험적으로 입증했습니다.

이러한 기술적 접근은 소재의 결정립 조대화 문제를 극복하여 원자력 및 화학 산업 분야에서의 실용화 가능성을 크게 높였습니다. 다만, 공정별 장비 제약과 변수 제어의 정밀성이 요구되므로 향후 현장 적용을 위한 자동화 및 시공 최적화 연구가 지속되어야 할 것입니다.


출처 정보 (Source Information)

Citation: 土屋 由美子 (2012). 結晶粒微細化オーステナイト系ステンレス鋼の接合. 溶接学会誌.

DOI/Link: 논문에 명시되지 않음

Technical Review Resources for Engineers:

▶ 논문에 명시되지 않음
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레이저 용접 공정: 특성 및 유한요소법(FEM) 시뮬레이션

레이저 용접 공정: 특성 및 유한요소법(FEM) 시뮬레이션

Laser welding process: Characteristics and finite element method simulations

광전자 부품 패키징 분야에서 레이저 용접은 정밀한 정렬을 유지하면서 부품을 결합하는 핵심 공정입니다. 하지만 용접 과정에서 발생하는 급격한 열 구배와 응고 수축은 광학 축의 미세한 변형을 초래하여 광 출력 효율을 저하시키는 주요 원인이 됩니다. 본 연구는 Nd:YAG 레이저 용접 시 발생하는 열역학적 응력과 변형을 3차원 유한요소법(FEM)을 통해 분석하는 것을 목적으로 합니다. 특히 전기-열 상사성(Electro-thermal analogy)을 활용하여 가우시안 레이저 열 유속을 모델링하고, 실제 제조 공정에서의 에너지 분산과 클램프 힘의 영향을 평가했습니다. 연구 결과, 용접 부위에서 약 160 MPa에 달하는 잔류 응력이 발생하며, 이는 약 0.03도의 광학 축 편차를 유발하는 것으로 나타났습니다. 이러한 시뮬레이션 모델은 광통신용 버터플라이 패키지의 설계 최적화와 장기 신뢰성 예측에 중요한 도구로 활용될 수 있습니다. 본 논문은 실험적 데이터와 시뮬레이션 결과를 비교 검증함으로써 고대역폭 광섬유 통신 모듈의 정밀 패키징 기술 발전에 기여합니다. 또한, 500회의 열 사이클 테스트를 통해 어셈블리의 내구성을 확인하고 공정 파라미터의 허용 오차 범위를 제시합니다. 결론적으로, 본 연구는 레이저 용접 공정의 물리적 특성을 이해하고 이를 제어하기 위한 수치적 방법론을 성공적으로 구축하였습니다.

메타데이터 및 키워드

Fig. 12 Residual effective strains deformed and undeformed view located in sub-assembly
Fig. 12 Residual effective strains deformed and undeformed view located in sub-assembly

논문 메타데이터

  • Industry: 광전자공학, 통신 (Optoelectronics, Telecommunications)
  • Material: Kovar, AlN (Laser submount), AuSn, SnSb, SnPbAg (solders), Gold (thin film)
  • Process: Nd:YAG 레이저 용접, 유한요소법(FEM) 시뮬레이션, 열 사이클링
  • System: 1.55 µm 버터플라이 패키지 레이저 모듈
  • Objective: 광전자 모듈에서 레이저 용접으로 유발되는 열역학적 응력 및 변형을 시뮬레이션하고 분석하여 광학적 오정렬을 예측 및 완화함.

핵심 키워드

  • 레이저 용접
  • 유한요소법(FEM)
  • 열역학적 응력
  • 광전자 패키징
  • Nd:YAG 레이저
  • 버터플라이 패키지
  • 광학적 오정렬

핵심 요약

연구 구조

본 연구는 1.55 µm 레이저 모듈의 Nd:YAG 레이저 용접 공정을 모사하기 위해 비선형 3차원 FEM 모델을 구축했습니다. 전기-열 상사성을 적용하여 레이저 펄스 에너지를 모델링하고, 재료의 온도 의존적 특성을 반영하여 용접 후 잔류 응력을 계산했습니다.

방법 개요

7,526개의 요소와 11,803개의 노드를 가진 사면체 다중물리 전송 요소를 사용했습니다. 레이저 빔의 가우시안 공간 분포를 모사하기 위해 줄 가열(Joule heating) 방식을 도입했으며, -40°C에서 +85°C 사이의 열 사이클 테스트를 통해 신뢰성을 검증했습니다.

주요 결과

용접부 주변에서 약 160 MPa의 누적 응력이 발생했으며, 이로 인해 약 0.03도의 광학 축 각도 편차가 확인되었습니다. 이는 광 출력의 약 40% 손실을 유발할 수 있는 수준입니다. 레이저 에너지의 20% 변동은 응력 변화를 일으키지만, 클램프 힘의 변화는 정렬에 미치는 영향이 미미한 것으로 나타났습니다.

산업적 활용 가능성

버터플라이 패키지 레이저 모듈의 설계 최적화, 광전자 부품의 신뢰성 평가 및 인증, 제조 라인에서의 Nd:YAG 레이저 용접 파라미터 최적화에 적용 가능합니다.

한계와 유의점

Kovar 합금의 정확한 응고 잠열 데이터를 확보하는 데 어려움이 있으며, 모델은 결합 필드 요소에 대해 선형 재료 거동을 가정합니다. 또한 벌크 결함이 응력 완화에 미치는 영향에 대한 추가 연구가 필요합니다.


논문 상세 정보

1. 개요

  • Title: Laser welding process: Characteristics and finite element method simulations
  • Author: Yannick Deshayes
  • Year: 2010
  • Journal: Laser Welding
  • DOI/Link: http://www.intechopen.com/books/laser-welding/laser-welding-process-characteristics-and-fem-simulations

2. 초록

광전자 부품 패키징 전문 지식은 광학적, 기계적, 전기적 문제를 동일한 방식으로 해결할 것을 요구합니다.

본 연구의 목적은 메인 서브 어셈블리 레이저 서브마운트의 Nd:YAG 크리스탈 레이저 용접에 의해 유도된 송신기 레이저 모듈의 열역학적 응력과 변형을 유한요소법(FEM)을 사용하여 3차원 시뮬레이션으로 제시하는 것입니다.

비선형 FEM 계산 결과, 레이저 용접 공정은 레이저 다이오드를 지지하는 레이저 용접 구역 주변에 높은 수준의 변형을 유도할 수 있으며, 이는 광학 축 이동과 그에 따른 광 출력의 점진적인 저하를 초래합니다.

전형적인 응력은 약 160 MPa이며, Nd:YAG 레이저 빔의 에너지 레벨 분산에 따라 약 5 MPa의 편차가 발생합니다.

기술 어셈블리의 견고성을 추정하기 위해 열 사이클(-40°C/+85°C VRT)이 사용되었습니다.

3. 방법론

FEM 모델 구축: 7,526개의 요소와 11,803개의 노드로 구성된 3차원 사면체 다중물리 전송 요소를 사용하여 모델을 최적화했습니다. 재료의 비선형 온도 의존성을 고려한 과도 상태 시뮬레이션을 수행했습니다.

레이저 용접 공정 모델링: 레이저 빔의 가우시안 공간 분포를 모사하기 위해 전기-열 상사성을 이용한 줄 가열 방식을 적용했습니다. 2.5 ms의 펄스 지속 시간 동안 인가된 전위(V_LAS)를 통해 레이저 펄스 에너지(E_LAS)를 시뮬레이션했습니다. 관련 수식은 ΔH = (V_LAS^2 / R) * Δt = m * C_p * ΔT + m * L_f 입니다.

노화 테스트 분석: 1550 nm InGaAsP/InP 레이저 모듈 9개를 대상으로 -40°C에서 +85°C 범위에서 500회의 열 사이클을 수행했습니다. 광 출력의 10% 드리프트를 고장 기준으로 설정하여 기술적 견고성을 평가했습니다.

4. 결과 및 분석

열역학적 시뮬레이션 결과: 레이저 용접 후 레이저 플랫폼의 기둥 베이스에서 약 55 MPa의 유효 폰 미세스(Von Mises) 잔류 응력이 계산되었으며, 용접 구역에서는 최대 160 MPa의 누적 응력과 0.05%의 최대 변형률이 관찰되었습니다.

광학적 오정렬 평가: 잔류 응력으로 인한 광학 축의 각도 편차는 약 0.03도로 평가되었습니다. 0.02도의 각도 편차만으로도 40%의 광 출력 손실이 발생할 수 있음을 고려할 때 이는 매우 유의미한 수치입니다.

공정 분산의 영향: 레이저 에너지(±20%)와 클램프 힘(±20%)의 변화를 분석한 결과, 클램프 힘의 영향은 무시할 수 있는 수준이었으나, 레이저 에너지가 높을수록 응력은 증가하지만 오히려 광학적 편차는 감소하는 경향을 보였습니다.

Fig. 17 Bulk defects formatio
Fig. 17 Bulk defects formatio

5. 그림 및 표 목록 (Figure and Table List)

  • Figure 2: 가우시안 전파를 위한 횡단 구조의 기하학적 형상. 용융 구역과 열 영향부(HAZ)를 포함한 용접부의 SEM 이미지를 보여주며, 빔 웨이스트 ω0 = 200 µm를 식별합니다.
  • Table 1: 온도에 따른 서브 어셈블리 1에 사용된 Kovar 재료의 물리적 특성값. 27°C, 600°C, 1200°C에서의 열팽창계수(CTE), 영률, 항복 강도, 포아송 비, 열전도율 및 비열 데이터를 제공합니다.
  • Figure 15: 1550 nm InGaAsP/InP 레이저 모듈의 노화 테스트 결과. 500회 열 사이클 동안 9개 모듈의 광 출력 드리프트를 플롯하여 갑작스러운 하락과 점진적 드리프트 등 다양한 고장 모드를 보여줍니다.
  • Figure 16: Nd:YAG 레이저 에너지에 따른 광학 각도 편차 및 누적 응력. 정규화된 레이저 에너지와 각도 편차 및 응력 간의 상관관계를 보여주며, 에너지가 높을수록 응력은 증가하지만 편차는 감소함을 나타냅니다.

6. 참고문헌

  • Deshayes and al. (2003). Three-dimensional FEM simulations of thermomechanical stresses in 1.55 µm laser modules, Microelectronics Reliability, 43, 7, pp. 1125-1136.
  • Sherry and al. (1996). High performance optoelectronic packaging for 2.5 and 10 Gb/s Laser modules, Proceeding of Electronic Components and Technology Conference, pp. 620-627.

기술 Q&A (Technical Q&A)

Q: 본 연구에서 보고된 레이저 용접 구역의 전형적인 잔류 응력 수준은 어느 정도입니까?

연구 결과에 따르면 용접 구역에서 발생하는 누적 응력은 약 160 MPa에 달합니다. 레이저 빔의 에너지 레벨 분산에 따라 약 5 MPa 정도의 응력 드리프트가 발생할 수 있으며, 이러한 높은 응력 수준은 광학 축의 이동을 유발하는 주요 원인이 됩니다.

Q: FEM 모델에서 레이저 열 유속을 시뮬레이션하기 위해 어떤 방법론을 사용했습니까?

본 연구에서는 전기-열 상사성(Electro-thermal analogy)을 사용했습니다. 레이저 빔 강도의 가우시안 공간 분포를 모사하기 위해 줄 가열(Joule heating) 방식을 도입하였으며, 특정 전위(V_LAS)를 인가하여 레이저 펄스 에너지와 지속 시간을 열적 에너지로 변환하여 계산에 적용했습니다.

Q: 레이저 용접 후 계산된 광학 축의 각도 편차는 얼마이며, 이것이 광 출력에 미치는 영향은 무엇입니까?

시뮬레이션 결과 레이저 용접 후 약 0.03도의 각도 편차가 발생하는 것으로 나타났습니다. 논문에서는 단 0.02도의 각도 편차만으로도 광 출력의 약 40%가 손실될 수 있다고 지적하며, 0.03도의 편차는 장치 성능에 치명적인 영향을 줄 수 있음을 시사합니다.

Q: 레이저 에너지의 변화가 응력과 광학적 편차에 미치는 상관관계는 어떠합니까?

레이저 에너지가 증가함에 따라 용접부의 누적 응력은 증가하는 경향을 보입니다. 그러나 흥미롭게도 광학적 각도 편차는 에너지가 높을수록 오히려 감소하는 것으로 나타났는데, 이는 높은 에너지가 더 균일한 용융 풀을 형성하거나 특정 구조적 안정성을 제공하기 때문으로 해석됩니다.

Q: 클램프 힘(Clamp force)의 변동이 광학적 정렬에 미치는 영향은 어떠합니까?

연구에서는 클램프 힘을 ±20% 범위에서 변화시키며 분석을 수행했습니다. 그 결과 클램프 힘의 변화로 인한 각도 편차는 10^-5도 미만으로 나타나, 실제 제조 공정에서 클램프 힘의 분산이 광학적 오정렬에 미치는 영향은 무시할 수 있는 수준임이 확인되었습니다.

Q: 열 사이클 테스트의 조건과 고장 기준은 무엇입니까?

기술적 어셈블리의 견고성을 평가하기 위해 -40°C에서 +85°C 사이의 온도 범위에서 500회의 열 사이클(VRT)을 수행했습니다. 고장 기준은 광 출력 효율의 10% 드리프트로 설정되었으며, 실험을 통해 시뮬레이션 결과와 실제 노화 거동 간의 상관관계를 분석했습니다.

결론

서브 어셈블리의 레이저 용접 공정은 최대 160 MPa의 잔류 응력과 0.03도의 광학적 오정렬을 유발하는 매우 민감한 공정입니다. 본 연구에서 제안된 전기-열 상사성을 이용한 FEM 시뮬레이션은 이러한 복잡한 열역학적 거동을 효과적으로 예측하고 시각화할 수 있음을 입증했습니다.

공정 최적화를 위해서는 약 1.5×10^5 W/cm^2 수준의 레이저 전력 밀도를 유지하고 패키지 구조를 개선하여 오정렬을 최소화해야 합니다. 본 연구의 결과는 고신뢰성 광전자 부품의 제조 공정 설계 및 장기 수명 예측을 위한 중요한 엔지니어링 가이드라인을 제공합니다.


출처 정보 (Source Information)

Citation: Yannick Deshayes (2010). Laser welding process: Characteristics and finite element method simulations. Laser Welding.

DOI/Link: http://www.intechopen.com/books/laser-welding/laser-welding-process-characteristics-and-fem-simulations

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Taguchi 기반 GRA를 이용한 EN353 합금강의 마찰 용접 공정 매개변수 다목적 최적화

Multi-Objective Optimization in Friction Welding Process Parameters on EN353 Alloy Steel using Taguchi based GRA

마찰 용접은 자동차 및 제조 산업에서 부품의 무결성을 보장하기 위해 널리 사용되는 고체 상태 접합 기술입니다. 본 연구는 엔진 밸브, 펌프 샤프트, 피스톤 로드 등에 광범위하게 사용되는 EN353 합금강의 마찰 용접 공정을 최적화하는 데 중점을 둡니다. 주요 공정 매개변수인 가열 압력(HP), 가열 시간(HT), 업셋 압력(UP), 업셋 시간(UT)이 축 단축량(Axial Shortening), 경도(Hardness), 용접 온도(Temperature)에 미치는 영향을 분석합니다. 연구의 핵심 기여는 Taguchi L27 직교 배열표와 회색 관계 분석(Grey Relational Analysis, GRA)을 결합하여 상충되는 여러 응답 변수를 동시에 최적화하는 것입니다. 이를 통해 개별 특성뿐만 아니라 전체적인 접합 품질을 향상시킬 수 있는 최적의 조합을 도출합니다. 실험적 데이터는 분산 분석(ANOVA)을 통해 각 요인의 기여도를 정량적으로 평가하여 공정의 신뢰성을 높였습니다. 본 연구 결과는 실제 제조 현장에서 마찰 용접 공정 설계 시 시행착오를 줄이고 생산 효율성을 높이는 데 중요한 지침을 제공합니다. 또한, EN353 합금강의 기계적 및 열적 특성 변화를 심도 있게 다루어 학술적 가치와 실용적 가치를 동시에 확보하였습니다.

메타데이터 및 키워드

Figure 1 Test materials after welding 3 RESULTS AND DISCUSSION The findings of different
Figure 1 Test materials after welding 3 RESULTS AND DISCUSSION The findings of different

논문 메타데이터

  • Industry: 자동차 및 제조업
  • Material: EN353 합금강
  • Process: 연속 구동 마찰 용접
  • System: KUKA 연속 구동 마찰 용접기
  • Objective: 축 단축량, 경도 및 온도를 위한 공정 매개변수의 다목적 최적화

핵심 키워드

  • 실험 계획법(DOE)
  • 마찰 용접 매개변수
  • 기계적 성질
  • 최적화 방법
  • 출력 응답
  • 용접 절차

핵심 요약

연구 구조

Taguchi L27 직교 배열표를 사용하여 실험을 설계하고, 회색 관계 분석(GRA)을 통해 다목적 최적화를 수행하는 구조로 설계되었습니다.

방법 개요

4가지 입력 요인(가열 압력, 가열 시간, 업셋 압력, 업셋 시간)을 각각 3수준으로 설정하여 실험을 수행하고, ANOVA를 통해 각 요인의 통계적 유의성을 검증했습니다.

주요 결과

다목적 최적화 결과, 업셋 시간(UT)이 37.58%로 가장 큰 기여도를 보였으며, 최적 조건(HP 25 bar, HT 7 s, UP 29 bar, UT 3 s)에서 축 단축량 15mm, 경도 96.69 RHN, 온도 458.5 °C의 우수한 결과를 달성했습니다.

산업적 활용 가능성

엔진 밸브, 펌프 샤프트, 피스톤 로드와 같은 자동차 핵심 부품의 마찰 용접 공정 설계 및 품질 관리에 직접 적용 가능합니다.

한계와 유의점

본 연구는 동일 재질(EN353-EN353) 접합에 국한되며, SEM 분석, 피로 시험, 굽힘 시험 등 추가적인 미세구조 및 내구성 평가는 본 연구 범위에 포함되지 않았습니다.


논문 상세 정보

1. 개요

  • Title: Multi-Objective Optimization in Friction Welding Process Parameters on EN353 Alloy Steel using Taguchi based GRA
  • Author: Karthikeyan S., Baskar N., Ganesan M.
  • Year: 2022
  • Journal: Technical Gazette
  • DOI/Link: https://doi.org/10.17559/TV-20210907113625

2. 초록

본 연구에서는 연속 구동 마찰 용접 공정에서 입력 요인을 변화시켜 유사 재료를 접합하는 연구를 수행하였다.

연구의 목적은 마찰 용접 입력 공정 매개변수에서 최적의 솔루션을 찾는 것이다.

여러 유형의 용접 공정 중에서 마찰 용접은 우수한 금속 접합부를 형성한다.

본 재료 접합 실습에서 고려된 공정 요인은 업셋 시간(UT), 가열 시간(HT), 가열 압력(HP), 업셋 압력(UP), 화학 성분 및 재료의 치수이다.

마찰 접합부는 더 나은 기계적 성질을 제공하므로 연구자들에게 매력적인 분야이다.

여기서 EN353은 자동차 및 제조 분야에서 광범위하게 사용되기 때문에 시편으로 사용되었다.

축 단축량, 경도 시험 및 용접 중 온도를 평가, 비교하고 L27 직교 배열표를 사용한 Taguchi 실험 계획법(DoE) 체계와 회색 관계 분석(GRA)을 사용하여 최적화하였다.

3. 방법론

실험 계획법 (DOE): 4개 요인과 3개 수준을 가진 Taguchi L27 직교 배열표를 채택하였습니다. 가열 압력(12, 19, 25 bar), 가열 시간(3, 5, 7 s), 업셋 압력(22, 29, 35 bar), 업셋 시간(3, 5, 7 s)을 변수로 설정하고 회전 속도는 1500 rpm으로 고정하여 실험을 진행했습니다.

회색 관계 분석 (GRA): 여러 응답 변수를 단일 회색 관계 등급(GRG)으로 변환하여 다목적 최적화를 수행했습니다. 축 단축량, 경도, 온도에 대해 ‘망대 특성(Larger is better)’을 선택하여 정규화된 값을 계산하고 최적의 공정 조합을 도출했습니다.

분산 분석 (ANOVA): 각 입력 요인이 출력 응답에 미치는 기여도와 유의성을 결정하기 위해 수행되었습니다. P-값이 0.05 미만인 경우 해당 요인이 통계적으로 유의미함을 나타내며, 각 요인의 백분율 기여도를 산출하여 영향력을 평가했습니다.

4. 결과 및 분석

축 단축량 최적화: 가열 시간(HT)이 71.8684%의 기여도로 축 단축량에 가장 지배적인 영향을 미치는 요인으로 나타났습니다. 최적 매개변수는 HP 25 bar, HT 7 s, UP 35 bar, UT 5 s로 확인되었습니다.

경도 최적화: 가열 시간(HT)이 42.2997%의 기여도로 경도에 가장 큰 영향을 미치는 요인입니다. 경도 향상을 위한 최적 조건은 HP 12 bar, HT 3 s, UP 29 bar, UT 3 s입니다.

온도 최적화: 가열 압력(HP)이 59.2247%의 기여도를 기록하며 계면 온도 형성에 가장 지배적인 역할을 합니다. 최적 조건은 HP 25 bar, HT 7 s, UP 29 bar, UT 3 s로 나타났습니다.

다목적 최적화 (GRA): 전체적인 다목적 최적화에서는 업셋 시간(UT)이 37.58%로 가장 중요한 역할을 수행합니다. 최종 도출된 최적 조합은 HP 25 bar, HT 7 s, UP 29 bar, UT 3 s이며, 확인 시험 결과 축 단축량 15mm, 경도 96.69 RHN, 온도 458.5 °C를 기록했습니다.

Figure 2: 축 단축량 - 주효과도. 각 입력 매개변수 수준이 축 단축량의 S/N 비에 미치는 영향을 시각적으로 나타냅니다.
Figure 2: 축 단축량 – 주효과도. 각 입력 매개변수 수준이 축 단축량의 S/N 비에 미치는 영향을 시각적으로 나타냅니다.

5. 그림 및 표 목록 (Figure and Table List)

  • Table 1: 마찰 용접 공정 요인. Taguchi L27 배열에 사용된 입력 매개변수와 3단계 수준을 정의합니다.
  • Table 3: 축 단축량, 경도 및 온도에 대한 조사 결과. 각 응답에 대한 S/N 비를 포함하여 27회 실험의 원시 데이터를 제공합니다.
  • Figure 2: 축 단축량 – 주효과도. 각 입력 매개변수 수준이 축 단축량의 S/N 비에 미치는 영향을 시각적으로 나타냅니다.
  • Figure 5: GRG – 주효과도. 회색 관계 등급을 기반으로 다목적 최적화를 위한 최적 수준을 보여줍니다.
  • Table 12: GRG – 분산 분석표. 다목적 회색 관계 등급에 대한 각 요인의 기여도 백분율을 정량화합니다.

6. 참고문헌

  • Peng, L., Su, C., Honggang, D., Hua, J., Yongbing, L., Xin, G., Guoshun, Y., Xiaosheng, Z., & Xinliang, H. (2020). Interfacial microstructure and mechanical properties of dissimilar aluminium/steel joint fabricated via refilled friction stir spot welding. Journal of Manufacturing Processes, 49, 385-396. https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2019.09.047
  • Kannan, T. T. M., Vijaya K. P., Ganesan, M., & Pulidthevan, A. (2017). Evaluation of axial shortening of friction welded joints of EN-24 and ETP-copper cylindrical rounds using DOE concept. Journal of Manufacturing Engineering, 12, 33-36.

기술 Q&A (Technical Q&A)

Q: EN353 합금강의 다목적 최적화를 위한 최적의 마찰 용접 매개변수는 무엇입니까?

본 연구의 결론 및 GRA 분석 결과에 따르면, 다목적 응답을 위한 최적의 조합은 가열 압력(HP) 25 bar, 업셋 시간(UT) 3초, 가열 시간(HT) 7초, 업셋 압력(UP) 29 bar입니다.

Q: 축 단축량에 가장 큰 영향을 미치는 요인과 그 기여도는 얼마입니까?

ANOVA 결과(Table 5)에 따르면, 가열 시간(HT)이 71.8684%의 기여도로 축 단축량에 가장 지배적인 영향을 미치는 것으로 확인되었습니다.

Q: 다목적 최적화(GRG)에서 업셋 시간(UT)의 중요성은 어느 정도입니까?

GRG ANOVA(Table 12)에 따르면, 업셋 시간(UT)은 37.58%의 기여도로 다목적 최적화에서 가장 중요한 요인으로 분류되었으며 응답표에서 1위를 차지했습니다.

Q: 용접 계면 온도에 가장 큰 영향을 미치는 공정 변수는 무엇입니까?

가열 압력(HP)이 59.2247%의 기여도를 기록하며 계면 온도 형성에 가장 지배적인 역할을 하는 것으로 나타났습니다.

Q: 본 연구에서 사용된 실험 설계 및 분석 방법론은 무엇입니까?

본 연구는 4개 요인과 3개 수준을 고려한 Taguchi L27 직교 배열표를 사용하여 실험을 설계했으며, 다목적 최적화를 위해 회색 관계 분석(GRA)과 분산 분석(ANOVA)을 병행했습니다.

Q: 경도 최적화를 위해 권장되는 가열 시간과 가열 압력은 얼마입니까?

경도 단일 응답 최적화 결과에 따르면, 가열 압력(HP) 12 bar와 가열 시간(HT) 3초가 권장되는 조건입니다.

결론

본 연구는 Taguchi 기반의 GRA 기법을 활용하여 EN353 합금강의 마찰 용접 매개변수를 성공적으로 최적화하였습니다. 개별 응답 분석 결과, 축 단축량과 경도에는 가열 시간(HT)이, 온도에는 가열 압력(HP)이 가장 큰 영향을 미치는 것으로 나타났습니다. 그러나 다목적 최적화 관점에서는 업셋 시간(UT)이 가장 핵심적인 요인으로 작용함을 확인하였습니다.

최종적으로 도출된 최적 매개변수 조합(HP 25 bar, UT 3 s, HT 7 s, UP 29 bar)은 실제 산업 현장에서 고품질의 EN353 접합부를 생산하는 데 기여할 수 있습니다. 다만, 본 연구는 동일 재질 접합에 한정되어 있으며, 향후 미세구조 분석 및 피로 수명 평가와 같은 추가적인 검증 연구가 병행된다면 공정의 신뢰성을 더욱 높일 수 있을 것입니다.


출처 정보 (Source Information)

Citation: Karthikeyan S., Baskar N., Ganesan M. (2022). Multi-Objective Optimization in Friction Welding Process Parameters on EN353 Alloy Steel using Taguchi based GRA. Technical Gazette.

DOI/Link: https://doi.org/10.17559/TV-20210907113625 2. 초록 본 연구에서는 연속 구동 마찰 용접 공정에서 입력 요인을 변화시켜 유사 재료를 접합하는 연구를 수행하였다.

Technical Review Resources for Engineers:

원문 논문 보기 (PDF)
기술 검토 및 적용 가능성 문의

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FEM을 이용한 오스테나이트계 및 듀플렉스 스테인리스강의 TIG 용접 변형 비교 분석

Comparative analysis of TIG welding distortions between Austenitic and Duplex Stainless Steels by FEM

본 보고서는 오스테나이트계와 듀플렉스 스테인리스강의 TIG 용접 시 발생하는 열 변형을 유한요소법(FEM)을 통해 수치적으로 모델링하고 실험적으로 검증한 연구 결과를 담고 있습니다. 소재의 열물리적 특성 차이가 최종 변형 형상에 미치는 영향을 정밀하게 분석하여 용접 구조물의 설계 및 제작 공정 최적화를 위한 기술적 근거를 제시합니다.

Fig. 8 Comparison between experimental th (righ
Fig. 8 Comparison between experimental th (righ

Paper Metadata

  • Industry: 용접 및 제조 공학
  • Material: 오스테나이트계(EN-1.4404) 및 듀플렉스(EN-1.4462) 스테인리스강
  • Process: TIG 용접 (Tungsten Inert Gas Welding)

Keywords

  • 용접 공정
  • 변형
  • 모델링
  • FEM
  • 온도 의존성 물성
  • 듀플렉스 스테인리스강
  • 오스테나이트계 스테인리스강

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 3차원 비선형 비연계 열-기계 해석 프레임워크를 기반으로 설계되었습니다. 용접 공정의 복잡한 물리 현상을 모사하기 위해 ANSYS 소프트웨어를 활용하였으며, 용가재의 추가를 시뮬레이션하기 위해 ‘Birth and Death’ 기법을 적용하여 용접 토치의 이동 경로에 따라 요소를 순차적으로 활성화하였습니다. 아크 입열은 체적 열유속 분포 함수를 통해 모델링되었으며, 대변형 효과를 고려하기 위해 가상 일의 원리에 기반한 비선형 평형 방정식을 도입하였습니다.

실험적 검증을 위해 300x200x3mm 크기의 스테인리스강 판재를 사용한 실규모 용접 테스트를 수행하였습니다. 열 해석의 타당성을 검증하기 위해 FLIR 적외선 열화상 카메라를 사용하여 용접 중 온도장을 측정하였으며, 최종 변형량은 DEA Global 3차원 측정기(CMM)를 통해 9개 주요 지점에서 정밀하게 측정되었습니다. 이러한 실험 데이터는 수치 모델의 정확도를 높이고 해석 결과의 신뢰성을 확보하는 기초 자료로 활용되었습니다.

Key Findings

수치 해석 결과, 듀플렉스 스테인리스강은 오스테나이트계 강에 비해 열전도율이 약 1.5배 높고 열팽창 계수는 낮아 국부적인 열응력 집중이 완화되는 경향을 보였습니다. 특히 두 재료는 유사한 용접 조건에서도 서로 반대 방향의 변형 모드를 나타내는 독특한 특성이 확인되었습니다. 오스테나이트계 강은 상향 굽힘 변형을 보이는 반면, 듀플렉스강은 하향 굽힘 변형을 나타내어 재료 물성이 변형 방향을 결정하는 핵심 변수임을 입증하였습니다.

정량적 분석에서 수치 모델은 실험 측정값과 매우 높은 일치도를 보였으며, 최대 수직 변형량의 오차 범위는 허용 수준 내에 머물렀습니다. Cut-off 온도를 용융 온도의 약 2/3 지점(듀플렉스 1,173 K, 오스테나이트 1,073 K)으로 설정했을 때 계산 효율과 정확도가 최적화됨을 확인하였습니다. 이러한 결과는 수치 해석 모델이 스테인리스강의 종류에 따른 복잡한 용접 변형 거동을 정밀하게 예측할 수 있음을 시사합니다.

Industrial Applications

본 연구에서 개발된 수치 모델링 기법은 대형 용접 구조물의 제작 전 단계에서 변형량을 미리 예측하여 정밀한 치수 제어를 가능하게 합니다. 특히 듀플렉스강과 같이 고가의 특수 소재를 사용하는 화학 및 석유화학 플랜트 설비 제작 시, 시행착오를 줄이고 용접 순서나 구속 조건을 최적화함으로써 생산 비용을 절감할 수 있습니다. 이는 구조적 안정성을 확보하면서도 후공정에서의 교정 작업을 최소화하는 데 기여합니다.

또한, 본 모델은 잔류 응력 분포를 정량적으로 제시함으로써 용접부의 피로 수명 예측 및 응력 부식 균열(SCC) 방지를 위한 설계 지침으로 활용될 수 있습니다. 다양한 스테인리스강 재료에 대한 데이터베이스를 구축하고 이를 해석 모델에 반영함으로써, 신소재 도입 시 용접 공정 설계의 유연성을 높일 수 있습니다. 이는 고품질 용접 구조물 제조를 위한 엔지니어링 의사결정 지원 도구로서 실질적인 가치를 제공합니다.


Theoretical Background

비연계 열-기계 해석 (Uncoupled Thermal-Mechanical Analysis)

용접 공정의 수치 시뮬레이션에서 비연계 해석 방식은 계산 효율성을 극대화하기 위해 널리 사용됩니다. 이 방식은 용접 시 발생하는 기계적 가공 에너지가 아크에 의한 열 에너지에 비해 무시할 수 있을 정도로 작다는 가정을 전제로 합니다. 먼저 과도 열 해석을 수행하여 전체 시간 단계에 대한 온도 분포 이력을 계산하고 저장합니다. 이후 저장된 온도 데이터를 기계적 해석의 하중 조건으로 입력하여 열팽창에 의한 응력과 변형을 산출합니다. 이러한 단계적 접근은 열적 현상과 구조적 응답 간의 상호작용을 단순화하면서도 실용적인 정확도를 제공합니다. 본 연구에서는 이를 통해 복잡한 비선형 문제를 효과적으로 해결하였습니다. 특히 대규모 구조물 해석 시 계산 자원을 효율적으로 배분할 수 있는 장점이 있습니다.

Birth and Death 기법

용접 공정 중 용가재가 용융지에 추가되는 물리적 과정을 수치적으로 모사하기 위해 ‘Birth and Death’ 기법이 사용됩니다. 해석 초기 단계에서는 용착 예정인 모든 유한 요소의 강성을 매우 작은 값(예: 1.0×10^-6 배)으로 곱하여 시스템에서 실질적으로 제거된 상태(Death)로 설정합니다. 용접 토치가 실제 이동 속도에 맞춰 해당 위치를 통과할 때, 관련 요소들을 순차적으로 활성화(Birth)하여 원래의 재료 물성을 회복시킵니다. 이 과정에서 새로 활성화된 요소에는 아크 입열 하중이 적용되며, 현재 온도와 기준 온도 사이의 열 변형이 계산되기 시작합니다. 이 기법은 용접 비드의 형성과 질량 추가 효과를 시간 흐름에 따라 정확하게 반영할 수 있게 해줍니다. 이를 통해 실제 용접 공정의 동적인 특성을 수치 모델에 충실히 구현할 수 있습니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험은 300x200x3mm 크기의 오스테나이트계(EN-1.4404) 및 듀플렉스(EN-1.4462) 스테인리스강 판재를 대상으로 수행되었습니다. TIG 용접 공정 매개변수는 각 재료의 특성에 맞춰 설정되었으며, 듀플렉스강은 180A 전류와 23V 전압, 오스테나이트계 강은 115A 전류와 13V 전압 조건에서 용접되었습니다. 용접 속도는 듀플렉스강의 경우 1.67×10^-3 m/s, 오스테나이트계 강은 4.8×10^-3 m/s로 제어되었습니다. 실험 중 온도 이력은 FLIR 적외선 열화상 카메라를 통해 실시간으로 기록되었습니다.

수치 해석 모델은 실험과 동일한 기하학적 형상을 8절점 브릭 요소로 격자화하여 구성하였습니다. 열 해석에는 SOLID70 요소를, 구조 해석에는 SOLID185 요소를 사용하였으며, 용접부 주변은 정밀한 해석을 위해 조밀한 격자를 배치하였습니다. 재료 물성은 온도에 따른 비열, 열전도율, 항복 강도, 열팽창 계수 등을 반영한 비선형 데이터 시트를 적용하였습니다. 특히 용융지 내부의 유동 효과를 간접적으로 모사하기 위해 용융 온도 이상의 열전도율을 상온 대비 3배로 설정하였습니다.

최종 변형량 측정은 용접이 완료되고 상온으로 냉각된 후 3차원 측정기(CMM)를 사용하여 수행되었습니다. 판재의 9개 특정 지점을 측정 포인트로 선정하여 수직 방향 변형량(Vertical Displacement)을 정밀하게 산출하였습니다. 이러한 측정 데이터는 FEM 해석 결과와 직접 비교되어 모델의 정확도를 검증하는 지표로 사용되었습니다. 실험 환경은 외부 기류의 영향을 최소화하도록 통제된 상태에서 진행되었습니다.

Visual Data Summary

열화상 카메라로 촬영된 온도 분포와 FEM 해석을 통해 도출된 온도장은 시간 단계별로 매우 높은 일치도를 보였습니다. 용접 토치가 통과하는 중심부의 최고 온도와 주변부로의 열 확산 양상이 수치적으로 정확하게 재현되었습니다. 변형 형상 시각화 데이터에서는 두 재료 간의 뚜렷한 차이가 관찰되었습니다. 오스테나이트계 강은 용접부 방향으로 굽어지는 양(+)의 각변형을 보인 반면, 듀플렉스강은 반대 방향으로 굽어지는 음(-)의 각변형 모드를 나타냈습니다. 이러한 시각적 데이터는 재료의 열물리적 특성이 변형의 방향성을 결정짓는 핵심 요소임을 명확히 보여줍니다.

Variable Correlation Analysis

본 연구에서는 Cut-off 온도의 변화가 수치 해석의 수렴성과 변형량 예측 정확도에 미치는 상관관계를 분석하였습니다. Cut-off 온도가 너무 높게 설정될 경우, 고온 영역에서 재료의 강성이 급격히 저하되어 수치적 불안정성과 과도한 변형 오류가 발생함을 확인하였습니다. 반대로 너무 낮게 설정되면 열 변형 효과가 충분히 반영되지 않아 예측 정확도가 떨어지는 경향을 보였습니다. 분석 결과, 용융 온도의 약 2/3 수준에서 최적의 수렴성과 정확도가 확보되었습니다.

재료 물성과 변형 모드 사이의 상관관계 분석에서는 열전도율과 열팽창 계수의 조합이 변형 방향에 결정적인 영향을 미침을 규명하였습니다. 듀플렉스강의 높은 열전도율은 온도 구배를 완화시키고, 낮은 열팽창 계수는 전체적인 팽창 및 수축량을 줄여 오스테나이트계 강과는 상이한 응력 분포를 형성합니다. 이러한 물리적 변수들의 상호작용은 최종적으로 판재의 종방향 및 횡방향 굽힘 모드를 결정짓는 주요 원인으로 작용합니다. 이는 소재 선정 단계에서 용접 변형을 예측하는 데 중요한 지표가 됩니다.

시간 증분(Time step)과 해석 정밀도 사이의 관계 또한 고찰되었습니다. 가열 단계에서는 급격한 온도 변화를 포착하기 위해 짧은 시간 증분을 사용하고, 냉각 단계에서는 계산 효율을 위해 긴 시간 증분을 적용하는 전략이 유효함을 입증하였습니다. 이러한 적응형 시간 증분 기법은 해석의 정확도를 유지하면서도 전체 계산 시간을 획기적으로 단축시키는 결과를 가져왔습니다. 이는 복잡한 용접 공정의 수치 해석 모델링에서 필수적인 최적화 요소입니다.


Paper Details

Comparative analysis of TIG welding distortions between Austenitic and Duplex Stainless Steels by FEM

1. Overview

  • Title: Comparative analysis of TIG welding distortions between Austenitic and Duplex Stainless Steels by FEM
  • Author: J.J. del Coz Díaz, P. Menéndez Rodríguez, P.J. García Nieto, D. Castro-Fresno
  • Year: 2010
  • Journal: Applied Thermal Engineering

2. Abstract

이 연구에서는 두 가지 다른 스테인리스강 시편의 TIG(Tungsten Inert Gas) 용접 공정에서 열응력 해석을 수행하여 변형 모드와 크기를 비교하였다. 듀플렉스 계열과 같은 비전통적인 스테인리스강의 사용이 증가함에 따라 용접 공정 중 재료 특성이 어떻게 변화하는지에 대한 불확실성이 존재한다. 적절한 용접 수치 모델을 개발하기 위해 저자들은 용접 공정 매개변수, 기하학적 구속 조건, 재료의 비선형성 및 열적·구조적 물리 현상을 고려해야 한다. 이러한 관점에서 네 가지 전제가 고려되었다. 첫째, 용착 용접에 해당하는 모든 유한 요소를 비활성화한 후 토치의 이동에 따라 재활성화하여 용가재의 용융지 유입을 모사하였다. 둘째, TIG 토치의 이동은 일정한 용접 속도를 가정하여 불연속적인 방식으로 모델링되었다. 셋째, 아크 입열은 체적 열유속 분포 함수를 사용하여 용접 구역에 적용되었다. 넷째, 구조적 응답의 진화는 단계별 비선형 연계 해석을 통해 다루어졌다. 수치 시뮬레이션은 스테인리스강 판재에 대한 실규모 실험 용접 테스트를 통해 검증되었다. 마지막으로 본 연구의 결과와 결론이 제시되었다.

3. Methodology

3.1. 열 해석 모델링: 3차원 비선형 과도 열전도 방정식을 기반으로 용접 및 냉각 과정 중의 전체 온도 이력을 계산함. 대류 및 복사 손실을 경계 조건으로 고려하였으며, 용융지 내 잠열 효과를 엔탈피 법으로 반영함.
3.2. 기계적 해석 모델링: 열 해석에서 얻은 온도 데이터를 하중으로 사용하여 탄소성 응력 해석을 수행함. Von Mises 항복 조건과 등방성 경화 모델을 적용하여 재료의 비선형 거동을 모사함.
3.3. 수치적 최적화 및 검증: 계산 효율을 위해 가열 및 냉각 단계별로 시간 증분을 차등화하고 Cut-off 온도를 설정함. 적외선 열화상 카메라와 3차원 측정기(CMM)를 사용하여 해석 결과의 타당성을 실험적으로 검증함.

4. Key Results

수치 해석 결과, 듀플렉스강과 오스테나이트계 강은 유사한 입열 조건에서도 서로 반대되는 변형 모드를 나타냈습니다. 오스테나이트계 강은 상향 각변형을 보인 반면, 듀플렉스강은 하향 각변형을 나타내어 재료의 열물리적 특성이 변형 방향에 결정적인 영향을 미침을 확인하였습니다. 실험 측정값과 FEM 해석 결과 사이의 오차는 매우 작았으며, 특히 수직 변형량 분포에서 높은 일치도를 보였습니다. Cut-off 온도를 용융 온도의 약 2/3 지점으로 설정했을 때 수치적 수렴성과 정확도가 최적화되었습니다. 듀플렉스강의 높은 열전도율과 낮은 열팽창 계수가 국부 열응력을 완화시키는 주요 요인으로 분석되었습니다. 본 연구에서 제안된 비연계 해석 모델은 스테인리스강 용접 구조물의 변형 예측에 유효한 도구임을 입증하였습니다.

5. Mathematical Models

$$ \lambda(\theta) \left\{ \frac{\partial^2 \theta}{\partial x^2} + \frac{\partial^2 \theta}{\partial y^2} + \frac{\partial^2 \theta}{\partial z^2} \right\} + \dot{Q} = \rho(\theta) C(\theta) \frac{\partial \theta}{\partial t} $$
$$ q_L = q_L^c + q_L^r = \alpha_1 (\theta – \theta_a) + \alpha_2 (\theta – \theta_a) = (\alpha_1 + \alpha_2) (\theta – \theta_a) $$
$$ q_L^r = \epsilon \sigma_{sb} A (\theta^4 – \theta_a^4) = [\epsilon \sigma_{sb} A (\theta^2 + \theta_a^2)(\theta + \theta_a)](\theta – \theta_a) = \alpha_2 (\theta – \theta_a) $$
$$ h(\theta) = \alpha_1 + \alpha_2 = \alpha_1 + \epsilon \sigma_{sb} A (\theta + \theta_a)(\theta^2 + \theta_a^2) $$
$$ \dot{\epsilon}_{ij} = \frac{1+\nu}{E} \dot{\sigma}_{ij} – \frac{\nu}{E} \dot{\sigma}_{kk} \delta_{ij} + \gamma s_{ij} + \left[ \alpha + \frac{\partial \alpha}{\partial \theta} (\theta – \theta_a) \right] \frac{\partial \theta}{\partial t} $$
$$ \Psi(\mathbf{a}) = \int_{\Omega} \bar{B}^T \sigma d\Omega – \mathbf{f} = 0 $$

Fig. 13 Numerical FEM displacement results fo
Fig. 13 Numerical FEM displacement results fo

Figure List

  1. 듀플렉스 및 오스테나이트계 스테인리스강의 열물리적 특성: 비열 및 열전도율
  2. 재료의 기계적 특성: 항복 강도, 인장 강도 및 온도별 응력-변형률 관계
  3. TIG 용접 공정의 요소 Birth and Death 시퀀스
  4. 수치 해석 흐름도
  5. 맞대기 용접의 전체 FEM 모델 및 용착 요소 상세
  6. Cut-off 온도가 CPU 시간 및 최대 수직 변형량에 미치는 영향
  7. 구조 해석을 위한 알고리즘 흐름도
  8. 실험적 열화상 데이터와 수치 해석 온도장의 비교
  9. 3차원 측정기(CMM) 실험 설정 및 측정 지점 상세
  10. 실험적 변형 형상과 수치 해석 결과의 시각적 비교
  11. 결과 비교를 위해 선정된 9개 측정 지점의 기하학적 위치
  12. 두 시편의 9개 지점별 수직 변형 진화 그래프
  13. 시간 단계별 듀플렉스 및 오스테나이트계 강의 수치적 변형 결과
  14. 선택된 지점에서의 수직 변형량 최종 비교: 시뮬레이션 vs 실험

References

  1. S. Azuma, K. Ogawa, Duplex stainless steel excellent in corrosion resistance, Applied Thermal Engineering 18 (6) (1998).
  2. I. Álvarez-Armas, S. Degallaix-Moreuil, Duplex Stainless Steel, Wiley-ISTE, 2009.
  3. A. Capriccioli, P. Frosi, Multipurpose ANSYS FE procedure for welding processes simulation, Fusion Engineering and Design, 84 (2009).
  4. X.K. Zhu, Y.J. Chao, Effects of temperature-dependent material properties on welding simulation, Computers & Structures, 80 (2002).

Technical Q&A

Q: 듀플렉스강과 오스테나이트계 강의 변형 방향이 반대로 나타나는 이유는 무엇인가?

논문에 따르면 두 재료의 열전도율과 열팽창 계수의 차이가 결정적인 역할을 합니다. 듀플렉스강은 오스테나이트계에 비해 열전도율이 높고 열팽창 계수가 낮아 용접부 주변의 온도 구배가 완만하며, 이로 인해 발생하는 국부적인 열응력 분포가 오스테나이트계 강과는 상이하게 형성됩니다. 실험과 해석 모두에서 듀플렉스강은 하향 굽힘을, 오스테나이트계 강은 상향 굽힘을 나타냈으며, 이는 재료 고유의 열물리적 특성이 변형의 방향성(부호)을 결정짓는 핵심 변수임을 입증합니다.

Q: 수치 해석의 효율성을 높이기 위해 어떤 시간 증분(Time step) 전략이 사용되었는가?

가열 단계와 냉각 단계의 물리적 변화 속도 차이를 고려하여 서로 다른 시간 증분을 적용하였습니다. 열 해석의 경우 가열 시 0.15초, 냉각 시 30초를 사용하였으며, 응력 해석의 경우 가열 시 0.2초, 냉각 시 15초를 사용하여 정확도를 유지하면서도 전체 계산 시간을 획기적으로 단축하였습니다. 이러한 차등적 시간 증분 적용을 통해 전체 모델당 평균 274분의 CPU 시간 내에 해석을 완료할 수 있었습니다. 이는 복잡한 비선형 연계 해석 문제를 실용적인 시간 내에 해결하기 위한 필수적인 최적화 기법입니다.

Q: ‘Cut-off’ 온도의 역할과 설정 기준은 무엇인가?

Cut-off 온도는 재료의 강성이 거의 사라지는 고온 영역에서 발생하는 수치적 수렴 문제를 방지하기 위해 설정하는 임계 온도입니다. 이 온도 이상에서는 재료의 강성을 0으로 간주하고 열 변형을 고려하지 않음으로써 불필요한 계산 부하를 줄이고 해석의 안정성을 높입니다. 본 연구에서는 다양한 온도 범위를 테스트한 결과, 용융 온도의 약 2/3 지점(듀플렉스 1,173 K, 오스테나이트 1,073 K)이 계산 효율과 변형량 예측 정확도 사이의 최적 균형점임을 확인하였습니다. 이는 고온 탄소성 해석에서 수렴성을 확보하기 위한 중요한 수치적 파라미터입니다.

Q: 용가재의 추가 과정은 수치적으로 어떻게 구현되었는가?

‘Birth and Death’ 기법을 사용하여 용접 토치의 실제 이동 속도에 맞춰 요소를 활성화함으로써 용가재의 추가를 모사하였습니다. 해석 초기에는 용착부 요소를 비활성화(Death) 상태로 두어 시스템 강성에 영향을 주지 않도록 설정한 후, 토치가 해당 위치를 통과하는 시점에 맞춰 순차적으로 활성화(Birth)합니다. 활성화된 요소에는 즉시 아크 입열 하중이 적용되며, 이때부터 재료의 열물리적 및 기계적 특성이 계산에 반영됩니다. 이 기법은 용접 비드의 형성과 그에 따른 질량 및 에너지 유입 과정을 시간 흐름에 따라 물리적으로 타당하게 재현할 수 있게 합니다.

Q: 해석 모델의 정확도를 검증하기 위해 어떤 실험적 방법이 사용되었는가?

열 해석 검증을 위해 FLIR 적외선 열화상 카메라를 사용하여 용접 중 판재 표면의 온도 분포를 실시간으로 측정하고 FEM 결과와 비교하였습니다. 구조 해석 검증을 위해서는 용접 및 냉각이 완료된 후 DEA Global 3차원 측정기(CMM)를 사용하여 판재의 9개 주요 지점에서 수직 변형량을 정밀하게 측정하였습니다. 열화상 데이터와 CMM 측정값 모두 수치 해석 결과와 높은 일치도를 보였으며, 이를 통해 개발된 비연계 열-기계 해석 모델이 스테인리스강 용접 변형을 예측하는 데 충분한 신뢰성을 갖추었음을 입증하였습니다. 특히 변형의 방향성과 크기 분포가 실험과 해석에서 일관되게 나타났습니다.

Conclusion

본 연구는 FEM 수치 모델링을 통해 오스테나이트계와 듀플렉스 스테인리스강의 TIG 용접 변형 특성을 성공적으로 규명하였습니다. 특히 두 재료가 유사한 입열 조건에서도 상이한 변형 거동을 보인다는 점을 실험적으로 입증하였으며, 이는 재료의 열전도율과 열팽창 계수 차이에 기인함을 물리적으로 설명하였습니다. 제안된 ‘Birth and Death’ 기법과 Cut-off 온도 설정 전략은 용접 공정의 복잡한 비선형 문제를 효율적이고 정확하게 해결할 수 있는 유효한 방법론임을 확인하였습니다.

결론적으로, 개발된 비연계 열-기계 해석 모델은 용접 구조물의 설계 및 제조 단계에서 변형량을 정밀하게 예측하고 제어하는 데 기여할 수 있습니다. 이는 고가의 스테인리스강 소재를 사용하는 산업 현장에서 제작 비용 절감과 품질 향상을 위한 엔지니어링 도구로서 높은 가치를 지닙니다. 향후 본 연구에서 제시된 방법론은 다양한 용접 공정 및 이종 재료 접합 분야로 확장 적용되어 구조적 안정성 확보를 위한 핵심 기술로 활용될 것으로 기대됩니다.



출처 정보 (Source Information)

Citation: J.J. del Coz Díaz, P. Menéndez Rodríguez, P.J. García Nieto, D. Castro-Fresno (2010). Comparative analysis of TIG welding distortions between Austenitic and Duplex Stainless Steels by FEM . Applied Thermal Engineering.

DOI/Link: https://doi.org/10.1016/j.applthermaleng.2010.06.016

Technical Review Resources for Engineers:

원문 논문 보기 (PDF)
기술 검토 및 적용 가능성 문의

This material is for informational purposes only. Unauthorized commercial use is prohibited.

Copyright © 2026 STI C&D. All rights reserved.

Fig. 6 Photographs of indentation for various weld current(Electrode force=4 kgf, weld time=5 ms)

가속도계를 이용한 마이크로스폿용접의 인프로세스 모니터링

가속도계를 이용한 마이크로스폿용접의 인프로세스 모니터링

In-Process Monitoring of Micro Resistance Spot Weld Quality using Accelerometer

본 연구는 IT 기기 및 미세 기계 부품 조립에 널리 사용되는 마이크로 저항 스폿 용접(MRSW)의 품질을 실시간으로 감시하기 위한 시스템 개발을 다룹니다. 미세 가속도계를 활용하여 전극의 미세한 거동을 측정하고, 이를 통해 용접 너겟의 형성 과정을 정밀하게 분석하여 산업 현장에서의 품질 신뢰성을 확보하는 방안을 제시합니다.

Paper Metadata

  • Industry: 마이크로 전자 부품 및 정밀 기계 제조
  • Material: Nickel 200 합금 (두께 0.16 mm)
  • Process: 마이크로 저항 스폿 용접 (MRSW)

Keywords

  • Micro spot welding
  • Accelerometer
  • Dynamic electrode movement
  • Nugget size
  • In-process monitoring
  • Thermal expansion

Executive Summary

Research Architecture

본 연구의 실험 장치는 MSSPOT-2000 마이크로 스폿 용접기와 서보 구동 전극 가압 시스템으로 구성되었습니다. 상부 전극 홀더에 초소형 가속도계(PCB Piezotronics Model 352C65)를 장착하여 용접 중 발생하는 전극의 가속도를 측정하였습니다. 측정된 아날로그 신호는 하드웨어 적분기를 통해 두 번 적분되어 전극의 변위 신호로 변환되었으며, 디지털 저장 오실로스코프를 통해 데이터를 수집하고 분석하는 체계를 구축하였습니다.

Key Findings

실험 결과, 마이크로 스폿 용접에서의 전극 변위는 10μm 미만의 매우 작은 진폭을 보였으나, 가속도계를 통해 이를 성공적으로 검출하였습니다. 용접 전류가 1.4 kA에서 1.6 kA로 증가함에 따라 전극 변위 곡선의 초기 상승률과 최대값이 점진적으로 증가하는 경향을 확인하였습니다. 특히 변위 곡선의 초기 상승률은 너겟의 직경 및 용입 깊이와 높은 상관관계(R² 값 기준 유의미한 선형성)를 나타내어 품질 판단의 핵심 지표임을 입증하였습니다.

Industrial Applications

개발된 모니터링 시스템은 대규모 생산 라인에서 비파괴적인 방식으로 용접 품질을 실시간 검사하는 데 활용될 수 있습니다. 고가의 레이저 변위 센서나 정밀 LVDT를 대체하여 저비용으로도 마이크로 단위의 전극 거동을 감시할 수 있으며, 용접 불량(Stuck weld 또는 Expulsion)을 즉각적으로 감지하여 공정 제어의 정밀도를 높이는 데 기여할 수 있습니다.


Theoretical Background

동적 전극 변위의 메커니즘

저항 스폿 용접 과정에서 전극의 움직임은 열팽창과 전극 매몰(Embedding)이라는 두 가지 상반된 메커니즘의 벡터 합으로 결정됩니다. 용접 초기에는 줄 가열에 의한 피용접재의 열팽창이 지배적이며 전극 사이의 거리가 멀어집니다. 이후 너겟이 형성되고 재료가 연화되면서 가압력에 의해 전극이 재료 내부로 파고드는 매몰 현상이 발생하며 변위 곡선이 하강하게 됩니다. 이러한 동적 변위 곡선은 너겟의 성장 과정을 직접적으로 반영하는 중요한 기계적 변수입니다.

가속도 신호의 이중 적분 원리

마이크로 스폿 용접은 변위량이 매우 작고 변화 속도가 빠르기 때문에 일반적인 변위 센서로는 정밀한 측정이 어렵습니다. 가속도계는 전극 헤드의 순간적인 가속도를 민감하게 포착할 수 있으며, 가속도 신호를 시간에 대해 한 번 적분하면 속도가 되고, 두 번 적분하면 변위가 됩니다. 본 연구에서는 하드웨어 적분 회로를 설계하여 실시간으로 가속도 신호를 변위 신호로 변환함으로써 미세한 전극 거동을 고해상도로 관찰할 수 있게 하였습니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 두께 0.16 mm, 폭 5 mm의 Nickel 200 합금 판재가 사용되었습니다. 전극은 Cu-Cr 소재로 상부는 직경 3 mm의 돔형, 하부는 평면형으로 가공되었습니다. 용접 조건은 용접 시간 5 ms, 전극 가압력 4 kgf로 고정하고, 용접 전류를 1.0 kA에서 2.0 kA까지 변화시키며 실험을 수행하였습니다. 가속도계는 상부 전극 홀더에 장착되어 용접 중 발생하는 모든 가속도 성분을 정밀하게 측정하였습니다.

Fig. 1 Typical electrode movement curve
Fig. 1 Typical electrode movement curve

Visual Data Summary

수집된 데이터 분석 결과, 용접 전류가 증가함에 따라 너겟의 크기가 커지는 것을 단면 사진을 통해 확인하였습니다. 1.3 kA 이하에서는 접합 계면만 살짝 붙는 ‘Stuck weld’ 현상이 관찰되었고, 이때의 변위 곡선은 매우 낮은 피크값을 보였습니다. 1.5 kA 내외에서는 적정 크기의 타원형 너겟이 형성되며 전형적인 변위 곡선 패턴을 나타냈으나, 1.8 kA 이상의 과도한 전류에서는 날림(Expulsion) 현상이 발생하며 변위 곡선이 급격히 하강하는 특징을 보였습니다.

Fig. 6 Photographs of indentation for various
weld current(Electrode force=4 kgf, weld
time=5 ms)
Fig. 6 Photographs of indentation for various weld current(Electrode force=4 kgf, weld time=5 ms)

Variable Correlation Analysis

전극 변위 곡선의 초기 상승률(Rate of rise)과 너겟 품질 지표 간의 상관관계를 분석하였습니다. 너겟 직경과 초기 상승률 사이에는 y = 3.1707x + 0.2216의 선형 관계가 성립하였으며, 너겟 용입 깊이와는 y = 8.7048x + 0.9224의 관계를 나타냈습니다. 이는 용접 초기의 전극 팽창 속도만으로도 최종 형성될 너겟의 크기를 상당히 정확하게 예측할 수 있음을 의미하며, 인프로세스 모니터링의 타당성을 뒷받침합니다.


Paper Details

가속도계를 이용한 마이크로스폿용접의 인프로세스 모니터링

1. Overview

  • Title: 가속도계를 이용한 마이크로스폿용접의 인프로세스 모니터링
  • Author: 장희석, 권효철
  • Year: 2011
  • Journal: 대한용접·접합학회지 (Journal of KWJS)

2. Abstract

본 연구는 미세 가속도계를 사용하여 마이크로 저항 스폿 용접 공정을 위한 인프로세스 모니터링 시스템을 제안하는 것을 목적으로 한다. 초소형 가속도계가 상부 가동 전극 팁 홀더에 장착되었다. 높은 감도와 주파수 응답 특성을 가진 가속도계 출력 신호가 성공적으로 기록되었으며, 마이크로 스폿 용접 공정 중 전극 팽창을 반영하기 위해 두 번 적분되었다. 전극 팽창 패턴 분석을 통해 스폿 용접 품질과의 상관관계를 찾고자 시도하였다. 대형 저항 스폿 용접 공정에서 전극 팽창 신호를 이용한 품질 평가와 관련된 주요 기존 연구 결과들이 이 인프로세스 모니터링 시스템에서도 유효함이 증명되었다.

3. Methodology

3.1. 시스템 구성: MSSPOT-2000 용접기와 PCB 352C65 가속도계를 결합하여 전극 가속도 측정 환경을 구축하였습니다.
3.2. 신호 처리: 가속도계의 아날로그 출력을 자체 설계한 하드웨어 이중 적분기에 입력하여 실시간 변위 신호를 생성하였습니다.
3.3. 실험 설계: Nickel 200 판재를 대상으로 전류 범위를 1.0~2.0 kA로 설정하여 반복 실험을 수행하고 너겟 단면을 분석하였습니다.
3.4. 데이터 분석: 변위 곡선의 초기 기울기, 최대 변위량 등을 추출하여 너겟 직경 및 용입 깊이와의 상관 계수를 산출하였습니다.

4. Key Results

가속도계를 이용한 변위 측정 시스템은 10μm 미만의 미세 거동을 30Hz 저역 통과 필터링을 통해 노이즈 없이 안정적으로 포착하였습니다. 적정 용접 조건(1.4~1.6 kA)에서 전극 변위 곡선은 이론적인 열팽창-매몰 모델과 일치하는 형태를 보였습니다. 너겟 직경이 커질수록 변위 곡선의 초기 상승률이 선형적으로 증가하는 경향이 뚜렷하게 나타났습니다. 또한, 용접 중 발생하는 날림 현상은 변위 곡선의 급격한 하락으로 나타나 실시간 불량 감지가 가능함을 확인하였습니다.

5. Mathematical Models

전극의 전체 거동은 다음과 같은 벡터 합으로 표현됩니다:
$$Electrode \ movement = thermal \ expansion – electrode \ embedding$$
가속도 신호($E_{IN}$)로부터 변위($E_0$)를 산출하는 이중 적분 모델은 다음과 같습니다:
$$E_0 = \frac{1}{(RC)^2} \int_0^t \int_0^t E_{IN} d^2t$$

Figure List

  1. 전형적인 전극 거동 곡선 및 해석
  2. 가속도계 장착 및 시스템 구성도
  3. 이중 적분을 위한 하드웨어 회로도
  4. 원본 가속도, 1차 적분(속도), 2차 적분(변위) 신호 비교
  5. 다양한 용접 전류에 따른 동적 전극 변위 곡선
  6. 용접 전류별 압흔(Indentation) 및 번 마크 사진
  7. 용접부 단면 사진과 대응하는 전극 변위 곡선
  8. 상승률과 너겟 직경 간의 상관관계 그래프
  9. 상승률과 너겟 용입 깊이 간의 상관관계 그래프

References

  1. Gedeon S. A. et al. (1987). Measurement of dynamic electrical and mechanical properties of resistance spot welding.
  2. Dickinson D.W. et al. (1980). Characterization of spot welding behavior by dynamic electrical parameter monitoring.
  3. IEEE Trans. Ind. Electron (1985). Microprocessor-based Electrode Movement Controller.
  4. Chang H. S. (1989). In-process Monitoring and Control of Weld Nugget Geometry, Ph.D. Thesis, KAIST.
  5. Lim T.G. et al. (1993). The Use of Neural Networks in the Monitoring of Spot Weld Quality.

Technical Q&A

Q: 마이크로 스폿 용접에서 가속도계를 사용하는 이유는 무엇입니까?

마이크로 스폿 용접에서의 전극 변위는 보통 10μm 미만으로 매우 작아 일반적인 LVDT나 광학 엔코더로는 정밀하게 측정하기 어렵습니다. 가속도계는 저비용이면서도 가볍고 감도가 매우 높아 전극 헤드의 미세한 가속도 변화를 민감하게 포착할 수 있습니다. 이를 이중 적분하면 고해상도의 변위 데이터를 얻을 수 있어 미세 공정 모니터링에 적합합니다.

Q: 전극 변위 곡선에서 ‘초기 상승률’이 갖는 의미는 무엇입니까?

초기 상승률은 용접 전류 인가 직후 발생하는 재료의 열팽창 속도를 나타냅니다. 이는 입열량 및 초기 너겟 형성 속도와 직접적인 관련이 있습니다. 본 연구에서는 이 상승률이 최종 너겟의 직경 및 용입 깊이와 강한 선형 상관관계를 가짐을 확인하였으며, 이를 통해 용접 완료 전이라도 품질을 예측할 수 있는 지표로 활용 가능함을 제시하였습니다.

Q: 용접 중 발생하는 ‘날림(Expulsion)’ 현상은 신호에 어떻게 나타납니까?

과도한 입열로 인해 용융 금속이 비산하는 날림 현상이 발생하면, 지지하던 재료의 부피가 급격히 줄어들면서 전극이 순간적으로 하강하게 됩니다. 가속도계 기반의 변위 곡선에서는 완만하게 상승하거나 유지되던 신호가 갑자기 마이너스 값으로 뚝 떨어지는 급격한 단차 형태로 나타나며, 이는 시스템에서 즉각적인 불량 신호로 감지될 수 있습니다.

Q: 동적 저항 모니터링과 비교했을 때 전극 변위 모니터링의 장점은 무엇입니까?

동적 저항은 너겟 형성을 간접적으로 나타내는 전기적 지표인 반면, 전극 변위는 열팽창, 용융, 소성 변형 등 너겟 형성의 물리적 과정을 직접적으로 반영하는 기계적 지표입니다. 전극 변위 신호는 용접부의 온도 변화와 기계적 거동 정보를 동시에 포함하고 있어, 복합적인 열-전기-기계적 공정인 저항 용접의 품질을 보다 직관적이고 정밀하게 평가할 수 있습니다.

Q: 가속도계 설치가 용접 공정 자체에 영향을 미치지는 않습니까?

본 연구에서 사용된 가속도계는 초소형 및 경량 모델로, 전극 홀더의 동적 특성이나 가압 시스템의 거동에 미치는 영향이 거의 없습니다. 또한 비접촉식 센서인 레이저 변위계에 비해 설치가 간편하고 환경 노이즈에 강하며, 용접 전극의 실제 움직임을 직접 측정하므로 공정 간섭 없이 안정적인 데이터 수집이 가능합니다.

Conclusion

본 연구는 가속도계를 활용한 마이크로 저항 스폿 용접의 새로운 인프로세스 모니터링 방법을 성공적으로 제안하였습니다. 가속도 신호의 이중 적분을 통해 얻은 전극 변위 곡선은 너겟의 성장 과정을 정밀하게 묘사하였으며, 특히 곡선의 초기 상승률이 너겟 품질을 결정짓는 핵심 파라미터임을 규명하였습니다. 이 시스템은 단순하고 경제적이면서도 높은 신뢰성을 제공하여, 정밀 전자 부품의 대량 생산 라인에서 실시간 품질 보증을 위한 효과적인 솔루션이 될 것으로 기대됩니다.


Source Information

Citation: 장희석, 권효철 (2011). 가속도계를 이용한 마이크로스폿용접의 인프로세스 모니터링. 대한용접·접합학회지 제29권 제1호.

DOI/Link: Not described in the paper

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Figure 12: On-Curve plot of maximum and minimum points.

Taguchi 방법을 이용한 API X70M 소재의 M.A.G 용접 공정 변수 최적화 및 인장 강도 예측

Taguchi 방법을 이용한 API X70M 소재의 M.A.G 용접 공정 변수 최적화 및 인장 강도 예측

OPTIMISATION OF PROCESS PARAMETERS FOR M.A.G WELDING OF API X70M MATERIAL TO PREDICT TENSILE STRENGTH USING TAGUCHI METHOD

본 연구는 심해 및 해양 응용 분야에서 요구되는 고강도 API X70M 파이프라인 강재의 원주 용접(Girth Welding) 품질을 확보하기 위해 Narrow Gap Gas Metal Arc Welding(NG-GMAW) 공정 변수를 최적화하는 기술적 프레임워크를 제시한다. 공정 효율성과 기계적 성능 사이의 상관관계를 통계적으로 분석하여 산업적 적용성을 검토하였다.

Paper Metadata

  • Industry: 오일 및 가스 파이프라인 (Oil & Gas Pipeline)
  • Material: API X70M (API 5L70M PSL2)
  • Process: Narrow Gap Gas Metal Arc Welding (NG-GMAW / MAG)

Keywords

  • Optimization
  • Girth-Weld
  • Process Parameters
  • Tensile Strength
  • NG-GMAW
  • Taguchi Method
  • ANOVA

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 API X70M 강재의 원주 용접을 재현하기 위해 NG-GMAW 기술을 적용하였다. 실험 설계(DoE)를 위해 Taguchi L9 직교 배열법을 채택하였으며, 주요 공정 변수로 아크 전압(Arc Voltage)과 와이어 송급 속도(Wire Feed Rate)를 설정하고 각각 3수준으로 변화시키며 실험을 수행하였다. 실험 장비로는 KEMPPI 323R 용접기가 사용되었으며, 보호 가스로는 CO2가 적용되었다. 용접된 시편은 표준 규격에 따라 가공된 후 Instron 만능 재료 시험기(UTM)를 통해 인장 강도를 측정하였다.

Figure 1: The art of narrow groove welding showing welds cross sectional area and material thickness. A guide for joint preparation. (Source: [5]).
Figure 1: The art of narrow groove welding showing welds cross sectional area and material thickness. A guide for joint preparation. (Source: [5]).

Key Findings

실험 결과, 아크 전압 25V와 와이어 송급 속도 3.6 m/min 조합에서 최대 인장 강도인 660.21 MPa를 확보하였다. 분산 분석(ANOVA) 결과, 아크 전압이 인장 강도에 미치는 기여율은 52.95%로 가장 지배적인 변수임이 확인되었으며, 와이어 송급 속도는 39.60%의 기여율을 나타냈다. S/N비 분석을 통해 ‘망대 특성(The-bigger-the-better)’을 적용한 결과, 최적의 공정 조건은 아크 전압 30V, 와이어 송급 속도 4.5 m/min으로 예측되었으며, 이는 FEA(MIDAS NFX) 해석 결과와 0.0012%의 극소한 오차 내에서 일치함을 검증하였다.

Industrial Applications

본 연구에서 도출된 최적 공정 변수는 심해 및 극한지 파이프라인 건설 현장에서 용접 결함을 방지하고 고품질의 원주 용접부를 생성하는 데 직접적으로 활용될 수 있다. 특히 Narrow Gap 용접 기술의 적용은 용착 금속량을 감소시켜 재료비를 절감하고 용접 시간을 단축함으로써 경제적 이점을 제공한다. 또한, 통계적 모델을 통한 인장 강도 예측은 현장 용접 절차 사양서(WPS) 작성 시 기술적 근거 자료로 사용될 수 있다.


Theoretical Background

Narrow Gap Welding (NGW)

Narrow Gap 용접 기술은 후판 용접 시 개선 홈의 폭을 좁게 유지하여 용착 금속의 부피를 최소화하는 선진 용접 기법이다. 기존의 일반적인 V-Groove 용접 방식과 비교할 때, NGW는 용접 완료 시간을 단축시키고 용접 재료 소모량을 획기적으로 줄여 경제적 효율성을 극대화한다. 본 연구에서는 20.62mm 두께의 API X70M 강재에 대해 NGW를 적용하여 용접부의 기계적 성질을 확보하면서도 공정 효율을 높이는 방안을 검토하였다. NGW는 열영향부(HAZ)의 범위를 좁히고 변형을 제어하는 데 유리한 특성을 가진다.

Taguchi Method and S/N Ratio

Taguchi 방법은 최소한의 실험 횟수로 공정 변수의 최적 조합을 찾고 외부 노이즈에 대한 민감도를 낮추는 강건 설계(Robust Design) 기법이다. 본 연구에서는 인장 강도를 극대화하기 위해 ‘망대 특성(Larger-the-better)’ S/N비를 사용하였다. 이는 제품의 품질 특성치가 클수록 우수하다고 판단할 때 적용되는 지표로, 실험 데이터의 변동성을 최소화하면서 목표값을 달성하는 변수 조합을 식별하는 데 사용된다. ANOVA 분석과 병행하여 각 공정 변수가 결과값에 미치는 통계적 유의성을 정량적으로 평가할 수 있게 한다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 300mm x 105mm x 20.62mm 크기의 API 5L70M PSL2 강판이 사용되었다. 용접봉은 1.2mm 직경의 ER70s-6 타입을 채택하였으며, 단일 V-Groove 개선 형상을 준비하였다. Taguchi L9 직교 배열에 따라 아크 전압(20, 25, 30V)과 와이어 송급 속도(3.6, 4.5, 5.4 m/min)를 독립 변수로 설정하였다. 용접은 상향 충전(Uphill fill) 방식으로 수행되었으며, 용접 후 시편은 표준 인장 시험편 규격으로 정밀 가공되었다. 인장 시험은 50 mm/min의 하중 속도로 수행되었다.

Visual Data Summary

인장 시험 결과, 모든 시편은 모재(Base Metal) 또는 열영향부(HAZ)에서 파단이 발생하였으며, 이는 용접 금속부(Weld Metal)가 모재보다 높은 강도를 확보했음을 시사한다. 주효과도(Main Effects Plot) 분석 결과, 아크 전압이 증가함에 따라 인장 강도가 상승하는 경향을 보였으며, 와이어 송급 속도는 4.5 m/min에서 정점을 찍고 다시 하락하는 포물선 형태의 관계를 나타냈다. 3D 표면도와 등고선도를 통해 600 MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위한 최적 영역이 아크 전압 24-29V, 와이어 송급 속도 4.2 m/min 이하 구간임을 시각적으로 확인하였다.

Figure 12: On-Curve plot of maximum and minimum points.
Figure 12: On-Curve plot of maximum and minimum points.

Variable Correlation Analysis

변수 간 상관관계 분석에서 아크 전압은 입열량(Heat Input)을 결정하는 핵심 요소로 작용하여 용입 깊이와 용융 풀의 온도에 직접적인 영향을 미쳤다. ANOVA 결과에 따르면 아크 전압의 기여율은 52.95%로 가장 높았으며, 이는 전압 변화가 미세조직의 상 변화와 결정립 성장에 결정적인 역할을 했음을 의미한다. 와이어 송급 속도는 단위 길이당 용착량과 관련되어 39.60%의 기여율을 보였다. 두 변수의 상호작용은 회귀 방정식을 통해 모델링되었으며, 결정 계수(Rsq) 분석을 통해 모델의 높은 예측 정밀도를 입증하였다.


Paper Details

OPTIMISATION OF PROCESS PARAMETERS FOR M.A.G WELDING OF API X70M MATERIAL TO PREDICT TENSILE STRENGTH USING TAGUCHI METHOD

1. Overview

  • Title: OPTIMISATION OF PROCESS PARAMETERS FOR M.A.G WELDING OF API X70M MATERIAL TO PREDICT TENSILE STRENGTH USING TAGUCHI METHOD
  • Author: N. S. Akonyi, O. A. Olugboji, E. A. P. Egbe, O. Adedipe, S. A. Lawal
  • Year: 2020
  • Journal: Nigerian Journal of Technology (NIJOTECH)

2. Abstract

API X70M 소재의 원주 용접 복제품이 NG-GMAW 용접 기술을 통해 제작되었습니다. 주요 관심 분야는 NG-GMAW를 사용한 적절한 원주 용접 공정 변수를 개발하는 것입니다. 본 연구의 주요 목적은 650에서 680 MPa 사이의 인장 강도를 갖는 용접부를 재현하는 것이었습니다. 선택된 용접 공정을 사용하여 Taguchi 설계에 의한 실험 설계(DoE) 방법이 채택되었습니다. 두 가지 공정 변수(인자)인 아크 전압과 와이어 송급 속도 및 세 가지 수준이 사용되었습니다. X70M 파이프라인의 인장 강도에 미치는 결과적인 조인트 특성을 조사했습니다. 목표로 하는 기계적 성질은 최적의 공정 변수를 선택함으로써 달성되었습니다. 극한 인장 강도(UTS)에 미치는 영향은 분산 분석(ANOVA) 및 ‘망대 특성’ 값을 갖는 신호 대 잡음비(S/N비) 통계 기법을 사용하여 분석되었습니다. 검증은 MIDAS NFX 기계 공학 소프트웨어를 사용하여 수행되었습니다. 결론적으로, 현장 조건에서 API X70M의 원주 용접 특성에 영향을 미치거나 유인하는 공정 변수들이 식별되었습니다. 최적의 성능을 위해 현장 용접에서 사용될 수 있는 공정의 사양 및 선택에 대한 지침이 권장되었습니다.

3. Methodology

3.1. 재료 준비: API 5L70M PSL2 강판(300x105x20.62mm)을 준비하고 단일 V-Groove 개선 가공을 수행함.
3.2. 실험 설계: Taguchi L9 직교 배열법을 사용하여 아크 전압과 와이어 송급 속도를 각각 3수준으로 설정함.
3.3. 용접 수행: KEMPPI 323R 장비와 CO2 보호 가스를 사용하여 상향 용접 방식으로 총 9회의 실험을 실시함.
3.4. 시편 가공 및 시험: 용접부에서 표준 인장 시험편을 추출하여 Instron UTM 장비로 인장 강도를 측정함.
3.5. 데이터 분석: Minitab 17을 사용하여 S/N비 및 ANOVA 분석을 수행하고, MIDAS NFX로 유한요소해석(FEA) 검증을 진행함.

4. Key Results

실험 번호 4번(25V, 3.6 m/min)에서 660.21 MPa의 최고 인장 강도가 측정되었으며, 이는 API 5L 사양을 충족하는 결과이다. ANOVA 분석을 통해 아크 전압이 52.95%의 기여율로 인장 강도에 가장 큰 영향을 미치는 인자임을 확인하였다. S/N비 분석 결과, 최적의 이론적 조합은 아크 전압 30V, 와이어 송급 속도 4.5 m/min으로 도출되었다. FEA 해석 결과는 659.44 MPa로 실험값과 매우 높은 일치도(오차 0.0012%)를 보였으며, 모든 파단이 모재 및 HAZ에서 발생하여 용접부의 건전성을 입증하였다.

5. Mathematical Models

$$S/N ratio = -10\log\left(\frac{1}{n}\sum_{i=1}^{n}\frac{1}{k^2}\right)$$

$$Tensile strength = -4671 + 205 AV + 1138 WFR – 2.13 AV^2 – 79 WFR^2 – 18.8 AV \times WFR$$

위 식에서 AV는 아크 전압(Arc Voltage), WFR은 와이어 송급 속도(Wire Feed Rate)를 나타내며, 회귀 모델을 통해 인장 강도를 예측할 수 있다.

Figure List

  1. Figure 1: Narrow Groove 용접의 단면적 및 재료 두께 비교
  2. Figure 2: 용접 준비가 완료된 API X70M 모재
  3. Figure 3: 용접 및 가공된 재료
  4. Figure 4: 인장 시험편 샘플 (단위: mm)
  5. Figure 5: 인장 시험편 추출 형식
  6. Figure 6: 시험을 위해 가공된 인장 시험편들
  7. Figure 7: 인장 강도에 대한 주효과도 (Main Effects Plot)
  8. Figure 8: 인장 강도 등고선도 (Contour Plots)
  9. Figure 9: 인장 강도 3D 표면도 (3D Surface Plots)
  10. Figure 10: 하중 스케일 인자에 따른 변위 그래프
  11. Figure 11: 파단 시 최대 및 최소 고체 응력 분포
  12. Figure 12: 최대 및 최소 지점의 On-Curve 플롯
  13. Figure 13: 9개 실험의 인장 강도 응력-변형률 중첩 그래프

References

  1. Shigeru O. and Hatsuhiko O. (2007). Latest Advances and Future Prospects of Welding Technologies.
  2. Howard B. C. and Scott C. H. (2005). Modern Welding Technology.
  3. Malin (1987). Monograph on Narrow-Gap Welding Technology.
  4. Norrish J. (2006). Advanced welding processes: technologies and process control.
  5. API 5L (2000). Specification for Line Pipe.

Technical Q&A

Q: API X70M 강재 용접에서 Narrow Gap Welding(NGW)을 사용하는 주요 경제적 이유는 무엇입니까?

NGW는 기존의 V-Groove 용접 방식에 비해 개선 홈의 폭을 좁게 유지함으로써 용착 금속의 부피를 크게 줄일 수 있습니다. 이는 용접 재료의 소모량을 감소시킬 뿐만 아니라, 용접 패스 수를 줄여 전체 공정 시간을 단축시킴으로써 인건비와 제작 비용을 절감하는 효과를 제공합니다.

Q: 본 연구에서 인장 강도 분석을 위해 ‘망대 특성(Larger-the-better)’ S/N비를 선택한 이유는 무엇입니까?

파이프라인의 구조적 안정성을 확보하기 위해서는 용접부의 인장 강도가 높을수록 유리하기 때문입니다. 망대 특성 S/N비는 측정값이 클수록 품질이 우수하다는 전제하에 공정 변수의 최적 조합을 찾도록 설계되어 있어, 목표 강도인 650-680 MPa를 달성하기 위한 최적 조건을 식별하는 데 적합합니다.

Q: ANOVA 분석 결과, 인장 강도에 가장 큰 영향을 미치는 공정 변수는 무엇이며 그 기여율은 얼마입니까?

분석 결과 아크 전압(Arc Voltage)이 인장 강도에 가장 지배적인 영향을 미치는 것으로 나타났습니다. 아크 전압의 기여율은 52.95%로 확인되었으며, 이는 와이어 송급 속도의 기여율인 39.60%보다 높습니다. 이는 아크 전압이 용접 입열량과 용입 특성을 결정하는 핵심 인자임을 보여줍니다.

Q: 실험 결과와 FEA(유한요소해석) 모델 간의 오차는 어느 정도이며, 이는 무엇을 의미합니까?

실험을 통해 얻은 최대 인장 강도는 660.21 MPa였으며, MIDAS NFX를 이용한 FEA 해석 결과는 659.44 MPa로 나타났습니다. 두 값 사이의 오차는 0.0012%로 매우 미미하며, 이는 본 연구에서 설정한 실험적 모델과 통계적 예측이 매우 높은 신뢰성과 타당성을 가지고 있음을 의미합니다.

Q: 모든 용접 시편이 모재나 HAZ에서 파단된 현상은 용접 품질 측면에서 어떻게 해석될 수 있습니까?

용접 금속부(Weld Metal)가 아닌 모재나 열영향부에서 파단이 발생했다는 것은 용접부 자체의 강도가 모재보다 높게 형성되었음을 의미합니다. 이는 선택된 공정 변수와 용접 절차가 적절하여 용접 결함 없이 건전한 조인트를 형성했음을 나타내는 긍정적인 지표입니다.

Conclusion

본 연구는 Taguchi 설계법을 활용하여 API X70M 파이프라인 강재의 NG-GMAW 공정 변수를 성공적으로 최적화하였다. 아크 전압 25V와 와이어 송급 속도 3.6 m/min 조건에서 최적의 기계적 성능을 확보하였으며, 통계적 분석을 통해 아크 전압이 품질 결정의 핵심 인자임을 규명하였다. 도출된 회귀 모델과 FEA 검증 결과는 실제 산업 현장에서 고강도 파이프라인 용접 시 시행착오를 줄이고 용접 품질을 예측하는 데 중요한 기술적 가이드를 제공한다. 향후 연구에서는 미세조직 분석을 병행하여 기계적 성질 변화의 근본적인 원인을 고찰할 필요가 있다.


Source Information

Citation: N. S. Akonyi, O. A. Olugboji, E. A. P. Egbe, O. Adedipe, S. A. Lawal (2020). OPTIMISATION OF PROCESS PARAMETERS FOR M.A.G WELDING OF API X70M MATERIAL TO PREDICT TENSILE STRENGTH USING TAGUCHI METHOD. Nigerian Journal of Technology (NIJOTECH).

DOI/Link: http://dx.doi.org/10.4314/njt.v39i4.17

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Fig. 5.15: Microstructures of as-supplied base metal, HAZ and fusion zone indicated as C in the Fig. 5.13.

스테인리스강의 레이저 빔 용접 기술 연구

스테인리스강의 레이저 빔 용접 기술 연구

Laser Beam Welding of Stainless Steels

본 연구는 자동차 산업에서 중요하게 다뤄지는 마르텐사이트계 및 페라이트/오스테나이트계 이종 스테인리스강의 레이저 용접 특성을 분석한 기술 보고서입니다. 1.1kW CW Nd:YAG 레이저를 활용하여 용접 파라미터가 비드 기하학적 구조와 기계적 성질에 미치는 영향을 정밀하게 조사하였으며, 공정 최적화를 위한 통계적 모델 및 에너지 기반의 해석 모델을 제시하여 산업적 활용 가치를 높였습니다.

Paper Metadata

  • Industry: 자동차 산업 (Automotive Industry)
  • Material: 마르텐사이트계(AISI 416, 440FSe), 페라이트계(AISI 430), 오스테나이트계(AISI 304L) 스테인리스강
  • Process: 연속파(CW) Nd:YAG 레이저 용접 (Overlap 및 Fillet 조인트)

Keywords

  • Nd:YAG Laser
  • Stainless Steels
  • Weld Geometry
  • Shearing Force
  • Microstructure
  • Design of Experiment (DOE)
  • Energy Density

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 1.1kW 출력의 CW Nd:YAG 레이저 시스템을 사용하여 스테인리스강의 용접성을 평가하는 체계적인 프레임워크를 구축하였습니다. 실험 설계(DOE) 기법인 완전 요인 설계(Full Factorial Design, FFD)와 반응 표면 분석법(Response Surface Methodology, RSM)을 적용하여 레이저 출력, 용접 속도, 광섬유 직경, 입사각, 초점 거리 등 주요 공정 변수 간의 상호작용을 분석하였습니다. 특히 자동차 연료 분사기 부품에 사용되는 마르텐사이트계 스테인리스강의 겹치기 용접과 페라이트/오스테나이트계 이종 금속의 필렛 용접에 초점을 맞추어 실험 장치를 구성하였습니다.

Key Findings

실험 결과, 레이저 출력과 용접 속도가 용입 깊이(Penetration depth)와 전단 강도(Shearing force)에 가장 결정적인 영향을 미치는 것으로 나타났습니다. 에너지 밀도(Energy density)가 20.8 J/mm²에서 27.7 J/mm² 범위일 때 최적의 용접 품질이 확보되었으며, 이 범위를 초과할 경우 에너지 손실이 증가하고 비드 형상이 원추형에서 원통형으로 변화하는 현상이 관찰되었습니다. 또한, 이종 금속 용접 시 입사각 조절을 통해 두 재료의 용융 비율을 제어함으로써 28,479 N 이상의 높은 전단 강도를 가진 건전한 용접부를 형성할 수 있음을 정량적으로 입증하였습니다.

Industrial Applications

본 연구에서 개발된 수학적 모델과 에너지 기반 해석 모델은 자동차 엔진용 연료 분사기(Fuel Injector)와 같이 정밀도가 요구되는 소형 부품의 제조 공정에 직접 적용 가능합니다. 공정 최적화를 통해 열 변형을 최소화하고 용접부의 기계적 신뢰성을 확보함으로써 생산 수율을 향상시킬 수 있습니다. 또한, 고가의 실험 과정을 거치지 않고도 입력 파라미터만으로 용입 깊이를 예측할 수 있는 간소화된 모델은 현장 기술자들이 실시간으로 용접 품질을 관리하는 데 유용한 도구로 활용될 수 있습니다.


Theoretical Background

Laser-Material Interaction Modes

레이저 용접은 에너지 밀도에 따라 전도 모드(Conduction mode)와 키홀 모드(Keyhole mode)로 구분됩니다. 전도 모드는 상대적으로 낮은 레이저 강도(I < 10¹⁰ W/m²)에서 발생하며, 에너지가 재료 표면에서 흡수되어 열전도에 의해 내부로 전달됩니다. 반면, 키홀 모드는 높은 강도(I ≥ 10¹⁰ W/m²)에서 금속이 증발하여 미세한 구멍(Capillary)을 형성하고, 레이저 빔이 이 구멍 내부에서 다중 반사되며 깊은 용입을 만들어냅니다. 본 논문에서는 Nd:YAG 레이저의 짧은 파장 특성이 플라즈마 흡수를 줄여 키홀 안정성을 높이는 데 유리함을 이론적으로 설명합니다.

Fig. 1.3: Modes of welding with laser: (a) conduction and (b) keyhole welding
Fig. 1.3: Modes of welding with laser: (a) conduction and (b) keyhole welding

Metallurgical Evolution in Stainless Steels

용접부의 미세조직은 재료의 화학 조성과 냉각 속도에 의해 결정됩니다. 마르텐사이트계 스테인리스강 용접 시 급격한 가열과 냉각은 취성이 있는 마르텐사이트 조직을 형성하며, 이는 수소 유기 균열(Hydrogen-induced cracking)에 취약하게 만듭니다. 이종 금속 용접의 경우, 오스테나이트계와 페라이트계 재료의 혼합 비율에 따라 용융부(Fusion Zone) 내에서 델타 페라이트(δ-ferrite)의 잔류량과 마르텐사이트 변태 거동이 달라집니다. 이러한 상 변태 과정은 용접부의 국부 경도 분포와 최종 기계적 강도에 직접적인 영향을 미칩니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 Rofin DY011 Nd:YAG 레이저 장치가 사용되었으며, 광섬유 직경은 300µm 및 400µm로 설정되었습니다. 마르텐사이트계 스테인리스강(AISI 416, 440FSe)은 겹치기 조인트(Overlap joint)로, 페라이트계(AISI 430)와 오스테나이트계(AISI 304L)는 필렛 조인트(Fillet joint)로 구성되었습니다. 보호 가스로는 아르곤(Argon)이 29 l/min의 유량으로 공급되었으며, 용접 후 비드 형상 측정은 Leica MZ125 광학 현미경과 IM500 소프트웨어를 통해 수행되었습니다. 기계적 특성 평가를 위해 Instron 3367 압축 시험기를 이용한 전단 시험이 실시되었습니다.

Fig. 1.5: (a) Energy coupling into the material, and (b) keyhole shape and energy
absorption during keyhole welding [6].
Fig. 1.5: (a) Energy coupling into the material, and (b) keyhole shape and energy
absorption during keyhole welding [6].

Visual Data Summary

현미경 사진 분석 결과, 에너지 밀도가 증가함에 따라 용융부의 미세조직이 세포상(Cellular)에서 주상 수지상(Columnar dendritic) 및 등축 수지상(Equiaxed dendritic) 조직으로 변화하는 것이 관찰되었습니다. 겹치기 용접부의 단면 분석에서는 에너지 밀도가 특정 임계값(32 J/mm²)에 도달할 때까지 용입 깊이가 선형적으로 증가하였으며, 이후에는 깊이만 증가하고 유효 용접 폭은 정체되는 양상을 보였습니다. 필렛 용접부에서는 입사각이 증가할수록 반사 손실로 인해 반경 방향 용입은 증가하는 반면 수직 용입 깊이는 감소하는 경향이 뚜렷하게 나타났습니다.

Variable Correlation Analysis

변수 간 상관관계 분석에 따르면, 레이저 출력과 용접 속도는 용입 깊이와 전단 강도에 대해 강한 양의 상관관계와 음의 상관관계를 각각 가집니다. 광섬유 직경은 비드 폭(Weld width)에는 유의미한 영향을 미치지만, 용입 깊이와 전단 강도에 미치는 단독 효과는 미미한 것으로 분석되었습니다. 그러나 출력 및 속도와의 상호작용(Interaction effect) 측면에서는 광섬유 직경이 작을수록 에너지 집중도가 높아져 용입 효율이 극대화되는 시너지 효과가 확인되었습니다. 이러한 관계는 ANOVA 분석을 통해 통계적 유의성(p < 0.05)이 검증되었습니다.


Paper Details

Laser Beam Welding of Stainless Steels

1. Overview

  • Title: Laser Beam Welding of Stainless Steels
  • Author: Mohammad Muhshin Aziz Khan
  • Year: 2012
  • Journal: Ph.D. Thesis, Università di Pisa

2. Abstract

본 연구의 주요 목적은 스테인리스강의 레이저 빔 용접을 연구하는 것입니다. 실험 과정에서 1.1kW CW Nd:YAG 레이저를 사용하여 마르텐사이트계 및 이종 오스테나이트/페라이트계 스테인리스강을 각각 겹치기 및 필렛 조인트 구성으로 용접하였습니다. 레이저 출력, 용접 속도, 광섬유 직경, 입사각, 초점 거리 등 다양한 운전 파라미터와 그 상호작용이 용접 비드 기하학 및 기계적 성질에 미치는 영향을 조사하였습니다. 에너지 관점에서의 두 가지 핵심 파라미터인 에너지 밀도와 선 에너지가 비드 특성에 미치는 효과를 분석하여 에너지 의존적 용접 현상을 이해하고자 하였습니다. 또한, 에너지 입력 변화에 따른 응고 미세조직의 형성과 합금 원소의 편석 패턴을 연구하고 이를 국부 미세 경도 변화와 연관 지었습니다. 공정 예측 및 최적화를 위해 완전 요인 설계(FFD)와 반응 표면 분석법(RSM)을 사용하였으며, 각 재료별로 수학적 모델을 개발하였습니다. 마지막으로 페라이트계 스테인리스강의 겹치기 용접을 위해 용입 깊이를 직접 예측할 수 있는 간소화된 에너지 기반 모델을 개발하였으며, 전도 제한 용접 조건에서 높은 정확도를 확인하였습니다.

Fig. 5.15: Microstructures of as-supplied base metal, HAZ and fusion zone
indicated as C in the Fig. 5.13.
Fig. 5.15: Microstructures of as-supplied base metal, HAZ and fusion zone
indicated as C in the Fig. 5.13.

3. Methodology

3.1. 실험 설계 및 재료 준비: 통계적 유의성을 확보하기 위해 FFD 및 RSM 기법을 도입하여 실험 매트릭스를 구성하였으며, 자동차 연료 분사기 부품용 스테인리스강(AISI 416, 440FSe, 430, 304L)을 정밀 가공하여 준비함.
3.2. 레이저 용접 공정: 1.1kW CW Nd:YAG 레이저를 사용하여 원형 용접을 수행하였으며, 레이저 출력(800-1100W), 용접 속도(4.5-7.5 m/min), 광섬유 직경(300-400µm) 등을 독립 변수로 제어함.
3.3. 특성 평가 및 분석: 용접부 단면을 절단 및 폴리싱하여 광학 현미경과 SEM으로 미세조직을 관찰하고, 비커스 경도 시험 및 전단 시험을 통해 기계적 성능을 정량화함.
3.4. 해석 모델 개발: 열전도 방정식과 에너지 보존 법칙을 기반으로, 입력 에너지와 용융 질량 간의 관계를 정의하는 간소화된 수학적 모델을 수립하여 실험 데이터와 비교 검증함.

4. Key Results

연구 결과, 레이저 출력의 증가는 용입 깊이와 전단 강도를 선형적으로 증가시키는 반면, 용접 속도의 증가는 이를 감소시키는 것으로 확인되었습니다. 마르텐사이트계 스테인리스강의 경우, 용융부 경도가 모재보다 높게 나타났으며 이는 급랭에 의한 마르텐사이트 형성에 기인합니다. 이종 금속 필렛 용접에서는 선 에너지(Line energy)가 15-17 kJ/m 범위일 때 키홀이 안정적으로 형성되어 최적의 접합 강도를 보였습니다. 개발된 에너지 기반 모델은 전도 모드 용접에서 5% 이내의 오차로 용입 깊이를 예측하였으며, 키홀 모드에서도 10% 이내의 합리적인 예측력을 나타냈습니다.

5. Mathematical Models

에너지 밀도(Energy Density, ED) 계산식: $$ED = \frac{P \times \phi_{spot}}{S}$$ 여기서 $P$는 레이저 출력, $\phi_{spot}$은 초점 직경, $S$는 용접 속도입니다. 용입 깊이($D_p$) 예측을 위한 간소화된 에너지 기반 모델: $$D_p = \frac{2K}{\rho} \left[ A_c \cdot ED – \frac{2Q_{th}}{\phi_{spot}^2} \right]$$ 여기서 $K$는 비에너지의 역수, $\rho$는 재료 밀도, $A_c$는 흡수 계수, $Q_{th}$는 임계 에너지입니다.

Figure List

  1. Relative power densities of different heat sources.
  2. Modes of welding with laser: (a) conduction and (b) keyhole welding.
  3. Ishikawa diagram showing the factors affecting the laser weld quality.
  4. SEM micrograph of the weld cross-section showing hardness profile.
  5. Variation in weld penetration depth with energy density input.
  6. 3D surface plots illustrating the effects of process parameters on weld bead.

References

  1. Kou, S., 2003, Fusion welding processes, In: Welding Technology, 2nd Ed.
  2. Steen, W.M., Mazumder, J., 2010, Laser welding: laser material processing, 4th Ed.
  3. Lippold, J.C., Kotecki, D.J., 2005, Welding metallurgy and weldability of stainless steel.
  4. Khan, M.M.A., et al., 2010, Experimental investigation on laser beam welding of martensitic stainless steels, Journal of Material Processing Technology.

Technical Q&A

Q: 레이저 용접 시 전도 모드와 키홀 모드를 결정짓는 임계 조건은 무엇입니까?

레이저 빔의 강도(Intensity)가 약 10¹⁰ W/m² 이상일 때 키홀 모드가 형성됩니다. 이 지점에서 금속의 증발이 시작되어 반동 압력(Recoil pressure)에 의해 모세관이 생성되며, 이는 전도 모드에 비해 훨씬 깊은 용입을 가능하게 합니다. 본 연구에서는 에너지 밀도와 선 에너지 분석을 통해 이러한 모드 전환 구간을 식별하였습니다.

Q: 마르텐사이트계 스테인리스강 용접부에서 경도가 급격히 상승하는 이유는 무엇입니까?

레이저 용접의 특성상 매우 높은 가열 및 냉각 속도가 발생하기 때문입니다. 오스테나이트 영역으로 가열된 금속이 상온으로 급랭되면서 마르텐사이트 변태가 일어나며, 특히 AISI 440FSe와 같이 탄소 함량이 높은 재료에서는 매우 단단하고 취성이 강한 조직이 형성되어 국부 경도가 모재 대비 크게 상승하게 됩니다.

Q: 이종 금속 필렛 용접에서 입사각(Angle of Incidence)이 중요한 이유는 무엇입니까?

입사각은 두 재료(오스테나이트계와 페라이트계)의 용융 비율을 결정하는 핵심 인자입니다. 각도에 따라 레이저 빔이 수직 부품과 수평 부품에 도달하는 에너지 분배가 달라지며, 이는 용융부의 화학적 조성과 열적 특성을 변화시켜 최종적으로 용접 비드의 형상과 전단 강도에 영향을 미칩니다.

Q: 본 연구에서 제안한 에너지 기반 모델의 한계점은 무엇입니까?

해당 모델은 주로 전도 제한 용접(Conduction-limited welding) 가설 하에 개발되었습니다. 따라서 에너지 밀도가 매우 높아 플라즈마 플룸(Plasma plume)이 강하게 형성되는 키홀 모드 상단 영역에서는 플라즈마에 의한 에너지 흡수 및 산란으로 인해 예측 오차가 약 10%까지 증가할 수 있다는 제한점이 있습니다.

Q: 자동차 연료 분사기 용접 시 허용되는 에너지 밀도 범위는 어떻게 산출되었습니까?

실험을 통해 전단 강도가 포화되는 상한선(27.7 J/mm²)과 연료 분사기의 내부 압력을 견디기 위한 최소 전단 강도(4000N)에 대응하는 하한선(20.8 J/mm²)을 설정하였습니다. 이 범위 내에서 공정 파라미터를 조합할 때 과도한 열 입력에 의한 변형을 방지하면서도 신뢰성 있는 품질을 확보할 수 있습니다.

Conclusion

본 연구는 스테인리스강의 Nd:YAG 레이저 용접 공정에서 파라미터와 품질 간의 복잡한 상관관계를 체계적으로 규명하였습니다. 특히 통계적 최적화 기법을 통해 자동차 부품 제조에 필요한 최적의 운전 영역을 제시하였으며, 에너지 밀도를 기반으로 한 용입 깊이 예측 모델은 공정 설계의 효율성을 획기적으로 높일 수 있는 근거를 마련하였습니다. 향후 연구에서는 동적 하중 조건에서의 피로 강도 분석과 실시간 결함 탐지를 위한 모니터링 시스템 개발이 병행되어야 할 것입니다.


Source Information

Citation: Mohammad Muhshin Aziz Khan (2012). Laser Beam Welding of Stainless Steels. Ph.D. Thesis, Università di Pisa.

DOI/Link: Not described in the paper

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Fig 2 Weld microstructure

5A02 알루미늄 합금 판재의 MIG 용접 공정에 관한 연구

5A02 알루미늄 합금 판재의 MIG 용접 공정에 관한 연구

Research on the process in MIG welding of 5A02 aluminum alloy plate

본 연구는 선박, 차량 및 압력 용기 제조에 널리 사용되는 5A02 알루미늄 합금의 자동 MIG 용접 공정 매개변수가 용접부 품질 및 기계적 성질에 미치는 영향을 분석한다. 특히 용접 전류, 속도, 루트 간격의 상관관계를 규명하여 최적의 용접 품질을 확보하기 위한 기술적 근거를 제시한다.

Paper Metadata

  • Industry: 제조 및 조선 (Manufacturing and Shipbuilding)
  • Material: 5A02 알루미늄 합금 (5A02 Aluminum Alloy)
  • Process: MIG 용접 (MIG Welding)

Keywords

  • 알루미늄 합금
  • 용접 공정
  • 용접 이음매
  • 이음매 성능
  • 미세조직

Executive Summary

Research Architecture

10mm 두께의 5A02 알루미늄 합금 판재를 대상으로 자동 MIG 용접 실험을 수행하였다. 용접 전 시편은 기계적 세척과 아세톤 세척을 거쳐 표면 산화막과 불순물을 완전히 제거하였다. 용접 전원은 DCRP 방식을 채택하였으며, 보호 가스로는 99.99% 순도의 아르곤을 15L/min 유량으로 공급하였다. 실험은 단일 변수 제어법을 사용하여 전류, 용접 속도, 루트 간격의 변화가 용접 품질에 미치는 영향을 조사하였다. I형 맞대기 이음매 형상을 적용하였으며 루트 간격은 0mm에서 3mm까지 변화를 주었다. 용접 후에는 시편을 절단하여 미세조직 관찰과 인장 시험, 경도 측정을 통해 기계적 성능을 평가하였다.

Key Findings

실험 결과, 용접 전류와 속도 및 루트 간격의 적절한 조합이 최적의 용접부를 형성하는 핵심 요소임을 확인하였다. 미세조직 분석 결과 용접부 중앙에서는 등축정(equiaxed grain)이 관찰되었으며, 융합선 인근에서는 주상정(columnar grain) 조직이 발달하였다. 융합부의 경도는 90HV 이상으로 가장 높게 나타난 반면, 열영향부에서는 56~76HV 수준의 연화 현상이 발생하였다. 루트 간격이 2mm인 시편이 1mm인 시편보다 전반적으로 높은 경도 값을 나타내는 경향을 보였다. 부적절한 공정 조건에서는 미납입 및 기공 결함이 발생하여 인장 강도가 최대 68%까지 저감되는 결과가 도출되었다.

Industrial Applications

본 연구에서 도출된 최적 용접 매개변수는 5A02 알루미늄 합금을 사용하는 압력 용기 및 선박 제조 공정에 직접 적용 가능하다. 자동 MIG 용접 시스템의 공정 제어 알고리즘 설계를 위한 기초 데이터로 활용되어 생산성을 향상시킬 수 있다. 용접부의 미세조직과 기계적 성질 간의 상관관계 데이터는 구조물의 안전성 진단 및 수명 예측에 기여한다. 특히 열영향부의 연화 현상을 제어하기 위한 공정 최적화 지침은 고품질 알루미늄 구조물 제작에 필수적인 기술적 근거를 제공한다.


Theoretical Background

Al-Mg 합금의 상변태 및 조직 형성

5A02 알루미늄 합금은 Al-Mg 계열의 비열처리 강화 합금으로 우수한 내식성과 성형성을 가진다. Al-Mg 2원계 상태도에 따르면, 온도가 액상선에 도달하면 α 고용체가 먼저 석출되기 시작한다. 온도가 계속 하강하여 고용선(solvus line) 이하로 떨어지면 α 고용체 내 Mg의 용해도가 급격히 감소한다. 이때 과포화된 Mg 성분은 α 고용체로부터 분리되어 β (Al3Mg2) 상으로 석출된다. 결정립계에 석출되는 소량의 Mg2Si와 함께 이러한 상들은 합금의 최종적인 기계적 성질을 결정하는 중요한 요소가 된다. 용접 과정에서의 급랭 또는 서랭 조건은 이러한 석출상의 분포와 결정립 크기에 직접적인 영향을 미친다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 10mm 두께의 5A02 판재와 1.2mm 직경의 4043 용접 와이어가 사용되었다. 용접 전압은 22V로 고정하였으며, 노즐 직경 20mm와 와이어 돌출 길이 15mm의 조건을 유지하였다. 용접 전류는 170A에서 220A까지, 용접 속도는 6mm/s에서 8mm/s까지 변화시키며 실험을 진행하였다. 루트 간격은 0, 1, 2mm로 설정하여 이음매 형상에 따른 용입 특성을 분석하였다.

Fig 1 Macro-morphology of the cross section of the weld
Fig 1 Macro-morphology of the cross section of the weld

Visual Data Summary

Fig 1의 거시 조직 사진을 통해 전류 부족 시 발생하는 미납입 결함과 과도한 입열에 의한 번스루 현상을 식별할 수 있다. Fig 2의 미세조직 관찰 결과, 용접부의 위치에 따라 등축정과 주상정이 뚜렷하게 구분되어 형성됨을 확인하였다. 시편 1-3과 3-3의 조직은 다른 시편들에 비해 상대적으로 균일하고 미세한 결정립 구조를 보여주었다. Fig 3의 기계적 성질 그래프에서는 결함 유무에 따른 강도와 연신율의 급격한 변화 추이가 명확히 나타난다. Fig 4의 경도 분포 곡선은 융합선에서 정점을 찍고 열영향부에서 최저점을 형성하는 전형적인 용접부 경도 특성을 보여준다.

Variable Correlation Analysis

용접 전류의 증가는 입열량을 높여 용입 깊이를 깊게 만들지만, 과도할 경우 조직의 조대화를 초래한다. 용접 속도가 느려지면 단위 길이당 입열량인 선에너지가 증가하여 용융지가 고온에 노출되는 시간이 길어진다. 루트 간격의 변화는 입열량 자체보다는 용융 금속의 유동과 표면 비드 형상에 더 큰 영향을 미치는 것으로 분석되었다. 선에너지는 결정립 크기를 결정하는 가장 지배적인 변수이며, 루트 간격은 용입의 완전성을 확보하는 데 중요한 역할을 한다.


Paper Details

Research on the process in MIG welding of 5A02 aluminum alloy plate

1. Overview

  • Title: Research on the process in MIG welding of 5A02 aluminum alloy plate
  • Author: Deping Jiang, Zongxiang Yao, Zheng Cao
  • Year: 2015
  • Journal: 5th International Conference on Civil Engineering and Transportation (ICCET 2015)

2. Abstract

본 논문에서는 10mm 두께의 5A02 알루미늄 합금 판재를 MIG 용접을 사용하여 접합하였다. MIG 용접부 형성 및 미세조직 형태를 연구하였으며, 용접부 경도 측정과 인장 시험을 수행하였다. 실험 결과, 용접 전류, 속도 및 루트 간격의 상호 협력이 최적의 용접부를 형성할 수 있음을 확인하였다. 용접부 중앙에는 등축정이 존재하며 융합선 인근에는 주상정 조직이 관찰되었다. 최대 경도는 이음매의 융합부에서 나타났으며, 최소 경도는 연화 구역에서 측정되었다.

3. Methodology

3.1. 시편 전처리 및 세척: 10mm 두께의 5A02 알루미늄 합금 판재를 준비하고, 용접부 표면의 산화막과 불순물을 제거하기 위해 기계적 세척 후 아세톤으로 닦아내며 세척 후 12시간 이내에 용접을 실시한다.
3.2. 용접 공정 수행: DCRP 전원과 99.99% 아르곤 가스를 사용하여 I형 맞대기 용접을 수행하며, 전류(170-220A), 속도(6-8mm/s), 루트 간격(0-2mm)을 독립 변수로 설정하여 단일 변수 제어 방식으로 실험을 진행한다.
3.3. 분석 및 평가: 용접이 완료된 시편을 수직 방향으로 절단하고 켈러 시약으로 에칭하여 미세조직을 관찰하며, 인장 시험기를 통한 강도 측정과 비커스 경도계를 이용한 경도 분포 분석을 수행한다.

Fig 2 Weld microstructure
Fig 2 Weld microstructure

4. Key Results

단면 용접 시 최적의 조건은 전류 210A, 루트 간격 2mm, 용접 속도 8mm/s로 도출되었다. 양면 용접의 경우 전면 전류는 최소 200A, 이면 전류는 200A 이상으로 설정할 때 안정적인 이음매 형성이 가능하였다. 용접부의 평균 경도는 79HV이며, 융합선 부근에서 90HV 이상의 최대치를 기록하였다. 열영향부의 경도는 56~76HV 범위로 측정되어 모재 대비 연화 현상이 뚜렷하게 나타났다. 미납입 결함이 발생한 시편에서는 항복 강도가 최대 52%까지 감소하는 성능 저하가 관찰되었다. 선에너지는 조직 변화에 가장 큰 영향을 미치며, 루트 간격은 조직 자체보다는 비드 형상 제어에 기여한다.

Figure List

  1. Fig 1 Macro-morphology of the cross section of the weld
  2. Fig 2 Weld microstructure
  3. Fig 3 The mechanical properties of the joints
  4. Fig 4 The hardness values of the joints

References

  1. W F Huang, J G Huang, Guide for aluminum and aluminum alloy welding, 2004.
  2. W S Zhou, J S Yao, The welding of aluminium and aluminium alloy, 2006.
  3. D L Lv, Y Z Li, Metallographic analysis of welding, 1987.

Technical Q&A

Q: 5A02 알루미늄 합금 용접부에서 관찰되는 주요 미세조직의 특징은 무엇인가?

용접부의 미세조직은 주로 α (Al) 고용체와 결정립계에 존재하는 β (Al3Mg2) 상으로 구성된다. 용접부 중앙 영역에서는 균일한 등축정 조직이 형성되는 반면, 냉각 속도가 빠른 융합선 인근에서는 주상정 조직이 발달하는 특징을 보인다. 이러한 조직의 분포는 용접 시 가해지는 입열량과 냉각 경로에 의해 결정된다. 또한 결정립계에는 소량의 Mg2Si 화합물이 포함되어 합금의 전체적인 조직 특성을 형성한다.

Q: 용접 공정 매개변수 중 선에너지가 조직에 미치는 영향은 어떠한가?

선에너지는 용접 전류를 높이거나 용접 속도를 낮출 때 증가하며, 이는 용융지가 고온 상태를 유지하는 시간을 연장시킨다. 선에너지가 과도하게 높으면 냉각 속도가 느려져 결정립이 조대해지고 기계적 성질이 저하되는 원인이 된다. 반면 적절한 선에너지 제어는 조직을 미세화하고 균일한 상 분포를 유도하여 이음매의 품질을 향상시킨다. 실험 결과 루트 간격의 변화보다는 선에너지가 조직의 미세화 정도에 더 직접적인 영향을 미치는 것으로 확인되었다.

Q: 열영향부(HAZ)에서 발생하는 연화 현상의 원인과 결과는 무엇인가?

열영향부는 용접 열에 의해 모재의 미세조직이 변화하는 영역으로, 5A02 합금의 경우 이 구간에서 경도가 급격히 낮아지는 연화 현상이 발생한다. 측정 결과 열영향부의 경도는 56~76HV 수준으로, 융합부나 모재에 비해 현저히 낮은 값을 나타낸다. 이러한 연화 현상은 용접 이음매 전체의 강도를 저하시키는 취약 구간으로 작용할 수 있다. 따라서 용접 공정 최적화를 통해 열영향부의 폭을 최소화하고 연화 정도를 제어하는 것이 구조적 건전성 확보에 중요하다.

Q: 용접 결함인 미납입(Incomplete Penetration)이 기계적 성능에 미치는 구체적인 영향은?

미납입 결함은 용접 금속이 이음매의 루트 부분까지 충분히 채워지지 않을 때 발생하며, 이는 유효 단면적을 감소시키는 결과를 초래한다. 실험 데이터에 따르면 미납입 결함이 존재하는 시편은 건전한 시편에 비해 항복 강도가 최대 52%, 인장 강도가 68%까지 감소하는 심각한 성능 저하를 보였다. 또한 연신율 역시 77% 가량 급감하여 재료의 연성 능력을 크게 상실하게 만든다. 이러한 결함은 구조물의 조기 파손을 유발하는 치명적인 요인이 되므로 엄격한 공정 관리가 요구된다.

Q: 양면 용접 시 최적의 품질을 얻기 위한 전류 설정 가이드는?

I형 맞대기 양면 용접을 수행할 때는 전면과 후면의 입열량 균형을 맞추는 것이 매우 중요하다. 실험 결과에 따르면 전면 용접 시에는 최소 200A 이상의 전류를 확보하여 충분한 용입을 유도해야 한다. 이면(reverse) 용접 시에는 전면보다 다소 높은 200A 이상의 전류를 설정하여 전면 용접부와의 완전한 융합을 보장해야 한다. 이러한 전류 설정과 함께 2mm 정도의 루트 간격을 유지하는 것이 최적의 이음매 형상을 얻는 데 가장 효과적이다.

Conclusion

본 연구를 통해 5A02 알루미늄 합금의 MIG 용접 시 최적의 기계적 성질을 확보하기 위한 공정 매개변수 범위를 명확히 규정하였다. 용접 전류, 속도, 루트 간격의 유기적인 조합이 결함 없는 건전한 용접부를 형성하는 데 필수적임을 확인하였다. 특히 선에너지 제어를 통해 결정립 조대화를 억제하고 열영향부의 연화 현상을 최소화할 수 있는 기술적 근거를 마련하였다. 도출된 데이터는 알루미늄 합금 구조물의 자동 용접 공정 설계 시 신뢰성 있는 참조 자료로 활용될 수 있다. 향후 연구에서는 다양한 용접 자세 및 동적 하중 조건에서의 이음매 성능에 대한 추가적인 검증이 필요할 것으로 판단된다.


Source Information

Citation: Deping Jiang, Zongxiang Yao, Zheng Cao (2015). Research on the process in MIG welding of 5A02 aluminum alloy plate. 5th International Conference on Civil Engineering and Transportation (ICCET 2015).

DOI/Link: Not described in the paper

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Fig. 2.3: 레이저 용접 키홀 원리 (맞대기 용접 구성)

레이저 용접 및 마찰 교반 용접을 이용한 Al-B4C 금속 기질 복합재의 접합

레이저 용접 및 마찰 교반 용접을 이용한 Al-B4C 금속 기질 복합재의 접합

Joining of Al-B4C Metal Matrix Composites by Laser Welding and Friction Stir Welding

본 연구는 원자력 산업에서 중성자 흡수재로 널리 사용되는 Al-B4C 금속 기질 복합재(Metal Matrix Composites, MMCs)의 효과적인 접합 기술을 개발하기 위해 레이저 용접과 마찰 교반 용접(Friction Stir Welding, FSW) 공정을 비교 분석하였다. Al-B4C MMC는 높은 중성자 흡수 능력을 갖추고 있으나, 용융 용접 시 발생하는 기공 및 유해한 계면 반응으로 인해 산업적 응용에 제한이 있어 왔다. 본 보고서는 고에너지 빔 용접과 고상 접합 기술을 통해 이러한 한계를 극복하고 최적의 기계적 성질을 확보하기 위한 기술적 근거를 제시한다.

Fig. 2.1: 1000K에서 반응한 Al-B4C의 SEM 사진 및 Al3BC, AlB2 결정 성장
Fig. 2.1: 1000K에서 반응한 Al-B4C의 SEM 사진 및 Al3BC, AlB2 결정 성장

Paper Metadata

  • Industry: 원자력 (Nuclear), 자동차 (Automotive), 항공우주 (Aerospace)
  • Material: Al-B4C MMC (AA1100-16%B4C, AA1100-30%B4C), AA6063 알루미늄 합금
  • Process: 레이저 용접 (Laser Beam Welding), 마찰 교반 용접 (Friction Stir Welding)

Keywords

  • Al-B4C 금속 기질 복합재
  • 레이저 용접
  • 마찰 교반 용접 (FSW)
  • 미세조직 진화
  • 기계적 성질
  • 티타늄 필러 (Ti Filler)
  • 이종 금속 접합
  • 중성자 흡수재

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 AA1100 알루미늄 기질에 16% 및 30% 부피 분율의 B4C 입자가 강화된 MMC를 대상으로 접합 실험을 설계하였다. 레이저 용접 공정에서는 Nd:YAG 레이저를 사용하여 필러가 없는 경우와 Ti 박판(150μm, 300μm) 및 Ti 와이어를 필러로 사용한 경우의 야금학적 변화를 분석하였다. 마찰 교반 용접(FSW) 공정에서는 툴 소재(H13 공구강, WC-Co)에 따른 마모 거동과 접합부의 미세조직 변화를 연구하였다. 또한, MMC와 monolithic AA6063 알루미늄 합금 간의 이종 접합 실험을 통해 재료 유동 및 계면 결합 특성을 평가하는 프레임워크를 구축하였다. 모든 시편은 광학 현미경, SEM, EDS, XRD 및 인장 시험을 통해 정밀 분석되었다.

Key Findings

레이저 용접 시 필러가 없는 경우 B4C의 분해로 인해 바늘 모양의 AlB2 및 Al3BC 상이 형성되어 조인트 효율이 63%(UTS 기준)에 머물렀다. 그러나 150μm 두께의 Ti 박판을 필러로 첨가했을 때 유해한 바늘 모양 상의 형성이 억제되고 TiB2 및 TiC 상이 형성되면서 조인트 효율이 75%까지 향상되는 정량적 결과를 얻었다. FSW 공정은 고상 상태에서 진행되어 유해한 금속 간 화합물 형성을 원천적으로 방지하였으며, 어닐링된 재료의 경우 최대 100%의 조인트 효율을 달성하였다. FSW 과정에서 B4C 입자의 평균 면적은 약 20% 감소하였으며, 기질의 결정립 크기는 15μm에서 5μm로 미세화되어 기계적 성질 향상에 기여하였다.

Fig. 2.3: 레이저 용접 키홀 원리 (맞대기 용접 구성)
Fig. 2.3: 레이저 용접 키홀 원리 (맞대기 용접 구성)

Industrial Applications

본 연구의 결과는 사용후핵연료의 저장 및 운송 용기 제작 시 중성자 흡수 플레이트의 건전한 접합을 위한 핵심 공정 지침으로 활용될 수 있다. 특히 FSW 공정은 용융 용접의 결함을 회피할 수 있어 고신뢰성이 요구되는 원자력 부품 제조에 적합하다. 또한, 경량화와 내마모성이 동시에 요구되는 자동차 브레이크 시스템 및 항공우주 구조용 MMC 부품의 조립 공정에도 적용이 가능하다. 이종 접합 기술은 고가의 MMC 재료를 필요한 부분에만 선택적으로 배치하는 설계를 가능하게 하여 제조 원가 절감에 기여할 수 있다.


Theoretical Background

금속 기질 복합재(MMCs)의 용접성 및 계면 반응

금속 기질 복합재, 특히 Al-B4C 시스템은 알루미늄 기질과 세라믹 강화재 간의 물리적, 화학적 성질 차이로 인해 용접 시 복잡한 야금학적 문제를 야기한다. 용융 용접 과정에서 발생하는 고온은 B4C 입자의 열역학적 불안정성을 초래하여 기질인 알루미늄과 반응하게 만든다. 이 과정에서 AlB2, Al3BC, 그리고 유해한 Al4C3와 같은 취성 금속 간 화합물이 바늘 모양으로 석출되어 접합부의 응력 집중원으로 작용한다. 이러한 화합물들은 인장 강도와 연성을 급격히 저하시키는 주요 원인이 된다. 또한 용융 풀 내의 높은 점도로 인해 강화재 입자의 불균일한 분포와 기공 발생이 빈번하게 보고되고 있다. 따라서 이러한 화학 반응을 제어하기 위한 필러 소재의 선택이나 입열량 조절이 이론적으로 매우 중요하다.

마찰 교반 용접(FSW)의 고상 접합 메커니즘

마찰 교반 용접(FSW)은 재료를 용융시키지 않고 회전하는 비소모성 툴과 워크피스 간의 마찰열 및 소성 변형을 이용하는 고상 접합 기술이다. 이 공정은 재료의 융점 이하에서 수행되므로 용융 용접에서 발생하는 액상 반응 및 냉각 시의 수축 결함을 방지할 수 있다. FSW 과정에서 발생하는 강력한 기계적 교반은 강화재 입자의 파쇄와 재분포를 유도하여 미세조직의 균질성을 높인다. 또한, 동적 재결정(Dynamic Recrystallization) 과정을 통해 기질의 결정립이 미세화되어 홀-패치(Hall-Petch) 효과에 의한 강도 향상을 기대할 수 있다. 특히 MMC 접합 시 경질 입자에 의한 툴 마모가 주요 변수로 작용하며, 이는 공정 안정성과 경제성에 직접적인 영향을 미친다. 고상 상태에서의 재료 유동은 접합 계면에서 원자 확산을 촉진하여 건전한 결합을 형성하는 핵심 기전이 된다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 AA1100 알루미늄 기질에 B4C 입자가 포함된 16 vol.% 및 30 vol.% MMC 플레이트가 사용되었다. 레이저 용접은 4kW급 Nd:YAG 레이저 장비를 활용하여 연속 출력 모드에서 수행되었으며, 아르곤 차폐 가스를 20 L/min 속도로 공급하였다. FSW 실험은 90kN 용량의 MTS I-Stir PDS 장비를 사용하여 힘 제어 모드에서 진행되었으며, 툴 회전 속도는 1500~2000 rpm, 용접 속도는 100~275 mm/min 범위에서 조절되었다. 접합부의 기계적 성질 평가를 위해 ASTM E8-04 표준 시편을 제작하여 인장 시험을 수행하였고, 비커스 경도 시험기를 통해 접합부 횡단면의 경도 프로파일을 측정하였다. 미세조직 분석은 SEM-EDS 및 XRD를 통해 상 동정 및 원소 분포를 확인하였다.

Visual Data Summary

레이저 용접부의 현미경 관찰 결과, 필러가 없는 경우 용융부 전체에 걸쳐 미세한 바늘 모양의 AlB2 및 Al3BC 상이 네트워크 구조를 형성하고 있음이 확인되었다. 반면 150μm Ti 박판을 사용한 경우 이러한 바늘 모양 상이 현저히 감소하고 미세한 TiB2 로드형 입자가 관찰되었다. FSW 접합부의 매크로 조직에서는 기공이나 터널 결함이 없는 건전한 너겟(Nugget) 존이 형성되었으며, 초음파 검사 결과에서도 내부 결함이 발견되지 않았다. EBSD 분석 결과, FSW 너겟 존의 결정립 크기는 기재 대비 약 66% 감소한 5μm 수준으로 측정되어 강력한 결정립 미세화 효과를 시각적으로 입증하였다. 이종 접합 계면에서는 두 재료가 복잡하게 뒤섞인 소성 유동 패턴이 명확히 관찰되었다.

Variable Correlation Analysis

레이저 용접에서 입열량(출력 및 속도)의 변화는 바늘 모양 상의 생성 자체를 막지는 못했으나, Ti 필러의 첨가량은 생성되는 화합물의 종류를 결정짓는 핵심 변수였다. Ti 함량이 부족할 경우 유해 상이 잔존하고, 과다할 경우(300μm 박판) 거대한 Al3Ti 판상 화합물이 형성되어 오히려 강도를 저하시키는 상관관계를 보였다. FSW 공정에서는 용접 속도가 증가함에 따라 입열량이 감소하여 너겟 존의 결정립 성장이 억제되는 경향을 보였으나, 인장 강도에는 큰 차이가 없어 넓은 공정 마진을 확인하였다. 재료의 초기 상태(압연 vs 어닐링)와 관련하여, 어닐링된 시편이 용접 후 연화 구역의 영향을 덜 받아 더 높은 조인트 효율과 연성을 나타내는 상관관계가 도출되었다.


Paper Details

Joining of Al-B4C Metal Matrix Composites by Laser Welding and Friction Stir Welding

1. Overview

  • Title: Joining of Al-B4C Metal Matrix Composites by Laser Welding and Friction Stir Welding
  • Author: Junfeng Guo
  • Year: 2012
  • Journal: Université du Québec à Chicoutimi (Dissertation)

2. Abstract

Al-B4C MMC는 높은 붕소(10B) 농도로 인한 우수한 중성자 흡수 능력 덕분에 사용후핵연료 저장 및 운송 분야에서 중요한 재료이다. 그러나 재료의 장점을 완전히 활용할 수 있는 적절한 접합 기술의 부족으로 인해 광범위한 적용이 여전히 제한적이다. 용융 용접 중에는 기공 발생 및 Al 기질과 B4C 입자 간의 화학 반응과 같은 문제가 발생할 수 있다. 따라서 본 연구는 Al-B4C MMC를 위한 효과적이고 신뢰할 수 있는 용접 기술을 찾는 것을 목표로 한다. AA1100-16%B4C 및 AA1100-30%B4C MMC의 용접성을 레이저 용접과 마찰 교반 용접을 사용하여 평가하였다. 기존의 아크 용접 기술과 비교하여 레이저 용접의 깊고 좁은 용융부는 더 작은 열영향부를 생성하여 열적 왜곡과 기계적 성질 저하를 줄일 수 있다. 반면, 고상 공정인 마찰 교반 용접은 MMC의 용융 용접 중에 발생할 수 있는 다양한 문제를 피할 수 있어 유망해 보인다.

3. Methodology

3.1. 재료 준비: AA1100 알루미늄 기질에 16% 및 30% 부피 분율의 B4C가 강화된 MMC 플레이트를 준비하였으며, 비교를 위해 AA6063 알루미늄 합금을 사용하였다. 레이저 용접용 필러로는 150μm 및 300μm 두께의 순수 Ti 박판과 1mm 직경의 Ti 와이어를 준비하였다.
3.2. 용접 절차: 레이저 용접은 Nd:YAG 장비를 사용하여 맞대기 용접 방식으로 수행되었으며, 초점 위치와 용접 속도를 변수로 설정하였다. FSW는 힘 제어 모드에서 수행되었으며, H13 및 WC-Co 소재의 원추형 툴을 사용하여 공정 변수에 따른 영향을 평가하였다.
3.3. 분석 및 특성 평가: 접합부 횡단면을 절단하여 연마한 후 SEM, EDS, XRD를 통해 미세조직과 상 변화를 분석하였다. ASTM E8-04 표준에 따라 인장 시험을 실시하여 강도와 연성을 측정하였으며, 비커스 경도 시험기로 경도 분포를 파악하였다. 또한 3.5wt% NaCl 용액에서 전위동역학적 분극 시험을 통해 부식 저항성을 평가하였다.

4. Key Results

필러 없이 수행된 레이저 용접에서는 B4C 입자의 분해로 인해 바늘 모양의 AlB2 및 Al3BC 상이 형성되었으며, 인장 시험 결과 63%의 조인트 효율을 나타냈다. 150μm 두께의 Ti 박판을 추가한 경우 유해 상의 크기와 양이 감소하여 조인트 효율이 75%까지 향상되었으나, Ti 와이어를 사용한 경우에는 편석 문제로 인해 뚜렷한 개선이 없었다. FSW 공정에서는 B4C 입자의 파쇄로 인해 평균 입자 크기가 약 20% 감소하였고, 결정립 미세화(15μm에서 5μm)가 관찰되었다. 어닐링된 AA1100-16%B4C 및 30%B4C 재료의 FSW 조인트는 100%에 달하는 조인트 효율을 보였으며, 기재보다 강한 접합부가 형성되기도 하였다. WC-Co 툴은 H13 공구강 툴보다 월등히 우수한 내마모성을 보였으며, 이종 접합 시에는 AA6063 합금을 전진측에 배치하는 것이 유리함이 확인되었다.

5. Mathematical Models

레이저 용융 풀 내에서 발생하는 B4C의 분해 및 금속 간 화합물 형성 반응식은 다음과 같다:

9Al(l)+2B4C(s)3AlB2(s)+2Al3BC(s)

티타늄 필러 첨가 시 유해 상 형성을 억제하는 화학 반응식은 다음과 같다:

3Ti(l)+B4C(s)2TiB2(s)+TiC(s)

화학적 평형 분석을 통해 산출된 용융부 내 최적의 Ti 첨가 부피 분율은 다음과 같다:

VTiVW=0.18919%

Figure List

  1. Fig. 2.1: 1000K에서 반응한 Al-B4C의 SEM 사진 및 Al3BC, AlB2 결정 성장
  2. Fig. 2.3: 레이저 용접 키홀 원리 (맞대기 용접 구성)
  3. Fig. 2.6: 마찰 교반 용접(FSW) 모식도
  4. Fig. 4.1: 필러 없는 레이저 접합부의 매크로 및 미세조직 사진
  5. Fig. 4.13: 레이저 용접부 횡단면의 비커스 경도 프로파일
  6. Fig. 5.1: FSW 툴(H13 및 WC-Co)의 마모에 따른 형상 변화
  7. Fig. 5.11: AA1100-B4C MMC 및 FSW 조인트의 인장 성질 그래프
  8. Fig. 6.1: MMC와 AA6063 간의 이종 FSW 접합부 매크로 단면

References

  1. M.B.D. Ellis, “Joining of metal matrix composites – A review”, The TWI Journal, 1997.
  2. X.-G. Chen et al., “Microstructure and mechanical properties of friction stir welded AA6063-B4C metal matrix composites”, 2009.
  3. T.W. Nelson et al., “Friction stir welding of aluminium MMC 6061-boron carbide”, 2000.
  4. R.A. Prado et al., “Self-optimization in tool wear for friction-stir welding of Al 6061 + 20% Al2O3 MMC”, 2003.

Technical Q&A

Q: 레이저 용접 시 Ti 필러가 조인트 효율을 높이는 구체적인 기전은 무엇인가?

티타늄(Ti)은 알루미늄(Al)에 비해 붕소(B) 및 탄소(C)와의 화학적 친화력이 훨씬 높다. 용융 풀 내에 Ti가 존재하면 B4C 분해 산물과 우선적으로 반응하여 열역학적으로 안정한 TiB2 및 TiC 상을 형성한다. 이는 취성이 강하고 응력 집중을 유발하는 바늘 모양의 AlB2 및 Al3BC 상 형성을 억제한다. 결과적으로 미세조직이 개선되고 균열 전파에 대한 저항성이 높아져 인장 강도와 조인트 효율이 향상되는 것이다.

Q: FSW 공정 중에 B4C 입자의 크기와 분포는 어떻게 변화하는가?

FSW 툴의 강력한 회전과 전진 이동에 의한 기계적 교반 과정에서 B4C 입자들은 서로 충돌하거나 툴과 마찰하며 파쇄(Fragmentation)된다. 연구 결과에 따르면 16% B4C 복합재의 경우 평균 입자 면적이 약 20% 감소하는 것으로 나타났다. 또한 압연 방향으로 정렬되어 있거나 클러스터를 형성하고 있던 입자들이 너겟 존 내에서 균일하게 재분포되어, 기재보다 더 균질한 미세조직을 형성하게 된다.

Q: MMC 접합을 위한 FSW 툴 소재 선택 시 고려해야 할 핵심 사항은 무엇인가?

B4C와 같은 고경도 세라믹 입자가 포함된 MMC 접합 시 툴 마모는 매우 심각한 문제이다. 일반적인 H13 공구강 툴은 단 1m의 용접만으로도 숄더 에지가 완전히 마모되어 형상이 변하는 반면, WC-Co 소재 툴은 6m 이상의 용접 후에도 마모가 매우 적어 우수한 내구성을 보였다. 따라서 산업적 생산성을 확보하기 위해서는 마모 저항성이 높은 초경합금 소재의 툴을 선택하고, 나사가 없는(Unthreaded) 형상을 사용하여 툴 수명을 연장하는 것이 필수적이다.

Q: MMC와 알루미늄 합금 간의 이종 FSW 접합 시 최적의 구성 조건은?

이종 접합 시에는 상대적으로 강도가 높고 유동 응력이 큰 AA6063 알루미늄 합금을 전진측(Advancing side)에 배치하는 것이 권장된다. 반대로 배치할 경우 숄더에 의해 끌려가는 재료의 양이 과다해져 표면에 깊은 오목 결함이 발생할 수 있다. 또한 툴의 중심축을 AA6063 쪽으로 약 0.8mm 오프셋(Offset) 시키면 툴과 경질 MMC 입자 간의 직접적인 접촉을 줄여 툴 마모를 완화하면서도 건전한 결합 계면을 형성할 수 있다.

Q: 재료의 초기 열처리 상태가 FSW 조인트의 성능에 미치는 영향은 어떠한가?

압연 상태(As-rolled)의 재료보다 어닐링(Annealed)된 상태의 재료를 용접했을 때 더 우수한 조인트 성능을 얻을 수 있다. 압연 상태의 재료는 FSW 열 사이클에 의해 열영향부에서 회복 및 연화 현상이 발생하여 강도가 저하되지만, 이미 어닐링된 재료는 이러한 연화 효과가 미미하다. 실제로 어닐링된 시편의 FSW 조인트는 100%의 효율을 보였으며, 파단이 용접부가 아닌 기재에서 발생할 정도로 강력한 접합 성능을 나타냈다.

Conclusion

본 연구는 Al-B4C 금속 기질 복합재의 접합을 위해 레이저 용접과 마찰 교반 용접 공정의 타당성을 체계적으로 입증하였다. 레이저 용접은 Ti 필러의 정밀한 제어를 통해 조인트 효율을 개선할 수 있는 가능성을 보여주었으나, 여전히 낮은 연성 문제가 과제로 남았다. 반면, 마찰 교반 용접은 고상 접합의 특성을 극대화하여 유해한 상 형성을 억제하고 결정립 미세화를 유도함으로써 기재와 동등하거나 그 이상의 우수한 기계적 성질을 확보할 수 있음을 확인하였다.

결론적으로, 고신뢰성이 요구되는 원자력 및 항공우주 분야의 Al-B4C MMC 구조물 제작에는 마찰 교반 용접이 최적의 공정으로 판단된다. 특히 WC-Co 소재의 툴 사용과 적절한 이종 접합 구성을 통해 공정 효율성과 경제성을 동시에 확보할 수 있다. 본 연구 결과는 향후 다양한 강화재 농도와 두께를 가진 MMC 제품의 산업적 적용을 가속화하는 중요한 기술적 토대가 될 것이다.


Source Information

Citation: Junfeng Guo (2012). Joining of Al-B4C Metal Matrix Composites by Laser Welding and Friction Stir Welding. Université du Québec à Chicoutimi.

DOI/Link: Not described in the paper

Technical Review Resources for Engineers:

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This material is for informational purposes only.
Unauthorized commercial use is prohibited.
Copyright © 2025 STI C&D. All rights reserved.

Figure 1. Mechanical fixture for welding the aluminum sheet coupons and laser welding.

6016 알루미늄 테일러 용접 블랭크의 강도 및 성형성 조사

6016 알루미늄 테일러 용접 블랭크의 강도 및 성형성 조사

Investigation of Strength and Formability of 6016 Aluminum Tailor Welded Blanks

본 연구는 자동차 산업의 경량화를 위해 널리 사용되는 6xxx 계열 알루미늄 합금 테일러 용접 블랭크(TWB)의 레이저 용접 공정 변수가 기계적 특성과 성형성에 미치는 영향을 분석하였습니다. 특히 레이저 출력, 용접 속도, 초점 위치가 접합부의 미세 조직 및 결함 형성에 미치는 상관관계를 기술적으로 검토하였습니다.

논문 메타데이터 (Paper Metadata)

  • 산업 분야: 자동차 (Automotive)
  • 소재: 6016-T4 알루미늄 합금
  • 공정: 레이저 맞대기 용접 (Laser Butt Welding)

핵심 키워드 (Keywords)

  • 테일러 용접 블랭크 (Tailor Welded Blanks)
  • 레이저 용접 (Laser Welding)
  • 알루미늄 시트 (Aluminum Sheets)
  • 자동차 산업 (Automotive Industry)
  • 기계적 특성 (Mechanical Properties)
  • 접합부 기하학적 특징 (Joint Geometrical Features)

경영 요약 (Executive Summary)

연구 구조 (Research Architecture)

본 연구는 1.2mm와 2.0mm 두께의 6016-T4 알루미늄 합금 시트를 Nd-YAG 레이저 소스(TRUMPF Trudisk 4001)를 사용하여 맞대기 용접하는 방식으로 진행되었습니다. 실험 설계는 레이저 출력, 용접 속도, 초점 위치를 주요 독립 변수로 설정하여 총 6가지의 실험 조건을 구성하였습니다. 용접된 시편은 워터젯 커팅을 통해 추출되었으며, ISO 4136 및 ISO 20482 표준에 따라 인장 시험과 에릭슨 커핑 시험을 수행하여 기계적 강도와 성형성을 정량적으로 평가하였습니다. 또한, 광학 현미경을 이용한 금상학적 분석을 통해 용융부(FZ)와 열영향부(HAZ)의 미세 조직 변화를 관찰하였습니다.

Figure 1. Mechanical fixture for welding the aluminum sheet coupons and laser welding.
Figure 1. Mechanical fixture for welding the aluminum sheet coupons and laser welding.

주요 결과 (Key Findings)

실험 결과, 단위 길이당 열 입력량이 70 J/mm를 초과할 경우 용접부 내부에 과도한 기공과 루트 오목부(root concavity)가 발생하여 접합부의 품질이 급격히 저하되는 것으로 나타났습니다. 최적의 용접 조건에서 인장 강도는 약 190 MPa를 기록하였으며, 이는 모재 강도(240 MPa)의 약 79% 수준입니다. 성형성 지표인 에릭슨 지수는 건전한 접합부의 경우 3.5~3.7 mm로 측정되었으나, 이는 2mm 두께 모재의 지수(7 mm)와 비교할 때 현저히 낮은 수치입니다. 기공 발생은 주로 Mg와 Zn 같은 저융점 합금 원소의 증발과 표면 오염물에 의해 촉진됨이 확인되었습니다.

Figure 2. Sampling scheme of the specimens used in the metallographic examination and mechanical
(tensile and Erichsen) tests.
Figure 2. Sampling scheme of the specimens used in the metallographic examination and mechanical
(tensile and Erichsen) tests.

산업적 응용 (Industrial Applications)

본 연구의 결과는 자동차 바디-인-화이트(BIW) 부품인 필러, 도어 힌지 보강재, 터널 등 국부적인 강도 보강과 경량화가 동시에 요구되는 부품 제조에 직접적으로 적용될 수 있습니다. 특히 알루미늄 TWB 설계 시 용접부의 낮은 연신율을 고려하여 성형 공정 중 과도한 스트레칭이 발생하지 않도록 부품 형상을 최적화하는 가이드라인을 제공합니다. 또한, 레이저 용접 공정에서 기공을 제어하기 위한 좁은 용접성 창(weldability window)의 중요성을 강조하여 생산 현장에서의 공정 관리 지표로 활용 가능합니다.


이론적 배경 (Theoretical Background)

테일러 용접 블랭크 (Tailor Welded Blanks, TWB)

테일러 용접 블랭크는 서로 다른 두께, 재질 또는 기계적 성질을 가진 금속판을 용접하여 하나의 블랭크로 만든 후 스탬핑 공정을 통해 최종 부품을 제조하는 기술입니다. 이 기술의 핵심은 차량의 충돌 안전성을 위해 강성이 필요한 부분에는 두꺼운 판재를 사용하고, 그렇지 않은 부분에는 얇은 판재를 사용하여 전체적인 차량 중량을 줄이는 데 있습니다. 알루미늄 TWB는 강철 대비 약 55%의 무게 절감 효과를 기대할 수 있으나, 용접부의 성형성이 모재보다 낮고 용접 결함에 민감하다는 기술적 과제가 존재합니다.

알루미늄 합금의 레이저 용접 특성

6xxx 계열 알루미늄 합금은 열처리가 가능한 합금으로, 레이저 용접 시 급격한 가열과 냉각으로 인해 용접부의 미세 조직이 변화하며 이는 기계적 성질의 저하로 이어집니다. 특히 알루미늄은 높은 열전도율과 낮은 레이저 흡수율을 가지고 있어 정밀한 열 입력 제어가 필수적입니다. 용접 과정에서 발생하는 기공(Porosity)은 합금 원소의 증발이나 표면 산화층에 포함된 수소 등에 의해 발생하며, 이는 인장 강도와 피로 수명을 단축시키는 주요 원인이 됩니다. 따라서 초점 위치와 용접 속도 조절을 통해 안정적인 용융 풀을 형성하는 것이 품질 확보의 핵심입니다.

결과 및 분석 (Results and Analysis)

실험 설정 (Experimental Setup)

실험에는 1.2mm와 2.0mm 두께의 6016-T4 알루미늄 시트가 사용되었으며, TRUMPF Trudisk 4001 Nd-YAG 레이저 시스템을 통해 맞대기 용접을 수행하였습니다. 레이저 빔의 파장은 1.030 µm이며, 입사각은 수직 방향에서 20도 기울여 반사광에 의한 장비 손상을 방지하였습니다. 실험 변수는 레이저 출력(62.5~67.5%), 용접 속도(정규화 값 1~1.5), 초점 위치(1~2 mm)로 설정되었으며, 이에 따른 열 입력량은 50 J/mm에서 81 J/mm 범위로 조절되었습니다. 모든 시편은 용접 전 아세톤으로 세척하여 표면 오염물을 제거하였습니다.

시각적 데이터 요약 (Visual Data Summary)

금상학적 단면 분석 결과, 용융부(FZ)는 응고 과정에서 형성된 조대한 알파 상(alpha-phase) 조직을 나타냈으며, 열영향부(HAZ)는 약 0.5~1 mm의 좁은 폭으로 형성되었습니다. 열 입력이 가장 높았던 Run 2와 Run 5 조건에서는 육안으로 확인 가능한 대형 기공과 심각한 루트 오목부가 관찰되었습니다. 반면, 열 입력이 낮은 조건에서는 기공의 크기와 빈도가 현저히 줄어들었으며 접합부의 기하학적 형상이 비교적 안정적이었습니다. 에릭슨 시험 후 파단면 관찰 결과, 모든 시편에서 용접선을 따라 균열이 발생하고 전파되는 양상을 보였습니다.

변수 상관관계 분석 (Variable Correlation Analysis)

열 입력량과 용접 품질 사이에는 명확한 상관관계가 존재합니다. 열 입력이 70 J/mm를 초과하면 용융 풀의 온도가 과도하게 상승하여 합금 원소의 증발이 가속화되고, 이는 기공 발생률을 높이는 결과를 초래합니다. 또한, 초점 위치가 양(+)의 방향으로 이동할수록 에너지 밀도가 변화하여 용입 깊이와 용접 폭에 영향을 미치며, 이는 접합부의 종횡비(Aspect Ratio) 변화로 이어집니다. 인장 시험 결과, 기공이 적은 조건에서는 단면적이 작은 1.2mm 시트 쪽에서 파단이 발생하여 접합부의 건전성을 입증하였으나, 기공이 많은 조건에서는 용접부 자체에서 조기 파단이 발생하였습니다.


논문 상세 정보 (Paper Details)

Investigation of Strength and Formability of 6016 Aluminum Tailor Welded Blanks

1. 개요 (Overview)

  • 제목: Investigation of Strength and Formability of 6016 Aluminum Tailor Welded Blanks
  • 저자: Dario Basile, Raffaella Sesana, Manuela De

Obr. 13: Svarovací program s jedním impulsem [2]

선택된 용접 공정 파라미터 모니터링 및 점 용접 품질 분석

선택된 용접 공정 파라미터 모니터링 및 점 용접 품질 분석

Monitoring of selected welding process parameters and spot welds quality

본 보고서는 저항 점 용접 공정에서 전극 마모가 용접부의 기계적 강도 및 너깃 형성에 미치는 영향을 실시간 모니터링 기술을 통해 분석한 연구 결과를 담고 있습니다. 특히 Al-Si 코팅 강판 용접 시 발생하는 동적 저항 및 전압 변화를 정량화하여 산업 현장에서의 품질 제어 가능성을 검토합니다.

Paper Metadata

  • Industry: 자동차 제조 (Automotive Manufacturing)
  • Material: Al-Si 코팅 강판 (Al-Si coated steel, 0.8 mm)
  • Process: 저항 점 용접 (Resistance Spot Welding)

Keywords

  • 저항 점 용접
  • 전극 마모
  • 공정 모니터링
  • Al-Si 코팅
  • 품질 평가
  • 동적 저항
  • 전단 시험
  • 박리 시험

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 WBLP40 공압식 저항 용접기와 MM-356B 모니터링 장치를 결합하여 실시간 용접 데이터를 수집하는 시스템을 구축하였습니다. M524 디지털 오실로스코프를 통해 용접 중 발생하는 전류 및 전압 파형을 고해상도로 기록하였으며, 이를 Excel 기반의 전용 분석 소프트웨어로 처리하여 SU(전압 면적) 및 SR(저항 면적) 파라미터를 산출하는 방법론을 적용하였습니다. 실험은 0.8mm 두께의 Al-Si 코팅 강판을 대상으로 수행되었으며, 전극 마모에 따른 품질 변화를 추적하기 위해 총 401회의 연속 용접 실험을 실시하였습니다.

Key Findings

실험 결과, 전극 마모가 진행됨에 따라 전극의 작업면 직경이 초기 4.5mm에서 최대 5.8mm까지 증가하였으며, 이는 전류 밀도의 급격한 저하를 초래하였습니다. 용접 너깃의 직경은 초기 4.5mm 수준에서 점차 감소하여 200회 용접 이후에는 품질 기준에 미달하는 경향이 관찰되었습니다. 통계적 분석을 통해 SU 및 SR 파라미터가 용접부의 최대 전단 하중 및 너깃 직경 변화와 0.9 이상의 높은 상관관계를 가짐을 확인하였으며, 이를 통해 비파괴적인 실시간 품질 판정이 가능함을 입증하였습니다.

저항 점 용접의 단계별 공정
저항 점 용접의 단계별 공정

Industrial Applications

이 연구 결과는 자동차 생산 라인의 자동화된 용접 공정에서 실시간 품질 감시 시스템으로 활용될 수 있습니다. 전극의 마모 상태를 실시간으로 진단하여 용접 파라미터를 자동으로 보정하거나, 최적의 전극 교체 시점을 예측함으로써 용접 불량률을 획기적으로 낮출 수 있습니다. 또한, 고가의 코팅 강판 사용 시 공정 안정성을 확보하여 생산 효율성을 높이고 재작업 비용을 절감하는 데 기여할 수 있습니다.


Theoretical Background

저항 용접의 열 발생 원리

저항 용접에서 발생하는 열량(Q)은 Joule-Lenz의 법칙에 의해 결정됩니다. 이는 용접 전류의 제곱, 회로의 총 전기 저항, 그리고 전류가 흐르는 시간의 곱으로 정의됩니다. 총 저항은 전극과 피재 사이의 접촉 저항, 피재 자체의 고유 저항, 그리고 피재 간의 접촉 저항의 합으로 구성됩니다. 용접 공정 초기에는 접촉 저항이 지배적이지만, 온도가 상승함에 따라 소재의 고유 저항이 증가하고 접촉 저항은 소멸하는 동적인 특성을 보입니다. 이러한 열 에너지는 소재를 국부적으로 용융시켜 너깃(Nugget)을 형성하는 원동력이 됩니다.

동적 저항 및 공정 모니터링 파라미터

용접 공정 중 실시간으로 변화하는 저항인 동적 저항(Dynamic Resistance)은 용접부의 형성 과정을 반영하는 중요한 지표입니다. 본 연구에서는 전압 곡선 아래의 면적을 적분한 SU(Voltage Area)와 저항 곡선 아래의 면적을 적분한 SR(Resistance Area) 파라미터를 도입하였습니다. 이 파라미터들은 단순한 피크 값보다 용접 에너지 투입량과 소재의 야금학적 변화를 더 정확하게 나타냅니다. 특히 전극 마모로 인해 접촉 면적이 변하면 동적 저항 곡선의 형태가 달라지므로, SU와 SR 값의 추이를 분석하여 용접 품질의 건전성을 정량적으로 평가할 수 있습니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 0.8mm 두께의 Al-Si 코팅 강판(fal 1)과 Cu-Cr 합금 재질의 G16 x 20 규격 전극 캡이 사용되었습니다. 용접 장비는 WBLP40 공압식 저항 용접기를 사용하였으며, 용접력 2250N, 용접 시간 8주기(50Hz), 용접 출력 50%의 고정 파라미터를 설정하였습니다. 데이터 수집을 위해 MM-356B 모니터링 장치와 M524 디지털 오실로스코프를 연동하여 매 용접 시마다 전압 및 전류 파형을 기록하고 분석 소프트웨어로 전송하였습니다.

Visual Data Summary

수집된 파형 데이터 분석 결과, 전극 마모가 진행됨에 따라 전압 강하 폭이 줄어들고 동적 저항의 피크 값이 낮아지는 현상이 관찰되었습니다. 현미경을 이용한 너깃 관찰 결과, 초기 용접부에서는 4.5mm 이상의 건전한 너깃이 형성되었으나, 전극 마모가 심화된 300회 이후에는 너깃 직경이 3.0mm 이하로 급격히 감소하거나 불완전한 용융 상태를 보였습니다. 이는 전극 작업면의 확대로 인한 전류 밀도 저하가 시각적으로 입증된 결과입니다.

Variable Correlation Analysis

전극의 마모 상태(접촉 면적)와 용접 품질 지표 사이의 상관관계를 분석한 결과, 전극 면적이 넓어질수록 SU 및 SR 파라미터 값이 감소하는 경향을 보였습니다. 특히 SR 파라미터는 용접부의 최대 전단 하중 변화와 매우 높은 일치성을 나타냈습니다. 이는 실시간으로 계산되는 SR 값을 통해 파괴 시험 없이도 용접부의 기계적 강도를 예측할 수 있음을 의미하며, 공정 중 품질 편차를 감시하는 핵심 변수로서의 유효성을 확인하였습니다.


Paper Details

Monitorování vybraných parametrů svařovacího procesu a kvalita odporových bodových svarů

1. Overview

  • Title: Monitoring of selected welding process parameters and spot welds quality
  • Author: Michal Krejbich
  • Year: 2009
  • Journal: Technical University of Liberec (Diploma Thesis)

2. Abstract

본 학위 논문은 용접 공정 중 전극의 열화를 유발하는 주요 요인들과 점 용접의 최종 품질 사이의 관계를 관찰하는 데 중점을 둡니다. 저항 용접 방법의 특성과 물리적 원리가 본문에 기술되어 있습니다. 주요 용접 파라미터와 이것이 저항 용접 품질에 미치는 영향뿐만 아니라, 파괴 및 비파괴 시험을 통한 점 용접 품질 평가 방법이 설명됩니다. 본 연구의 목적은 용접 직후 획득한 데이터를 즉시 처리하여 다음 용접이 이루어지기 전에 용접 파라미터를 보정할 수 있는 방법론을 개발하는 것입니다. 이를 위해 시간에 따른 동적 전류 흐름과 전압을 모니터링할 수 있는 실험용 소프트웨어가 설계되었습니다.

Obr. 13: Svarovací program s jedním impulsem [2]
Obr. 13: Svarovací program s jedním impulsem [2]

3. Methodology

3.1. 실험 재료 및 전극 준비: 0.8mm 두께의 Al-Si 코팅 강판(fal 1)과 Cu-Cr 합금 재질의 G16 x 20 전극 캡을 준비하고 초기 상태를 기록함.
3.2. 용접 시스템 및 모니터링 장치 구축: WBLP40 용접기에 MM-356B 모니터링 장치와 M524 디지털 오실로스코프를 연결하여 실시간 데이터 수집 환경을 조성함.
3.3. 용접 파라미터 설정 및 실험 수행: 용접력 2250N, 용접 시간 8주기, 출력 50%의 조건으로 총 401회의 점 용접을 수행하며 전극 마모를 유도함.
3.4. 데이터 처리 및 품질 분석: 수집된 전압 및 전류 데이터를 Excel 분석 프로그램을 통해 SU 및 SR 파라미터로 변환하고, 전단 시험 및 박리 시험을 통해 기계적 강도와 너깃 직경을 측정함.

4. Key Results

전극 마모가 진행됨에 따라 전극의 작업면 직경이 초기 4.5mm에서 실험 종료 후 최대 5.8mm까지 증가하였으며, 이는 전류 밀도의 감소로 이어졌습니다. 용접 너깃의 직경은 초기 4.5mm 수준에서 점차 감소하여 200회 이후에는 품질 기준에 미달하는 경우가 발생하였습니다. 전단 시험 결과, 최대 파단 하중은 너깃 직경의 감소와 직접적인 상관관계를 보였으며, SU 및 SR 파라미터는 용접 품질의 변화를 0.9 이상의 높은 상관계수로 추적할 수 있음을 확인하였습니다. 특히 SR(저항 면적) 파라미터는 전극 마모 상태를 진단하는 데 매우 효과적인 지표로 판명되었습니다.

5. Mathematical Models

$$Q = \int_{0}^{t_{svař}} R_c(t) \cdot I^2(t) dt$$ $$R_c = 2R_d + 2R_0 + R_k$$ $$\frac{\partial T}{\partial t} = a \cdot \left[ \frac{\partial^2 T}{\partial r^2} + \frac{1}{r} \cdot \frac{\partial T}{\partial r} + \frac{\partial^2 T}{\partial z^2} \right] + \frac{q_v}{c \cdot \rho}$$ $$SU(i) = \Delta t \sum_{k=z+1}^{j} \left[ \frac{U(i,k-1) + U(i,k)}{2} – U(i,z) \right]$$

Figure List

  1. 저항 용접의 기본 방법
  2. 저항 점 용접의 개요
  3. 저항 점 용접의 단계별 공정
  4. 점 용접부의 기하학적 구조
  5. 전극 마모에 따른 너깃 크기 변화 그래프
  6. 전단 시험 결과의 그래픽 분석
  7. 용접 횟수에 따른 최대 힘과 너깃 직경의 관계
  8. 8주기 동안의 전압 및 전류 파형 그래프

References

  1. M. HLUCHÝ, J. KOLOUCH, R. PAŇÁK.: Strojírenská technologie 2, 1998.
  2. PACÁK, J.: Bodové odporové svařování vysokopevnostních plechů v automobilovém průmyslu, 2008.
  3. NEUMANN, H.: Sledování a řízení svařovacího procesu při 점 용접, 1990.
  4. PLÍVA, L.: Odporové svařování v praxi, 1963.

Technical Q&A

Q: 전극 마모가 용접 너깃 형성에 미치는 구체적인 영향은 무엇인가?

전극 끝단의 마모로 인해 피재와의 접촉 면적이 넓어지면, 동일한 전류가 흐르더라도 단위 면적당 전류 밀도가 낮아집니다. 이로 인해 발생하는 열량이 줄어들어 용융부인 너깃의 크기가 작아지거나 제대로 형성되지 않는 ‘냉간 용접(Cold weld)’ 현상이 발생할 수 있습니다. 본 연구에서는 401회의 용접을 통해 전극 면적이 약 30% 증가할 때 너깃 직경이 약 25% 감소함을 정량적으로 확인하였습니다.

Q: Al-Si 코팅 강판 용접 시 발생하는 주요 문제점은 무엇인가?

Al-Si 코팅층은 강판 표면의 접촉 저항을 변화시키며, 용접 중 전극과 반응하여 전극 표면에 합금층을 형성합니다. 이는 전극의 마모를 가속화하고 동적 저항 곡선의 변동성을 높여 일관된 용접 품질 유지를 어렵게 만듭니다. 특히 코팅 성분이 전극으로 전이되면서 전기 전도도를 낮추고 열 축적을 유발하여 전극 수명을 단축시키는 원인이 됩니다.

Q: 본 연구에서 제안한 SU 및 SR 파라미터의 장점은 무엇인가?

SU(Voltage Area)와 SR(Resistance Area)은 용접 공정 전체의 에너지 투입량과 저항 변화를 적분하여 수치화한 값입니다. 단일 시점의 피크 데이터보다 용접부의 기계적 강도와 상관관계가 훨씬 높으며, 알고리즘을 통해 실시간으로 계산이 가능하여 즉각적인 공정 제어에 유리합니다. 이를 통해 용접 중 발생하는 미세한 공정 변동을 감지하고 품질 불량을 사전에 차단할 수 있습니다.

Q: 실험에 사용된 전극의 재질과 형상은 어떠한가?

Cu-Cr(구리-크롬) 합금 재질의 G16 x 20 규격 전극 캡을 사용하였습니다. 초기 작업면 직경은 4.5mm이며, 선단 각도는 15도, 곡률 반경은 40mm인 형상을 채택하여 표준적인 점 용접 환경을 조성하였습니다. 이 재질은 높은 전기 전도도와 기계적 강도를 동시에 갖추고 있어 자동차 산업에서 널리 사용되지만, 코팅 강판 용접 시 표면 합금화에 취약한 특성이 있습니다.

Q: 품질 평가를 위해 실시한 파괴 시험의 종류와 목적은?

용접부의 기계적 성능을 확인하기 위해 전단 시험(Shear test)과 박리 시험(Peel test)을 실시하였습니다. 전단 시험을 통해 최대 파단 하중을 측정하여 구조적 건전성을 평가하였고, 박리 시험을 통해 실제 형성된 너깃의 직경과 파단 형태(계면 파단 또는 플러그 파단)를 분석하였습니다. 이러한 파괴 시험 데이터는 모니터링 시스템에서 수집된 비파괴 데이터의 신뢰성을 검증하는 기준점으로 사용되었습니다.

Conclusion

본 연구는 저항 점 용접 공정에서 전극 마모가 품질에 미치는 영향을 실시간 모니터링 시스템을 통해 정량적으로 분석하였습니다. Al-Si 코팅 강판 용접 시 전극 마모에 따른 전류 밀도 저하가 품질 저하의 핵심 원인임을 규명하였으며, SU 및 SR 파라미터를 활용한 새로운 품질 평가 모델을 제시하였습니다. 실험을 통해 구축된 데이터베이스는 용접 횟수에 따른 품질 변화를 정확히 예측할 수 있음을 보여주었습니다. 향후 이 시스템을 실제 생산 현장에 적용할 경우, 용접 불량률 감소와 전극 수명 관리의 효율성을 크게 향상시켜 자동차 제조 공정의 스마트화를 앞당길 수 있을 것으로 기대됩니다.


Source Information

Citation: Michal Krejbich (2009). Monitoring of selected welding process parameters and spot welds quality. Technical University of Liberec.

DOI/Link: Not described in the paper

Technical Review Resources for Engineers:

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Figure 1. Characterization of sample 8: (a) DLEPR polarization curve and (b) microstructure of cladding (SEM examination).

오스테나이트 스테인리스강 클래딩의 부식 저항성에 미치는 플럭스 코어드 아크 용접 공정 변수의 영향

오스테나이트 스테인리스강 클래딩의 부식 저항성에 미치는 플럭스 코어드 아크 용접 공정 변수의 영향

Effect of Flux Cored arc Welding Process Parameters on Corrosion Resistance of Austenitic Stainless Steel Claddings

본 보고서는 저탄소강 표면에 내부식성 오스테나이트 스테인리스강을 적층하는 플럭스 코어드 아크 용접(FCAW) 공정에서 주요 용접 변수가 최종 클래딩 층의 공식 및 입계 부식 저항성에 미치는 기술적 영향을 분석합니다. 연구는 공정 최적화를 위한 수학적 모델링과 미세조직적 변화 사이의 상관관계를 규명하여 산업적 적용 타당성을 검토합니다.

Paper Metadata

  • Industry: 해양 석유 및 가스 (Offshore Oil and Gas)
  • Material: AWS E316LT1-1/4 (용가재), AISI 1020 (모재)
  • Process: 플럭스 코어드 아크 용접 (FCAW)

Keywords

  • Cladding
  • 316L stainless steel
  • Corrosion
  • Flux cored arc welding
  • Response surface methodology
  • Sensitization
  • Pitting potential

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 반응 표면 분석법(RSM)의 중심 합성 계획(CCD)을 활용하여 플럭스 코어드 아크 용접(FCAW) 공정 변수가 부식 저항성에 미치는 영향을 정량적으로 분석하였습니다. 독립 변수로는 와이어 송급 속도(W), 용접 전압(V), 용접 속도(S), 노즐-모재 간 거리(N)의 4가지 핵심 인자를 설정하였으며, 총 31회의 실험을 통해 데이터를 수집하였습니다. 실험 설계는 각 변수의 선형, 이차항 및 상호작용 효과를 모두 고려할 수 있도록 구성되었습니다.

부식 특성 평가를 위해 이중 루프 전기화학적 동전위 재활성화(DLEPR) 시험과 동전위 분극 시험을 수행하여 예민화도(DOS)와 공식 전위(Epit)를 측정하였습니다. 수집된 응답 데이터를 바탕으로 최소자승법(OLS)을 적용하여 각 부식 지표를 예측하기 위한 2차 다항식 수학적 모델을 구축하였으며, 분산 분석(ANOVA)을 통해 모델의 통계적 유의성을 검증하였습니다.

Key Findings

분석 결과, 노즐-모재 간 거리(N)가 증가할수록 열 입력이 감소하여 공식 전위가 상승하고 예민화도가 낮아지는 등 부식 저항성이 향상되는 경향을 보였습니다. 반면, 용접 전압(V)과 용접 속도(S)의 증가는 열 입력 및 희석률을 변화시켜 부식 성능을 저하시키는 주요 요인으로 확인되었습니다. 특히 샘플 8은 41.1%의 높은 희석률로 인해 마르텐사이트 조직이 형성되었으며, 가장 높은 예민화도(0.891)와 가장 낮은 공식 전위(126 mV)를 기록하였습니다.

반면 샘플 21은 가장 낮은 예민화도(0.002)와 가장 높은 공식 전위(275 mV)를 나타내어 최적의 부식 저항성을 입증하였습니다. 개발된 모든 RSM 모델은 수정 결정계수(Adj. R2) 80% 이상의 높은 적합도를 보였으며, 이는 공정 변수 제어를 통해 클래딩 층의 부식 특성을 정밀하게 예측할 수 있음을 의미합니다. 또한 변수 간의 상호작용 효과가 부식 저항성 결정에 유의미한 영향을 미친다는 점이 통계적으로 증명되었습니다.

Figure 1. Characterization of sample 8: (a) DLEPR polarization curve and (b) microstructure of cladding (SEM examination).
Figure 1. Characterization of sample 8: (a) DLEPR polarization curve and (b) microstructure of cladding (SEM examination).

Industrial Applications

본 연구의 결과는 해양 구조물 및 석유 가스 플랜트에서 사용되는 저가형 탄소강 부품의 수명을 연장하기 위한 고품질 스테인리스강 클래딩 공정 설계에 직접적으로 활용될 수 있습니다. 공정 변수의 최적 조합을 통해 부식으로 인한 유지보수 비용을 절감하고 구조적 신뢰성을 확보할 수 있는 기술적 근거를 제공합니다. 특히 자동화된 FCAW 시스템에서 실시간 공정 제어를 위한 기초 알고리즘으로 적용 가능합니다.

또한, 특정 환경 요구 조건에 맞는 공식 전위와 예민화도를 달성하기 위해 필요한 용접 파라미터를 사전에 예측함으로써 시행착오를 줄이고 생산성을 높일 수 있습니다. 이는 고가의 합금 재료 사용을 최소화하면서도 필요한 표면 성능을 확보해야 하는 산업 현장의 경제적 요구를 충족시키는 데 기여합니다.


Theoretical Background

플럭스 코어드 아크 용접(FCAW) 클래딩

클래딩 공정은 저가 재료의 표면에 내부식성이 우수한 합금을 적층하여 경제성과 기능성을 동시에 확보하는 기술입니다. FCAW는 높은 생산성과 자동화 용이성 덕분에 대형 구조물의 클래딩 작업에 널리 사용됩니다. 그러나 용접 과정에서 발생하는 열 입력과 모재와의 희석 현상은 클래딩 층의 화학 조성과 미세조직을 변화시켜 최종 부식 저항성에 결정적인 영향을 미칩니다. 따라서 고품질의 클래딩 층을 얻기 위해서는 용접 전압, 속도, 와이어 송급량 등 주요 변수의 정밀한 제어가 필수적입니다.

입계 부식 및 예민화 메커니즘

오스테나이트 스테인리스강이 용접 중 특정 온도 범위(500~850°C)에 노출되면 결정립계를 따라 크롬 탄화물(Cr23C6)이 석출됩니다. 이 과정에서 탄화물 주변의 크롬 농도가 부식 저항 유지에 필요한 임계치(약 12%) 이하로 떨어지는 크롬 결핍 지역이 형성되는데, 이를 예민화(Sensitization)라고 합니다. 예민화된 강재는 부식성 환경에서 결정립계를 따라 우선적으로 부식되는 입계 부식에 취약해집니다. 본 연구에서는 DLEPR 시험을 통해 재활성화 전류와 활성화 전류의 비율(Ir/Ia)로 예민화도(DOS)를 정량화하여 분석하였습니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 ESAB AristoPower 460 용접기와 AristoFeed 30-4 송급 장치가 사용되었습니다. 모재로는 120 x 60 x 6.35 mm 크기의 AISI 1020 탄소강판을 사용하였으며, 용가재는 직경 1.2 mm의 AWS E316LT1-1/4 플럭스 코어드 와이어를 채택하였습니다. 보호 가스는 75% Ar + 25% CO2 혼합 가스를 16 L/min의 유량으로 공급하였으며, 토치 각도는 15도 전진법(pushing)으로 고정하여 실험을 진행하였습니다.

중심 합성 계획(CCD)에 따라 와이어 송급 속도(5.5~11.5 m/min), 용접 전압(24.5~34.5 V), 용접 속도(20~60 cm/min), 노즐-모재 간 거리(10~30 mm)를 5개 수준으로 변화시키며 총 31회의 실험을 수행하였습니다. 각 실험 후 클래딩 층의 단면을 절단하여 희석률을 측정하였으며, 전기화학적 시험을 위해 시편을 에폭시 수지에 마운팅하고 600 grit까지 연마하여 준비하였습니다.

부식 시험은 30 ± 2 °C로 유지되는 3.5 wt.% NaCl 수용액에서 동전위 분극 시험을 실시하여 공식 전위를 측정하였고, 0.5 M H2SO4 + 0.01 M KSCN 전해질에서 DLEPR 시험을 통해 예민화도를 평가하였습니다. 모든 시험은 결과의 신뢰성을 확보하기 위해 3회 반복 측정하여 평균값을 사용하였습니다.

Visual Data Summary

SEM 분석 결과, 예민화도가 높게 나타난 샘플 8(DOS=0.891)의 미세조직에서는 결정립계를 따라 다수의 부식 도랑(ditches)과 피트가 관찰되었습니다. 이는 높은 열 입력으로 인해 크롬 탄화물이 다량 석출되었음을 시사합니다. 반면 예민화도가 낮은 샘플 21(DOS=0.002)은 매끄러운 표면과 함께 소량의 델타 페라이트 조직만이 관찰되었습니다. 셰플러 선도 분석을 통해 샘플 8은 마르텐사이트 조직을 포함하고 있으며, 샘플 21은 오스테나이트와 0~5%의 페라이트 혼합 조직으로 구성됨을 확인하였습니다.

Figure 2. Characterization of sample 21: (a) DLEPR polarization curve and (b) microstructure of cladding (SEM examination).
Figure 2. Characterization of sample 21: (a) DLEPR polarization curve and (b) microstructure of cladding (SEM examination).

Variable Correlation Analysis

공정 변수 분석 결과, 노즐-모재 간 거리(N)는 부식 저항성에 가장 긍정적인 영향을 미치는 인자로 나타났습니다. N이 증가하면 아크 열 입력이 감소하고 용가재의 적층량이 늘어나 희석률이 낮아지며, 결과적으로 공식 전위가 상승하고 예민화도가 감소합니다. 반대로 용접 전압(V)과 용접 속도(S)의 증가는 열 입력 및 희석률을 높여 부식 성능을 저하시키는 상관관계를 보였습니다.

와이어 송급 속도(W)는 단독으로는 부식 응답에 미치는 영향이 미미했으나, 용접 속도 및 노즐 거리와의 상호작용을 통해 부식 저항성에 기여하는 것으로 분석되었습니다. 예를 들어, 낮은 와이어 송급 속도와 높은 용접 속도가 결합될 경우 희석률이 급격히 증가하여 클래딩 층의 합금 원소 농도가 낮아지고 부식에 취약해집니다.

통계적 분석을 통해 도출된 상호작용 효과는 공정 변수 하나만을 제어하는 것보다 변수 간의 조합을 최적화하는 것이 부식 저항성 극대화에 더 중요함을 보여줍니다. 특히 낮은 용접 전압(약 27V)과 높은 노즐 거리 조건에서 공식 부식 저항성이 가장 높게 나타나는 등 특정 변수 조합에서의 시너지 효과가 확인되었습니다.


Paper Details

Effect of Flux Cored arc Welding Process Parameters on Corrosion Resistance of Austenitic Stainless Steel Claddings

1. Overview

  • Title: Effect of Flux Cored arc Welding Process Parameters on Corrosion Resistance of Austenitic Stainless Steel Claddings
  • Author: Marlon Muniz Nunes, José Henrique de Freitas Gomes, Tarcisio Gonçalves Brito, Reny Angela Renzetti
  • Year: 2020
  • Journal: Materials Research

2. Abstract

클래딩 공정은 저가 재료로부터 부식 저항성이 있는 표면을 생성하는 데 사용될 수 있다. 오스테나이트 스테인리스강은 용접 클래딩에 광범위하게 사용되어 왔으며, 우수한 부식 저항성과 양호한 용접성을 보유하고 있다. 이러한 맥락에서, AISI 1020 탄소강 위에 AWS E316LT1-1/4 스테인리스강을 적층하는 실험을 수행하였으며, 플럭스 코어드 아크 용접(FCAW) 공정 변수가 공식 및 입계 부식에 미치는 영향을 조사하였다. 공정 변수가 부식 저항성에 미치는 영향을 예측하고 수학적 모델을 개발하기 위해 반응 표면 분석법(RSM) 기반의 중심 합성 계획(CCD)이 사용되었다. 관심 응답은 이중 루프 전기화학적 동전위 재활성화(DLEPR) 및 동전위 분극 시험을 통해 얻어졌다. 분석된 공정 변수는 와이어 송급 속도, 용접 전압, 용접 속도 및 노즐-모재 간 거리였다. 개발된 모든 RSM 모델은 통계적으로 유의미하였으며 양호한 적합도를 나타냈다. 결과에 따르면 공정 변수는 예민화도와 공식 전위를 결정하는 데 중요하며, 변수 간의 상호작용 또한 무시할 수 없는 것으로 나타났다.

3. Methodology

3.1. 실험 계획: 반응 표면 분석법(RSM)의 중심 합성 계획(CCD)을 사용하여 4가지 용접 변수(W, V, S, N)에 대해 5개 수준에서 총 31회의 실험을 설계하고 수행하였다.
3.2. 용접 및 시편 준비: ESAB AristoPower 460 장비를 이용하여 AISI 1020 강판에 AWS E316LT1-1/4 와이어를 적층하였으며, 절단 및 연마 과정을 거쳐 부식 시험용 시편을 제작하였다.
3.3. 전기화학적 부식 시험: 3.5 wt.% NaCl 용액에서 동전위 분극 시험을 통해 공식 전위를 측정하고, ASTM G108-94에 따라 DLEPR 시험을 실시하여 예민화도(DOS)를 산출하였다.
3.4. 미세조직 분석: 광학 현미경 및 SEM을 사용하여 클래딩 층의 조직을 관찰하였으며, 페라이트스코프를 이용해 델타 페라이트 함량(FN)을 측정하고 셰플러 선도로 상 구성을 예측하였다.

4. Key Results

연구 결과, 노즐-모재 간 거리(N)가 증가할수록 열 입력이 감소하여 공식 전위가 상승하고 예민화도가 낮아지는 등 부식 저항성이 뚜렷하게 향상되었습니다. 샘플 21은 가장 낮은 예민화도(0.002)와 가장 높은 공식 전위(275 mV)를 기록하여 최적의 성능을 보인 반면, 샘플 8은 높은 희석률로 인해 마르텐사이트 조직이 형성되어 부식에 가장 취약한 것으로 나타났습니다. 개발된 RSM 모델은 80% 이상의 수정 결정계수를 확보하여 공정 변수와 부식 특성 간의 관계를 신뢰성 있게 설명하였으며, 변수 간의 상호작용 효과가 부식 성능 결정에 핵심적인 역할을 함을 확인하였습니다.

5. Mathematical Models

희석률에 따른 용융부의 화학 조성 예측 모델: $$X_{WM} = X_{BM} \left( \frac{D}{100} \right) + X_{FM} \left( 1 – \frac{D}{100} \right)$$ RSM 기반의 2차 다항식 응답 표면 모델: $$Y = \beta_0 + \beta_1 W + \beta_2 V + \beta_3 S + \beta_4 N + \beta_{11} W^2 + \beta_{22} V^2 + \beta_{33} S^2 + \beta_{44} N^2 + \beta_{12} WV + \beta_{13} WS + \beta_{14} WN + \beta_{23} VS + \beta_{24} VN + \beta_{34} SN$$

Figure List

  1. Figure 1. Characterization of sample 8: (a) DLEPR polarization curve and (b) microstructure of cladding (SEM examination).
  2. Figure 2. Characterization of sample 21: (a) DLEPR polarization curve and (b) microstructure of cladding (SEM examination).
  3. Figure 3. SEM observation of sample 8 (weld metal).
  4. Figure 4. Effect of nozzle to plate distance (N), wire feed rate (W), welding voltage (V) and welding speed (S) on: (a) pitting potential and (b) degree of sensitization.
  5. Figure 5. Response surface for interaction effect of welding speed (S) and nozzle to plate distance (N) on degree of sensitization (DOS).
  6. Figure 6. Response surface for interaction effect of welding speed (S) and wire feed rate (W) on degree of sensitization (DOS).
  7. Figure 7. Response surface for interaction effect of welding voltage (V) and nozzle to plate distance (N) on pitting potential (Epit).
  8. Figure 8. Response surface for interaction effect of wire feed rate (W) and nozzle to plate distance (N) on pitting potential (Epit).

References

  1. ASM International. Properties and selection: irons, steel and high performance alloys. 2005.
  2. Palani PK, Murugan N. Optimization of weld bead geometry for stainless steel claddings deposited by FCAW. 2007.
  3. Montgomery DC. Design and analysis of experiments. 6th ed. 2005.
  4. ASTM G108-94: standard test method for Electrochemical Reactivation (EPR) for detecting sensitization. 2015.

Technical Q&A

Q: 용접 전압(V)이 증가할 때 부식 저항성이 감소하는 구체적인 이유는 무엇입니까?

용접 전압이 증가하면 아크의 열 입력이 직접적으로 상승하게 됩니다. 높은 열 입력은 모재인 탄소강과 클래딩 금속인 스테인리스강 사이의 합금 원소 확산을 촉진하며, 특히 모재로부터 탄소의 유입을 증가시켜 희석률을 높입니다. 이는 결정립계에서 크롬 탄화물의 석출을 가속화하여 예민화도를 높이고, 결과적으로 공식 전위를 낮추어 부식 저항성을 저하시키는 결과를 초래합니다.

Q: 노즐-모재 간 거리(N)가 부식 성능 향상에 기여하는 메커니즘은 무엇입니까?

노즐-모재 간 거리가 멀어지면 아크의 열 밀도가 분산되고 모재로 전달되는 유효 열 입력이 감소합니다. 이와 동시에 용가재인 와이어가 모재 위에 더 두껍게 쌓이는 효과가 발생하여 희석률이 낮아집니다. 낮은 희석률은 클래딩 층 내의 크롬, 니켈 등 내부식성 원소의 농도를 높게 유지시켜 공식 전위를 상승시키고 예민화 발생을 억제함으로써 전반적인 부식 성능을 향상시킵니다.

Q: 샘플 8에서 마르텐사이트 조직이 관찰된 원인과 그 영향은 무엇입니까?

샘플 8은 41.1%라는 매우 높은 희석률을 보였는데, 이는 모재로부터 다량의 탄소가 클래딩 층으로 유입되었음을 의미합니다. 셰플러 선도 분석에 따르면, 이러한 화학 조성의 변화는 오스테나이트 안정화 원소의 상대적 부족을 초래하여 냉각 과정에서 마르텐사이트 변태를 유도합니다. 마르텐사이트 조직은 경도를 높이지만 부식 저항성 측면에서는 매우 취약하며, 크롬 탄화물 석출과 결합하여 해당 샘플의 부식 성능을 급격히 저하시켰습니다.

Q: 와이어 송급 속도(W)가 부식 저항성에 미치는 영향은 다른 변수와 어떻게 다릅니까?

본 연구의 ANOVA 분석 결과, 와이어 송급 속도는 단독 변수로서 공식 전위나 예민화도에 미치는 직접적인 영향력이 가장 낮은 것으로 나타났습니다. 그러나 W는 용접 속도(S)나 노즐 거리(N)와 결합할 때 유의미한 상호작용 효과를 보입니다. 예를 들어, 와이어 송급 속도가 증가하면 전극 용융량이 늘어나 희석률을 낮추는 데 기여할 수 있으며, 이는 특정 조건에서 부식 저항성을 보완하는 역할을 수행합니다.

Q: 본 연구에서 개발된 RSM 모델의 산업적 신뢰성은 어떻게 검증되었습니까?

개발된 모든 수학적 모델은 분산 분석(ANOVA)을 통해 P-값이 0.05 미만으로 나타나 통계적 유의성이 검증되었습니다. 또한 수정 결정계수(Adj. R2)가 공식 전위 모델의 경우 80.90%, 예민화도 모델의 경우 85.00%로 나타나 실험 데이터와 모델 예측값 사이의 높은 일치성을 입증하였습니다. 적합 결여(Lack-of-fit) 테스트에서도 유의미한 결함이 발견되지 않아, 실제 산업 현장에서 공정 변수 제어를 위한 예측 도구로 사용하기에 충분한 신뢰성을 갖추고 있습니다.

Conclusion

본 연구를 통해 플럭스 코어드 아크 용접(FCAW) 공정 변수가 316L 스테인리스강 클래딩의 부식 저항성에 미치는 복합적인 영향이 규명되었습니다. 반응 표면 분석법을 통해 구축된 수학적 모델은 용접 전압, 속도, 노즐 거리가 예민화도와 공식 전위를 결정하는 핵심 인자임을 보여주었으며, 특히 변수 간의 상호작용이 부식 특성에 미치는 영향이 상당함을 입증하였습니다. 낮은 용접 전압과 속도, 그리고 높은 노즐-모재 간 거리를 유지하는 것이 부식 저항성 극대화에 유리하다는 결론을 얻었습니다.

결론적으로, 본 연구에서 제시된 최적화 모델과 미세조직적 분석 결과는 해양 및 에너지 산업에서 저가형 소재의 표면 성능을 강화하기 위한 신뢰성 있는 공정 가이드라인을 제공합니다. 이는 고품질 내부식성 클래딩 층의 경제적 생산을 가능하게 하며, 향후 다양한 합금 시스템의 용접 공정 설계 및 품질 관리에 중요한 기초 자료로 활용될 것입니다.


Source Information

Citation: Marlon Muniz Nunes, José Henrique de Freitas Gomes, Tarcisio Gonçalves Brito, Reny Angela Renzetti (2020). Effect of Flux Cored arc Welding Process Parameters on Corrosion Resistance of Austenitic Stainless Steel Claddings. Materials Research.

DOI/Link: https://doi.org/10.1590/1980-5373-MR-2020-0356

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Fig. 3 — X-ray radiography film of sample no. 4 & 9.

그레이-다구치 방법을 이용한 용가재 없는 듀플렉스 스테인리스강 TIG 용접 공정 파라미터 최적화

그레이-다구치 방법을 이용한 용가재 없는 듀플렉스 스테인리스강 TIG 용접 공정 파라미터 최적화

Optimization of process parameters of TIG welding of duplex stainless steel without filler rod by grey-Taguchi method

본 연구는 현대 산업에서 널리 사용되는 듀플렉스 스테인리스강(DSS)의 용접 품질 향상을 위해 TIG 용접 공정 파라미터를 최적화하는 기술적 방법론을 제시합니다. 용가재를 사용하지 않는 조건에서 전류, 용접 속도, 보호 가스 유량이 기계적 성질에 미치는 영향을 정량적으로 분석하여 산업적 신뢰성을 확보하는 데 중점을 둡니다.

Paper Metadata

  • Industry: 제조 및 가공 산업 (화학, 정유, 가스 제조)
  • Material: 듀플렉스 스테인리스강 (Duplex Stainless Steel – ASTM/UNS 2205)
  • Process: 용가재 없는 텅스텐 불활성 가스(TIG) 용접

Keywords

  • Anova
  • Duplex stainless steel
  • Optimization
  • Signal to noise ratio
  • Taguchi design
  • Tungsten inert gas welding

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 ASTM/UNS 2205 듀플렉스 스테인리스강 판재를 대상으로 용가재 없이 TIG 용접을 수행하는 실험적 프레임워크를 구축하였습니다. 실험 설계는 다구치의 L9 직교 배열법을 채택하였으며, 제어 인자로 용접 전류(80, 85, 90 A), 보호 가스 유량(7, 7.5, 8 l/min), 용접 속도(2.3, 2.8, 3.5 mm/s)의 세 가지 변수를 설정하였습니다. 용접 장비로는 400A급 IGBT 디지털 용접 인버터를 사용하였으며, 보호 가스로는 아르곤을 적용하였습니다. 실험을 통해 제작된 9개의 맞대기 용접 시편은 X-선 방사선 투과 시험과 인장 시험을 통해 품질을 평가받았습니다. 다중 응답 최적화 문제를 해결하기 위해 그레이 관계 분석(Grey Relational Analysis)과 다구치 기법을 결합한 하이브리드 방법론이 적용되었습니다.

Fig. 1 — TIG welding setup.
Fig. 1 — TIG welding setup.

Key Findings

실험 결과, 최적의 용접 파라미터 조합은 전류 90 A(수준 3), 가스 유량 8 l/min(수준 3), 용접 속도 3.5 mm/s(수준 3)로 결정되었습니다. ANOVA 분석을 통해 용접 속도가 전체 공정 품질에 53.3%의 기여율을 보이며 가장 지배적인 인자임을 확인하였으며, 가스 유량(30.8%)과 전류(14.2%)가 그 뒤를 이었습니다. 최적 조건에서의 예측된 그레이 관계 등급은 0.899974였으나, 실제 확인 실험을 통해 0.945485의 결과를 얻어 초기 실험 대비 약 0.15977의 개선 효과를 입증하였습니다. 인장 강도 측면에서는 최대 665 MPa, 항복 강도 270 MPa, 연신율 17.061%의 우수한 기계적 성질이 확보되었습니다. 모든 시편은 X-선 검사에서 결함이 없는 ‘허용 가능’ 수준으로 판명되었습니다.

Industrial Applications

본 연구에서 도출된 최적 파라미터는 화학 플랜트, 정유 시설, 가스 제조 산업에서 듀플렉스 스테인리스강 구조물 제작 시 직접적으로 적용 가능합니다. 용가재를 사용하지 않는 TIG 용접 공정은 재료 비용을 절감하고 공정을 단순화하면서도 높은 강도와 내부식성을 유지해야 하는 배관 및 압력 용기 제작에 유리합니다. 또한, 그레이-다구치 방법론은 복잡한 다중 목적 최적화가 필요한 다양한 금속 가공 공정의 품질 관리 및 공정 설계 가이드라인으로 활용될 수 있습니다. 특히 정밀한 입열량 제어가 요구되는 박판 용접 분야에서 공정 변동성을 최소화하고 생산성을 높이는 데 기여할 것입니다.


Theoretical Background

Grey Relational Analysis (GRA)

그레이 관계 분석은 정보가 부분적으로 알려지지 않은 복잡한 시스템의 상관관계를 분석하는 데 사용되는 정량적 기법입니다. 전통적인 다구치 방법이 단일 응답 최적화에 국한되는 한계를 극복하기 위해, 여러 성능 특성(항복 강도, 인장 강도, 연신율 등)을 하나의 통합된 지표인 그레이 관계 등급(Grey Relational Grade)으로 변환합니다. 이 과정은 데이터 정규화, 그레이 관계 계수 계산, 그리고 가중 평균을 통한 등급 산출 단계로 구성됩니다. 이를 통해 상충될 수 있는 여러 품질 특성을 동시에 만족시키는 최적의 공정 조건을 통계적으로 도출할 수 있습니다.

Signal-to-Noise (S/N) Ratio

다구치 기법의 핵심인 신호 대 잡음비(S/N 비)는 공정의 견고성을 측정하는 척도로 사용됩니다. 본 연구에서는 기계적 강도와 연신율의 극대화를 목표로 하므로 ‘망대특성(Higher-the-Better)’ 공식을 적용하였습니다. S/N 비는 평균값의 제곱과 분산의 관계를 로그 함수로 표현하여, 목표값에 근접하면서도 변동성이 최소화된 조건을 수치적으로 나타냅니다. 높은 S/N 비를 갖는 인자 수준이 최적의 조건으로 간주되며, 이는 외부 노이즈에 대해 공정이 얼마나 안정적인지를 보여주는 지표가 됩니다.

Fig. 3 — X-ray radiography film of sample no. 4 & 9.
Fig. 3 — X-ray radiography film of sample no. 4 & 9.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험은 75 mm x 50 mm x 3 mm 크기의 ASTM/UNS 2205 듀플렉스 스테인리스강 판재를 사용하여 맞대기 용접 방식으로 진행되었습니다. 용접 장비는 Electra Engineering의 400A급 IGBT 디지털 인버터를 사용하였으며, 2.4 mm 직경의 텅스텐 전극을 장착하였습니다. 용접 전류는 80, 85, 90 A로, 보호 가스인 아르곤 유량은 7, 7.5, 8 l/min으로, 용접 속도는 2.3, 2.8, 3.5 mm/s로 각각 3수준씩 설정되었습니다. 시편 제작 후 WEDM(와이어 방전 가공)을 사용하여 ASTM E8 표준에 따른 인장 시험편을 정밀 가공하였습니다.

Visual Data Summary

X-선 방사선 투과 시험 결과, 9개의 모든 시편에서 중대한 결함이 발견되지 않았으며, 일부 시편(1번, 5번)에서 미세한 언더컷이 관찰되었으나 모두 허용 범위 내에 있었습니다. 인장 시험 결과(Table 5), 5번 시편(85A, 7.5 l/min, 3.5 mm/s)에서 260 MPa의 높은 항복 강도를 보였으며, 9번 시편(90A, 8 l/min, 2.8 mm/s)에서 650 MPa의 최대 인장 강도를 기록하였습니다. S/N 비 주효과도(Fig. 5)와 평균 주효과도(Fig. 6)를 통해 각 인자의 수준 변화에 따른 그레이 관계 등급의 변화 추이를 시각적으로 확인하였으며, 모든 그래프에서 수준 3이 가장 높은 값을 나타냈습니다.

Variable Correlation Analysis

변수 간 상관관계 분석을 위해 수행된 ANOVA(Table 13) 결과, 용접 속도(S)의 P-값이 0.028로 나타나 95% 신뢰 수준에서 가장 유의미한 인자임이 입증되었습니다. 보호 가스 유량(F)의 P-값은 0.048로 두 번째로 높은 유의성을 보였으며, 용접 전류(C)는 0.098로 상대적으로 영향력이 낮았습니다. 이는 듀플렉스 스테인리스강의 TIG 용접 시 입열량을 결정하는 용접 속도의 정밀한 제어가 기계적 성질 확보에 가장 결정적인 역할을 함을 시사합니다. 또한, R-sq 값은 98.45%로 산출되어 본 실험 모델이 데이터의 변동성을 매우 높은 정확도로 설명하고 있음을 확인하였습니다.


Paper Details

Optimization of process parameters of TIG welding of duplex stainless steel without filler rod by grey-Taguchi method

1. Overview

  • Title: Optimization of process parameters of TIG welding of duplex stainless steel without filler rod by grey-Taguchi method
  • Author: Sandip Mondal, Pradip Kumar Pal, Goutam Nandi
  • Year: 2021
  • Journal: Indian Journal of Engineering & Materials Sciences

2. Abstract

용접 입력 파라미터는 용접 조인트의 품질을 생산하는 데 중요한 역할을 합니다. 용접 품질은 건전한 지식 기반을 갖춘 적절한 공정 파라미터를 사용하여 개선되었습니다. 전류, 용접 속도 및 보호 가스 유량은 듀플렉스 스테인리스강(DSS)에 대한 텅스텐 불활성 가스(TIG) 용접의 가장 중요한 영향 파라미터로 사용되었습니다. 본 연구에서는 듀플렉스 스테인리스강 – ASTM/UNS 2205의 TIG 용접 공정 파라미터에 대한 다중 목적 최적화가 결정되었습니다. 이러한 용접 공정 파라미터는 DSS 용접 조인트의 요구되는 품질을 달성하기 위해 최적화되었습니다. DSS에 대한 TIG 용접 품질은 인장 시험 측면에서 평가되었습니다. 이 다중 최적화 문제를 해결하기 위해 그레이 기반 다구치 기법이 사용되었습니다. 분산 분석(ANOVA)을 적용하여 최종 인장 강도, 항복 강도 및 연신율인 원하는 결과에 대한 개별 요인의 유의성을 평가하였습니다. 최적의 결과를 검증하기 위해 추가적인 확인 실험이 수행되었습니다. 본 연구를 통해 화학 산업, 정유소, 가스 제조 산업 등 많은 분야에서 DSS의 용접 품질을 지속적으로 발전시키기 위한 그레이 기반 다구치 방법의 적용 가능성을 보여주었습니다.

3. Methodology

3.1. 실험 설계: 다구치의 L9 직교 배열법을 사용하여 용접 전류, 가스 유량, 용접 속도의 3가지 독립 변수를 각각 3수준으로 설정하여 총 9회의 실험을 설계함.
3.2. 시편 준비 및 용접: ASTM/UNS 2205 듀플렉스 스테인리스강 판재를 세척 후 용가재 없이 TIG 용접을 수행하였으며, 아르곤 가스를 보호 가스로 사용함.
3.3. 품질 평가 및 최적화: 용접부의 건전성을 위해 X-선 검사를 수행하고, 인장 시험을 통해 얻은 데이터를 그레이 관계 분석(GRA)을 통해 정규화 및 통합 등급으로 변환하여 최적 조건을 도출함.

4. Key Results

본 연구의 핵심 결과는 최적의 용접 조건(A3-B3-C3: 전류 90A, 가스 유량 8 l/min, 용접 속도 3.5 mm/s)에서 기계적 성질이 극대화됨을 확인한 것입니다. ANOVA 분석 결과 용접 속도가 53.3%의 기여율로 가장 중요한 인자임이 밝혀졌으며, 확인 실험을 통해 그레이 관계 등급이 0.785715에서 0.945485로 크게 향상되었습니다. 인장 강도는 665 MPa로 예측치보다 높게 나타났으며, 모든 시편은 방사선 검사에서 결함 없는 합격 판정을 받았습니다. 이는 제안된 그레이-다구치 방법론이 DSS 용접 공정 최적화에 매우 효과적임을 입증합니다.

5. Mathematical Models

$$x_i(k) = \frac{y_i(k) – \min y_i(k)}{\max y_i(k) – \min y_i(k)}$$ (망대특성 정규화 공식)
$$\xi_i(k) = \frac{\Delta_{\min} + \psi \Delta_{\max}}{\Delta_{0i}(k) + \psi \Delta_{\max}}$$ (그레이 관계 계수 산출식, 여기서 $\psi=0.5$)
$$\gamma_i = \frac{1}{n} \sum_{k=1}^{n} \xi_i(k)$$ (그레이 관계 등급 산출식)
$$SN = -10 \log \left[ \frac{1}{n} \sum_{i=1}^{n} \frac{1}{y_i^2} \right]$$ (망대특성 S/N 비 산출식)
$$\hat{\gamma} = \gamma_m + \sum_{i=1}^{o} (\bar{\gamma}_i – \gamma_m)$$ (예측 그레이 관계 등급 산출식)

Figure List

  1. Fig. 1: TIG 용접 장치 구성도
  2. Fig. 2: 용접 시편 2번의 사진
  3. Fig. 3: 시편 4번 및 9번의 X-선 방사선 투과 필름
  4. Fig. 4: 인장 시험편 준비 및 시험 후 시편 사진
  5. Fig. 5: S/N 비에 대한 주효과도
  6. Fig. 6: 평균값에 대한 주효과도

References

  1. Palani P K, & Murugan N, J Manuf Process, 8 (2006) 90.
  2. Del Coz Diaz J J, et al., Appl Therm Eng, 30 (2010) 2448.
  3. Zou Y, et al., Mater Sci Eng A, 620 (2015) 140.
  4. Juang S C, & Tarng Y S, J Mater Process Technol, 122 (2002) 33.
  5. Tarng Y S, et al., Int J Adv Manuf Technol, 16 (2000) 688.

Technical Q&A

Q: 듀플렉스 스테인리스강(DSS) 용접에서 그레이-다구치 방법을 사용하는 주된 이유는 무엇입니까?

전통적인 다구치 방법은 단일 품질 특성 최적화에는 효과적이지만, 항복 강도, 인장 강도, 연신율과 같이 여러 응답 변수를 동시에 고려해야 하는 용접 공정에서는 한계가 있습니다. 그레이 관계 분석을 결합하면 이러한 다중 응답을 하나의 그레이 관계 등급으로 통합하여 최적화할 수 있습니다. 이를 통해 복잡한 상관관계를 가진 공정 파라미터를 체계적으로 분석하고, 전체적인 용접 품질을 극대화하는 단일 최적 조건을 도출할 수 있기 때문입니다.

Q: 실험에서 사용된 세 가지 공정 파라미터 중 가장 영향력이 큰 것은 무엇이며 그 근거는 무엇입니까?

분산 분석(ANOVA) 결과에 따르면 용접 속도(Welding Speed)가 가장 큰 영향력을 미치는 것으로 나타났습니다. 용접 속도의 기여율은 약 53.3%로 계산되었으며, 통계적 유의성을 나타내는 P-값이 0.028로 설정된 유의 수준 0.05보다 작아 통계적으로 매우 유의미함이 입증되었습니다. 이는 용접 속도가 단위 길이당 입열량을 결정하는 핵심 요소로서, 듀플렉스 스테인리스강의 미세조직 형성과 기계적 성질에 결정적인 영향을 미치기 때문입니다.

Q: 최적의 파라미터 조합으로 도출된 결과는 구체적으로 무엇입니까?

본 연구에서 도출된 최적의 용접 파라미터 조합은 C3-F3-S3입니다. 이는 용접 전류 90 A, 보호 가스 유량 8 l/min, 용접 속도 3.5 mm/s를 의미합니다. 이 조건에서 그레이 관계 등급이 최대화되었으며, 확인 실험을 통해 항복 강도 270 MPa, 최종 인장 강도 665 MPa, 연신율 17.061%라는 우수한 기계적 성능이 확보됨을 검증하였습니다.

Q: X-선 방사선 투과 시험(X-ray radiography) 결과는 용접 품질에 대해 무엇을 시사합니까?

X-선 검사 결과, 실험에 사용된 9개의 모든 시편에서 균열, 기공, 슬래그 혼입과 같은 중대한 내부 결함이 발견되지 않았습니다. 일부 시편에서 미세한 언더컷이 관찰되었으나 모두 산업 표준에서 허용되는 범위 내에 있었습니다. 이는 본 연구에서 설정한 공정 파라미터 범위 내에서 수행된 TIG 용접이 구조적으로 건전한 조인트를 형성하고 있음을 시각적, 물리적으로 증명하는 것입니다.

Q: 확인 실험(Confirmatory experiment)의 목적과 그 결과의 의미는 무엇입니까?

확인 실험의 목적은 다구치 설계와 그레이 관계 분석을 통해 예측된 최적 조건이 실제 실험에서도 재현되는지 확인하고, 초기 설계 대비 품질 향상 정도를 검증하는 것입니다. 실험 결과, 예측된 그레이 관계 등급(0.899974)보다 실제 실험 등급(0.945485)이 더 높게 나타났으며, 이는 초기 실험 조건 대비 품질 지표가 0.15977만큼 개선되었음을 의미합니다. 결과적으로 제안된 최적화 모델의 신뢰성과 실용성을 확증하는 결과입니다.

Conclusion

본 연구는 그레이-다구치 방법론을 활용하여 듀플렉스 스테인리스강(ASTM/UNS 2205)의 용가재 없는 TIG 용접 공정을 성공적으로 최적화하였습니다. 실험 분석을 통해 용접 속도가 품질 결정의 가장 핵심적인 인자임을 규명하였으며, 전류 90A, 가스 유량 8 l/min, 속도 3.5 mm/s의 최적 조합을 제시하였습니다. 확인 실험 결과는 예측 모델과 높은 일치성을 보였으며, 기계적 강도와 연신율이 동시에 향상되는 성과를 거두었습니다. 이러한 결과는 고강도 및 고내식성이 요구되는 산업 현장에서 DSS 용접 공정의 신뢰성을 높이고 비용을 절감하는 데 중요한 기술적 근거를 제공합니다.


Source Information

Citation: Sandip Mondal, Pradip Kumar Pal & Goutam Nandi (2021). Optimization of process parameters of TIG welding of duplex stainless steel without filler rod by grey-Taguchi method. Indian Journal of Engineering & Materials Sciences.

DOI/Link: Not described in the paper

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Fig. 1 Reliability Plots of RSM Predicted Versus Observed Values of (a) Brinell Hardness Number, (b) Heat Input, (c) Cooling Rate, (d) Preheat Temperature, and (e) Amount of Diffusible Hydrogen.

반응 표면 분석법을 이용한 텅스텐 불활성 가스 용접 공정 변수의 최적화

반응 표면 분석법을 이용한 텅스텐 불활성 가스 용접 공정 변수의 최적화

Optimization of the Tungsten Inert Gas Process Parameters using Response Surface Methodology

본 연구는 연강 용접부의 품질 향상을 위해 텅스텐 불활성 가스(TIG) 용접 공정의 핵심 변수를 최적화하는 수치적 접근 방식을 제시합니다. 반응 표면 분석법(RSM)을 활용하여 용접 후 균열 형성을 억제하고 열 입력을 안정화함으로써 제조 현장에서의 구조적 건전성을 확보하는 데 중점을 둡니다.

Paper Metadata

  • Industry: 제조업 (Manufacturing)
  • Material: 연강 (Mild Steel)
  • Process: TIG 용접 (Tungsten Inert Gas Welding)

Keywords

  • 냉각 속도 (Cooling rate)
  • 열 입력 (Heat input)
  • 예열 온도 (Preheat temperature)
  • 반응 표면 분석법 (Response surface methodology)
  • TIG 공정 변수 (TIG process parameters)
  • 브리넬 경도 (Brinell hardness number)

Executive Summary

Research Architecture

본 연구의 실험 설계는 중심 합성 계획법(Central Composite Design, CCD)을 기반으로 구성되었습니다. 독립 변수로는 용접 전압, 전류, 용접 속도의 세 가지 핵심 요소를 설정하였으며, 각 변수의 상호작용과 2차 효과를 분석하기 위해 총 20회의 실험적 실행을 수행하였습니다. 각 실험 단계마다 5개의 시편을 사용하여 데이터의 신뢰성을 확보하였습니다.

실험 장치로는 TIG 용접 시스템이 사용되었으며, 수집된 데이터는 Design Expert 통계 소프트웨어(버전 7.01)를 통해 분석되었습니다. 연구 프레임워크는 입력 변수와 반응 변수(브리넬 경도, 열 입력, 냉각 속도, 예열 온도, 확산성 수소량) 간의 상관관계를 정의하는 2차 다항식 모델을 구축하는 데 집중하였습니다.

Key Findings

분석 결과, 최적의 용접 품질을 위한 공정 조건은 전압 21.95 V, 전류 190.0 A, 용접 속도 5.00 mm/s로 도출되었습니다. 이 조건에서 예측된 반응값은 브리넬 경도(BHN) 200.959, 열 입력 1.69076 kJ/mm, 냉각 속도 72.07 ℃/s, 예열 온도 150.68 ℃, 확산성 수소량 12.36 mL/100g으로 나타났습니다. 이는 모델의 예측치와 실제 측정치가 매우 높은 일치성을 보임을 입증합니다.

통계적 검증 결과, 모든 반응 변수에 대한 결정 계수(R-squared) 값이 0.9799에서 0.9940 사이로 나타나 모델의 높은 설명력을 확인하였습니다. 특히 만족도(Desirability) 값은 95.40%를 기록하여, 제안된 최적화 솔루션이 다중 반응 변수를 동시에 만족시키는 데 매우 효과적임을 정량적으로 증명하였습니다.

Industrial Applications

본 연구에서 도출된 최적 공정 매개변수는 연강 구조물의 용접 공정에서 균열, 언더컷, 변형 및 기공과 같은 결함을 최소화하는 데 직접적으로 적용될 수 있습니다. 정밀한 열 입력 제어와 냉각 속도 최적화를 통해 용접부의 기계적 강도를 극대화하고 구조적 실패 위험을 낮출 수 있습니다.

또한, RSM 기반의 최적화 모델은 용접 엔지니어가 복잡한 시행착오 없이 최적의 공정 조건을 신속하게 결정할 수 있는 가이드라인을 제공합니다. 이는 생산 효율성을 높이고 원자재 낭비를 줄이며, 최종 제품의 품질 일관성을 유지하는 데 기여하는 실무적 가치를 지닙니다.


Theoretical Background

Response Surface Methodology (RSM)

반응 표면 분석법(RSM)은 여러 독립 변수가 반응 변수에 미치는 영향을 분석하고 이를 최적화하기 위한 수학적 및 통계적 기술의 결합입니다. 이 방법은 특히 변수 간의 비선형 관계를 설명하기 위해 2차 효과를 모델에 통합하는 것이 특징입니다. 실험 설계를 통해 얻은 데이터를 바탕으로 최적의 반응을 도출할 수 있는 수치적 모델을 생성하며, 공정 산업에서 다중 변수 간의 복잡한 상관관계를 탐색하는 데 널리 사용됩니다. 본 연구에서는 중심 합성 계획법을 통해 실험 횟수를 효율적으로 관리하면서도 높은 정확도의 예측 모델을 구축하였습니다.

TIG Welding Process Parameters

텅스텐 불활성 가스(TIG) 용접은 비소모성 텅스텐 전극을 사용하여 아크를 발생시키는 정밀 용접 방식입니다. 용접 품질은 전압, 전류, 용접 속도 및 가스 유량과 같은 공정 변수의 조합에 의해 결정됩니다. 부적절한 변수 설정은 용접부의 경도 저하, 과도한 열 입력으로 인한 변형, 또는 확산성 수소에 의한 저온 균열을 유발할 수 있습니다. 따라서 각 변수가 냉각 속도와 미세 조직 변화에 미치는 영향을 이해하고, 이를 정밀하게 제어하는 것이 고품질 용접부를 얻기 위한 필수적인 이론적 토대가 됩니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험은 연강 시편을 대상으로 수행되었으며, 독립 변수의 범위는 전압 21-25 V, 전류 170-190 A, 용접 속도 2-5 mm/s로 설정되었습니다. 중심 합성 계획법(CCD)에 따라 총 20회의 실험 조합이 생성되었으며, 여기에는 중심점(Center points), 팩토리얼 지점(Factorial points), 축 지점(Axial points)이 포함되어 설계 공간 전체를 포괄하였습니다.

각 실험 조건에서 용접을 실시한 후, 브리넬 경도 시험기를 사용하여 열영향부(HAZ)의 경도를 측정하였습니다. 열 입력(HI)은 전압, 전류, 속도의 함수로 계산되었으며, 냉각 속도(CR)와 예열 온도(PT)는 표준 수식을 통해 도출되었습니다. 확산성 수소량은 용접부의 건전성을 평가하는 핵심 지표로 기록되었습니다.

모든 측정 데이터는 통계적 유의성을 검토하기 위해 분산 분석(ANOVA)을 거쳤습니다. 이를 통해 각 공정 변수가 개별적으로 또는 상호작용을 통해 반응 변수에 미치는 영향력을 정량적으로 평가하였으며, 모델의 적합성 결여(Lack-of-fit) 테스트를 통해 구축된 2차 모델의 타당성을 검증하였습니다.

Table 3 Computed Goodness of Fit Statistics for Validating Model Significance.
Table 3 Computed Goodness of Fit Statistics for Validating Model Significance.

Visual Data Summary

신뢰성 도표(Reliability Plots) 분석 결과, 모든 반응 변수(BHN, HI, CR, PT, HIIW)에서 실제 관찰값과 RSM 모델에 의한 예측값이 선형적인 관계를 보이며 밀접하게 분포함을 확인하였습니다. 결정 계수(R2) 값이 0.99에 근접하는 결과는 모델이 실험 데이터의 변동성을 거의 완벽하게 설명하고 있음을 나타냅니다. 특히 브리넬 경도와 열 입력의 경우, 예측 모델의 정확도가 매우 높아 공정 제어의 신뢰성을 뒷받침합니다.

Variable Correlation Analysis

ANOVA 분석을 통해 전류(A), 전압(B), 용접 속도(C)가 브리넬 경도에 미치는 영향이 매우 유의미함(p < 0.0001)이 밝혀졌습니다. 특히 전압과 용접 속도의 상호작용(BC) 및 각 변수의 제곱항(A2, B2, C2)이 경도 변화에 중요한 역할을 하는 것으로 나타났습니다. 이는 공정 변수 간의 관계가 단순 선형이 아닌 복잡한 곡선 형태를 띠고 있음을 의미합니다.

열 입력 분석에서는 전류와 전압의 증가가 열 입력을 높이는 반면, 용접 속도의 증가는 이를 감소시키는 상관관계가 뚜렷하게 관찰되었습니다. 냉각 속도는 용접 속도와 밀접한 관련이 있으며, 이는 용접부의 미세 조직과 최종 경도에 직접적인 영향을 미치는 것으로 분석되었습니다.

확산성 수소량의 경우, 전류와 전압의 상호작용이 수소 함량에 유의미한 영향을 미치는 것으로 나타났습니다. 이러한 변수 간의 상관관계 분석을 통해, 특정 반응을 최적화하기 위해 어떤 변수를 우선적으로 제어해야 하는지에 대한 공학적 판단 근거를 마련하였습니다.


Paper Details

Optimization of the Tungsten Inert Gas Process Parameters using Response Surface Methodology

1. Overview

  • Title: Optimization of the Tungsten Inert Gas Process Parameters using Response Surface Methodology
  • Author: P. Pondi, J. Achebo, A. Ozigagun
  • Year: 2021
  • Journal: International Journal of Emerging Scientific Research (IJESR)

2. Abstract

최적화는 수학적 및 인공지능 방법을 활용하는 제조업에서 적용되는 매우 중요한 기술입니다. 대부분의 최적화 기술과 관련된 복잡성으로 인해 새로운 기술에 대한 탐색이 이루어졌습니다. 이러한 탐색은 반응 표면 분석법(RSM)의 등장으로 이어졌습니다. 본 논문은 RSM을 사용하여 연강 용접부의 용접 후 균열 형성을 제거하고 열 입력을 안정화하는 데 필요한 텅스텐 불활성 가스 공정 변수를 최적화하는 것을 목표로 합니다. 고려된 주요 입력 변수는 전압, 전류 및 속도이며, 반응 매개변수는 브리넬 경도 번호(BHN)입니다. 실험의 통계적 설계는 중심 합성 계획법 기술을 사용하여 수행되었습니다. 실험은 실험당 5개의 시편으로 총 20회 실시되었습니다. 반응값들을 측정, 기록하고 RSM을 사용하여 최적화하였습니다. 결과적으로 21.95 V의 전압, 190.0 A의 전류 및 5.00 mm/s의 용접 속도가 다음과 같은 최적의 특성을 갖는 용접 재료를 생성하는 것으로 관찰되었습니다: BHN (200.959 HAZ), 열 입력 (1.69076 kJ/mm), 냉각 속도 (72.07 ℃/s), 예열 온도 (150.68 ℃) 및 확산성 수소량 (12.36 mL/100g). 최적의 솔루션은 95.40%의 만족도 값으로 Design Expert에 의해 선택되었습니다.

3. Methodology

3.1. 실험 설계 및 변수 설정: 중심 합성 계획법(CCD)을 사용하여 전압(21-25V), 전류(170-190A), 용접 속도(2-5mm/s)를 독립 변수로 설정하고 총 20회의 실험 조합을 구성함.
3.2. 시편 준비 및 용접 실시: 연강 시편을 준비하여 설정된 조건에 따라 TIG 용접을 수행하고, 각 실험당 5개의 샘플을 제작하여 데이터의 일관성을 유지함.
3.3. 반응값 측정 및 통계 분석: 용접부의 브리넬 경도, 열 입력, 냉각 속도 등을 측정하고 Design Expert 소프트웨어를 활용하여 2차 다항식 모델 구축 및 ANOVA 검증을 수행함.

4. Key Results

연구 결과, 구축된 모든 반응 표면 모델은 통계적으로 매우 유의미한 것으로 나타났습니다(p < 0.0001). 최적화된 공정 조건(21.95 V, 190.0 A, 5.00 mm/s)에서 브리넬 경도는 200.959로 극대화되었으며, 열 입력은 1.69076 kJ/mm로 안정화되었습니다. 또한 냉각 속도와 확산성 수소량 역시 용접 결함을 최소화할 수 있는 범위 내에서 최적화되었습니다. 결정 계수(R2) 분석을 통해 모델의 예측 정확도가 97% 이상임을 확인하였으며, 이는 실제 산업 현장에서의 적용 가능성을 강력하게 시사합니다.

Fig. 1 Reliability Plots of RSM Predicted Versus Observed Values of (a) Brinell Hardness Number, (b) Heat Input, (c) Cooling Rate, (d) Preheat Temperature, and (e) Amount of Diffusible Hydrogen.
Fig. 1 Reliability Plots of RSM Predicted Versus Observed Values of (a) Brinell Hardness Number, (b) Heat Input, (c) Cooling Rate, (d) Preheat Temperature, and (e) Amount of Diffusible Hydrogen.

5. Mathematical Models

$$Y = \beta_0 + \sum_{i=1}^q \beta_i x_i + \sum_{i=1}^q \beta_{ii} x_i^2 + \sum_{i=1}^{q-1} \sum_{j=i+1}^q \beta_{ij} x_i x_j + \epsilon$$ $$BHN = -2476.97511 + 24.47372 X_1 + 48.86565 X_2 – 56.67801 X_3 – 0.043750 X_1X_2 + 0.55833 X_1X_3 – 1.20833 X_2X_3 – 0.069356 X_1^2 – 0.85003 X_2^2 – 2.53254 X_3^2$$ $$HI = -94.50168 + 0.84575 X_1 + 2.19053 X_2 – 3.93715 X_3 + 0.00126875 X_1X_2 + 0.016058 X_1X_3 + 0.057208 X_2X_3 – 0.00256372 X_1^2 – 0.055977 X_2^2 – 0.022518 X_3^2$$ $$CR = -6657.12941 + 65.26818 X_1 + 61.83169 X_2 + 73.07664 X_3 – 0.36025 X_1X_2 – 0.52000 X_1X_3 + 0.80667 X_2X_3 – 0.15235 X_1^2 + 0.028309 X_2^2 – 0.017240 X_3^2$$ $$PT = 1908.41615 – 6.47345 X_1 – 119.91417 X_2 + 72.05994 X_3 – 0.012500 X_1X_2 – 0.68333 X_1X_3 + 3.41667 X_2X_3 + 0.027133 X_1^2 + 2.44610 X_2^2 – 3.50812 X_3^2$$ $$H_{IIW} = -20.00473 – 0.45246 X_1 + 4.45946 X_2 + 15.94529 X_3 + 0.058813 X_1X_2 – 0.094250 X_1X_3 – 0.049583 X_2X_3 – 0.00166784 X_1^2 – 0.32807 X_2^2 – 0.34778 X_3^2$$

Figure List

  1. Fig. 1 Reliability Plots of RSM Predicted Versus Observed Values of (a) Brinell Hardness Number, (b) Heat Input, (c) Cooling Rate, (d) Preheat Temperature, and (e) Amount of Diffusible Hydrogen.

References

  1. M. Kimchi, X. Sun, E. V. Stephens, M. A. Khaleel, and H. Shao, “Resistance spot welding of aluminum alloy to steel with transition material from process to performance part I: Experimental study” Welding Journal, vol. 2, pp. 188-195, 2002.
  2. K. J. Tarun, B. Bhuvnesh, B. Kulbhushan, and S. Varun, “Prediction and optimization of weld bead geometry in gas metal arc welding process using RSM” International Journal of Science, Engineering and Technology, vol. 2, no. 7, pp. 34-42, 2019.
  3. P. Sreeraj, T. Kannan, and M. Subhasis, “Optimization of weld bead geometry for stainless steel cladding deposited by GMAW,” American Journal of Engineering Research, vol. 2, no. 5, pp. 178-187, 2018.

Technical Q&A

Q: TIG 용접 공정에서 최적의 매개변수 조합을 찾는 것이 왜 중요한가요?

부적절한 용접 공정 요소의 조합은 균열, 언더컷, 변형 및 기공과 같은 용접 결함을 유발하여 구조적 실패의 원인이 되기 때문입니다. 최적의 조합을 통해 용접부의 강도와 품질을 극대화하고 결함을 제거하는 것이 엔지니어링 측면에서 필수적입니다.

Q: 본 연구에서 사용된 반응 표면 분석법(RSM)의 주요 역할은 무엇인가요?

RSM은 여러 독립 변수(전압, 전류, 속도)와 반응 변수 간의 상관관계를 탐색하고, 비선형 관계의 2차 효과를 통합하여 최적의 반응을 도출하는 수치적 모델을 구축하는 역할을 합니다. 이를 통해 복잡한 실험 데이터를 체계적으로 최적화할 수 있습니다.

Q: ANOVA 분석 결과에서 모델의 유의성을 어떻게 확인하였나요?

계산된 F-값과 p-값을 통해 확인하였습니다. 예를 들어, 브리넬 경도 모델의 F-값은 163.54로 나타났으며, p-값이 0.0001 미만으로 매우 낮아 모델이 통계적으로 유의미함을 입증하였습니다. 또한 적합성 결여(Lack-of-fit) 값이 유의미하지 않게 나타나 모델의 적합성을 뒷받침하였습니다.

Q: 최적화된 공정 조건에서 얻은 구체적인 수치는 무엇인가요?

전압 21.95 V, 전류 190.0 A, 용접 속도 5.00 mm/s 조건에서 브리넬 경도 200.959, 열 입력 1.69076 kJ/mm, 냉각 속도 72.07 ℃/s, 예열 온도 150.68 ℃, 확산성 수소량 12.36 mL/100g의 최적 결과를 얻었습니다.

Q: 확산성 수소량(HIIW)을 반응 변수로 고려한 이유는 무엇인가요?

확산성 수소는 용접부에서 저온 균열을 유발하는 주요 요인 중 하나이기 때문입니다. 용접부의 건전성을 확보하기 위해서는 수소 함량을 적절히 제어하고 최소화하는 것이 중요하며, 이를 통해 용접 품질의 신뢰성을 높일 수 있습니다.

Conclusion

본 연구는 반응 표면 분석법(RSM)을 성공적으로 적용하여 연강의 TIG 용접 공정 변수를 최적화하였습니다. 구축된 2차 다항식 모델은 높은 결정 계수와 통계적 유의성을 보여주었으며, 이를 통해 전압, 전류, 용접 속도가 용접부의 기계적 성질과 결함 형성에 미치는 복잡한 영향을 정밀하게 분석할 수 있었습니다.

결론적으로, 도출된 최적 공정 조건은 제조 현장에서 용접 품질을 개선하고 구조적 실패를 방지하기 위한 실질적인 지침을 제공합니다. 이러한 수치적 최적화 접근 방식은 전통적인 시행착오법의 한계를 극복하고, 효율적이고 과학적인 용접 공정 설계를 가능하게 함으로써 산업 전반의 기술 경쟁력을 강화하는 데 기여할 것입니다.


Source Information

Citation: P. Pondi, J. Achebo, A. Ozigagun (2021). Optimization of the Tungsten Inert Gas Process Parameters using Response Surface Methodology. International Journal of Emerging Scientific Research.

DOI/Link: https://doi.org/10.37121/ijesr.v2.150

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Figure C10b: Microstructure of PM Al indicating the grain measurements (x400)

5754 알루미늄 합금과 C11000 구리 간의 이종 마찰 교반 용접 특성 분석

5754 알루미늄 합금과 C11000 구리 간의 이종 마찰 교반 용접 특성 분석

CHARACTERISATION OF DISSIMILAR FRICTION STIR WELDS BETWEEN 5754 ALUMINIUM ALLOY AND C11000 COPPER

본 연구는 전기 전도성과 열 전도성이 상이한 5754 알루미늄 합금과 C11000 구리 판재를 이종 마찰 교반 용접(Friction Stir Welding, FSW)으로 접합할 때 발생하는 미세구조적 변화와 기계적, 전기적 특성을 체계적으로 분석한 논문입니다. 특히 금속간 화합물의 형성을 최소화하고 접합부의 무결성을 확보하기 위한 최적의 공정 변수 범위를 제시함으로써 전기 산업 분야의 버스바(Bus-bar) 제조 등 산업적 응용 가능성을 탐구하였습니다.

Paper Metadata

  • Industry: 전기 및 제조 산업 (Electrical and Manufacturing)
  • Material: 5754 알루미늄 합금, C11000 순동 (5754 AA, C11000 Cu)
  • Process: 이종 마찰 교반 용접 (Dissimilar Friction Stir Welding)

Keywords

  • 마찰 교반 용접 (FSW)
  • 이종 금속 접합 (Dissimilar Metal Joining)
  • 금속간 화합물 (Intermetallic Compounds)
  • 미세구조 분석 (Microstructural Evaluation)
  • 인장 강도 (Tensile Strength)
  • 전기 저항률 (Electrical Resistivity)
  • 공정 최적화 (Process Optimisation)

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 3.175 mm 두께의 5754 알루미늄 합금과 C11000 구리 판재를 맞대기 이음(Butt joint) 방식으로 접합하기 위해 I-STIR PDS FSW 플랫폼을 사용하였습니다. 실험 설계는 회전 속도(600, 950, 1200 rpm)와 이송 속도(50, 150, 300 mm/min)를 독립 변수로 설정하고, 세 가지 다른 숄더 직경(15, 18, 25 mm)을 가진 H13 공구강 공구를 사용하여 총 27회의 최종 용접 매트릭스를 구성하였습니다. 구리를 전진측(Advancing Side)에 배치하고 공구 핀을 알루미늄 쪽으로 2.5 mm 오프셋하여 삽입하는 공정 구성을 통해 금속학적 결합과 재료 혼합 효율을 극대화하는 방법론을 적용하였습니다.

C2. Macrographs of welds produced at the same input process parameters
(600 rpm and 50 mm/min) with the different shoulder diameter tools indicating
measurements of the SZ and TMAZ
C2. Macrographs of welds produced at the same input process parameters
(600 rpm and 50 mm/min) with the different shoulder diameter tools indicating
measurements of the SZ and TMAZ

Key Findings

실험 결과, 18 mm 숄더 직경 공구를 사용했을 때 가장 우수한 용접 품질이 나타났으며, 950 rpm의 회전 속도와 50 mm/min의 이송 속도에서 최대 208 MPa의 평균 인장 강도를 달성하였습니다. 이는 구리 모재 대비 약 86%의 접합 효율에 해당합니다. 미세구조 분석을 통해 접합부 계면에서 Al2Cu 및 Al4Cu9와 같은 나노 스케일의 금속간 화합물 층이 형성됨을 확인하였으며, 입열량이 낮을수록 이러한 화합물의 형성이 억제되는 경향을 보였습니다. 통계 분석 결과, 수직 하향력(Fz)이 인장 강도에 유의미한 영향을 미치며, 전기 저항률은 입열량과 강한 상관관계를 가짐이 정량적으로 입증되었습니다.

Industrial Applications

본 연구에서 도출된 이종 마찰 교반 용접 기술은 전기 변전소의 트랜스포머 연결부나 발전소의 제너레이터 연결에 사용되는 버스바(Bus-bar) 제조 공정에 직접 적용 가능합니다. 기존의 기계적 체결 방식이나 용융 용접에 비해 접합부의 전기 저항을 낮추고 에너지 효율을 높일 수 있으며, 경량화와 고성능이 요구되는 항공우주, 해양 및 운송 산업의 이종 금속 구조물 제작에도 활용될 수 있습니다.


Theoretical Background

마찰 교반 용접(FSW)의 메커니즘

마찰 교반 용접은 1991년 TWI에서 발명한 고상 접합 기술로, 비소모성 회전 공구를 피용접재 사이의 접합선에 삽입하여 이동시키는 방식입니다. 공구의 회전과 이동에 의해 발생하는 마찰열과 소성 변형열은 재료를 연화시키고 공구 주위에 소성 유동 영역을 형성합니다. 숄더는 소성된 재료가 외부로 유출되는 것을 방지하고 수직 압력을 가해 재료를 압착하며, 핀은 재료를 교반하여 고상 상태에서 원자 확산 및 기계적 혼합을 유도합니다. 이 과정은 재료의 융점 이하에서 이루어지므로 용융 용접에서 발생하는 기공, 응고 균열 및 합금 원소 손실 등의 결함을 방지할 수 있는 장점이 있습니다.

알루미늄-구리 이종 금속 시스템의 야금학

알루미늄(Al)과 구리(Cu)는 화학적 친화력이 매우 높지만 상호 고형분 용해도가 낮아 접합 계면에서 단단하고 취약한 금속간 화합물(Intermetallic Compounds, IMC)을 형성하기 쉽습니다. 주요 형성 상으로는 θ(Al2Cu), η2(AlCu), ζ2(Al3Cu4), δ(Al2Cu3), γ2(Al4Cu9) 등이 있으며, 이들은 높은 경도와 전기 저항성을 가집니다. 특히 120°C 이상의 온도에서 IMC 성장이 가속화되며, 이 층의 두께가 2 μm를 초과할 경우 접합부의 기계적 강도와 전기적 특성이 급격히 저하됩니다. 따라서 FSW 공정에서는 입열량을 정밀하게 제어하여 IMC 형성을 나노 스케일로 억제하는 것이 접합부 무결성 확보의 핵심입니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 5754 알루미늄 합금과 C11000 순동 판재(600 x 120 x 3.175 mm)가 사용되었습니다. 용접 공구는 H13 공구강을 가공하여 52 HRC로 열처리하였으며, 핀 직경 5 mm, 핀 길이 2.6 mm의 나사산 형태와 오목한 숄더 프로파일을 적용하였습니다. 용접은 위치 제어(Position Control) 모드에서 수행되었으며, 공구 경사각은 2°, 진입 속도는 5 mm/min, 유지 시간(Dwell time)은 2초로 고정하였습니다. 접합부의 특성 평가를 위해 광학 현미경(OM), 주사 전자 현미경(SEM), 에너지 분산형 분광기(EDS), X선 회절 분석(XRD), 비커스 미세 경도 시험 및 인장 시험을 실시하였습니다.

Visual Data Summary

용접부 매크로 분석 결과, 낮은 이송 속도(50 mm/min)에서 재료의 소성 유동이 활발하여 알루미늄과 구리가 층상 구조로 잘 혼합된 양상을 보였습니다. 반면, 높은 이송 속도(300 mm/min)에서는 입열량 부족으로 인해 구리 내부에 알루미늄이 충분히 채워지지 않은 공동(Opening)이나 웜홀(Wormhole) 결함이 관찰되었습니다. 15 mm 숄더 공구는 재료를 충분히 구속하지 못해 600 rpm 조건에서 웜홀이 발생한 반면, 18 mm 숄더 공구는 대부분의 조건에서 결함 없는 건전한 용접부를 형성하였습니다. 교반 영역(Stir Zone)의 폭은 숄더 직경이 커질수록 증가하는 경향을 보였으며, 이는 입열량 증가와 직접적으로 연관됩니다.

Figure C10b: Microstructure of PM Al indicating the grain measurements (x400)
Figure C10b: Microstructure of PM Al indicating the grain measurements (x400)

Variable Correlation Analysis

공정 변수 간의 상관관계 분석에 따르면, 회전 속도가 증가하거나 이송 속도가 감소할수록 입열량(Q)이 증가하며 이는 전기 저항률의 상승으로 이어집니다. 인장 강도(UTS)는 이송 속도가 증가함에 따라 감소하는 경향을 보였는데, 이는 고속 용접 시 발생하는 불충분한 금속학적 결합과 결함 발생에 기인합니다. 통계적 회귀 분석을 통해 도출된 UTS 예측 모델은 수평력(Fx)과 수직력(Fz)이 용접 품질에 결정적인 기여를 함을 보여주었습니다. 특히 950 rpm 조건은 모든 숄더 직경에서 비교적 안정적인 강도와 연신율을 나타내어 이종 Al-Cu 접합을 위한 최적의 회전 속도 구간임을 확인하였습니다.


Paper Details

CHARACTERISATION OF DISSIMILAR FRICTION STIR WELDS BETWEEN 5754 ALUMINIUM ALLOY AND C11000 COPPER

1. Overview

  • Title: 5754 알루미늄 합금과 C11000 구리 간의 이종 마찰 교반 용접 특성 분석
  • Author: Akinlabi, Esther Titilayo
  • Year: 2010
  • Journal: Doctor Technologiae Thesis, Nelson Mandela Metropolitan University

2. Abstract

마찰 교반 용접(FSW)은 1991년 TWI에서 발명하고 특허를 받은 고상 용접 공정으로, 철 및 비철 재료의 접합에 사용됩니다. 알루미늄 및 그 합금의 FSW는 상용화되었으며, 최근에는 이종 재료 접합에 관심이 집중되고 있습니다. 그러나 공정을 상용화하기 위해서는 특성 분석과 공정 윈도우 수립을 위한 연구가 필요합니다. 본 연구는 용접부의 재료 특성 분석을 통해 5754 알루미늄 합금과 C11000 구리의 FSW를 위한 공정 윈도우를 수립합니다. 또한, 알루미늄과 구리의 FSW에 관한 예비 연구에서 용접 품질에 해로운 금속간 화합물의 존재가 밝혀졌습니다. 본 연구는 용접부 내 금속간 화합물 형성을 제한하거나 방지할 수 있는 공정 변수를 설정하는 것을 목표로 합니다. 결과 용접부의 접합 무결성은 입력 공정 변수와 상관관계가 분석될 것입니다. 예비 조사를 바탕으로, 회전 속도(600~1200 rpm), 이송 속도(50~300 mm/min), 세 가지 숄더 직경 공구(15, 18, 25 mm)를 변화시켜 총 27개의 용접 매트릭스를 제작하여 입열량을 비교하고 최적의 결과를 도출하였습니다. 용접부는 미세구조 평가, 인장 시험, 미세 경도 프로파일링, X선 회절 분석, 전기 저항률 및 통계 분석을 통해 특성이 분석되었습니다.

3. Methodology

3.1. 재료 준비: 3.175 mm 두께의 5754 AA 및 C11000 Cu 판재를 세척하고 산화층을 제거하여 준비함.
3.2. 공구 설계: H13 공구강을 사용하여 15, 18, 25 mm 숄더 직경과 5 mm 핀 직경을 가진 공구를 제작하고 52 HRC로 열처리함.
3.3. 용접 공정: I-STIR PDS 플랫폼에서 위치 제어 모드를 사용하여 구리를 전진측에, 알루미늄을 후퇴측에 배치하고 핀을 알루미늄 쪽으로 2.5 mm 오프셋하여 접합함.
3.4. 특성 평가: 용접부 횡단면을 절단하여 폴리싱 및 에칭 후 OM, SEM/EDS, XRD를 통해 미세구조와 상을 분석하고, ASTM 표준에 따라 인장 시험 및 경도 시험을 수행함.
3.5. 전기 저항 측정: 4단자법(Four-Point Probe)을 사용하여 접합 계면의 전기 저항을 측정하고 저항률을 계산함.

4. Key Results

18 mm 숄더 공구를 사용한 950 rpm, 50 mm/min 조건에서 가장 높은 인장 강도(208 MPa)와 우수한 표면 외관이 확보되었습니다. 미세구조 분석 결과, 교반 영역은 알루미늄과 구리의 복잡한 혼합층으로 구성되었으며, 계면에서 Al2Cu와 Al4Cu9 상이 XRD를 통해 식별되었습니다. 미세 경도는 접합 계면의 IMC 형성 부위에서 최대 350 HV까지 상승하여 모재 대비 현저히 높은 값을 보였습니다. 전기 저항률은 0.087 ~ 0.1 μΩ 범위로 측정되었으며, 입열량이 증가함에 따라 저항률이 소폭 상승하는 경향을 보였습니다. 통계적으로 수직 하향력(Fz)은 인장 강도와 양의 상관관계를 가지며, 숄더 직경이 커질수록 교반 영역의 폭이 넓어짐이 확인되었습니다. 최종적으로 950 rpm의 중간 회전 속도와 50-150 mm/min의 이송 속도 범위가 최적의 공정 윈도우로 제안되었습니다.

5. Mathematical Models

용접 공정 중 입열량(Heat Input)은 다음 식을 통해 계산되었습니다: $$Q = \eta \frac{2\pi\omega T}{f}$$ 여기서 $Q$는 입열량(J/mm), $\eta$는 효율 계수(Al 및 Cu의 경우 0.9), $\omega$는 회전 속도(rev/min), $T$는 토크(Nm), $f$는 이송 속도(mm/min)입니다. 또한 결정립 크기와 강도의 관계는 Hall-Petch 식을 따릅니다: $$\sigma_0 = \sigma_i + kd^{-1/2}$$ 여기서 $\sigma_0$는 항복 응력, $d$는 결정립 직경입니다.

Figure List

  1. Figure 2.1: 마찰 교반 용접 공정의 개략도
  2. Figure 3.15: 모재(5754 AA 및 C11000 Cu)의 미세구조
  3. Figure 4.2: 숄더 직경별 용접부 매크로 외관 (15, 18, 25 mm)
  4. Figure 4.4: 전형적인 용접부 미세구조 영역(HAZ, TMAZ, SZ)
  5. Figure 4.12: 금속간 화합물 존재에 따른 인장 파단면 분석
  6. Figure 4.18: 950 rpm 조건에서의 숄더 직경별 미세 경도 프로파일
  7. Figure 4.23: 입열량에 따른 전기 저항률 변화 그래프

References

  1. Thomas, W. M., et al. (1991). Friction Stir Butt Welding. International Patent Application.
  2. Nandan, R., et al. (2008). Recent advances in friction stir welding. Progress in Material Science.
  3. Savolainen, K., et al. (2004). Friction stir weldability of copper alloys. 5th International FSW Symposium.
  4. Liu, P., et al. (2008). Microstructure and XRD analysis of FSW joints for copper/aluminium dissimilar materials. Materials Letters.

Technical Q&A

Q: 공구 숄더 직경이 이종 Al-Cu 용접부의 품질에 미치는 영향은 무엇입니까?

숄더 직경은 입열량과 재료의 구속력에 직접적인 영향을 미칩니다. 본 연구에서 15 mm 숄더는 재료를 충분히 가열하고 가두기에 너무 좁아 웜홀 결함을 유발한 반면, 25 mm 숄더는 과도한 입열로 인해 접합 효율을 저하시켰습니다. 18 mm 숄더가 적절한 입열과 소성 유동을 유도하여 가장 우수한 기계적 특성을 나타냈습니다.

Q: 접합 계면에서 형성된 주요 금속간 화합물은 무엇이며 어떤 특성을 가집니까?

XRD 및 EDS 분석 결과, Al2Cu와 Al4Cu9 상이 주요 금속간 화합물로 확인되었습니다. 이러한 상들은 매우 단단하고 취약한 성질을 가지며, 경도 측정 시 모재보다 훨씬 높은 350 HV 수준의 피크를 형성합니다. 이들은 인장 시험 시 균열의 기점으로 작용하여 접합부의 연성을 저하시키는 원인이 됩니다.

Q: 용접 공정 중 공구의 오프셋(Offset) 배치가 중요한 이유는 무엇입니까?

알루미늄과 구리는 융점과 열전도율이 크게 다르기 때문에 공구 핀을 융점이 낮은 알루미늄 쪽으로 2.5 mm 오프셋하여 배치하는 것이 유리합니다. 이를 통해 구리의 과도한 용융을 방지하면서도 알루미늄의 충분한 소성 변형을 유도하여 두 재료 간의 기계적 혼합과 금속학적 결합을 효과적으로 달성할 수 있습니다.

Q: 전기 저항률 측정 결과와 입열량 사이에는 어떤 상관관계가 있습니까?

전기 저항률은 입열량이 증가함에 따라 상승하는 경향을 보입니다. 이는 높은 입열 조건에서 금속간 화합물(IMC)의 형성이 촉진되기 때문입니다. IMC는 모재보다 높은 비저항을 가지므로, 입열량을 정밀하게 제어하여 IMC 층의 두께를 최소화하는 것이 낮은 전기 저항을 유지하는 핵심 공정 전략입니다.

Q: 통계 분석을 통해 확인된 용접 품질의 주요 결정 요인은 무엇입니까?

다중 회귀 분석 결과, 수직 하향력(Fz)이 인장 강도(UTS)에 가장 유의미한 영향을 미치는 변수로 나타났습니다. 적절한 수직력은 재료의 압착과 단조 효과를 유발하여 내부 결함을 줄이고 접합부의 밀도를 높입니다. 또한 회전 속도와 이송 속도의 상호작용이 입열량과 최종 미세구조 형성에 결정적인 역할을 함이 입증되었습니다.

Conclusion

본 연구는 5754 알루미늄 합금과 C11000 구리의 이종 마찰 교반 용접을 위한 최적의 공정 조건을 성공적으로 규명하였습니다. 실험 결과, 18 mm 숄더 직경 공구를 사용하여 950 rpm의 회전 속도와 50~150 mm/min의 이송 속도 범위에서 용접할 때, 금속간 화합물의 형성을 효과적으로 제어하면서도 우수한 기계적 강도와 낮은 전기 저항을 동시에 확보할 수 있음을 확인하였습니다. 특히 수직 하향력 제어와 공구 오프셋 배치가 이종 접합부의 무결성 확보에 필수적인 요소임을 정량적으로 제시하였습니다.

이러한 결과는 향후 전기 및 전자 산업에서 구리와 알루미늄의 하이브리드 구조물 제조를 위한 중요한 기술적 토대를 제공합니다. 향후 연구에서는 다양한 공구 형상에 따른 접합부 특성 변화와 부식 저항성에 대한 추가적인 검토가 필요하며, 실제 산업 현장에서의 상용화를 위한 공정 안정성 확보 연구가 지속되어야 할 것입니다.


Source Information

Citation: Akinlabi, Esther Titilayo (2010). CHARACTERISATION OF DISSIMILAR FRICTION STIR WELDS BETWEEN 5754 ALUMINIUM ALLOY AND C11000 COPPER. Nelson Mandela Metropolitan University.

DOI/Link: Not described in the paper

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Fig. 4(a) 1.6mm 직경와이어, 싱글 용접

후판 Al 5083 합금의 GMA 용접에서 보호가스 조성 및 용접변수에 따른 용접성 평가

후판 Al 5083 합금의 GMA 용접에서 보호가스 조성 및 용접변수에 따른 용접성 평가

Effects of Shielding Gas Compositions and Welding Parameters on Weldability during Gas Metal Arc Welding of Al 5083 Thick Plate

본 연구는 LNG 수송선 탱크 제작에 필수적인 Al 5083 후판의 용접 효율을 높이기 위해 보호가스 조성과 용접 변수가 용입 특성 및 결함 발생에 미치는 영향을 분석한 기술 보고서입니다. 대용착 용접 공정 최적화를 위한 기술적 근거를 제시합니다.

Paper Metadata

  • Industry: 조선 및 해양 플랜트 (LNG 탱크 제조)
  • Material: Al 5083 합금 (후판)
  • Process: 가스 메탈 아크 용접 (GMAW), 펄스 용접, 트윈 와이어 용접

Keywords

  • Al 5083
  • GMA 용접
  • 보호가스
  • He-Ar 혼합 가스
  • 용입 깊이
  • 기공 결함
  • 후판 용접

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 25mm 두께의 Al 5083 합금 판재를 대상으로 싱글 펄스 GMA 용접과 트윈 와이어 용접 실험을 수행하였습니다. 용접 와이어는 직경 1.6mm와 2.4mm의 Al 5183 합금을 사용하였으며, 용접 전원으로는 Fronius사의 TPS 5000을 적용하였습니다. 보호가스는 Ar 100%부터 He 100%까지 총 5가지의 혼합 비율을 설정하여 유량 40l/min으로 공급하였습니다. 실험은 용접 전류(200A, 250A, 300A)와 가스 조성 변화에 따른 비드 형상, 용입 깊이, 기공 결함 발생 정도를 정량적으로 분석하는 체계로 구성되었습니다.

Key Findings

실험 결과, 보호가스 내 He 분율이 증가할수록 열전도도 상승으로 인해 루트 용입과 측면 용입이 유의미하게 증가하는 경향을 보였습니다. Ar 100% 조건에서는 손가락 모양의 좁고 깊은 용입이 형성된 반면, He 혼합비가 높아질수록 타원형의 넓은 용입 형상이 관찰되었습니다. 기공 결함 평가에서는 He 분율이 높을수록 아크 불안정으로 인해 결함 점수가 상승하는 경향을 보였으나, 트윈 와이어 용접을 적용할 경우 싱글 와이어 대비 기공 발생이 현저히 감소함을 확인하였습니다. 특히 2.4mm 대직경 와이어 사용 시 아크 길이가 길어져 표면 청정 효과가 개선되는 결과가 나타났습니다.

Industrial Applications

본 연구 결과는 LNG 수송선의 SPB형 및 독립형 탱크 제작 시 Al 5083 후판의 고효율 용접 공정 설계에 직접적으로 적용될 수 있습니다. 특히 협개선(Narrow Gap) 다층 용접 시 융합 불량을 방지하기 위한 최적의 He-Ar 혼합 가스 비율 선정 지침을 제공합니다. 또한 트윈 와이어 펄스 GMA 용접 공정을 통해 기공 결함을 최소화하면서도 높은 용착량을 확보해야 하는 대형 구조물 용접 현장의 품질 관리 기준 수립에 기여할 수 있습니다.


Theoretical Background

알루미늄 용접에서의 보호가스 특성

알루미늄 GMA 용접에서 보호가스는 아크 안정성, 용적 이행 형태, 용입 형상 및 청정 효과에 결정적인 영향을 미칩니다. Ar 가스는 이온화 에너지가 낮아 아크 개시가 용이하고 가스 이온의 질량이 커서 음극 청정 효과(Cathodic Cleaning)가 우수하여 알루미늄 표면의 산화막 제거에 유리합니다. 반면 He 가스는 Ar보다 열전도도가 훨씬 높아 아크 에너지를 용융풀에 균일하게 전달함으로써 넓고 깊은 용입을 형성하는 특성이 있습니다. 따라서 후판 용접에서는 두 가스의 장점을 결합한 He-Ar 혼합 가스를 주로 사용하여 용입 부족과 산화물 혼입 문제를 동시에 해결하고자 합니다.

펄스 GMA 용접의 기공 억제 메커니즘

알루미늄 용접 시 발생하는 기공은 주로 수소의 용해도 차이에 의해 발생하며, 용융풀의 응고 속도와 밀접한 관련이 있습니다. 펄스 GMA 용접은 전류의 피크와 베이스를 주기적으로 제어함으로써 평균 입열량을 낮추면서도 안정적인 용적 이행을 가능하게 합니다. 이는 연속파(CW) 용접에 비해 아크 안정성을 높이고 용융풀의 유동을 활성화하여 기공이 외부로 방출될 수 있는 기회를 제공합니다. 특히 트윈 와이어 시스템에서는 선행 와이어와 후행 와이어에 의한 긴 용융풀 형성이 기공 방출 시간을 연장시켜 결함 억제에 효과적인 것으로 알려져 있습니다.

Fig. 1 다층용접에서 융합불량 사례
Fig. 1 다층용접에서 융합불량 사례

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 25mm 두께의 Al 5083 합금 판재와 Al 5183 용접 와이어(직경 1.6mm, 2.4mm)가 사용되었습니다. 용접 전원은 디지털 제어가 가능한 인버터 펄스 전원을 사용하였으며, 용접 속도는 0.2m/min, 팁-모재 간 거리는 20mm로 고정하였습니다. 보호가스는 He 100%, He 70%+Ar 30%, He 50%+Ar 50%, He 30%+Ar 70%, Ar 100%의 5가지 조건을 적용하였습니다. 용접 전류는 200A에서 300A까지 50A 간격으로 변화시키며 입열량에 따른 용접성을 평가하였습니다.

Visual Data Summary

비드 표면 관찰 결과, Ar 분율이 높을수록 비드 주변의 청정 띠(Cleaning Zone)가 넓게 형성되어 우수한 표면 품질을 보였습니다. 단면 분석에서는 Ar 100% 조건에서 전형적인 손가락 모양(Finger-like)의 용입이 나타났으나, He 분율이 50% 이상으로 증가함에 따라 용입 형상이 타원형으로 변화하며 루트부의 용입 깊이가 깊어지는 것이 확인되었습니다. 특히 He 70% 혼합 가스 조건에서 용입 깊이와 비드 형상의 균형이 가장 양호하게 나타났으며, He 100% 조건에서는 아크 불안정으로 인한 스패터 발생과 표면 거칠기 증가가 관찰되었습니다.

Variable Correlation Analysis

용접 전류와 용입 깊이 사이에는 강한 양의 상관관계가 존재하며, 전류가 200A에서 300A로 증가함에 따라 용입 깊이와 비드 폭이 선형적으로 증가하였습니다. 와이어 직경의 경우, 동일 전류 조건에서 2.4mm 와이어가 1.6mm 와이어보다 아크 전압이 높게 설정되어 더 긴 아크를 형성하였으며, 이는 표면 청정 효과의 증대로 이어졌습니다. 보호가스 조성과 기공 발생의 관계에서는 He 분율이 증가할수록 기공 결함 점수가 높아지는 경향을 보였는데, 이는 He 가스의 높은 이온화 에너지로 인한 아크 불안정성이 용적 이행 시 금속 증기(Mg 등)의 폭발적 거동을 유발하기 때문으로 분석됩니다.


Paper Details

후판 Al 5083 합금의 GMA 용접에서 보호가스 조성 및 용접변수에 따른 용접성의 평가

1. Overview

  • Title: 후판 Al 5083 합금의 GMA 용접에서 보호가스 조성 및 용접변수에 따른 용접성의 평가
  • Author: 김철희, 이기배, 안영남, 김대순
  • Year: 2012
  • Journal: 대한용접·접합학회지 (Journal of KWJS)

2. Abstract

본 연구에서는 후판 Al 5083 합금의 GMA 용접에서 보호가스 조성과 용접 변수가 용접성에 미치는 영향을 평가하였다. 싱글 펄스 GMA 용접과 트윈 와이어 용접을 수행하였으며, 보호가스로는 Ar, He 및 이들의 혼합 가스를 사용하였다. 실험 결과, He 분율이 증가함에 따라 용입 깊이는 증가하였으나 아크 불안정으로 인해 기공 발생 가능성도 높아졌다. Ar 가스는 우수한 청정 효과를 제공하였으며, 트윈 와이어 용접은 싱글 와이어 용접에 비해 기공 결함 억제에 효과적임을 확인하였다. 이러한 결과는 LNG 탱크용 알루미늄 후판 용접 공정 최적화에 중요한 기초 자료를 제공한다.

3. Methodology

3.1. 시편 및 재료 준비: Al 5083 후판(25mm)과 Al 5183 와이어(1.6mm, 2.4mm)를 준비하고 화학 성분을 분석함.
3.2. 용접 시스템 구성: Fronius TPS 5000 전원과 가스 혼합기를 설치하여 싱글 및 트윈 와이어 용접 환경을 구축함.
3.3. 보호가스 설정: ISO 6143:2008 기준에 따라 Ar 100%부터 He 100%까지 5가지 혼합 비율을 설정하고 유량을 제어함.
3.4. 용접 실험 수행: 전류(200-300A), 속도(0.2m/min) 등 변수를 조합하여 비드 온 플레이트 및 그루브 용접을 실시함.
3.5. 품질 평가: KS D 0242 기준에 따른 방사선 투과 시험으로 기공을 평가하고, 단면 검사를 통해 용입 형상을 측정함.

Fig. 2 그루브 시험편 형상 및 용입의 측정
Fig. 2 그루브 시험편 형상 및 용입의 측정

4. Key Results

보호가스 내 He 분율이 증가할수록 루트 용입과 측면 용입이 선형적으로 증가하여 후판 용접 시 융합 불량 방지에 유리함을 확인하였습니다. 하지만 He 100% 조건에서는 아크 안정성이 저하되어 기공 결함 점수가 가장 높게 나타났습니다. 트윈 와이어 용접은 싱글 와이어 대비 기공 발생을 획기적으로 줄였으며, 이는 긴 용융풀 유지에 따른 가스 방출 시간 확보 덕분입니다. 2.4mm 와이어는 1.6mm 와이어보다 넓은 청정 구역을 형성하여 표면 산화막 제거에 더 효과적이었습니다. 최종적으로 He 70% 혼합 가스가 용입과 품질 측면에서 가장 우수한 균형을 보였습니다.

Fig. 4(a) 1.6mm 직경와이어, 싱글 용접
Fig. 4(a) 1.6mm 직경와이어, 싱글 용접

Figure List

  1. Fig. 1 다층용접에서 융합불량 사례
  2. Fig. 2 그루브 시험편 형상 및 용입의 정의
  3. Fig. 3 각 용접조건에서의 용접비드 표면
  4. Fig. 4 각 용접조건에서의 용접비드 단면
  5. Fig. 5 보호가스 조성에 따른 수직용접결과

References

  1. 양홍종, 이세동: LNG선의 역사 및 Type별 특성, 대한조선학회논문집 (1996)
  2. S. Egerland et al.: Time Twin Process for High Deposition Welding, IIW (2009)
  3. O. Baba et al.: Production Process of Aluminium Alloy Tank of SPB LNG Carrier (2008)
  4. H. Miyazaki et al.: Puckering in Aluminium Alloy Welds Prevention (1993)

Technical Q&A

Q: 보호가스에서 He 분율이 증가할 때 용입 형상이 변하는 이유는 무엇입니까?

He 가스는 Ar에 비해 열전도도가 매우 높기 때문에 아크 에너지가 아크 플라즈마 내에 더 균일하게 분포됩니다. 이로 인해 Ar 가스 사용 시 발생하는 중앙 집중형의 좁고 깊은 ‘손가락 모양’ 용입 대신, 에너지가 넓게 퍼지면서 형성되는 ‘타원형’의 넓고 깊은 용입 형상을 가지게 됩니다.

Q: Ar 가스가 알루미늄 용접에서 청정 효과를 제공하는 원리는 무엇입니까?

Ar 가스는 이온화되었을 때 가스 이온의 질량이 He보다 훨씬 큽니다. 이 무거운 Ar 이온들이 용접부 표면(음극)에 충돌하면서 물리적으로 산화막을 파괴하고 제거하는 ‘음극 청정 효과’를 일으킵니다. 이 과정이 원활해야 용착 금속과 모재 사이의 건전한 융합이 가능해집니다.

Q: 트윈 와이어 용접이 싱글 와이어 용접보다 기공 억제에 유리한 기술적 근거는?

트윈 와이어 용접은 두 개의 와이어를 사용하여 용접을 수행하므로 싱글 와이어에 비해 용융풀이 더 길게 형성됩니다. 용융풀이 길어지면 용융 금속 내부에 포함된 기공(주로 수소 가스)이 응고되기 전 표면으로 부상하여 방출될 수 있는 충분한 시간을 확보할 수 있기 때문에 최종 용접부의 기공 결함이 감소합니다.

Q: 2.4mm 대직경 와이어 사용 시 청정 효과가 더 좋게 나타나는 이유는 무엇입니까?

실험 결과에 따르면, 동일한 전류 조건에서 2.4mm 와이어는 1.6mm 와이어보다 상대적으로 낮은 전압이 설정되는 시너직 라인 특성에도 불구하고 실제 아크 길이는 더 길게 관찰되었습니다. 아크 길이가 길어지면 아크가 모재 표면에 닿는 면적이 넓어져 산화막을 제거하는 청정 효과 범위가 확대되기 때문입니다.

Q: He 100% 보호가스 사용 시 기공 결함 점수가 높아지는 주요 원인은 무엇입니까?

He 가스는 이온화 에너지가 높아 아크의 안정성이 Ar에 비해 떨어집니다. 아크가 불안정해지면 용적 이행이 불규칙해지고, 특히 알루미늄 합금 내 Mg 성분이 기화하면서 발생하는 용적의 폭발적 이행(in-flight explosion)이 심화됩니다. 이러한 아크 및 용적의 불안정이 용융풀 내로 가스 혼입을 조장하여 기공 발생을 증가시킵니다.

Conclusion

본 연구를 통해 Al 5083 후판 GMA 용접에서 He-Ar 혼합 보호가스의 효용성을 확인하였습니다. He 분율 증가는 용입 깊이 확보와 비드 형상 개선에 긍정적인 영향을 미치지만, 과도한 He 분율은 아크 불안정으로 인한 기공 결함을 유발할 수 있음을 정량적으로 입증하였습니다. 특히 트윈 와이어 펄스 용접 공정은 후판 용접의 생산성 향상과 품질 확보를 동시에 달성할 수 있는 유망한 솔루션임을 확인하였습니다. 이러한 결과는 향후 LNG 수송선 탱크 등 고신뢰성이 요구되는 알루미늄 대형 구조물의 용접 공정 최적화 및 품질 관리 기준 수립에 중요한 기술적 지표로 활용될 것입니다.


Source Information

Citation: 김철희, 이기배, 안영남, 김대순 (2012). 후판 Al 5083 합금의 GMA 용접에서 보호가스 조성 및 용접변수에 따른 용접성의 평가. 대한용접·접합학회지.

DOI/Link: http://dx.doi.org/10.5781/KWJS.2012.30.4.294

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FIGURE 9. Optical images of the microstructure of AISI 1020 high manganese alloy.

SAW로 용접된 AISI 1020 합금 이음매의 인장 강도 및 피크 온도 최적화에 미치는 용접 매개변수의 영향

SAW로 용접된 AISI 1020 합금 이음매의 인장 강도 및 피크 온도 최적화에 미치는 용접 매개변수의 영향

Influence of Welding Parameters on Optimization of the Tensile Strength and Peak Temperature in AISI 1020 Alloy Joints Welded by SAW

본 보고서는 서브머지드 아크 용접(SAW) 공정에서 주요 매개변수가 AISI 1020 저탄소강의 기계적 성질과 열적 특성에 미치는 영향을 분석한 연구를 다룹니다. 다구치 방법, 유전 알고리즘, 시뮬레이티드 어닐링을 통합하여 최적의 용접 조건을 도출하고 미세조직 변화를 규명함으로써 산업적 용접 품질 향상을 위한 기술적 근거를 제시합니다.

Paper Metadata

  • Industry: 제조 및 용접 공학
  • Material: AISI 1020 저탄소강
  • Process: 서브머지드 아크 용접 (Submerged Arc Welding, SAW)

Keywords

  • 서브머지드 아크 용접
  • AISI 1020
  • 다구치 방법
  • 유전 알고리즘
  • 시뮬레이티드 어닐링
  • 인장 강도
  • 피크 온도
  • 미세조직

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 NURIS SAW 800 인버터 기반 용접기와 3.2mm 구리 코팅 전극(AWS A5.17 EM12 호환)을 사용하여 실험을 구성하였습니다. 다구치 L9 직교 배열법을 설계 행렬로 활용하여 아크 전압(26, 28, 30 V), 용접 속도(20, 25, 30 mm/s), 와이어 송급 속도(100, 110, 120 mm/s)의 세 가지 매개변수를 최적화의 입력 인자로 설정하였습니다. 온도는 K-타입 열전대와 적외선 온도계를 통해 실시간으로 측정되었으며, Minitab-17 및 MATLAB R2010을 사용하여 통계 분석 및 알고리즘 최적화를 수행하였습니다.

FIGURE 1. Experimental setup for submerged arc welding
FIGURE 1. Experimental setup for submerged arc welding

Key Findings

실험 결과, 용접 속도 30 mm/s, 아크 전압 30 V, 와이어 송급 속도 120 mm/s 조건에서 최대 극한 인장 강도 599 MPa와 최소 피크 온도 417°C를 동시에 달성하였습니다. ANOVA 분석을 통해 용접 속도가 인장 강도(P=0.001)와 피크 온도(P=0.002) 모두에 가장 지배적인 영향을 미치는 인자임을 확인하였습니다. 회귀 모델의 결정 계수(R-square)는 인장 강도의 경우 93.86%, 피크 온도의 경우 91.41%로 나타나 높은 예측 정확도를 입증하였습니다.

Industrial Applications

본 연구의 결과는 조선, 교량 건설, 압력 용기 제조 등 두꺼운 판재의 고품질 용접이 필수적인 산업 분야에 직접적으로 적용될 수 있습니다. 특히 다구치, GA, SA 기법을 통해 도출된 최적 매개변수 조합은 공정 설계 단계에서 시행착오를 줄이고, 열영향부(HAZ)의 과도한 온도 상승을 억제하여 구조적 안정성을 확보하는 데 기여합니다.


Theoretical Background

Taguchi Method

다구치 방법은 1940년대에 도입된 품질 개선 기법으로, 최소한의 실험 횟수로 공정의 출력을 독립적으로 추정할 수 있게 합니다. 직교 배열법(Orthogonal Array)과 신호 대 잡음비(S/N ratio)를 핵심 구성 요소로 하며, 공정 매개변수를 최적화하고 변동성을 최소화하는 데 탁월합니다. 본 연구에서는 ‘망대 특성(Larger-is-better)’을 인장 강도에, ‘망소 특성(Smaller-is-better)’을 피크 온도 분석에 적용하여 최적 조건을 도출하였습니다.

Genetic Algorithm (GA)

유전 알고리즘은 자연의 진화 과정을 모방한 확률적 탐색 알고리즘으로, 다목적 공학 최적화 문제를 해결하는 데 널리 사용됩니다. 복잡한 비선형 방정식을 풀고 용접 출력값을 예측하는 데 효과적이며, 본 연구에서는 MATLAB의 GA 도구 상자를 활용하여 인장 강도를 최대화하고 피크 온도를 최소화하는 최적의 해를 탐색하였습니다. 개체군 크기 85, 세대 수 100 등의 매개변수가 설정되었습니다.

Simulated Annealing (SA)

시뮬레이티드 어닐링은 금속의 열처리 공정인 어닐링(서냉) 과정을 시뮬레이션한 알고리즘입니다. 온도 매개변수를 조절하며 목적 함수의 출력을 반복적으로 비교하여 도메인 내 최적의 점을 찾아냅니다. 이 기법은 국부 최적해(Local Optimum)에 빠지지 않고 전역 최적해(Global Optimum)를 찾을 수 있는 장점이 있으며, 본 연구에서는 볼츠만 어닐링 함수와 지수 온도 업데이트 함수를 사용하여 최적화를 수행하였습니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험은 120×50×10mm 크기의 AISI 1020 저탄소강 시편 27개를 대상으로 수행되었습니다. 용접 전 표면의 산화물 제거를 위해 샌드블라스팅 처리를 하였으며, 고실리카 겔 입상 플럭스를 사용하여 용접부를 보호하였습니다. 온도는 용접 아크 바로 아래에 위치한 적외선 온도계와 횡방향으로 2.4mm 간격으로 설치된 K-타입 열전대를 통해 정밀하게 기록되었습니다. 인장 강도는 표준 시험 절차에 따라 측정되었습니다.

FIGURE 2. Scheme of temperature measuring in submerged arc welding
FIGURE 2. Scheme of temperature measuring in submerged arc welding

Visual Data Summary

그림 3의 실험 결과와 예측값 비교 그래프는 개발된 회귀 모델이 실제 데이터와 매우 잘 일치함을 보여줍니다. 그림 4와 5의 매개변수 영향 분석 그래프에 따르면, 용접 속도가 20 mm/s에서 30 mm/s로 증가할 때 인장 강도는 약 3.5% 증가하고 피크 온도는 약 4.97% 감소하는 뚜렷한 경향성을 나타냈습니다. 아크 전압과 와이어 송급 속도 역시 인장 강도 증가에 기여하지만 그 영향력은 용접 속도에 비해 상대적으로 낮았습니다.

Variable Correlation Analysis

변수 간 상관관계 분석 결과, 모든 입력 매개변수(용접 속도, 아크 전압, 송급 속도)의 증가는 극한 인장 강도의 증가와 정비례 관계에 있음이 확인되었습니다. 반면, 피크 온도는 이러한 매개변수들의 증가에 따라 감소하는 반비례 관계를 보였습니다. 특히 용접 속도는 피크 온도 감소에 가장 큰 기여를 하며, 이는 단위 길이당 입열량의 감소와 밀접한 관련이 있는 것으로 분석됩니다.


Paper Details

Influence of Welding Parameters on Optimization of the Tensile Strength and Peak Temperature in AISI 1020 Alloy Joints Welded by SAW

1. Overview

  • Title: Influence of Welding Parameters on Optimization of the Tensile Strength and Peak Temperature in AISI 1020 Alloy Joints Welded by SAW
  • Author: Raad Jamal Jassim, Haider Mahdi Lieth, Raheem Al-Sabur, and Ahmad Alsahlani
  • Year: Not described in the paper
  • Journal: Not described in the paper

2. Abstract

서브머지드 아크 용접(SAW)은 두꺼운 AISI 1020 판재를 접합하는 데 안전하고 효율적인 공정입니다. 고품질 용접 조인트는 일련의 최적화 연구에서 중요한 목표입니다. 본 연구는 다구치(Taguchi), 유전 알고리즘(GA), 시뮬레이티드 어닐링(SA) 알고리즘을 사용하여 극한 인장 강도를 최대화하고 피크 온도를 최소화하는 데 중점을 둡니다. 세 가지 기법의 입력 매개변수는 전압(V), 용접 속도(S), 와이어 송급 속도(F)였습니다. 95% 신뢰 수준에서 ANOVA를 사용하여 인장 강도와 피크 온도를 예측하기 위한 회귀 모델을 결합했습니다. 최대 극한 인장 강도는 용접 속도 30 mm/s, 아크 전압 30 V, 와이어 송급 속도 120 mm/s에서 599 MPa였으며, 동일한 조건에서 최소 피크 온도는 417°C였습니다. 용접 매개변수(용접 속도, 아크 전압, 송급 속도)가 증가함에 따라 극한 인장 강도가 증가했습니다. 또한, 평균 경도는 용접 금속에서 250, 열영향부(HAZ)에서 292, 모재에서 275를 기록했습니다. 결과는 미세조직 검사를 통해 뒷받침되었습니다. 열영향부(HAZ)에서는 결정립이 더 미세한 반면, 인장 강도가 높은 시편에서는 결정립 크기가 더 컸습니다. HAZ에는 펄라이트와 일부 페라이트 군집이 포함되어 있음이 관찰되었습니다.

FIGURE 9. Optical images of the microstructure of AISI 1020 high manganese alloy.
FIGURE 9. Optical images of the microstructure of AISI 1020 high manganese alloy.

3. Methodology

3.1. 실험 설계 및 매개변수 수준 설정: 다구치 L9 직교 배열법을 사용하여 용접 속도, 아크 전압, 와이어 송급 속도의 세 가지 수준을 결정하고 실험 매트릭스를 구성함.
3.2. 용접 실험 및 데이터 수집: AISI 1020 시편에 대해 SAW 공정을 수행하며 K-타입 열전대와 적외선 온도계로 온도를 측정하고, 인장 시험을 통해 기계적 물성을 확보함.
3.3. 수학적 모델링 및 최적화 알고리즘 적용: Minitab-17을 이용해 회귀 방정식을 도출하고, 이를 바탕으로 GA 및 SA 알고리즘을 실행하여 인장 강도 극대화 및 온도 최소화를 위한 최적 조건을 산출함.

4. Key Results

본 연구를 통해 도출된 최적의 용접 조건은 용접 속도 30 mm/s, 아크 전압 30 V, 와이어 송급 속도 120 mm/s입니다. 이 조건에서 인장 강도는 599 MPa로 최대화되었으며, 피크 온도는 417°C로 최소화되었습니다. ANOVA 분석 결과 용접 속도가 두 응답 변수 모두에 가장 유의미한 영향을 미치는 인자로 판명되었습니다. 경도 측정 결과 열영향부(HAZ)에서 292 HV로 가장 높은 값을 보였는데, 이는 급랭 과정에서 형성된 마르텐사이트 조직에 기인한 것입니다. 미세조직 분석에서는 HAZ의 미세한 결정립 구조와 펄라이트 및 페라이트 군집의 존재가 확인되었습니다.

5. Mathematical Models

$$UTS = 416.2 + 2.067 WS + 2.417 AV + 0.400 WFR$$
$$PT = 625.2 – 2.233 WS – 3.250 AV – 0.367 WFR$$
$$Max f(x) = [1 / (1 + f(WS, AV, WFR))]$$
$$Min f(x) = [625.2 – 2.233 WS – 3.250 AV – 0.367 WFR]$$

Figure List

  1. 그림 1. 서브머지드 아크 용접을 위한 실험 장치
  2. 그림 2. 서브머지드 아크 용접의 온도 측정 체계도
  3. 그림 3. 인장 강도 및 피크 온도에 대한 실험 결과와 예측 결과 비교
  4. 그림 4. 용접 속도, 아크 전압, 송급 속도가 인장 강도에 미치는 영향
  5. 그림 5. 용접 속도, 아크 전압, 송급 속도가 피크 온도에 미치는 영향
  6. 그림 6. 인장 강도 및 피크 온도에 대한 유전 알고리즘의 최적 개체 및 적합도 값
  7. 그림 7. 인장 강도 및 피크 온도에 대한 시뮬레이티드 어닐링 함수의 적합도 값
  8. 그림 8. 인장 강도 및 피크 온도에 대한 S/N 비 주효과도
  9. 그림 9. AISI 1020 고망간 합금의 미세조직 광학 이미지

References

  1. V. Negi and S. Chattopadhyaya, Advan. in Mater. Science and Eng., 2013, 1-9, (2013).
  2. T. Tadavi et al., ICCASP 2016, pp. 194-199.
  3. M. M. Cardona et al., J. of Mater. Research and Tech., 6(4), 355-360, (2017).
  4. R. Al-Sabur et al., Mater. Today: Proce., 42(5), 2018-2024, (2021).
  5. R. Al-Sabur et al., Mater. Today: Proce., 47(17), 5907–5911, (2021).

Technical Q&A

Q: 본 연구에서 인장 강도와 피크 온도에 가장 큰 영향을 미치는 용접 매개변수는 무엇입니까?

ANOVA 분석 결과, 용접 속도(Welding Speed)가 두 응답 변수 모두에 대해 가장 유의미한 인자로 확인되었습니다. 인장 강도에 대한 P-값은 0.001, 피크 온도에 대한 P-값은 0.002로 나타나 통계적으로 매우 높은 유의성을 보였습니다.

Q: 다구치, GA, SA 세 가지 최적화 기법의 결과는 서로 일치합니까?

네, 세 가지 기법 모두 동일한 최적 매개변수 조합을 도출하였습니다. 즉, 용접 속도 30 mm/s, 아크 전압 30 V, 와이어 송급 속도 120 mm/s에서 인장 강도가 최대화되고 피크 온도가 최소화된다는 결과가 공통적으로 나타나 분석의 신뢰성을 뒷받침합니다.

Q: 열영향부(HAZ)의 경도가 모재나 용접 금속보다 높게 측정된 이유는 무엇입니까?

HAZ의 평균 경도는 292 HV로 측정되었으며, 이는 모재(275.17 HV)나 용접 금속(250.20 HV)보다 높습니다. 이러한 경도 상승은 용접 과정 중 발생한 열과 이후의 빠른 냉각 속도로 인해 HAZ 내에 마르텐사이트 조직이 형성되었기 때문입니다.

Q: 미세조직 분석 결과, 인장 강도가 높은 시편의 특징은 무엇입니까?

인장 강도가 높은 시편의 경우, 열영향부(HAZ)에서 결정립의 크기가 상대적으로 더 크게 관찰되었습니다. 또한 HAZ는 펄라이트와 일부 페라이트 군집을 포함하는 미세한 구조를 나타내는 특징이 있습니다.

Q: 개발된 수학적 회귀 모델의 예측 정확도는 어느 정도입니까?

인장 강도 모델의 결정 계수(R-square)는 93.86%이며, 피크 온도 모델의 결정 계수는 91.41%입니다. 이는 개발된 모델이 실험 데이터를 매우 높은 수준으로 설명하고 있으며, 공정 변수 변화에 따른 결과 예측에 효과적으로 사용될 수 있음을 의미합니다.

Conclusion

본 연구는 SAW 공정에서 AISI 1020 합금의 기계적 성능을 최적화하기 위한 체계적인 방법론을 제시하였습니다. 다구치 방법, 유전 알고리즘, 시뮬레이티드 어닐링을 통합적으로 적용하여 인장 강도 599 MPa와 피크 온도 417°C를 달성하는 최적의 공정 조건을 성공적으로 도출하였습니다. 특히 용접 속도가 품질 결정의 핵심 변수임을 규명하였으며, 제안된 회귀 모델은 산업 현장에서 용접 품질을 예측하고 제어하는 데 유용한 도구로 활용될 수 있습니다. 향후 연구에서는 다양한 합금 원소의 영향을 추가적으로 고려하여 모델의 범용성을 확장할 필요가 있습니다.


Source Information

Citation: Raad Jamal Jassim, Haider Mahdi Lieth, Raheem Al-Sabur, and Ahmad Alsahlani (Not described in the paper). Influence of Welding Parameters on Optimization of the Tensile Strength and Peak Temperature in AISI 1020 Alloy Joints Welded by SAW. University of Basrah.

DOI/Link: Not described in the paper

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Fig. 6 Weld profiles under different welding current at welding speed of 300mm/min (a) 40mA; (b) 50mA; (c) 60mA

진공 롤 클래딩 공정에서 AISI P20 공구강의 온도 및 응력장에 미치는 전자빔 용접 매개변수의 영향

진공 롤 클래딩 공정에서 AISI P20 공구강의 온도 및 응력장에 미치는 전자빔 용접 매개변수의 영향

Effect of Electron Beam Welding Parameters on Temperature and Stress Field of AISI P20 Tool Steel in Vacuum Roll-cladding Process

본 연구는 초후판 AISI P20 공구강 제조를 위한 진공 롤 클래딩(VRC) 과정에서 전자빔 용접(EBW) 매개변수가 온도 분포 및 잔류 응력 형성에 미치는 영향을 수치 해석 및 실험을 통해 분석한 보고서입니다. 고에너지 밀도 용접 공정의 최적화를 통해 용접 균열을 방지하고 산업적 생산 효율을 높이는 데 기여하는 기술적 근거를 제시합니다.

Paper Metadata

  • Industry: 중공업 및 금형 제조 (Heavy Industry & Mold Manufacturing)
  • Material: AISI P20 공구강 (Tool Steel)
  • Process: 진공 롤 클래딩 (Vacuum Roll-cladding, VRC) 및 전자빔 용접 (Electron Beam Welding, EBW)

Keywords

  • 초후판 AISI P20 플레이트 (Ultra-heavy AISI P20 plates)
  • 전자빔 용접 패키지 (Electron beam welding package)
  • 진공 롤 클래딩 공정 (Vacuum roll-cladding process)
  • 온도장 (Temperature field)
  • 응력장 (Stress field)
  • 유한요소법 (Finite element method)

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 유한요소법(FEM)을 기반으로 가우시안 표면 열원과 두께 방향 감쇠 체적 열원을 결합한 모델을 사용하여 AISI P20 강의 전자빔 용접 공정을 시뮬레이션하였습니다. 실험적 검증을 위해 THDW-15EBW 장비를 사용하여 가속 전압 80kV 조건에서 용접 전류(40-60mA)와 용접 속도(300-600mm/min)를 변수로 설정한 9가지 케이스를 구성하였습니다. 온도장 검증을 위해 K-타입 열전대를 사용하여 특정 깊이에서의 열 사이클을 측정하였으며, 광학 현미경을 통해 용접부의 단면 형상을 분석하여 모델의 정확도를 확보하였습니다.

Fig. 1 The VRC process
Fig. 1 The VRC process

Key Findings

연구 결과, 용접 전류의 증가는 용접 폭보다 용입 깊이에 더 큰 영향을 미치며, 300mm/min 속도에서 전류가 40mA에서 60mA로 증가할 때 용입 깊이는 10.6mm에서 18.5mm로 약 74.5% 증가하였습니다. 잔류 응력 분석에서는 용접 속도가 낮고 용접 전류가 높을수록 용접부의 잔류 응력이 감소하는 경향을 보였습니다. 특히 60mA 전류와 300mm/min 속도 조건에서 최소 잔류 응력인 1296MPa이 관찰되었으며, 이는 재료의 인장 강도보다 낮아 균열 발생 위험을 효과적으로 억제함을 확인하였습니다.

Industrial Applications

본 연구에서 도출된 최적 용접 매개변수는 실제 산업 현장의 초후판 AISI P20 강판 생산 라인에 성공적으로 적용되었습니다. 진공 롤 클래딩 공정 전 단계인 전자빔 용접 패키징 공정에서 균열을 방지함으로써, 최종 제품인 300mm 두께의 초후판 슬래브 제조 시 계면의 완전한 접합과 우수한 품질을 확보할 수 있음을 입증하였습니다. 이는 대형 정밀 플라스틱 금형강 제조 공정의 비용 절감과 품질 향상에 직접적인 가이드를 제공합니다.


Theoretical Background

키홀 효과와 열전달 특성 (Keyhole Effect and Heat Transfer)

전자빔 용접(EBW)은 높은 에너지 밀도로 인해 금속 표면을 비등점 이상으로 가열하여 금속 증기압이 액체 금속의 표면 장력을 극복하고 공동(cavity)을 형성하는 ‘키홀’ 현상을 발생시킵니다. 이 키홀의 존재는 금속 내부의 열전달 특성을 변화시켜 깊은 용입을 가능하게 하며, 결과적으로 못(nail) 또는 깔때기(funnel) 모양의 독특한 용접부 형상을 만듭니다. 본 연구에서는 이러한 키홀 효과에 의한 온도 구배와 열전달 이방성을 수치 모델에 반영하여 해석의 정밀도를 높였습니다.

결합 열원 모델 (Combined Heat Source Model)

실제 전자빔 용접의 에너지 분포를 정확히 묘사하기 위해 가우시안 표면 열원(Gaussian surface heat source)과 감쇠 체적 열원(Attenuation body heat source)을 결합한 수학적 모델을 사용하였습니다. 표면 열원은 용접 상부의 넓은 가열 영역을 담당하고, 체적 열원은 두께 방향으로 에너지가 감쇠하며 침투하는 특성을 시뮬레이션합니다. 이러한 결합 모델은 단순한 열원 모델보다 실제 용접부의 종횡비(aspect ratio)와 용입 형상을 더 정확하게 예측할 수 있게 합니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 0.36C-1.3Mn-1.86Cr 성분의 AISI P20 공구강 플레이트(160×200×20mm)가 사용되었습니다. 용접은 10^-2 Pa 이하의 진공도를 유지하는 진공 챔버 내에서 THDW-15EBW 장비를 사용하여 수행되었습니다. 가속 전압은 80kV로 고정되었으며, 용접 전류는 40, 50, 60mA, 용접 속도는 300, 400, 600mm/min의 조합으로 총 9가지 케이스를 테스트하였습니다. 온도 측정은 OMEGA사의 K-타입 열전대를 표면으로부터 6, 8, 10, 12, 14mm 깊이에 설치하여 수행되었습니다.

Visual Data Summary

용접부 단면 분석 결과, 모든 조건에서 전형적인 못 모양의 용접 프로파일이 관찰되었습니다. 용접 전류가 증가할수록 용접 풀(pool)의 길이와 폭, 열영향부(HAZ)가 확장되는 경향을 보였으며, 표면 최고 온도는 40mA에서의 3152K에서 60mA에서의 3799K로 상승하였습니다. 시뮬레이션으로 예측된 용접부 형상과 실제 광학 현미경 관찰 결과는 매우 높은 일치성을 보였으며, 용접 폭과 용입 깊이의 상대 오차는 모두 10% 미만으로 나타나 모델의 타당성이 검증되었습니다.

Variable Correlation Analysis

용접 변수 간의 상관관계 분석 결과, 용입 깊이는 용접 전류와 속도 변화에 매우 민감하게 반응하는 반면, 용접 폭의 변화는 상대적으로 작았습니다. 용접 속도가 300mm/min에서 600mm/min으로 증가할 때 용입 깊이는 급격히 감소하여 종횡비가 낮아지는 결과를 초래했습니다. 응력 분석에서는 용접 속도가 낮을수록 냉각 속도가 완만해져 열응력이 완화됨을 확인하였습니다. 결과적으로 높은 전류와 낮은 속도 조합이 가장 낮은 잔류 응력과 균열 없는 건전한 용접부를 형성하는 것으로 분석되었습니다.

Fig. 6 Weld profiles under different welding current at welding speed of 300mm/min
(a) 40mA; (b) 50mA; (c) 60mA
Fig. 6 Weld profiles under different welding current at welding speed of 300mm/min
(a) 40mA; (b) 50mA; (c) 60mA

Paper Details

Effect of Electron Beam Welding Parameters on Temperature and Stress Field of AISI P20 Tool Steel in Vacuum Roll-cladding Process

1. Overview

  • Title: Effect of Electron Beam Welding Parameters on Temperature and Stress Field of AISI P20 Tool Steel in Vacuum Roll-cladding Process
  • Author: Lanyu Mao, Zongan Luo, Yingying Feng, Xiaoming Zhang
  • Year: 2021
  • Journal: The International Journal of Advanced Manufacturing Technology

2. Abstract

진공 롤 클래딩(VRC)은 고품질의 초후판 AISI P20 강판을 생산하는 효과적인 방법입니다. VRC 공정에서 전자빔 용접(EBW)의 합리적인 용접 공정은 용접 균열을 크게 방지하고 비용을 절감할 수 있습니다. 본 논문에서는 유한요소법을 기반으로 한 결합 열원 모델을 사용하여 AISI P20 공구강의 전자빔 용접 공정을 시뮬레이션하였으며, 다양한 용접 매개변수 하에서의 온도장과 응력장을 각각 연구하였습니다. 결과에 따르면 용접 매개변수는 용접 폭보다 용입 깊이에 더 큰 영향을 미치며, 이로 인해 용접 전류가 증가함에 따라 종횡비가 증가하고 용접 속도가 증가함에 따라 감소하는 것으로 나타났습니다. 용접 형상은 모델링 결과와 일치하였으며, 측정된 열 사이클 곡선은 시뮬레이션 결과와 잘 일치하여 온도장의 타당성과 효과가 검증되었습니다. 다양한 용접 매개변수 하에서의 응력장 결과는 낮은 용접 속도와 높은 용접 전류가 용접부의 잔류 응력을 낮추어 EBW 후 균열 위험을 줄인다는 것을 나타냈습니다. 본 연구의 결과는 산업 생산에 성공적으로 적용되었습니다.

3. Methodology

3.1. 재료 및 실험 절차: AISI P20 공구강을 사용하였으며, THDW-15EBW 장비를 이용해 진공도 10^-2 Pa 이하에서 용접 실험을 수행함. 시편은 80-800 그리트 SiC 페이퍼로 연마 후 아세톤과 알코올로 세척함.
3.2. 유한요소 모델링: ABAQUS 소프트웨어를 사용하여 194,240개의 요소와 209,412개의 노드로 구성된 대칭 모델을 구축함. 용접부에는 최소 1mm 크기의 DC3D8 브릭 요소를 적용하여 계산 정밀도를 확보함.
3.3. 수학적 모델 수립: 가우시안 표면 열원과 두께 방향 감쇠 체적 열원을 결합한 모델을 수립하여 키홀 효과를 모사함. Fourier 방정식과 에너지 보존 법칙을 기반으로 3차원 열전도 미분 방정식을 해결함.
3.4. 온도 및 응력 측정: K-타입 열전대와 HIOKI LR8431-30 데이터 수집 장치를 사용하여 실시간 열 사이클을 측정하고, 광학 현미경을 통해 용접부 단면의 기하학적 치수를 측정하여 시뮬레이션 데이터와 비교 검증함.



Figure 1 Examples for the assessment of the weld quality a) cross-section 1,0 b) cross-section 0,0 c) upper bead 1,0 d) upper bead 0,0

진공 상태에서의 구리 레이저 빔 용접을 통한 공정 한계 확장

진공 상태에서의 구리 레이저 빔 용접을 통한 공정 한계 확장

Laser beam welding of copper under vacuum to extend the process limits

본 연구는 구리의 높은 반사율과 열전도율로 인해 발생하는 레이저 용접의 불안정성을 해결하기 위해 진공 환경(LaVa)과 빔 쉐이핑 기술을 결합한 공정을 분석한다. 산업적 요구가 높은 구리 용접에서 공정 안정성 향상과 용입 깊이 확장을 위한 기술적 근거를 제시한다.

Paper Metadata

  • Industry: 제조 및 전기차(EV) 배터리 산업
  • Material: Cu-ETP (순동)
  • Process: 진공 레이저 빔 용접 (LaVa), 단일 모드 및 멀티 모드 레이저 용접, 빔 쉐이핑 (BrightLine)

Keywords

  • Laser beam welding
  • Copper
  • Vacuum
  • Single-mode
  • Multimode
  • Beam shaping

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 Trumpf TruFiber 2000 P 단일 모드 파이버 레이저와 BrightLine 기술이 적용된 Trumpf TruDisc 6000 멀티 모드 디스크 레이저를 사용하여 실험을 구성하였다. 대기압(1000 mbar)과 감압 상태(10 mbar)의 챔버 환경에서 구리(Cu-ETP) 시편에 대한 블라인드 심(Blind seam) 용접을 수행하였다. 단일 모드 레이저에는 빔 오실레이션(Wobbling) 기법을 적용하였고, 멀티 모드 레이저에는 코어와 링의 출력을 독립적으로 제어하는 빔 쉐이핑 기술을 적용하여 공정 변수에 따른 용접 품질을 비교 분석하였다.

Figure 1
Examples for the assessment of the weld quality a) cross-section 1,0 b) cross-section 0,0 c) upper bead
1,0 d) upper bead 0,0
Figure 1 Examples for the assessment of the weld quality a) cross-section 1,0 b) cross-section 0,0 c) upper bead 1,0 d) upper bead 0,0

Key Findings

진공 환경에서의 용접은 대기압 대비 용융 풀의 크기를 감소시키고 모세관(Capillary)을 확장시켜 공정 안정성을 유의미하게 향상시켰다. 단일 모드 레이저의 경우 진공 상태에서 용입 깊이의 직접적인 증가는 관찰되지 않았으나, 스패터와 기공이 억제된 고품질의 용접부를 얻었다. 반면, BrightLine 기술을 적용한 멀티 모드 레이저는 저속 용접(50 mm/s) 시 진공 환경에서 용입 깊이가 대기압 대비 약 34% 증가하는 결과를 보였다. 평균 용접 품질 지수는 대기압 0.278에서 진공 0.577로 크게 개선되었다.

Industrial Applications

이 기술은 높은 전기 전도성이 요구되는 전기차 배터리 버스바(Busbar) 및 전력 전자 부품의 구리 접합 공정에 직접 적용 가능하다. 특히 기존 대기압 공정에서 발생하기 쉬운 용융물 방출(Melt ejection)과 내부 기공 문제를 진공 환경을 통해 제어함으로써 공정 수율을 높일 수 있다. 또한 저속 용접에서도 안정적인 깊은 용입이 가능해짐에 따라 두꺼운 구리 부품의 정밀 접합 공정 설계에 기여할 수 있다.


Theoretical Background

진공 레이저 용접 (LaVa) 기술

주변 압력을 낮추면 금속의 증발 온도가 하강하며, 이는 레이저 유도 모세관 내부의 증기압 평형에 변화를 준다. 대기압에서 발생하는 금속 증기 플룸(Plume)이 억제되어 레이저 빔의 산란이 줄어들고 에너지 효율이 개선된다. 구리와 같이 열전도율이 높은 재료에서는 증발 온도와 융점 사이의 온도 차이가 줄어들어 용융 풀의 크기가 작아지고 모세관이 더 넓게 개방되는 효과가 발생한다. 이는 가스 배출을 용이하게 하여 기공 형성을 방지하고 용융물의 비산을 억제하는 핵심 기전으로 작용한다.

빔 쉐이핑 및 BrightLine 기술

빔 쉐이핑은 레이저 빔의 에너지 밀도 분포를 중앙의 코어와 주변의 링 형태로 분산시키는 기술이다. BrightLine 기술을 통해 코어와 링의 출력 비율을 독립적으로 조절함으로써 모세관의 입구를 넓히고 안정화할 수 있다. 이는 심용입 용접 시 발생하는 모세관의 급격한 붕괴를 막아 스패터 발생을 줄인다. 구리 용접에서는 링 출력이 증가할수록 용접부의 폭이 넓어지고 공정 안정성이 향상되는 경향을 보이며, 진공 환경과 결합될 때 그 효과가 극대화된다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 1070 nm 파장의 단일 모드 파이버 레이저(2 kW)와 1030 nm 파장의 멀티 모드 디스크 레이저(6 kW)가 사용되었다. 시편은 5 mm 및 10 mm 두께의 Cu-ETP 판재를 사용하였으며, 10 mbar의 진공도와 1000 mbar의 대기압 환경을 조성하였다. 단일 모드 실험에서는 0.1~0.5 mm의 진폭과 100~600 Hz의 주파수로 빔 오실레이션을 적용하였고, 멀티 모드 실험에서는 코어 출력 3000 W를 고정하고 링 출력을 0~3000 W 범위에서 가변하며 데이터를 수집하였다.

Visual Data Summary

고속 카메라 분석 결과, 대기압 용접 시에는 용융 풀이 크고 불안정하게 요동치며 빈번한 용융물 방출이 관찰되었다. 반면 진공 환경에서는 용융 풀의 표면적이 눈에 띄게 줄어들고 모세관 입구가 안정적으로 개방된 상태를 유지하였다. 단면 분석(Cross-section) 결과, 대기압 용접부는 상단이 넓고 하단으로 갈수록 급격히 좁아지는 쐐기 형태를 보였으나, 진공 용접부는 측벽이 더 평행하고 균일한 형상을 나타냈다. 특히 50 mm/s의 저속 구간에서 진공 용접부의 용입 깊이가 가장 깊게 형성되었다.

Variable Correlation Analysis

용접 속도와 주변 압력 사이에는 강한 상관관계가 확인되었다. 용접 속도가 150 mm/s에서 50 mm/s로 감소함에 따라 진공에 의한 용입 깊이 증가율은 2%에서 34%로 급격히 상승하였다. 이는 저속에서 모세관 내부의 다중 반사 및 에너지 흡수 효율이 진공 환경에서 더 효과적으로 발생함을 시사한다. 또한 링 출력의 증가는 대기압보다 진공 환경에서 용접 품질 점수를 더 안정적으로 높이는 역할을 하였으며, 특정 임계 속도 이상에서는 진공 환경이 모세관 확장을 통해 공정 안정성을 보장하는 것으로 분석되었다.

Figure 3
a) Capillary travelling through melt b) Capillary circles the molten pool
Figure 3 a) Capillary travelling through melt b) Capillary circles the molten pool

Paper Details

Laser beam welding of copper under vacuum to extend the process limits

1. Overview

  • Title: Laser beam welding of copper under vacuum to extend the process limits
  • Author: Markus Schleser, Philipp Liebe, Benjamin Gerhards, Benedikt Gerhards
  • Year: 2024
  • Journal: Research Square (Preprint)

2. Abstract

본 연구는 적외선 레이저, 빔 쉐이핑 및 진공 레이저 용접(LaVa)에 초점을 맞추어 구리 레이저 빔 용접의 과제와 혁신을 탐구한다. Trumpf TruFiber 2000 P와 BrightLine 기술이 적용된 Trumpf TruDisc 6000을 사용하여, 공정 안정성과 심 품질을 개선하기 위해 감소된 주변 압력 하에서의 구리 용접을 조사한다. 고속 카메라 관찰을 통해 진공 조건에서 더 작은 용융 풀과 모세관 확장과 같은 독특한 거동을 확인하였다. 단일 모드 파이버 레이저 용접은 향상된 안정성과 감소된 용융물 방출을 보여주었다. 마찬가지로 BrightLine 기술은 진공 상태의 낮은 용접 속도에서 더 작은 용융 풀, 증가된 안정성 및 더 깊은 용입 깊이를 나타냈다. 대기압과 진공 용접의 비교는 균일성과 최소화된 용융물 방출을 강조하며 후자의 이점을 부각시킨다. 공정 안정성은 용접 품질과 상관관계가 있으며, 진공 조건의 이점을 입증한다. 진공과 기존 용접 기술의 결합은 공정의 경계를 확장하여 두 유형의 레이저 모두에서 더 높은 안정성과 심 품질을 달성한다. 결과적으로 진공 조건과 검증된 용접 접근 방식의 결합은 구리 레이저 용접의 공정 한계를 확장함을 보여준다.

3. Methodology

3.1. 장비 구성: 단일 모드 파이버 레이저(TruFiber 2000 P)와 멀티 모드 디스크 레이저(TruDisc 6000)를 각각 스캔 헤드 및 프로그래밍 가능한 포커싱 광학계와 조합하여 사용함.
3.2. 환경 제어: 진공 펌프를 사용하여 챔버 압력을 1 mbar까지 낮춘 후 아르곤 가스를 주입하여 최종 10 mbar의 작동 압력을 설정함.
3.3. 공정 변수 설정: 단일 모드 레이저의 경우 빔 오실레이션 파라미터를 가변하고, 멀티 모드 레이저의 경우 BrightLine 기능을 통해 코어와 링의 출력 분포를 0~100% 범위에서 조정함.
3.4. 품질 평가: 고속 카메라 영상을 통한 실시간 거동 분석, 현미경을 이용한 비드 표면 관찰 및 단면 분석을 통해 기공, 스패터, 용입 깊이를 수치화하여 평가함.

4. Key Results

진공 환경에서 구리 용접 시 용융 풀의 크기가 작아지고 모세관이 확장되는 현상이 공통적으로 관찰되었다. 단일 모드 레이저는 50 mm/s 이상의 속도에서 오실레이션과 결합될 때 대기압과 진공 모두에서 결함 없는 결과를 얻었으나, 저속에서는 진공의 안정성이 압도적이었다. 멀티 모드 레이저의 경우, 진공 상태에서 용접 속도가 낮아질수록 용입 깊이가 크게 증가하여 50 mm/s에서 대기압 대비 34%의 증가율을 기록했다. 전체적인 용접 품질 지수는 진공 상태에서 평균 0.577로 대기압의 0.278보다 두 배 이상 높게 나타났다. 이는 진공이 구리 용접의 고질적인 문제인 불안정한 모세관 거동을 효과적으로 제어함을 입증한다.

Figure List

  1. 용접 품질 평가 예시 (단면 및 상부 비드 품질 1.0 vs 0.0)
  2. 대기압(a)과 감압(b) 상태의 용융 풀 비교
  3. 모세관 거동의 두 가지 상태 (용융물 통과 vs 용융 풀 우회)
  4. 용융물 방출(Melt ejection) 형성 과정 (2 kW, 16.67 mm/s)
  5. 진공 상태에서의 용융물 방출 없는 용접 사례
  6. 레이저 빔 속도 및 용접 조건에 따른 심 품질 그래프
  7. 진공 심(좌)과 대기압 심(우)의 단면 비교
  8. BrightLine 기술 적용 시 용융 풀 비교 (대기압 vs 진공)
  9. 용융 풀 형성 및 방출 거동 (진공 vs 대기압)
  10. 용입 깊이에 대한 주요 효과 플롯 (진공 vs 대기압)
  11. 대기압과 진공 용접 심의 형상 비교 (5000 W, 50 mm/s)
  12. 속도별 용접 비드 외관 비교 (코어-링 비율 60/40)
  13. 용접 심 품질에 대한 주요 효과 플롯

References

  1. Punzel, E., et al. (2020). Comparison of different system technologies for continuous-wave laser beam welding of copper.
  2. Heider, A., et al. (2011). Process Stabilization at welding Copper by Laser Power Modulation.
  3. Reisgen, U., et al. (2016). Laser beam welding under vacuum of high grade materials.
  4. Börner, S., et al. (2023). Enhanced process understanding for laser welding of copper and aluminum alloys with dynamic beam oscillation.

Technical Q&A

Q: 진공 환경이 구리 용접 시 용융 풀의 크기를 줄이는 물리적 이유는 무엇입니까?

진공 상태에서는 주변 압력이 낮아져 금속의 증발 온도가 하강합니다. 이로 인해 증발 온도와 융점 사이의 온도 차이가 줄어들게 되며, 결과적으로 더 낮은 에너지 입력에서도 안정적인 모세관이 형성될 수 있습니다. 낮은 온도에서 모세관이 유지됨에 따라 주변으로 전달되는 열량이 제어되어 용융 풀의 크기가 작아지고 용융 온도 또한 낮게 유지되는 효과가 발생합니다.

Q: 단일 모드 레이저 용접에서 진공에 의한 용입 깊이 증가가 나타나지 않은 이유는 무엇입니까?

단일 모드 레이저 실험에서는 최대 용입 깊이가 약 2 mm로 제한되었습니다. 논문에서는 모세관의 형상과 종횡비(Aspect ratio) 사이의 상호작용 때문으로 추정합니다. 진공에서 모세관이 넓게 확장되면 레이저 광선이 다중 반사를 일으키지 않고 외부로 산란될 가능성이 높아집니다. 2 kW급 단일 모드 레이저의 출력 한계 내에서는 진공에 의한 에너지 흡수 효율 증대 효과보다 산란에 의한 손실이 상쇄되어 깊이 증가가 미미했던 것으로 분석됩니다.

Q: BrightLine 기술과 진공 공정을 결합했을 때의 주요 시너지 효과는 무엇입니까?

BrightLine의 링 출력은 모세관 입구를 넓혀주는 역할을 하며, 진공 환경은 모세관 내부의 증기압을 조절하여 모세관이 닫히는 것을 방지합니다. 이 두 기술이 결합되면 저속 용접에서도 모세관이 매우 안정적으로 개방된 상태를 유지하게 됩니다. 특히 저속 구간(< 150 mm/s)에서 열전도 손실을 줄이고 레이저 에너지를 용입 깊이 방향으로 집중시킬 수 있어, 대기압 대비 최대 34%의 용입 깊이 향상을 달성할 수 있습니다.

Q: 실험에서 정의한 용접 품질 지수(1.0, 0.5, 0.0)의 구체적인 기준은 무엇입니까?

품질 지수 1.0은 높은 공정 안정성을 의미하며, 용융물 방출이 없고 기공이 거의 없는 상태를 나타냅니다. 0.5는 비교적 높은 안정성을 보이나 적은 수의 기공이나 용융물 방출이 존재하는 경우입니다. 0.0은 불안정한 공정 상태로, 다량의 용융물 방출(스패터)과 많은 내부 기공이 관찰되는 경우를 의미합니다. 이 기준은 고속 카메라 영상, 비드 표면, 단면 분석 결과를 종합하여 평가되었습니다.

Q: 용접 속도가 진공 효과(LaVa effect)에 미치는 영향은 어떠합니까?

진공에 의한 용입 깊이 증가 효과는 용접 속도에 강하게 의존합니다. 고속 용접(150 mm/s)에서는 대기압과 진공 사이의 용입 깊이 차이가 2% 내외로 오차 범위 수준이었으나, 속도가 낮아질수록 그 차이가 벌어졌습니다. 이는 속도가 낮을수록 모세관 내부에서 레이저 빔의 체류 시간이 길어지고, 진공 환경에서 개선된 에너지 전달 메커니즘이 더 긴 시간 동안 작용하여 용입 깊이를 심화시키기 때문입니다.

Conclusion

본 연구는 진공 환경(LaVa)과 빔 쉐이핑 기술의 결합이 구리 레이저 용접의 공정 한계를 효과적으로 확장할 수 있음을 입증하였다. 진공 환경은 모세관의 안정성을 근본적으로 개선하여 대기압 공정에서 불가능했던 저속·고품질 용접을 가능하게 한다. 특히 멀티 모드 레이저와 BrightLine 기술을 사용할 경우 저속에서 유의미한 용입 깊이 증가를 얻을 수 있으며, 이는 고출력 구리 용접 공정 설계에 있어 진공 환경 도입의 기술적 타당성을 뒷받침하는 중요한 결과이다.


Source Information

Citation: Markus Schleser, Philipp Liebe, Benjamin Gerhards, Benedikt Gerhards (2024). Laser beam welding of copper under vacuum to extend the process limits. Research Square.

DOI/Link: https://doi.org/10.21203/rs.3.rs-3809335/v1

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Figure 2. Simples schematic of joint design

저탄소강 283 G.C의 인장 강도에 미치는 용접 공정 매개변수의 영향

저탄소강 283 G.C의 인장 강도에 미치는 용접 공정 매개변수의 영향

EFFECT OF WELDING PROCESS PARAMETERS ON TENSILE OF LOW CARBON STEEL 283 G.C

본 연구는 석유 및 가스 산업에서 널리 사용되는 ASTM 283 Gr. C 저탄소강의 용접 품질 최적화를 위해 SMAW, SAW, GTAW 공정 매개변수가 인장 강도에 미치는 영향을 분석한 기술 보고서입니다. 통계적 방법론을 통해 각 용접 공정의 효율성을 비교하고 최적의 기계적 성질을 확보하기 위한 매개변수 조합을 제시합니다.

Paper Metadata

  • Industry: 석유 및 가스 산업 (저장 탱크, 압력 용기)
  • Material: ASTM A-283 Gr. C (저탄소강, 두께 8mm)
  • Process: SMAW, SAW, GTAW (피복 아크, 잠권 아크, 가스 텅스텐 아크 용접)

Keywords

  • SMAW
  • SAW
  • GTAW
  • Taguchi
  • ANOVA
  • S/N Ratio
  • Minitab
  • Tensile Stress

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 8mm 두께의 ASTM A-283 Gr. C 저탄소강 판재를 기본 재료로 사용하여 맞대기 용접(Butt Weld) 실험을 수행하였습니다. 실험 설계는 Taguchi L9 직교 배열법을 채택하여 전류(Current), 전압(Voltage), 용접 속도(Travel Speed)의 세 가지 매개변수를 각각 3단계 수준으로 설정하였습니다. SMAW, SAW, GTAW의 세 가지 주요 아크 용접 공정을 비교 대상으로 선정하였으며, 각 공정별로 9회의 무작위 실험을 실시하여 데이터를 수집하였습니다. 수집된 데이터는 Minitab 18 소프트웨어를 활용하여 분석되었습니다.

Figure 2. Simples schematic of joint design
Figure 2. Simples schematic of joint design

Key Findings

실험 결과, 세 가지 용접 공정 중 GTAW가 가장 우수한 인장 강도를 나타냈으며, 모재 대비 인장 강도가 약 19% 향상된 결과를 보였습니다. ANOVA(분산 분석) 결과에 따르면, 용접 전류와 용접 속도가 인장 강도에 가장 유의미한 영향을 미치는 핵심 변수로 확인되었습니다. 구체적으로 GTAW 공정에서 전류 200A, 전압 28V, 속도 10cm/min일 때 최대 인장 강도인 485.95 MPa를 기록하였습니다. 구축된 회귀 모델을 통한 예측 값과 실제 실험 값 사이의 최대 오차는 3% 이내로 나타나 모델의 높은 신뢰성을 입증하였습니다.

Industrial Applications

이 연구 결과는 석유 화학 플랜트의 저장 탱크 및 압력 용기 제작 시 용접 공정 설계의 기술적 근거로 활용될 수 있습니다. 특히 저탄소강 구조물의 기계적 신뢰성을 극대화하기 위해 GTAW 공정의 우선적 적용을 고려할 수 있으며, 제시된 회귀 방정식을 통해 현장에서 용접 매개변수 조정에 따른 인장 강도 변화를 사전에 예측할 수 있습니다. 이는 용접 결함을 최소화하고 구조적 안정성을 확보하는 데 기여합니다.


Theoretical Background

Taguchi Method (타구치 방법)

타구치 방법은 실험 횟수를 최소화하면서도 공정 변수의 최적 조합을 효율적으로 찾아내기 위한 통계적 설계 기법입니다. 본 연구에서는 L9 직교 배열법을 사용하여 3가지 변수와 3가지 수준에 대해 단 9번의 실험만으로 전체 공정 특성을 파악하였습니다. 이 방법은 신호 대 잡음비(S/N Ratio)를 분석하여 제어 가능한 인자의 변동성을 최소화하고 목표 성능(인장 강도)을 극대화하는 최적 조건을 도출하는 데 탁월한 성능을 제공합니다.

ANOVA (분산 분석)

ANOVA는 실험 데이터의 전체 분산을 개별 요인별 분산으로 분할하여 각 매개변수가 결과값에 미치는 통계적 유의성을 평가하는 도구입니다. 본 연구에서는 P-값이 0.05 미만인 경우 해당 변수가 인장 강도에 유의미한 영향을 미치는 것으로 판단하였습니다. 분석 결과, 전류와 속도의 F-값이 높게 나타나 이들이 인장 강도 결정의 지배적인 인자임을 확인하였으며, 이는 용접 입열량 제어의 중요성을 이론적으로 뒷받침합니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험에는 300x150x8mm 규격의 ASTM A-283 Gr. C 강판 18개가 사용되었습니다. 용접부 형상은 V-홈(V-joint) 맞대기 용접으로 설계되었으며, 산화물 및 오염 물질 제거를 위해 용접 전 표면 세척 공정을 거쳤습니다. 용접 장비로는 Lincoln Electric 용접기가 사용되었으며, SMAW에는 E6010 및 E7018 전극이, SAW에는 EH12K 와이어가, GTAW에는 ER701S-6 와이어가 각각 충전재로 사용되었습니다. 각 공정별 매개변수 수준은 실제 산업 현장(SCOPE 석유 프로젝트)의 관행을 바탕으로 설정되었습니다.

Visual Data Summary

S/N 비 분석 그래프(Main Effects Plot)를 통해 각 공정의 경향성을 파악할 수 있습니다. SMAW와 SAW 공정에서는 전류가 증가함에 따라 인장 강도가 급격히 상승하는 양상을 보였으나, 특정 임계점 이후에는 변화폭이 둔화되었습니다. 용접 속도의 경우, 속도가 증가할수록 인장 강도가 감소하는 역상관 관계가 뚜렷하게 관찰되었습니다. GTAW 공정의 S/N 비 그래프는 전압 변화에 따른 인장 강도의 민감도가 다른 두 공정에 비해 상대적으로 높음을 시각적으로 보여줍니다.

Variable Correlation Analysis

용접 전류의 증가는 아크 에너지를 높여 모재의 용융량을 증대시키고 용입 깊이를 깊게 하여 인장 강도를 향상시키는 직접적인 상관관계를 가집니다. 반면, 용접 속도의 증가는 단위 길이당 입열량(Heat Input)을 감소시켜 불충분한 용융이나 침투 부족을 야기할 수 있으며, 이는 인장 강도 저하의 주요 원인이 됩니다. 전압은 아크의 폭과 비드 형상에 영향을 미치며, 특히 GTAW 공정에서 미세 구조 제어를 통해 인장 강도에 기여하는 것으로 분석되었습니다. 이러한 변수 간의 상호작용은 다중 회귀 방정식을 통해 정량화되었습니다.


Paper Details

EFFECT OF WELDING PROCESS PARAMETERS ON TENSILE OF LOW CARBON STEEL 283 G.C

1. Overview

  • Title: EFFECT OF WELDING PROCESS PARAMETERS ON TENSILE OF LOW CARBON STEEL 283 G.C
  • Author: Hussain Hayyal, Nadhim M. Faleh
  • Year: 2022
  • Journal: Journal of Engineering and Sustainable Development

2. Abstract

본 연구에서는 세 가지 용접 방법이 사용되었습니다. 목적은 ASTM 283 c. 규격의 8mm 두께 저탄소강 판재를 기본 재료로 한 맞대기 용접부의 인장 응력에 대한 SMAW, SAW 및 가스 텅스텐 아크 용접(GTAW)의 영향을 조사하는 것입니다. 용접부의 인장 특성을 평가하였으며, 전문가들은 타구치 방법을 사용하여 각 매개변수(전류, 전압 및 이동 속도)의 3단계를 설계하고 결과를 비교하였습니다. 본 연구를 통해 금속 피복 아크 용접 및 잠권 아크 용접과 비교하여 텅스텐 전극 가스 보호 용접 조인트의 인장 효과가 가장 우수하다는 것을 발견했습니다. 이는 주로 분산 분석(ANOVA)을 사용하여 중요한 매개변수를 추정한 결과로, 용접 전류와 용접 속도가 인장 응력에 상당한 영향을 미친다는 것을 보여줍니다. 실험 결과는 예측 결과와 일치하며 최대 오차는 3%입니다.

3. Methodology

3.1. 재료 선정 및 준비: ASTM A-283 Gr. C 저탄소강을 300x150x8mm 크기로 절단하고 V-홈 가공을 실시함.
3.2. 실험 설계: Taguchi L9 직교 배열법을 적용하여 전류, 전압, 용접 속도의 3단계 수준을 설정함.
3.3. 용접 공정 수행: SMAW, SAW, GTAW 공정별로 설정된 매개변수에 따라 무작위 순서로 용접을 수행함.
3.4. 인장 시험 및 분석: ASTM 가이드라인에 따라 시편을 제작하고 인장 강도를 측정한 후 Minitab 18을 사용하여 ANOVA 및 회귀 분석을 수행함.

4. Key Results

GTAW 공정은 최대 485.95 MPa의 인장 강도를 기록하여 SMAW(416.11 MPa) 및 SAW(461.08 MPa)보다 우수한 성능을 보였습니다. ANOVA 분석 결과, SMAW에서는 전류(P=0.004)와 속도(P=0.005)가, SAW에서는 속도(P=0.038)가 가장 중요한 인자로 확인되었습니다. GTAW의 경우 전압(P=0.048)이 인장 강도에 미치는 영향이 통계적으로 유의미하게 나타났습니다. 모든 공정에서 실험값과 예측값의 오차는 1~3% 범위 내로 유지되어 모델의 정확성이 검증되었습니다.

Figure 5. Plot Main effects for S/N ratios for tensile result in GTAW
Figure 5. Plot Main effects for S/N ratios for tensile result in GTAW

5. Mathematical Models

$$Tensile stress (SMAW) = 385.7 + 0.3365 (I) + 0.842 (V) – 4.011 (S)$$ $$Tensile stress (SAW) = 254.7 + 0.4368 (I) + 3.307 (V) – 3.030 (S)$$ $$Tensile stress (GTAW) = 51.9 + 1.493 (I) + 4.61 (V) – 0.44 (S)$$ $$S/N = -10 \times \log (\sum (1/y^2)/n)$$

Figure List

  1. Figure 1. 인장 시험 시편
  2. Figure 2. 조인트 설계의 단순 개략도
  3. Figure 3. SMAW의 인장 결과에 대한 S/N 비 주효과도
  4. Figure 4. SAW의 인장 결과에 대한 S/N 비 주효과도
  5. Figure 5. GTAW의 인장 결과에 대한 S/N 비 주효과도

References

  1. Metals Handbook, “Welding and Brazing”, ASM International, 2000.
  2. Humberto N. Farneze et al., “Comparative study of high-strength steel weld metals”, 2010.
  3. Prachya Peasura, “Investigation of the Effects of Submerged Arc Welding Process Parameters”, 2017.
  4. Ajit Hooda et al., “Optimized MIG welding processes parameters”, 2012.
  5. Mohannad Yousif Hanna et al., “Study of Mechanical Properties of Carbon Steel Plate SA-516 Gr. 70”, 2019.

Technical Q&A

Q: 본 연구에서 비교된 세 가지 용접 공정 중 가장 우수한 인장 강도를 보인 공정은 무엇인가?

실험 결과, 가스 텅스텐 아크 용접(GTAW) 공정이 가장 높은 인장 강도를 나타냈습니다. GTAW로 용접된 조인트는 SMAW 및 SAW 공정으로 제작된 조인트보다 각각 19% 및 15% 더 높은 인장 강도를 보였으며, 이는 모재의 인장 강도보다도 우수한 수치입니다.

Q: 인장 강도에 가장 큰 영향을 미치는 용접 매개변수는 무엇으로 확인되었는가?

ANOVA(분산 분석) 결과에 따르면 용접 전류(Current)와 용접 속도(Travel Speed)가 인장 강도에 가장 큰 영향을 미치는 것으로 나타났습니다. 특히 SMAW 공정에서는 전류의 P-값이 0.004로 나타나 가장 지배적인 인자임을 확인하였습니다.

Q: Taguchi 방법론을 사용한 이유는 무엇이며, 어떤 이점이 있는가?

Taguchi 방법은 최소한의 실험 횟수로 공정 변수의 최적 조합을 찾기 위해 사용되었습니다. 본 연구에서는 L9 직교 배열법을 통해 변수 간의 상호작용을 효율적으로 분석하고, S/N 비를 활용하여 외부 노이즈에 강건한 최적의 용접 조건을 도출할 수 있었습니다.

Q: 구축된 수학적 회귀 모델의 정확도는 어느 정도인가?

Minitab 18을 통해 도출된 회귀 방정식은 실험 데이터와 매우 높은 일치성을 보였습니다. 실제 실험을 통해 얻은 인장 강도 값과 모델이 예측한 값 사이의 최대 오차는 3% 이내로 유지되어, 실제 산업 현장에서의 예측 도구로서 충분한 신뢰성을 확보하였습니다.

Q: 용접 속도가 인장 강도에 미치는 영향의 메커니즘은 무엇인가?

용접 속도가 증가하면 단위 길이당 입열량이 감소하게 됩니다. 이는 용접부의 용융 부족이나 침투 깊이 감소를 초래하여 결과적으로 인장 강도를 저하시키는 원인이 됩니다. ANOVA 테이블의 높은 F-값은 이러한 속도 변화가 인장 강도에 미치는 통계적 중요성을 뒷받침합니다.

Conclusion

본 연구는 ASTM 283 Gr. C 저탄소강의 용접 시 GTAW 공정이 SMAW 및 SAW 공정보다 기계적 성질 측면에서 우수함을 입증하였습니다. 특히 용접 전류와 속도의 정밀한 제어가 인장 강도 확보의 핵심임을 ANOVA 분석을 통해 확인하였습니다. 제시된 최적 매개변수 조합과 회귀 모델은 석유 및 가스 산업의 대형 구조물 제작 시 용접 품질을 보증하고 공정 효율을 높이는 데 중요한 기술적 지표로 활용될 수 있습니다.


Source Information

Citation: Hussain Hayyal, Nadhim M. Faleh (2022). EFFECT OF WELDING PROCESS PARAMETERS ON TENSILE OF LOW CARBON STEEL 283 G.C. Journal of Engineering and Sustainable Development.

DOI/Link: https://doi.org/10.31272/jeasd.26.1.8

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용접 비드의 경도 측정 위치(HAZ 및 FZ) 모식도

저탄소강 상의 마르텐사이트계 스테인리스강 클레이딩을 위한 펄스 FCAW: 미세조직, 경도 및 잔류 응력 분석

저탄소강 상의 마르텐사이트계 스테인리스강 클레이딩을 위한 펄스 FCAW: 미세조직, 경도 및 잔류 응력 분석

Pulsed FCAW of Martensitic Stainless Clads onto Mild Steel: Microstructure, Hardness, and Residual Stresses

본 연구는 수력 발전 터빈 부품의 내마모성 및 내식성 향상을 위해 저탄소강 기판 위에 AWS 410NiMo 마르텐사이트계 스테인리스강을 펄스 플럭스 코어 아크 용접(FCAW)으로 적층할 때 발생하는 야금학적 특성을 분석하였습니다. 용접 매개변수가 비드 형상, 미세조직 형성, 경도 분포 및 잔류 응력에 미치는 영향을 체계적으로 조사하여 산업적 수리 및 제조 공정의 최적화 근거를 제시합니다.

Paper Metadata

  • Industry: 수력 발전 및 중공업 기계 부품 수리
  • Material: AISI 1020(모재), AWS 410NiMo(용가재)
  • Process: 펄스 플럭스 코어 아크 용접 (Pulsed FCAW)

Keywords

  • cladding
  • FCAW
  • residual stresses
  • mechanical properties
  • martensitic stainless steel
  • microstructure
  • hardness

Executive Summary

Research Architecture

본 연구는 Taguchi L9 직교 배열법을 사용하여 평균 전류, 펄스 주파수, 용접 속도, 팁-모재 간 거리(CTWD) 등 네 가지 주요 용접 변수를 제어하며 실험을 설계하였습니다. AISI 1020 강판을 기판으로 사용하고 AWS EC410NiMo 튜브형 와이어를 용가재로 사용하여 비드-온-플레이트(Bead-on-plate) 방식으로 클레이딩을 수행하였습니다. 용접 전 기판은 200°C로 가열되었으며, 용접 중에는 150°C의 층간 온도를 유지하여 수소 취성을 방지하고 공정 안정성을 확보하였습니다. 적층된 클레이딩 층의 품질을 평가하기 위해 광학 현미경, 주사 전자 현미경(SEM), 전자 후방 산란 회절(EBSD) 및 X선 회절(XRD) 분석을 통해 미세조직과 잔류 응력을 정밀하게 측정하였습니다.

펄스 FCAW로 제작된 두 개의 비드-온-플레이트 클레이딩 매크로 이미지

Key Findings

실험 결과, 입열량이 430 J/mm에서 790 J/mm로 증가함에 따라 비드의 볼록 지수(CI)는 36.80%에서 30.55%로 감소하여 보다 평탄한 비드 형상을 얻을 수 있었습니다. 희석률은 입열량이 높을수록 증가하는 경향을 보였으며, 이는 용융부 내 Cr 및 Ni 함량의 감소로 이어져 경도 값을 낮추는 원인이 되었습니다. 잔류 응력 측정 결과, 모든 시편의 표면에서 압축 잔류 응력이 관찰되었으며 입열량이 가장 높은 시편(Sample 9)에서 -529 MPa로 가장 높은 압축 응력이 나타났습니다. 용융부(FZ)와 열영향부(HAZ)에서는 마르텐사이트와 베이나이트 혼합 조직이 형성되었으며, 입열량이 낮을수록 냉각 속도가 빨라져 더 높은 경도(최대 440 HV)를 기록하였습니다.

용접 비드의 경도 측정 위치(HAZ 및 FZ) 모식도
용접 비드의 경도 측정 위치(HAZ 및 FZ) 모식도

Industrial Applications

이 연구 결과는 수력 발전소의 대형 터빈 러너, 로터 및 고압 증기 펌프 하우징의 마모 부위 수리 공정에 직접적으로 적용될 수 있습니다. 특히 펄스 FCAW 공정을 통해 입열량을 정밀하게 제어함으로써 부품의 변형을 최소화하고 표면의 압축 잔류 응력을 극대화하여 피로 수명을 연장할 수 있습니다. 또한, 적절한 볼록 지수를 확보함으로써 다층 용접 시 층간 결함을 줄이고 가공 여유를 최적화하여 제조 비용을 절감하는 데 기여할 수 있습니다. 마르텐사이트계 스테인리스강의 우수한 내캐비테이션 특성을 활용한 산업용 밸브 및 파이프라인의 육성 용접 지침으로도 활용 가능합니다.


Theoretical Background

마르텐사이트계 스테인리스강(AWS 410NiMo)의 특성

AWS 410NiMo 강은 약 13%의 크롬, 4%의 니켈, 0.4%의 몰리브덴을 함유한 저탄소 마르텐사이트계 스테인리스강으로, 저온 충격 인성과 내식성 및 내캐비테이션 성능이 매우 우수합니다. 이 재료는 용접 시 탄소 함량이 낮아 일반적인 마르텐사이트계 강에 비해 용접성이 양호하지만, 용접 후 냉각 과정에서 마르텐사이트 변태로 인한 경화와 잔류 응력 발생에 주의해야 합니다. 특히 수력 터빈과 같이 가혹한 환경에서 작동하는 부품의 경우, 미세조직 내의 잔류 오스테나이트 분율과 마르텐사이트 래스(Lath)의 미세화 정도가 부품의 수명을 결정짓는 핵심 요소가 됩니다.

펄스 FCAW 공정의 메커니즘

펄스 플럭스 코어 아크 용접(Pulsed FCAW)은 전류를 주기적으로 변화시켜 금속 이행을 제어하는 공정으로, 낮은 평균 전류에서도 안정적인 아크를 유지하고 입열량을 효과적으로 관리할 수 있습니다. 펄스 전류를 사용하면 용융풀의 교란을 유도하여 기공 배출을 돕고 결정립 미세화를 촉진하며, 열영향부의 크기를 줄여 기계적 성질의 저하를 방지할 수 있습니다. 클레이딩 공정에서는 모재와의 희석률을 적절히 유지하면서도 충분한 용착 효율을 확보하는 것이 중요한데, 펄스 파라미터의 최적화를 통해 비드 형상과 야금학적 특성을 동시에 제어할 수 있는 장점이 있습니다.

Results and Analysis

Experimental Setup

실험은 185 x 63.5 x 12.7 mm 크기의 AISI 1020 강판을 기판으로 사용하였으며, 1.2 mm 직경의 AWS EC410NiMo 튜브형 와이어를 사용하여 단층 비드를 적층하였습니다. 보호 가스로는 Ar + 2 vol.% O2 혼합 가스를 18 L/min 속도로 공급하였으며, 인버터 기반의 멀티프로세스 용접 전원을 사용하여 펄스 전류를 인가하였습니다. Taguchi L9 설계에 따라 평균 전류(170-230 A), 펄스 주파수(18-22 Hz), 용접 속도(5.0-6.7 mm/s), CTWD(30-36 mm)를 변수로 설정하여 총 9개의 시편을 제작하였습니다. 모든 시편은 용접 전 200°C로 예열되었으며, 용접 벤치에서 150°C 온도를 유지하며 정밀하게 시공되었습니다.

Visual Data Summary

매크로 분석 결과, 입열량이 가장 낮은 Sample 2(430 J/mm)는 비드 폭이 좁고 높이가 높아 볼록 지수가 36.80%로 나타난 반면, 입열량이 가장 높은 Sample 9(790 J/mm)는 비드가 넓게 퍼지며 볼록 지수가 30.55%로 가장 이상적인 수치를 보였습니다. EBSD 분석을 통해 확인된 미세조직은 용융부(FZ)에서 강한 우선 방위를 가진 주상정 마르텐사이트 구조를 나타냈으며, 열영향부(HAZ)에서는 조립역(CGHAZ)과 세립역(FGHAZ)이 뚜렷하게 구분되었습니다. XRD 잔류 응력 측정 그래프에서는 모든 조건에서 압축 응력이 지배적이었으며, 입열량이 증가함에 따라 열적 변형에 의한 격자 왜곡이 커지면서 표면 압축 응력이 강화되는 경향이 시각적으로 확인되었습니다.

Variable Correlation Analysis

분산 분석(ANOVA) 결과, 평균 전류가 비드 폭, 높이, 침투 깊이 및 볼록 지수 등 모든 기하학적 특성에 가장 결정적인 영향을 미치는 변수임이 확인되었습니다(p-value < 0.05). 용접 속도와 CTWD 역시 비드 형상에 유의미한 영향을 주었으나, 펄스 주파수는 본 실험 범위 내에서 비드 형상 변화에 미치는 통계적 영향이 미미한 것으로 나타났습니다. 입열량과 경도 사이에는 역비례 관계가 성립하였는데, 이는 높은 입열량이 냉각 속도를 늦추고 모재로부터의 Fe 희석을 증가시켜 마르텐사이트의 경화 효과를 상쇄시키기 때문으로 분석됩니다. 반면, 입열량과 압축 잔류 응력 사이에는 정비례 관계가 관찰되어 피로 특성 측면에서는 높은 입열량이 유리할 수 있음을 시사합니다.


Paper Details

Pulsed FCAW of Martensitic Stainless Clads onto Mild Steel: Microstructure, Hardness, and Residual Stresses

1. Overview

  • Title: Pulsed FCAW of Martensitic Stainless Clads onto Mild Steel: Microstructure, Hardness, and Residual Stresses
  • Author: Joao Sartori Moreno, Fabio Faria Conde, Celso Alves Correa, Luiz Henrique Barbosa, Erenilton Pereira da Silva, Julian Avila, Ricardo Henrique Buzolin, Haroldo Cavalcanti Pinto
  • Year: 2022
  • Journal: Materials

2. Abstract

저탄소 마르텐사이트계 스테인리스강인 AWS 410NiMo 강은 화학 조성상 13%의 크롬, 4%의 니켈, 0.4%의 몰리브덴(중량%)을 함유하고 있으며, 저온 충격 저항성과 부식 및 캐비테이션 저항성 덕분에 터빈 복구, 로터 및 고압 증기 펌프 하우징에 사용됩니다. 이러한 AWS 410NiMo 강의 응용 분야는 빈번하게 용접이나 클레이딩을 통한 수리를 요구합니다. 아크 용접은 재료 접합을 위한 잘 확립된 기술이며 용접 비드의 기계적 성능에 영향을 미치는 여러 매개변수를 제시합니다. 수많은 용접 공정이 존재함에도 불구하고 특정 응용 분야와 재료에 대한 용접 매개변수를 최적화하는 것은 항상 도전적인 과제입니다. 본 연구는 펄스 플럭스 코어 아크 용접(FCAW) 매개변수, 즉 펄스 전류 및 주파수, 용접 속도, 팁-모재 간 거리(CTWD)와 비드 형상, 미세조직 형성, 잔류 응력 및 마르텐사이트 클레이딩의 경도 사이의 상관관계를 확인하기 위한 체계적인 연구를 다룹니다. 사용된 기판은 AISI 1020 강이었으며, AWS 410NiMo 강이 클레이딩 적층을 위한 용가재로 사용되었습니다. 초기 9개 샘플 중 3개 샘플이 심층 분석을 위해 선택되었습니다. 낮은 입열량은 낮은 희석률, 더 높은 경도 및 더 낮은 압축 잔류 응력을 초래했습니다. 따라서 결과는 클레이딩의 원하는 성능을 달성하기 위해 펄스 FCAW 절차를 사용할 때도 적절한 입열량을 선택해야 할 필요성을 강조합니다. 본 사례에서는 더 낮은 볼록 지수, 용융부와 열영향부 사이의 부드러운 경도 전이, 그리고 더 높은 압축 응력 덕분에 높은 입열량이 더 유리한 것으로 나타났습니다.

3. Methodology

3.1. 재료 준비 및 예열: AISI 1020 강판을 기판으로 준비하고, 용접 전 수소 유입 방지를 위해 가열로에서 200°C로 예열한 후 용접 벤치에서 150°C를 유지하며 공정을 수행함.
3.2. 용접 실험 설계: Taguchi L9 직교 배열법을 적용하여 평균 전류, 주파수, 속도, CTWD를 3수준으로 설정하고 펄스 FCAW 공정을 통해 단층 비드-온-플레이트 시편을 제작함.
3.3. 기하학적 및 야금학적 분석: 광학 현미경을 이용해 비드 폭, 높이, 침투 깊이를 측정하고, SEM/EBSD를 사용하여 FZ, HAZ, BM의 미세조직 및 결정 방위를 분석함.
3.4. 기계적 성질 및 응력 측정: Vickers 경도계를 사용하여 비드 횡단면의 경도 프로파일을 작성하고, XRD의 sin²ψ법을 사용하여 클레이딩 표면의 종방향 및 횡방향 잔류 응력을 정밀 측정함.

4. Key Results

실험 결과, 평균 전류가 비드 형상을 결정하는 가장 중요한 인자로 확인되었으며, 전류가 증가할수록 비드 폭과 침투 깊이가 증가하였습니다. 입열량이 가장 높은 시편 9(790 J/mm)는 볼록 지수 30.55%를 기록하여 가장 우수한 비드 형상을 보였으며, 표면 압축 잔류 응력 또한 -529 MPa로 가장 높게 나타났습니다. 반면 입열량이 가장 낮은 시편 2(430 J/mm)는 냉각 속도가 빨라 용융부에서 440 HV의 최고 경도 값을 보였으나, 볼록 지수가 36.80%로 높아 다층 용접 시 결함 발생 가능성이 높음을 시사했습니다. EBSD 분석을 통해 용융부에서는 마르텐사이트와 베이나이트가 혼합된 래스 구조가 확인되었으며, 열영향부는 약 2mm의 폭을 형성하며 기판 조직의 변화를 나타냈습니다. 희석률은 입열량에 비례하여 증가하였으며, 이는 용융부의 화학 조성 변화를 유도하여 경도 분포에 직접적인 영향을 미쳤습니다.

5. Mathematical Models

$$Q = k \frac{U \times I_{rms}}{v}$$ (여기서 Q는 입열량(J/mm), k는 열효율 계수(FCAW의 경우 0.8), U는 아크 전압(V), Irms는 전류의 실효값(A), v는 용접 속도(mm/s)임)

$$CI = \left( \frac{r}{b} \right) \times 100$$ (여기서 CI는 볼록 지수(%), r은 비드 높이(mm), b는 비드 폭(mm)임)

$$D = \left( \frac{A_p}{A_r + A_p} \right) \times 100$$ (여기서 D는 희석률(%), Ap는 침투 면적(mm²), Ar은 보강 면적(mm²)임)

Figure List

  1. 펄스 FCAW로 제작된 두 개의 비드-온-플레이트 클레이딩 매크로 이미지
  2. 평균 전류 200A에서 기록된 펄스 용접 전류의 오실로그램
  3. 비드 높이, 폭, 침투 깊이 및 열영향부를 나타내는 용접 비드 단면 모식도
  4. 용접 비드의 경도 측정 위치(HAZ 및 FZ) 모식도
  5. XRD로 측정된 잔류 응력 성분(횡방향 및 종방향) 및 측정 위치
  6. AISI 1020 모재의 역극점도(IPF) 맵
  7. 시편 2, 6, 9의 용접 비드 단면 광학 현미경 사진
  8. 시편 2, 6, 9의 각 영역별(FZ, CGHAZ, FGHAZ, ICHAZ, SCHAZ) SEM BSE 이미지
  9. FZ 및 HAZ 상부의 EBSD 분석 결과(IPF 맵 및 마르텐사이트 블록 상세 구조)
  10. 용융부 및 열영향부 내 마르텐사이트와 베이나이트 분율 분석을 위한 밴드 대비(BC) 히스토그램
  11. 시편 9와 시편 2의 FZ 및 HAZ 미세조직 상세 비교
  12. FZ, CGHAZ, FGHAZ 전이 영역의 오일러(Euler) 맵
  13. FZ에서 BM까지 모든 영역을 포함하는 IPF 맵 시퀀스
  14. 시편 2, 6, 9의 FZ/HAZ 경계면 EDXS 라인 스캔 화학 분석 결과
  15. 용융부에서 모재까지 3mm 구간의 경도 분포 프로파일
  16. 세 가지 주요 시편의 종방향 및 횡방향 잔류 응력 측정값 그래프
  17. 최고 온도에 따른 용접 미세조직 및 야금학적 구역의 모식도

References

  1. Kahraman, G. et al. (2019). Identification of optimum working conditions in hydroelectric power plants for cavitation. Eng. Fail. Anal.
  2. ASTM-A743/A743M-19; Standard Specification for Castings, Iron-Chromium, Iron-Chromium-Nickel, Corrosion Resistant.
  3. ISO/TR 17671-1; Welding—Recommendations for Welding of Metallic Materials—Part 1.
  4. Krauss, G. (1999). Martensite in steel: Strength and structure. Mater. Sci. Eng. A.
  5. Folkhard, E. (1988). Welding Metallurgy of Stainless Steel; Springer: Berlin, Germany.

Technical Q&A

Q: 용접 입열량이 클레이딩 층의 경도에 미치는 구체적인 영향은 무엇입니까?

입열량과 경도는 역비례 관계에 있습니다. 낮은 입열량(430 J/mm)에서는 냉각 속도가 빨라져 마르텐사이트 변태가 촉진되고 조직이 미세해지면서 최대 440 HV의 높은 경도를 형성합니다. 반면 입열량이 높아지면 냉각 속도가 느려지고 모재로부터의 Fe 성분 희석이 증가하여 Cr 및 Ni에 의한 고용 강화 효과가 감소하므로 경도가 낮아지는 경향을 보입니다.

Q: 본 연구에서 측정된 잔류 응력의 특징과 산업적 의미는 무엇입니까?

모든 실험 조건에서 클레이딩 표면은 압축 잔류 응력 상태를 나타냈으며, 특히 횡방향 응력이 종방향보다 높게 측정되었습니다. 입열량이 가장 높은 시편에서 가장 강한 압축 응력(-529 MPa)이 관찰되었는데, 이는 높은 열적 구배에 의한 격자 왜곡과 변태 응력의 조합 결과입니다. 이러한 압축 잔류 응력은 실제 운전 환경에서 균열 발생을 억제하고 피로 수명을 향상시키는 긍정적인 역할을 합니다.

Q: 볼록 지수(Convexity Index)가 용접 품질 평가에서 왜 중요한가요?

볼록 지수는 비드의 폭 대비 높이 비율을 나타내며, 클레이딩 공정의 생산성과 건전성을 결정하는 지표입니다. 권장되는 CI 값은 약 30% 수준으로, 이보다 높으면 비드가 너무 볼록하여 다층 용접 시 비드 경계에서 융합 불량이나 슬래그 혼입과 같은 결함이 발생하기 쉽습니다. 반대로 CI가 너무 낮으면 원하는 적층 두께를 얻기 위해 더 많은 패스가 필요하므로 생산 효율이 저하됩니다.

Q: EBSD 분석을 통해 확인된 열영향부(HAZ)의 미세 구조적 특징은 무엇입니까?

HAZ는 최고 도달 온도에 따라 CGHAZ, FGHAZ, ICHAZ, SCHAZ의 네 구역으로 뚜렷하게 구분됩니다. 용융선에 인접한 CGHAZ는 약 40μm 크기의 조대한 결정립을 형성하며 베이나이트와 마르텐사이트가 혼재된 조직을 보입니다. 입열량이 증가함에 따라 CGHAZ와 FGHAZ의 폭이 넓어지는 경향을 보이며, 전체 HAZ의 길이는 실험 조건에 관계없이 약 2mm 내외로 유지되었습니다.

Q: 펄스 FCAW 공정에서 평균 전류 외에 다른 변수들의 영향력은 어떠합니까?

통계적 분석 결과 평균 전류가 비드 형상 제어에 가장 지배적인 인자였으나, 용접 속도와 CTWD 역시 유의미한 상관관계를 보였습니다. 용접 속도가 빠를수록 입열량이 감소하여 비드 폭이 좁아지고 볼록 지수가 상승하는 경향이 있습니다. 반면 펄스 주파수는 본 연구의 실험 범위(18-22 Hz) 내에서는 비드의 기하학적 형상 변화에 통계적으로 큰 영향을 미치지 않는 것으로 확인되었습니다.

Conclusion

본 연구를 통해 펄스 FCAW 공정을 이용한 AWS 410NiMo 마르텐사이트계 스테인리스강 클레이딩 시, 입열량 제어가 최종 품질을 결정하는 핵심 요소임을 확인하였습니다. 높은 입열량(790 J/mm) 조건은 비드의 볼록 지수를 최적화(30.55%)하고 표면 압축 잔류 응력을 극대화하여 구조적 건전성 측면에서 유리한 결과를 제공합니다. 반면 낮은 입열량은 높은 표면 경도를 제공하지만 비드 형상이 불리해질 수 있으므로, 실제 산업 현장에서는 내마모 요구 성능과 시공 효율성 사이의 균형을 고려한 매개변수 선정이 필요합니다. 결론적으로 펄스 FCAW는 수력 터빈 부품의 수리 및 제작에 있어 정밀한 야금학적 제어가 가능한 우수한 공정임을 입증하였습니다.


Source Information

Citation: Moreno, J.S. et al. (2022). Pulsed FCAW of Martensitic Stainless Clads onto Mild Steel: Microstructure, Hardness, and Residual Stresses. Materials 2022, 15, 2715.

DOI/Link: https://doi.org/10.3390/ma15082715

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Welding

[Webinar]FLOW-3D로 알아보는 반도체 접합의 비밀! 불량은 줄이고 효율은 높이는 비법은?

1. FLOW-3D, 대체 뭘까요?

FLOW-3D는 유체 해석 소프트웨어예요. 특히 액체와 기체가 만나는 ‘자유 표면 흐름’을 분석하는 데 아주 특화되어 있죠. 반도체 접합 과정에서 솔더가 어떻게 움직이는지 정확하게 예측할 수 있답니다. 마치 투명한 물속에서 물고기가 헤엄치는 모습을 보는 것과 같아요. 이 소프트웨어는 액체의 흐름을 꼼꼼하게 추적하여 우리가 예상하지 못한 문제점을 미리 찾아낼 수 있도록 돕는답니다. 예를 들어, 잉크젯 프린터에서 잉크가 노즐에서 뿜어져 나가는 모습이나, 물방울이 떨어지면서 생기는 파동 같은 것을 실시간으로 분석할 수 있죠.

이 기술은 유체 해석 분야에서 ‘VOF(Volume of Fluid) 법’이라고 불리는데, FLOW-3D는 이 기술의 원조 격이라고 할 수 있어요. 그래서 자유 표면의 움직임을 누구보다 정확하고 강력하게 분석할 수 있다는 장점이 있답니다. 즉, 솔더처럼 녹아서 흐르는 물질의 복잡한 움직임을 섬세하게 잡아낼 수 있다는 말이에요. 덕분에 반도체 제조 과정에서 생길 수 있는 다양한 문제들을 미리 예측하고 대비할 수 있게 되는 거죠.

2. 복잡한 모양도 문제없어요! FLOW-3D의 특별한 기술은?

FLOW-3D는 ‘페이버(FAVOR) 기술’ 덕분에 복잡한 부품 모양도 정확하게 표현할 수 있어요. 심지어 계산량도 적어서 효율적이죠. 이 기술은 마치 우리가 레고 블록으로 건물을 짓는 대신, 점토로 원하는 모양을 자유롭게 만드는 것과 같아요. 기존 방식이 사각형 격자에 맞춰야 했다면, 페이버 기술은 격자 안에서도 더 세밀하게 실제 부품의 곡선이나 복잡한 형태를 나타낼 수 있답니다.

이 덕분에 컴퓨터가 계산해야 할 정보의 양이 줄어들어요. 계산량이 줄어들면 시뮬레이션 시간도 훨씬 빨라지죠. 이렇게 되면 엔지니어들은 더 짧은 시간에 여러 번 시뮬레이션을 돌려보면서 최적의 조건을 찾을 수 있게 됩니다. 시간은 돈이라는 말처럼, 계산 시간을 줄이는 것은 개발 비용을 절감하는 데도 큰 도움이 된답니다. 결국, 이 기술 덕분에 더욱 정밀하면서도 빠른 시뮬레이션이 가능해지는 거죠.

3. 솔더가 움직이는 모습, 눈으로 볼 수 있나요?

‘VOF(Volume of Fluid) 법’이라는 기술로 솔더가 녹고 흐르면서 모양이 변하는 과정을 실시간으로 추적할 수 있어요. 이 기술은 마치 투명한 유리관 속에서 물감이 퍼져나가는 모습을 슬로우 모션으로 보는 것과 같아요. 솔더가 뜨거운 열에 의해 어떻게 녹아내리고, 어떤 방향으로 흐르며, 주변 부품에 얼마나 잘 붙는지(젖음성)까지 모두 파악할 수 있답니다.

특히 솔더의 표면 장력까지 계산할 수 있어서, 솔더가 동그랗게 뭉쳐지거나 넓게 퍼지는 미세한 움직임까지 정확하게 예측할 수 있어요. 이는 레이저 용접처럼 아주 정밀하고 빠르게 움직이는 유체 흐름을 분석하는 데 특히 강점을 보여요. 복잡하고 격렬한 솔더의 움직임을 눈으로 보듯 시뮬레이션할 수 있어서, 실제 제품을 만들기 전에 미리 발생할 수 있는 문제점들을 찾아내고 해결책을 마련하는 데 큰 도움이 된답니다.

4. 칩이 움직여도 괜찮아요! GMO 기능의 놀라운 점은?

‘GMO(General Moving Object) 기능’은 칩이 움직일 때 솔더가 어떻게 반응하는지, 그리고 칩의 움직임이 솔더에 어떤 영향을 주는지 분석할 수 있게 해줘요. 이 기능은 마치 물속에 돌을 던졌을 때 돌의 움직임과 물의 파동이 서로에게 영향을 미치는 것처럼, 고체와 유체가 상호작용하는 모습을 분석하는 거죠. 칩이 솔더 위로 가라앉거나, 심지어 스스로 제자리를 찾아가는 현상(셀프 얼라인먼트)까지 예측하는 데 유용하답니다.

예를 들어, 반도체 칩이 정확한 위치에 놓이지 않고 약간 벗어나 있어도, 솔더의 표면 장력 덕분에 칩이 스스로 움직여 제 위치로 돌아오는 경우가 있어요. FLOW-3D의 GMO 기능은 이런 미세한 움직임까지 시뮬레이션하여 칩이 얼마나 정확하게 자리를 잡는지, 또는 어떤 조건에서 칩이 잘못된 위치에 고정될 수 있는지를 미리 알려줍니다. 덕분에 실제 생산 과정에서 발생할 수 있는 칩 위치 불량을 줄이는 데 크게 기여할 수 있어요.

5. 반도체 제조 과정, FLOW-3D가 어떻게 도와줄까요?

솔더 인쇄부터 부품 배치, 그리고 솔더가 녹고 굳는 과정까지 반도체 제조의 모든 단계에서 FLOW-3D를 활용할 수 있어요. 솔더 페이스트를 기판에 정확하게 인쇄하는 단계부터 시작해서, 그 위에 부품을 올리고 열을 가해 솔더가 녹으면서 부품에 잘 붙도록 하는 전 과정을 시뮬레이션할 수 있죠. 특히 솔더가 부품에 얼마나 잘 붙는지, 즉 ‘젖음성’을 예측하는 데 탁월한 성능을 보여줍니다.

FLOW-3D는 솔더가 녹기 전의 고점도 유체 상태부터, 완전히 녹아 흐르는 액체 상태까지 솔더의 다양한 물성 변화를 고려하여 시뮬레이션할 수 있어요. 이를 통해 실제 생산 라인에서 발생할 수 있는 솔더 불량의 원인을 미리 파악하고, 최적의 공정 조건을 찾아낼 수 있죠. 마치 요리 레시피를 만들기 전에 재료의 양과 온도, 조리 시간을 미리 시뮬레이션해서 가장 맛있는 요리를 만드는 것과 같다고 생각할 수 있어요.

6. 솔더 불량, 왜 생기는 걸까요?

솔더가 제대로 붙지 않으면 여러 가지 불량이 생길 수 있어요. 예를 들어, 솔더가 서로 붙어버리는 ‘솔더 브릿지’ 현상이 있어요. 이건 마치 물방울들이 서로 가까이 있어서 합쳐져 버리는 것과 비슷하죠. 또, 솔더가 부품에 제대로 붙지 않고 떨어져 있는 현상도 발생할 수 있답니다. 그리고 때로는 칩이 제대로 놓이지 않고 똑바로 서 버리는 ‘맨해튼 현상’ 같은 재미있는 이름의 불량도 생겨요.

FLOW-3D는 이런 다양한 솔더 불량의 원인을 깊이 있게 파악하고 해결책을 찾는 데 큰 도움을 줍니다. 시뮬레이션을 통해 어떤 조건에서 불량이 발생하는지, 솔더의 흐름이나 젖음성에 문제가 있는지 등을 분석할 수 있어요. 이렇게 불량의 원인을 정확히 알면, 공정 조건을 수정하여 불량을 줄이고 제품의 품질을 높일 수 있답니다. 마치 질병의 원인을 알아야 치료법을 찾을 수 있는 것과 같죠.

7. 2D 시뮬레이션, 왜 중요할까요?

복잡한 3D 시뮬레이션 전에 2D로 간단하게 시뮬레이션하는 것은 매우 중요해요. 마치 복잡한 설계도를 만들기 전에 간단한 스케치로 전체적인 그림을 그리는 것과 같아요. 2D 시뮬레이션은 계산 시간을 크게 줄여주고, 초기 설정이나 물성치 입력이 제대로 되었는지 확인하는 데 도움이 되기 때문이죠. 3D 시뮬레이션은 몇 일에서 일주일까지 걸릴 수 있지만, 2D는 몇 시간 만에 결과를 볼 수 있답니다.

만약 처음부터 3D로 시뮬레이션했다가 설정 오류를 발견하면, 다시 처음부터 긴 시간을 들여야 해요. 하지만 2D로 먼저 확인하면 이런 시간 낭비를 막을 수 있어요. 또한, 솔더의 물성치(밀도, 점도 등)가 정확하게 입력되었는지, 솔더의 형태가 잘 표현되는지 등을 2D에서 빠르게 검증할 수 있죠. 2D 시뮬레이션은 비록 완벽한 결과를 보여주지 못하더라도, 전체 시뮬레이션 과정의 효율성을 높이는 중요한 첫걸음이 된답니다.

8. 솔더의 젖음성, 어떻게 조절할 수 있나요?

솔더의 젖음성은 솔더 불량에 아주 큰 영향을 미쳐요. 솔더가 부품에 얼마나 잘 퍼지고 달라붙는지를 나타내는 성질인데, 이게 좋지 않으면 불량이 생길 수 있죠. FLOW-3D를 이용해 젖음성 조건을 바꿔가며 시뮬레이션하면, 어떤 조건에서 불량이 발생하는지 파악하고 최적의 조건을 찾을 수 있답니다. 마치 물방울이 유리판 위에서 넓게 퍼지는지, 아니면 동그랗게 뭉치는지에 따라 유리판의 표면 상태를 파악하는 것과 같아요.

젖음성은 솔더 자체의 성질뿐만 아니라, 부품이나 기판의 재질과도 관련이 있어요. 따라서 실제 실험에서 정확한 젖음성 값을 얻기 어려울 때가 많죠. 이럴 때 FLOW-3D는 시뮬레이션을 통해 다양한 젖음성 값을 대입해 보면서 가장 실제와 유사한 결과를 찾아낼 수 있도록 도와줍니다. 이렇게 최적의 젖음성 조건을 알아내면, 불량을 줄이고 제품의 신뢰성을 높일 수 있게 되는 거죠.

9. 솔더 위치가 달라져도 괜찮을까요?

부품의 위치가 조금 달라져도 솔더가어떻게 변형되는지 FLOW-3D로 예측할 수 있어요. 실제 생산 과정에서는 아주 미세한 오차가 발생할 수 있답니다. 예를 들어, 부품을 정확히 놓았다고 생각했지만 아주 조금 비뚤어지거나 옆으로 밀릴 수도 있죠. FLOW-3D는 이런 작은 위치 변화가 솔더의 모양에 어떤 영향을 미치는지 시뮬레이션으로 보여줍니다. 이는 마치 블록을 쌓을 때 블록의 위치가 조금만 달라져도 전체적인 탑의 균형이 달라지는 것과 같아요.

이러한 예측은 실제 생산 과정에서 발생할 수 있는 오차를 미리 파악하고 대비하는 데 큰 도움이 됩니다. 시뮬레이션을 통해 “이 정도 위치 오차는 솔더에 큰 문제를 일으키지 않아”, 또는 “이 정도 오차는 솔더 브릿지를 유발할 수 있으니 주의해야 해”와 같은 정보를 얻을 수 있죠. 이를 통해 생산 공정의 허용 오차를 설정하고, 불량률을 최소화하기 위한 기준을 마련할 수 있답니다.

10. 레이저 솔더링, FLOW-3D로 어떻게 분석할까요?

최근에는 아주 정밀한 솔더 작업을 위해 레이저를 사용하기도 해요. 레이저 솔더링은 매우 국부적이고 빠르게 열을 전달하기 때문에, 솔더의 미세한 움직임과 온도 변화를 정확하게 파악하는 것이 중요하죠. FLOW-3D는 이런 레이저 솔더 공정을 분석하는 데 탁월한 능력을 가지고 있답니다. FLOW-3D WELD라는 전용 모듈을 사용하면 레이저의 열이 솔더에 어떻게 전달되고, 솔더가 녹아 흐르는 과정을 정확하게 시뮬레이션할 수 있어요.

이 모듈은 레이저의 출력, 위치, 형태 등을 쉽게 설정할 수 있어서 실제 레이저 솔더링 공정을 그대로 컴퓨터 안에 구현할 수 있습니다. 예를 들어, 레이저가 특정 지점에 집중적으로 열을 가하면 솔더가 그 부분에서부터 녹아내리고, 주변으로 퍼져나가는 과정을 눈으로 확인할 수 있죠. 이를 통해 레이저 출력이나 조사 시간을 조절하여 가장 이상적인 솔더링 형태를 얻을 수 있는 조건을 찾아낼 수 있답니다.

Weld Demo Webinar

FLOW-3D WELD Demo Webinar

최신 기술과 함께 돌아온 FLOW-3D의 신규 버전 출시를 맞아, 신기능 소개 및 활용 사례를 중심으로 한 웨비나를 준비했습니다.

새롭게 향상된 해석 기능과 인터페이스, 성능 개선 사항까지 업데이트 된 FLOW-3D를 직접 확인하실 수 있는 자리입니다.

이번 웨비나에서는 용접 공정 해석에 대한 이론적인 기본 설명과 물리모델, 신규 버전에서 달라진 GUI에 대해 알려드릴 예정입니다.

FLOW-3D WELD는 용접 공정 해석을 위한 제품으로 열원, 열전달, 표면장력, 응고, 다중 레이저 반사 등의 물리적 모델이 포함되어 있습니다.

간편한 격자 설정 방법, 사용자 편리성이 뛰어난 GUI 설정 방법 등을 확인하실 수 있습니다.

📢 용접 해석에 관심 있는 모든 분들을 초대합니다!

 웨비나 안내

  • 일시: 2025년 5월 22일(목) 15시 ~ 15시 30분
  • 방식: 온라인
  • 참가비: 무료
  • 대상: FLOW-3D 사용자 및 관련 업계 종사자, 연구자

🗓 주요 프로그램

시간내용
15:00 ~ 15:05웨비나 오프닝 및 인사말
15:05 ~ 15:20🔍 FLOW-3D WELD 신규 버전 GUI 소개
15:20 ~ 15:30❓ Q&A

📌 사전 등록 방법

👉 [사전 등록 링크]

(※ 사전 등록자에게 웨비나 접속 링크를 개별 안내드립니다.)

관련 분야 해석에 관심있는 분들의 많은 관심과 참여 바랍니다. 😊

감사합니다.

Result

Process Simulation and Development for Laser Beam Welding with Rotating Bifocal Optics

회전 이중초점 광학(Rotating Bifocal Optics)을 이용한 레이저 빔 용접(Laser Beam Welding) 공정 시뮬레이션 및 개발

연구 배경 및 목적

  • 문제 정의: 레이저 빔 용접(LBW, Laser Beam Welding)은 고속 용접, 작은 열영향부(HAZ, Heat-Affected Zone), 변형 최소화 등의 장점으로 산업 생산에서 널리 사용된다.
    • 그러나 스테인리스강(Stainless Steel)과 같은 특정 재료의 용접 시 균열(Cracks) 및 기공(Pores) 발생 문제가 남아있다.
    • 회전 이중초점 광학(Bifocal Optics with Rotating Technique)은 용접 중 온도 제어를 개선하고, 용융 풀(Molten Pool) 내 균일한 온도 분포를 통해 용접 품질을 향상시킬 수 있다.
  • 연구 목적:
    • FLOW-3D 소프트웨어를 활용하여 이중초점 광학을 사용한 회전 레이저 빔 용접 공정 시뮬레이션을 수행.
    • 레이저 출력(Laser Power, LP), 회전 속도(Rotational Speed, RS), 용접 속도(Welding Speed, WS) 등의 공정 매개변수를 최적화하여 스테인리스강의 용접 품질을 평가.
    • 실험 및 시뮬레이션 결과 비교를 통해 모델의 신뢰성 검증비용과 시간을 절감할 수 있는 최적화 방안 제시.

연구 방법

  1. 실험 설정 및 시뮬레이션 환경
    • Ruhr University Bochum 실험실에서 LMB 회사와 협력하여 스테인리스강 AISI 304를 대상으로 실험 수행.
    • TruDisk 4001D 디스크 레이저 시스템 사용:
      • 이중초점 거리(Bifocal Distance): 0.8 mm.
      • 섬유 직경(Fiber Diameter)점 크기(Dot Size): 0.1 mm.
      • 시편 크기: 50 mm × 50 mm × 15 mm.
    • 공정 변수:
      • 용접 속도(WS): 2000 mm/min.
      • 레이저 출력(LP): 2 kW 및 4 kW.
      • 회전 속도(RS): 2500 ~ 5000 rev/min.
  2. FLOW-3D 시뮬레이션 설정
    • FLOW-3D WELD 모듈을 사용하여 레이저 키홀(Keyhole) 형성 및 용융 풀의 형상 변화 시뮬레이션.
    • 레이저 경로의 x 및 y 좌표 모델링:
      • 원형 진동(Circular Oscillation) 방식을 통해 정확한 빔 이동 경로 계산.
      • 이중초점 광학 시스템에서는 0.8 mm 간격으로 두 개의 동일한 경로 생성.
    • 모든 실험 조건을 동일하게 입력하여 수치 모델의 정확도를 높임.

주요 결과

  1. 용접 형상(Geometry) 분석
    • FLOW-3D 시뮬레이션실험 결과 비교에서 높은 일치도 확인.
    • 레이저 출력 및 회전 속도 변화에 따른 용접 깊이(Weld Depth, WD) 및 용접 폭(Weld Width, WW) 분석:
      • 2 kW 출력 그룹(Group 1):
        • 최대 용접 폭: 2392.05 µm, 최대 깊이: 2294.77 µm (RS: 2500 rev/min).
      • 4 kW 출력 그룹(Group 2):
        • 최대 용접 폭: 3422.97 µm, 최대 깊이: 3382.70 µm (RS: 2500 rev/min).
  2. 공정 매개변수 최적화
    • 회전 속도 4000 rev/min, 레이저 출력 2 kW에서 기공 및 균열 최소화.
    • 회전 속도 증가용접 깊이 증가하지만, 5000 rev/min 이상에서는 기공 증가.
    • C7 시편(4 kW, 4000 rev/min)이 가장 적은 기공을 보임.
  3. 시뮬레이션과 실험 결과 비교
    • 시뮬레이션 결과: 폭 2300 µm, 깊이 a 2120 µm, 깊이 b 1900 µm.
    • 실험 결과: 폭 2367.89 µm, 깊이 a 2161.91 µm, 깊이 b 1924.39 µm.
    • 10% 이내의 오차율을 보여, 시뮬레이션이 실제 용접 공정 예측에 유용.

결론 및 향후 연구

  • 결론:
    • 회전 이중초점 광학을 활용한 레이저 빔 용접 공정 시뮬레이션이 높은 정확도와 효율성을 입증.
    • FLOW-3D 소프트웨어를 통해 용접 풀 형상 및 온도 분포를 예측할 수 있으며, 공정 매개변수 최적화 가능.
    • 회전 속도 4000 rev/min레이저 출력 2 kW스테인리스강의 최적 용접 품질 제공.
  • 향후 연구 방향:
    • 다양한 재료 및 용접 조건에 대한 시뮬레이션 확장.
    • AI 및 머신러닝을 활용한 실시간 용접 품질 예측 시스템 개발.
    • 산업 현장 적용을 위한 대규모 실증 연구 수행.

연구의 의의

본 연구는 FLOW-3D 시뮬레이션을 통해 회전 이중초점 광학 시스템을 적용한 레이저 빔 용접 공정의 최적화 가능성을 입증하고, 기공 및 균열을 최소화하여 용접 품질을 향상시킬 수 있는 실질적인 데이터를 제공하며, 산업용 스테인리스강 용접 공정의 효율성을 높이는 데 기여할 수 있다​.

LFP

Optimizing 3D Laser Foil Printing Parameters for AA 6061: Numerical and Experimental Analysis

AA 6061 합금의 3D 레이저 포일 프린팅(3D LFP) 최적화: 수치 및 실험적 분석

연구 배경 및 목적

  • 문제 정의: 3D 레이저 포일 프린팅(LFP)은 금속 포일을 적층하여 정밀한 구조물을 제작하는 기술로, 레이저 용접을 통해 층을 쌓아가는 방식을 사용한다.
    • 금속 포일빠른 냉각 속도효율적인 열전도를 제공하여 미세 입자(fine-grained) 구조 형성에 유리하다.
    • 그러나 알루미늄 합금(AA 6061)과 같은 고반사율 금속레이저 용접할 때, 스패터(spattering), 기포(bubble) 형성, 미세 균열(microcrack)과 같은 결함이 발생할 위험이 크다.
  • 연구 목적:
    • Laser Circular Oscillation Welding (LCOW) 기술을 LFP 공정에 적용하여 레이저 용접 결함을 줄이는 방법 연구.
    • 인공신경망(ANN, Artificial Neural Network)과 FLOW-3D 시뮬레이션을 결합하여 최적의 용접 공정 매개변수 도출.
    • 실험 및 시뮬레이션 결과 비교를 통해 모델 신뢰성 검증용접 품질 향상 방안 제시.

연구 방법

  1. LCOW 기술 적용 및 실험 설정
    • AA 6061 포일(두께 0.3mm)과 기판(두께 5mm)을 사용하여 연속 파이버 레이저 시스템(최대 출력 1000W, 스캔 속도 550 mm/s, 스캔 주파수 227 Hz)으로 실험.
    • 레이저 빔의 원형 진동(Circular Oscillation) 모션을 사용하여 용융 풀(Molten Pool) 형상 및 위치 제어.
    • FLOW-3D 소프트웨어를 통해 열원 모델링 및 유체의 자유 표면 이동을 추적.
    • 에너지 밀도가 가우시안(Gaussian) 분포를 따른다고 가정하고, 볼륨 오브 플루이드(VOF) 기법을 사용하여 키홀(Keyhole) 형상 변화 추적.
  2. 시뮬레이션 및 ANN 모델 개발
    • FLOW-3D 시뮬레이션 데이터를 활용하여 ANN 모델을 학습시켜 용접 풀 깊이 및 온도 예측.
    • 원형 패킹 디자인(Circle Packing Design) 기법을 사용하여 36개의 시뮬레이션 데이터를 ANN 학습에 사용.
    • ANN 모델은 평균 99%의 예측 정확도(R=0.99)를 보여, 신뢰성 높은 프로세싱 맵(Processing Map) 생성.
    • 레이저 출력, 스캔 속도 및 주파수에 따른 용접 풀 깊이 및 폭 최적화.

주요 결과

  1. 실험 및 시뮬레이션 비교 분석
    • 최적화된 공정 매개변수: 레이저 출력 800W, 스캔 속도 550 mm/s, 스캔 주파수 227 Hz.
    • FLOW-3D 시뮬레이션 모델의 예측 오차는 약 10% 내외로, 실험 결과와 높은 일치도를 보임.
    • 용접 부위의 상부 표면에서 균열(cracks)이나 기공(porosity)이 발견되지 않음.
    • 샘플 단면에서의 기공율(Porosity)은 0.12%로 매우 낮음.
  2. 프로세싱 맵 분석 및 최적화 매개변수 도출
    • 용접 풀 깊이(0.6 ~ 0.95 mm) 및 폭(1.05 mm 이상)이 균열과 기공을 최소화하는 최적의 조건으로 설정.
    • 스캔 주파수 150 Hz 이상에서 알루미늄 합금의 열균열 감수성(hot cracking susceptibility) 감소.
    • 세부 영역별 프로세싱 맵을 통해 다양한 용접 조건에 대한 품질 특성 분석.
  3. 다양한 실험 조건에 따른 결과 비교
    • LCOW(Laser Circular Oscillation Welding) 전략을 적용한 샘플에서는 균열과 기공 발생이 거의 없었음.
    • 비진동 레이저 용접(NOLW) 전략에서는 0.41%의 기공율을 보인 반면, LCOW 샘플에서는 0.12%로 현저히 감소.
    • LCOW 전략 적용 시 표면 거칠기(Surface Roughness) Sa 값은 7.27μm, NOLW 샘플은 20.87μm로, LCOW가 더 매끄러운 표면 제공.

결론 및 향후 연구

  • 결론:
    • FLOW-3D 시뮬레이션과 ANN 모델을 활용한 공정 최적화 방법AA 6061 합금의 3D LFP 공정에서 뛰어난 성능을 입증.
    • LCOW 기술을 통해 기공과 균열을 줄일 수 있으며, 용접 품질을 크게 향상시킴.
    • 최적화된 공정 매개변수 적용 시 용접 표면 거칠기 및 기공율을 최소화할 수 있음.
  • 향후 연구 방향:
    • 새로운 소재와 기술의 발전에 따라 LCOW 최적화 매개변수의 지속적인 재평가 필요.
    • 마이크로구조(Microstructure) 모델링을 통한 시뮬레이션 결과의 정밀도 향상.
    • AI 및 머신러닝을 통한 실시간 용접 품질 예측 모델 개발.

연구의 의의

본 연구는 FLOW-3D 및 ANN 모델을 활용한 3D LFP 공정 최적화 방법을 제시하고, 레이저 용접 시 발생할 수 있는 결함을 최소화할 수 있는 새로운 접근법을 제시하여, 산업 현장에서의 적용 가능성을 입증하고 알루미늄 합금의 용접 품질을 향상시킬 수 있다​.

Reference

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  2. C.-H. Hung, W.-T. Chen, M. H. Sehhat, and M. C. Leu, “The effect of laser weldingmodes on mechanical properties and microstructure of 304L stainless steel parts fabricated by laser-foil-printing additive manufacturing,” TheInternational Journal of Advanced Manufacturing Technology, vol. 112, pp.867-877, 2021.
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  5. C.-H. Hung, A. Sutton, Y. Li, Y. Shen, H.-L. Tsai, and M. C. Leu, “Enhancedmechanical properties for 304L stainless steel parts fabricated by laser-foil11 printing additive manufacturing,” Journal of Manufacturing Processes, vol. 45,pp. 438-446, 2019/09/01/ 2019, doi:https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2019.07.030.
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DED model

On the Role of the Powder Stream on the Heat and Fluid Flow Conditions During Directed Energy Deposition of Maraging Steel – Multiphysics Modelling and Experimental Validation

마레이징강의 직접 에너지 증착(DED) 공정에서 분말 흐름이 열 및 유체 흐름 조건에 미치는 영향 – 다중물리 모델링 및 실험 검증

연구 배경 및 목적

문제 정의: 직접 에너지 증착(DED) 공정은 기능성 소재 제작, 표면 개질 및 손상 부품 복구에 널리 사용된다. 그러나 공정 중 분말 입자의 운동과 용융 풀(melt pool)의 상호작용은 아직 명확히 이해되지 않았다.
연구 목적:

  • FLOW-3D 기반 다중물리 모델 개발을 통해 분말 입자의 유입 속도가 용융 풀의 열전달 및 유체 흐름에 미치는 영향을 분석.
  • 실험적 검증을 통해 모델의 정확성을 평가하고, 분말 속도 변화에 따른 용융 풀 형상 및 트랙 품질 분석.
  • 분말 유속 조절을 통한 최적의 증착 형상 및 공정 조건 도출.

연구 방법

DED 공정 개요

  • DED는 레이저와 분말이 동시에 조사되어 금속을 적층하는 공정.
  • 분말은 캐리어 가스(Ar)와 함께 노즐에서 분사되며, 레이저에 의해 용융되어 기판에 적층됨.
  • 주요 변수: 레이저 출력(3kW), 주사 속도(0.8m/min), 분말 공급 속도(28.5g/min), 노즐 거리(18.5mm).

FLOW-3D 기반 수치 모델링

  • VOF(Volume of Fluid) 기법을 사용하여 자유 표면 추적.
  • 유체역학 모델: 표면 장력, 마랑고니 효과, 반동 압력(Recoil Pressure) 고려.
  • 열전달 모델: 용융 및 응고 해석, 증발 및 증발 냉각 포함.
  • 레이저-분말 상호작용: 다중 반사(ray-tracing) 모델 적용하여 레이저 에너지가 분말 및 용융 풀에 미치는 영향 분석.
  • 실험 검증:
    • In-situ 열화상 카메라를 활용하여 용융 풀의 온도 분포 및 동적 변화를 모니터링.
    • Ex-situ 광학 현미경 분석을 통해 최종 증착 형상과 모델 예측값 비교.

주요 결과

분말 속도가 증착 형상 및 용융 풀 거동에 미치는 영향

  • 분말 유속 증가 → 트랙 높이 증가, 폭 감소 (높이/폭 비율 증가).
  • 유속이 낮을수록 분말이 레이저와 더 오래 접촉하여 용융 풀 온도가 높아지고, 결과적으로 더 넓은 트랙 형성.
  • 유속이 높을수록 용융 풀의 온도가 낮아지고, 표면 장력이 증가하여 더 좁고 높은 트랙 형성.

유체 흐름 및 온도 분포 분석

  • 용융 풀 내 마랑고니 유동 발생 → 중심부에서 가장 높은 온도 분포 형성.
  • 반동 압력 증가 시 용융 풀의 깊이가 깊어지며, 특정 조건에서는 키홀(keyhole) 형성이 가능함.
  • 분말 속도 3배 증가 시:
    • 높이/폭 비율 104% 증가.
    • 트랙의 젖음성(Wettability) 24% 감소 → 표면 장력 영향으로 용융 풀이 좁아짐.

결론 및 향후 연구

결론

  • FLOW-3D 기반 다중물리 모델이 DED 공정의 열 및 유체 흐름을 정확히 예측할 수 있음을 확인.
  • 분말 속도가 증가하면 트랙 형상 변화 및 표면 젖음성이 감소하며, 이는 공정 최적화에 중요한 요소임.
  • 실험 검증 결과와 시뮬레이션 예측값이 높은 상관관계를 보이며, 분말 속도 조절을 통해 최적의 증착 형상 도출 가능.

향후 연구 방향

  • 다양한 재료(알루미늄, 티타늄 등) 및 분말 크기 변화에 따른 영향 분석.
  • 레이저-분말 상호작용 모델 개선을 통한 용융 풀 형상 최적화.
  • 다층 적층 공정에서 열 누적(Thermal Accumulation) 및 응력 분석.

연구의 의의

이 연구는 DED 공정에서 분말 흐름이 용융 풀의 열전달 및 유체 흐름에 미치는 영향을 수치적으로 분석하고, 실험적으로 검증한 최초의 연구 중 하나이다. 공정 최적화를 위한 중요한 설계 지침을 제공하며, 금속 적층 제조(AM) 분야에서 활용될 수 있는 정량적 모델을 제시하였다​.

Welding part

Numerical Study of Laser Welding of 270 µm Thick Silicon–Steel Sheets for Electrical Motors

전기 모터용 270µm 두께의 실리콘-강판 레이저 용접에 대한 수치 연구

연구 배경 및 목적

문제 정의: 전기차(EV) 및 수소 연료전지 자동차(HFCV)의 확산으로 인해 트랙션 모터(traction motor)의 생산성이 중요해지고 있으며, 이에 따라 전기 강판(electrical steel sheet)의 자동 용접 시스템 개발이 필요하다.
연구 목적:

  • FLOW-3D 기반 레이저 용접 시뮬레이션을 활용하여 실리콘-강판의 비드 형상 분석.
  • 용접 공정 중 발생하는 용접 결함(undercut, void, spatter 등)의 원인 규명.
  • 레이저 출력과 주사 속도(scan speed)에 따른 비드 높이 비교를 통해 용접 품질 최적화 방법을 제시.

연구 방법

레이저 용접 공정 개요

  • 사용된 레이저: 섬유(Fiber) 레이저.
  • 레이저 용접 모드: 전도(conduction) 모드.
  • 레이저 출력: 700W, 800W.
  • 주사 속도: 0.10 ~ 0.15 m/s (0.01 m/s 간격으로 총 12개 케이스 분석).

FLOW-3D 기반 수치 모델링

  • VOF(Volume of Fluid) 기법을 사용하여 자유 표면 추적.
  • Navier-Stokes 방정식열전달 방정식을 활용하여 용융 풀(melt pool) 해석.
  • Marangoni 효과 및 반동압력(recoil pressure) 고려.
  • 메쉬 설정: 총 2,340,438개 격자 사용하여 정밀 해석 수행.
  • 레이저 흡수율 측정: UV-VIS-NIR 분광계를 이용하여 700~1100nm 파장 범위의 반사율을 측정하고, 이를 통해 흡수율 도출.

평가 지표

  • 비드 형상 및 높이(Weld Bead Geometry & Height): 용접부의 높이 및 모양 분석.
  • 열전달 및 용융 풀 거동(Heat Transfer & Melt Pool Behavior): 용접부의 온도 분포 및 냉각 속도 분석.
  • 용접 결함 분석(Welding Defects Analysis): 언더컷(undercut), 용융 풀 변형(melt drop) 등 발생 여부 확인.

주요 결과

비드 형상 및 높이 분석

  • 주사 속도가 증가할수록 비드 높이 감소.
  • 800W, 0.10m/s 조건에서 최대 비드 높이(93µm) 관찰, 반면 700W, 0.15m/s에서는 최소 비드 높이(56µm) 기록.
  • 0.13m/s ~ 0.14m/s 구간에서는 비드 높이 변화가 적었음, 하지만 0.10m/s와 0.15m/s에서는 큰 차이 발생.
  • 최적 조건: 800W, 0.11m/s 및 700W, 0.11m/s에서 가장 낮은 비드 형성, 이는 높은 용접 품질을 의미.

온도 분포 및 열전달 분석

  • 최대 온도 2393K 도달 후 냉각 진행, 0.8ms 이내에 급격한 온도 상승 확인.
  • 주사 속도가 빠를수록 냉각 속도가 증가, 이는 비드 형상에 영향을 미침.

용접 결함 분석

  • 언더컷(undercut) 발생: 주사 속도가 0.12m/s 이상일 때 일부 발생.
  • 완전 용입(complete penetration) 실패: 모든 실험 조건에서 관찰되지 않음.
  • 냉각 속도가 빠른 경우 표면 변형이 줄어듦, 이는 적절한 주사 속도 설정이 중요함을 시사.

결론 및 향후 연구

결론

  • FLOW-3D를 활용한 수치 시뮬레이션이 실험 결과와 높은 정확도로 일치함을 확인.
  • 레이저 출력 및 주사 속도에 따른 비드 형상 변화를 정량적으로 분석.
  • 최적의 용접 조건(800W, 0.11m/s & 700W, 0.11m/s)을 도출, 이는 산업적 응용에 활용 가능.
  • 냉각 속도가 비드 형상과 용접 품질에 중요한 영향을 미침을 확인.

향후 연구 방향

  • 다양한 재료(Al, Ti 합금)와 용접 공정 비교 연구.
  • 실제 실험을 통한 추가 검증 및 데이터 보완.
  • AI 기반 머신러닝 기법을 활용하여 최적 용접 조건 자동 도출 연구 수행.

연구의 의의

이 연구는 FLOW-3D를 활용하여 전기 강판의 레이저 용접 공정을 정량적으로 분석하고, 최적의 용접 조건을 도출하는 방법론을 제시하였다. EV 및 산업용 전기 모터 제조에 적용 가능하며, 자동화 용접 시스템 개발에 기여할 수 있음을 시사한다​.

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Molten Pool

Numerical Analysis of Variable Polarity Arc Weld Pool

가변 극성 아크 용접 풀의 수치 해석

연구 배경 및 목적

문제 정의: 알루미늄 합금은 높은 열전도율, 열팽창 계수, 기공 감수성 등의 특성으로 인해 용접성이 낮은 소재이며, 산화막이 존재하여 용접 품질에 영향을 미친다.
연구 목적:

  • 가변 극성 아크 용접(Variable Polarity GTAW, VP-GTAW) 시뮬레이션 모델 개발.
  • FLOW-3D를 활용하여 용융 풀의 열전달, 유동 특성 및 자유 표면 거동을 분석.
  • 직류 전극 양극(DCEP)과 음극(DCEN) 극성의 열입력 효율 차이를 규명하여, VP-GTAW 용접의 최적화 방법을 제안.

연구 방법

가변 극성 아크 용접 개요

  • VP-GTAW는 교류(A/C) 방식으로, DCEP-DCEN이 주기적으로 전환되는 용접 방법.
  • 기존 연구에서는 DCEN이 DCEP보다 높은 열입력 효율을 갖는다고 알려져 있었으나, 최근 실험에서는 DCEP가 더 높은 열입력 효율을 보임.
  • 본 연구에서는 실험과 수치 해석을 비교하여 DCEP의 열입력 효율을 정량적으로 분석.

FLOW-3D 기반 수치 모델링

  • VOF(Volume of Fluid) 기법을 사용하여 자유 표면 추적.
  • Navier-Stokes 방정식을 활용하여 용융 풀 내 유동 해석.
  • 열전달 방정식을 적용하여 온도 분포 및 응고 해석.
  • 전자기력(Lorentz Force)과 Marangoni 효과를 포함하여 용접 풀 내 유체 흐름 모델링.
  • 경계 조건:
    • 상부: 아크 열입력(Heat Input), 복사 및 대류 열손실 고려.
    • 하부 및 측면: 고정 벽 경계 조건 적용.

시뮬레이션 변수 및 분석

  • 전류 150A, 전압 16V, 주파수 100Hz로 설정.
  • DCEP 비율(15%, 30%, 45%) 변화에 따른 용접 풀 형상 및 열입력 분석.
  • 열입력 효율(η_EN, η_EP, η_rel)을 변수로 하여 용융 풀 형상 비교.

주요 결과

열입력 효율 및 용융 풀 형상 비교

  • DCEP 비율이 증가할수록 용융 풀(FZ) 면적이 증가.
  • DCEP 비율 45%일 때 가장 넓은 용융 풀 형성, 이는 높은 열입력으로 인해 깊이와 폭이 증가하기 때문.
  • Marangoni 효과에 의해 표면 장력 변화가 용융 풀의 흐름을 유도.

DCEP 및 DCEN 비교

  • DCEP의 열입력 효율이 DCEN보다 상대적으로 높음(η_rel 증가).
  • 실험 결과와 비교했을 때, 시뮬레이션 결과가 유사한 패턴을 보이며, DCEP가 DCEN보다 더 깊고 넓은 용융 풀을 형성함.
  • DCEP 비율과 용융 풀 면적 간의 상관관계를 이용하여 열입력 효율을 역으로 추정 가능.

결론 및 향후 연구

결론

  • Flow-3D를 활용한 VP-GTAW 시뮬레이션이 실험과 높은 정확도로 일치함을 확인.
  • DCEP의 열입력 효율이 기존 DCEN보다 높음을 입증, 이는 기존 아크 이론과 반대되는 결과이지만 실험적으로 검증됨.
  • DCEP 비율이 증가할수록 용융 풀 형상이 커지며, Marangoni 효과가 유동을 주도함.
  • 수치 해석을 통해 DCEP 열입력 효율을 실험 없이 간접적으로 추정할 수 있는 방법론을 제안.

향후 연구 방향

  • 다양한 용접 조건(전류, 전압, 극성 비율)에 따른 추가 연구.
  • 실험 데이터와 더욱 정밀한 비교를 통한 시뮬레이션 개선.
  • 레이저 용접, 하이브리드 용접과 같은 고출력 용접 공정으로 확장 적용 가능성 탐색.

연구의 의의

이 연구는 Flow-3D를 활용하여 가변 극성 아크 용접의 열입력 효율을 정량적으로 분석하는 방법을 제시하며, 실험 없이 수치 해석만으로 최적의 용접 조건을 도출할 수 있는 가능성을 확인하였다.

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simulation_experimental

Molten Pool Behavior in the Tandem Submerged Arc Welding Process

이중 서브머지드 아크 용접 공정에서의 용융지 거동 분석

연구 목적

  • 본 연구는 이중 서브머지드 아크 용접(Tandem SAW, SAW-T) 공정에서의 용융지(molten pool) 거동을 분석하기 위해 FLOW-3D® 기반의 CFD 시뮬레이션을 수행함.
  • 전류 조건 및 전극 간 간격이 용접 비드 형상 및 용융 흐름에 미치는 영향을 정량적으로 평가함.
  • 실험 데이터를 CFD 시뮬레이션 결과와 비교하여 모델의 신뢰성 및 정확성을 검증함.
  • 최적의 용접 공정 매개변수를 도출하여 용접 효율을 개선하고 결함을 최소화하는 전략을 제안함.

연구 방법

  1. 용융지 수치 모델링 및 설정
    • FLOW-3D®의 유한체적법(Finite Volume Method, FVM)을 적용하여 질량, 운동량, 에너지 보존 방정식을 해석함.
    • 자유 표면 추적을 위해 VOF(Volume of Fluid) 기법을 활용함.
    • 아크 상호작용(arc interaction), 전극 간 전압 차이, 용적력(arc pressure) 등을 반영하여 실험과 유사한 모델을 구축함.
  2. FLOW-3D® 시뮬레이션 설정
    • 전극 배치 및 전류 조건을 변경하며 용융지 거동을 분석함.
    • 선도 전극(leading electrode)과 후속 전극(trailing electrode)의 전류 조합에 따라 용접 비드 형상이 어떻게 변하는지 평가함.
    • 난류 모델 적용: k-ε 및 LES(Large Eddy Simulation) 모델을 비교 분석하여 용융지 내 난류 흐름을 해석함.
  3. 실험 데이터와 비교 검증
    • 실험에서 얻은 온도 분포 및 용융지 형상 데이터를 시뮬레이션과 비교함.
    • 고속 CCD 카메라 및 열화상 카메라를 이용하여 용융지 거동을 기록하고, 시뮬레이션과의 차이를 분석함.
    • CFD 결과와 실제 실험 결과 간의 오차율을 측정하여 모델의 정확성을 검토함.

주요 결과

  1. 전류 조건이 용접 비드 형상에 미치는 영향
    • 선도 전극 전류가 높은 경우, 용접 비드의 침투 깊이(penetration depth)가 증가하였으며, 후속 전극 전류가 낮은 경우 용융지 크기가 상대적으로 작아짐.
    • 동일한 총 열 입력(total heat input) 조건에서도 전류 조합에 따라 용접 비드 형상이 다르게 형성됨.
    • 용융지가 형성되는 과정에서 선도 전극에 의해 형성된 용융지가 후속 전극에 의해 확장됨.
  2. 용융 흐름 및 아크 상호작용 분석
    • 선도 전극의 높은 전류가 강한 아크 압력(arc pressure)을 유발하여 용융지를 깊게 형성함.
    • 반면, 후속 전극이 용융지를 확장시키는 역할을 하며, 비드 폭(bead width)이 증가함.
    • 후속 전극의 전압이 높을수록 용융지가 넓게 퍼지며, 전체 용접 품질이 향상됨.
  3. 시뮬레이션과 실험 비교 검증
    • FLOW-3D® 시뮬레이션 결과와 실험 데이터 간 유사도가 높음.
    • 특히, 온도 분포 및 용융지 형상이 실험과 거의 일치하였으며, 용융 흐름의 주요 특성을 재현할 수 있었음.
    • 그러나, 일부 실험에서는 예상보다 낮은 침투 깊이가 관찰됨 → 이는 모델에서 고려되지 않은 금속 증발 및 표면 장력 변화 때문으로 분석됨.
  4. 최적 용접 조건 도출
    • 전극 간 최적 간격 및 전류 조합을 설정하면 용접 품질을 향상시킬 수 있음.
    • 선도 전극의 전류가 후속 전극보다 높을 때, 깊은 침투와 균일한 용접 비드 형성을 유도할 수 있음.
    • 후속 전극의 전압을 높여 용융지 확산을 최적화하면 용접 비드 균일성이 증가함.

결론

  • FLOW-3D® CFD 시뮬레이션을 활용하여 이중 SAW-T 공정에서의 용융지 거동을 성공적으로 해석함.
  • 전극 간 전류 조합이 용접 비드 형상에 결정적인 영향을 미치며, 최적의 조합을 찾는 것이 중요함.
  • 실험 데이터와 시뮬레이션 결과의 높은 일치도를 확인하였으며, 일부 미세한 차이는 추가적인 모델 보정이 필요함.
  • 향후 연구에서는 금속 증발, 표면 장력 변화 등의 추가 물리 모델을 고려하여 더욱 정밀한 해석을 수행해야 함.

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Cladding

Influence of Fluid Convection on Weld Pool Formation in Laser Cladding

레이저 클래딩(Laser Cladding)에서 유체 대류(Fluid Convection)가 용융풀(Weld Pool) 형성에 미치는 영향

연구 배경 및 목적

  • 문제 정의: 레이저 클래딩(Laser Cladding)은 금속 표면에 보호 코팅을 입히거나 마모된 부품을 복구하는 데 사용되는 정밀 금속 적층 기술이다.
    • Inconel® 718 초합금을 사용한 제트 엔진 터빈 블레이드 팁 재생 및 부품 보호에 적용된다.
    • 그러나 복잡한 물리적 현상정확하게 예측할 수 있는 모델의 부족으로 인해 경제적인 응용 개발에 어려움이 존재한다.
  • 연구 목적:
    • FLOW-3D 소프트웨어를 활용하여 Inconel® 718 레이저 클래딩용융풀 형성, 유체 대류, 응고(Solidification) 현상 분석.
    • 마랑고니(Marangoni) 대류에 의한 온도 프로파일 변화유동 패턴을 평가.
    • 모델 예측 결과를 실험 데이터와 비교하여 시뮬레이션의 신뢰성 검증.

연구 방법

  1. 수치 모델링 및 시뮬레이션 설정
    • FLOW-3D 소프트웨어VOF(Volume of Fluid) 기법을 사용하여 유체 흐름 및 용융풀 형상 예측.
    • 질량, 에너지 및 운동량 보존 방정식을 기반으로 용융풀 및 기판 모델링.
    • 열전달, 질량 및 운동량 추가를 통한 정확한 공정 모델링 구현.
    • 마랑고니 대류(Marangoni Convection) 모델링:
      • 표면 장력 변화용융풀 내 유체 흐름에 미치는 영향 분석.
      • 표면 활성 원소(Surface-Active Elements)인 황(S)의 농도에 따른 표면 장력 기울기 변화 반영.
  2. 실험 설정 및 시뮬레이션 조건
    • 재료 및 장비:
      • IN718 초합금 분말(100–325 메쉬)을 사용.
      • 350~550 W의 균일한 강도(Fiber Laser)를 사용하여 아르곤 분위기에서 실험 수행.
      • 빔 스폿 직경 1.0 mm, 빔 이동 속도 1.016 cm/s.
    • Boundary Condition:
      • 입출구 및 벽면 경계 조건:
        • 입구(Inlet): 유량 일정 조건.
        • 출구(Outlet): 자유 유출 조건.
        • 벽면(Wall): 비투과성 경계 조건.
      • 레이저 에너지 흡수율 계산:
        • Hagen-Rubens 관계식을 이용하여 온도 변화에 따른 흡수율(A(T)) 평가.

주요 결과

  1. 용융풀 형상 및 유동 패턴
    • 예측된 용융풀 형상실험 데이터 간 높은 일치도 확인.
    • 350, 450, 550 W 레이저 출력 조건에서의 용융풀 폭, 높이, 침투 깊이 비교.
    • 레이저 출력 증가 시:
      • 용접 폭 및 침투 깊이 증가.
      • 클래딩 높이는 상대적으로 일정하게 유지.
  2. 마랑고니 대류 및 온도 분포 분석
    • 마랑고니 흐름에 의해 용융풀 후방(Back)에서 가장 깊은 침투 영역 형성.
    • 표면 장력 기울기 전환 지점(Ti)에서 상대적으로 평탄한 온도 프로파일 형성.
    • 온도 구배(G) 및 응고 속도(R)를 통해 응고 모드(Columnar Dendritic Solidification) 예측.
    • 표면 장력 변화유체 흐름을 저온에서 고온 영역으로 유도하여 혼합 및 침투 증가를 촉진.
  3. 시뮬레이션 신뢰성 및 유효성 검증
    • 시뮬레이션 예측 결과실험 측정치의 일치도 평가.
    • 예측된 용융풀 형상, 폭, 깊이실험 데이터와 평균 5% 이내의 오차율을 보임.
    • FLOW-3D 모델이 복잡한 용융풀 대류 현상 및 응고 메커니즘을 정확히 설명할 수 있음을 증명.

결론 및 향후 연구

  • 결론:
    • FLOW-3D를 사용한 레이저 클래딩 공정 시뮬레이션용융풀 형성 및 응고 조건을 정확하게 예측할 수 있음.
    • 마랑고니 대류에 의해 용융풀 내 온도 분포 및 유동 패턴이 결정되며, 이는 응고 모드와 기계적 특성에 중요한 영향을 미침.
    • 시뮬레이션 결과를 통해 용접 풀의 중심선 온도 구배(G) 및 응고 속도(R)를 이용해 응고 형태(기둥형 수지상 조직) 예측 가능.
  • 향후 연구 방향:
    • 다층(Multi-Layer) 클래딩 공정으로 연구 확장.
    • 실험적 검증을 통한 시뮬레이션 예측 유동 패턴 및 침투 형상 확인.
    • AI 및 머신러닝을 활용한 레이저 클래딩 공정 최적화 모델 개발.

연구의 의의

이 연구는 FLOW-3D를 활용하여 레이저 클래딩 공정의 복잡한 물리적 현상을 정량적으로 평가하고, 부품 보호 및 재생 공정의 생산성 향상 및 비용 절감에 기여할 수 있는 실질적인 데이터를 제공한다​.

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Welding

Effect of Laser Oscillation and Beam Incident Angle on Porosity in Double-Sided Filler Welding of 2219 Aluminum Alloy T Joint

레이저 진동 및 빔 입사각이 2219 알루미늄 합금 T 조인트의 양면 충진 용접 시 기공(Porosity)에 미치는 영향

연구 배경 및 목적

  • 문제 정의: 2219 알루미늄 합금은 항공우주 분야에서 연료탱크 제조에 널리 사용되며, 고강도 및 우수한 용접성을 제공한다. 그러나 레이저 빔 용접(LBW, Laser Beam Welding)키홀(Keyhole) 불안정성불순물로 인해 기공(Porosity) 결함이 발생한다.
  • 연구 목적:
    • FLOW-3D 시뮬레이션을 이용하여 빔 진동(Laser Oscillation) 및 빔 입사각(Beam Incident Angle)이 기공 형성 메커니즘에 미치는 영향을 분석.
    • 2219 Al-Cu 합금 T 조인트의 양면 레이저 빔 충진 용접(DLBW)과 진동 레이저 빔 충진 용접(DLBOW)을 비교.
    • 빔 입사각(20°~40°)과 빔 진동기공 억제기계적 특성에 미치는 영향을 실험 및 시뮬레이션을 통해 평가.

연구 방법

  1. 실험 설정 및 시뮬레이션 조건
    • 재료 및 장비:
      • 2219-T8 알루미늄 합금을 피부재(Skin), 2219-T6 알루미늄 합금을 스트링거(Stringer)로 사용.
      • Dual Fiber Laser System을 활용하여 양면에서 동시에 용접 수행.
      • 3D X-ray CT 스캔을 통해 용접부 내 기공의 3차원 위치 및 형태 분석.
      • IPG YLS-6000 및 YLS-10000 레이저 시스템 사용.
      • FLOW-3D v12 소프트웨어의 Flow WELD 모듈을 이용하여 키홀 동작 및 기공 형성 시뮬레이션 수행.
  2. 시뮬레이션 모델링
    • Cartesian 좌표계에서 모델을 구축하고, Gaussian Heat Source를 적용.
    • VOF(Volume of Fluid) 기법을 사용하여 가스-액체-고체 접합 모델링.
    • 표면 장력, 반동 압력, 열 부력 등의 구동력(driving forces)을 고려하여 실험 결과와의 일치도를 높임.
  3. 레이저 용접 변수
    • 빔 입사각: 20°, 30°, 40°.
    • 레이저 출력: 3500 W (DLBW), 3900 W (DLBOW).
    • 용접 속도: 20 mm/s.
    • 와이어 공급 속도: 5 m/min.
    • 진동 주파수: 300 Hz.
    • 진동 진폭: 1.0 mm.

주요 결과

  1. 기공 형성 메커니즘
    • FLOW-3D 시뮬레이션 결과:
      • DLBW(Dual Laser Beam Welding)에서는 키홀 불안정성으로 인해 큰 기포(Bubble) 형성기공 결함 증가.
      • DLBOW(Dual Laser Beam Oscillation Welding)에서는 빔 진동이 키홀을 안정화시켜 기공 억제 효과가 나타남.
      • 20° 입사각에서 기공률이 0.26%로 가장 낮았으며, 기계적 특성도 가장 우수함.
      • 기공 크기DLBW에서 2.15 mm, DLBOW에서 0.85 mm로, 진동 레이저기공 크기를 60% 이상 감소시킴.
  2. 기계적 특성 개선
    • 20° 입사각 DLBOW에서 후프 인장 강도(Hoop Tensile Strength)는 403 MPa, T-Pull 인장 강도302 MPa로 측정됨.
    • 이는 기초 금속(Base Metal) 강도 대비 각각 89.5%, 71.6% 수준을 기록.
    • 빔 입사각 증가인장 강도 감소:
      • DLBW: 후프 강도 352 MPa → 313 MPa, T-Pull 강도 302 MPa → 214 MPa.
      • DLBOW: 후프 강도 403 MPa → 364 MPa, T-Pull 강도 301 MPa → 284 MPa.
  3. 미세구조(Microstructure) 분석
    • DLBOW에서는 미세 결정립(Equiaxed Grain Zone, EQZ)이 작아지고, 부분 용융대(Partially Melted Zone, PMZ) 폭 감소.
    • DLBW에서는 ‘V’ 형태의 용접 단면이 관찰되었으며, DLBOW에서는 ‘W’ 형태로 변화.

결론 및 향후 연구

  • 결론:
    • 레이저 빔 진동 및 작은 입사각2219 알루미늄 합금 T 조인트의 기공 억제에 효과적.
    • 20° 입사각 DLBOW에서 기공률 0.26%로 기계적 특성 개선기공 결함 감소.
    • FLOW-3D 시뮬레이션키홀 불안정성기공 형성 메커니즘을 정량적으로 설명할 수 있음.
  • 향후 연구 방향:
    • 다양한 용접 속도 및 레이저 출력 조건에서 기공 억제 메커니즘 추가 분석.
    • AI 및 머신러닝을 활용한 기공 예측 모델 개발.
    • 산업 응용을 위한 최적화 설계 연구.

연구의 의의

이 연구는 레이저 빔 진동 및 입사각 조절을 통한 기공 억제 메커니즘을 규명하고, 2219 알루미늄 합금 T 조인트의 용접 품질을 향상시킬 수 있는 실질적인 설계 지침을 제공하며, 항공우주 산업의 경량화 및 생산성 증대에 기여할 수 있다​.

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Welding

CFD Simulations for Laser Welding of Aluminum Alloys Using FLOW-3D

FLOW-3D를 이용한 알루미늄 합금 레이저 용접의 CFD 시뮬레이션

연구 목적

  • 본 논문은 FLOW-3D를 활용하여 알루미늄 합금의 레이저 용접(Laser Welding) 공정을 수치적으로 분석함.
  • 용접 공정에서 발생하는 기공(porosity) 형성 및 용융지(melt pool) 동역학을 해석하여 품질 향상 방안을 제시함.
  • 레이저 빔 경사각 및 용접 속도가 기공 형성 및 용접 품질에 미치는 영향을 평가함.
  • 실험 데이터를 CFD 모델링과 비교하여 시뮬레이션의 신뢰성을 검증함.

연구 방법

  1. 실험 및 모델링 설정
    • AA5182 알루미늄 합금 판재(1mm + 2mm)를 사용하여 원격 레이저 용접을 수행함.
    • 6kW 연속파 광섬유 레이저(IPG)를 사용하고, Galvo 미러로 빔을 조준함.
    • 레이저 경사각을 -15°에서 45°까지 변화시키며 용접 실험을 진행함.
    • 고속 CCD 카메라를 사용하여 용융지 형성과 기공 발생을 기록함.
  2. FLOW-3D 시뮬레이션 설정
    • VOF(Volume of Fluid) 방법을 적용하여 자유 표면 유동을 추적함.
    • 레이저-재료 상호작용, 상변화, 유체 유동, 응고 과정을 포함한 CFD 모델 구축.
    • Fresnel 흡수 모델을 사용하여 빔 각도에 따른 에너지 흡수를 반영함.
    • 메쉬 독립성 연구를 수행하여 최적의 격자 해상도를 결정함.
  3. 결과 비교 및 검증
    • 실험과 시뮬레이션을 비교하여 기공 형성 메커니즘을 분석함.
    • 용접 속도 증가가 기공 형성에 미치는 영향을 실험적으로 검증함.
    • 기공 억제 전략을 도출하여 용접 품질 향상을 위한 설계 지침을 제안함.
  4. 추가 분석
    • 용접 속도 및 레이저 경사각 변화가 용융지 내 난류 구조 및 기공 형성에 미치는 영향을 분석함.
    • 고출력 레이저 용접 시 키홀(Keyhole) 안정성을 평가함.
    • 향후 연구 방향으로 다중 재료 용접 및 다이캐스팅 부품 용접에 대한 추가 연구를 제안함.

주요 결과

  1. 기공 형성 및 용접 품질 분석
    • 고출력(6kW) 및 높은 용접 속도(12m/min)에서 키홀이 안정적으로 유지됨.
    • 키홀 벽면이 붕괴할 때 기공이 형성되며, 용접 속도가 높을수록 기공 억제 효과가 증가함.
    • 레이저 빔 경사각이 45°일 때 후면 용융지에 난류가 줄어들며, 기공 형성이 감소함.
  2. 용융지 유동 패턴 및 난류 영향
    • 레이저 빔이 수직(0°)일 때, 후면 용융지가 불안정하여 기공이 쉽게 발생함.
    • 30° 이상의 경사각에서는 용융지 유동이 균형을 이루며 기공 형성이 감소함.
    • 마랑고니 대류(Marangoni convection)와 재충돌(Recoil pressure) 영향이 용융지 유동에 주요한 역할을 함.
  3. 시뮬레이션 검증 및 오차 분석
    • 실험 결과와 시뮬레이션 비교 시 기공 면적 비율 차이 평균 오차 5~8% 수준으로 확인됨.
    • 실험에서는 키홀 붕괴로 인해 발생한 기공 크기가 시뮬레이션보다 다소 크게 측정됨.
    • 레이저 초점 위치 오차가 실험과 시뮬레이션 결과 차이의 원인 중 하나로 분석됨.
  4. 용접 공정 최적화 방안
    • 고출력(6kW) + 높은 용접 속도(12m/min) + 경사각 45° 조합이 기공 최소화에 효과적임.
    • 키홀이 안정적인 상태에서 후면 용융지 난류 감소 시 기공 형성이 억제됨.
    • 향후 연구에서 레이저 빔 모양 및 펄스 변조 기법을 적용하여 추가 실험이 필요함.

결론

  • FLOW-3D 시뮬레이션은 레이저 용접 공정의 기공 형성 예측에 효과적임.
  • 높은 용접 속도와 레이저 경사각 증가가 기공 억제에 유리함.
  • 실험과 시뮬레이션 간 높은 상관관계를 보이며, 일부 차이는 초점 위치 및 난류 모델 영향으로 판단됨.
  • 향후 연구에서는 다이캐스팅 부품 및 다중 재료 용접 적용성 연구가 필요함.

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Schematic-model-representation

Describing the Effect of Local Gas Flow on Keyhole and Melt Flow Dynamics Utilizing High-Speed Synchrotron X-Ray Imaging and Numerical Simulation

고속 싱크로트론 X선 영상 및 수치 시뮬레이션을 이용한 국부 가스 유동이 키홀 및 용융 풀 동역학에 미치는 영향 분석


연구 배경 및 목적

  • 문제 정의: 고합금 강재의 레이저 빔 용접 시 높은 용접 속도에서 스패터(Spatter) 발생이 주요 문제점이며, 이는 용접 품질에 악영향을 미친다.
  • 연구 목적:
    • 국부 가스 공급(Local Gas Supply)이 키홀(Keyhole) 및 용융 풀(Melt Pool) 동역학에 미치는 기계적 영향을 고속 X선 영상과 CFD 시뮬레이션을 통해 분석.
    • FLOW-3D 소프트웨어를 활용하여 국부 가스 흐름에 의한 동압(Dynamic Pressure)이 키홀 형상 및 용융 풀 유동에 미치는 영향을 정량화.
    • 스패터 형성 억제 메커니즘을 규명하고, 국부 가스 공급의 최적화 방안을 제시.

연구 방법

  1. 수치 모델링 및 시뮬레이션 설정
    • FLOW-3D (v11.2 update 6, WELD module v2.4.1.2.9) 사용.
    • VOF(Volume of Fluid) 기법을 통해 자유 표면 추적.
    • Navier-Stokes 방정식열 전달 방정식 적용.
    • 용융, 증발, 응고 과정을 모두 포함한 다중 물리 시뮬레이션.
    • 난류 모델:
      • RNG k-ε 모델을 사용하여 난류 효과 반영.
      • 기체 유동에 의한 동압(pgas)을 추가하여 국부 가스 공급의 기계적 효과 구현.
  2. 국부 가스 공급 조건
    • 가스 유동 속도에 따른 동압(pgas) 변화:
      • 최대 496 mbar에서 627 mbar까지 적용.
    • 가스 노즐 위치:
      • 키홀 개구부에서 5 mm 떨어진 지점에 48° 각도로 설치.
    • 보호 가스:
      • 공기(Bottled Air) 사용하여 화학-야금학적 효과를 최소화하고, 기계적 효과만 분석.
  3. 고속 X선 영상 및 실험 설정
    • 고속 싱크로트론 X선 영상: ESRF ID19 빔라인에서 수행.
    • AISI 304 고합금 강재 사용.
    • 레이저 용접 조건:
      • 싱글 웨이브 레짐(Single-Wave-Regime) 및 연장된 키홀 레짐(Elongated-Keyhole-Regime)에서 실험.
      • 용접 속도: 12 m/min, 레이저 출력: 2.3 kW.
    • 고속 비디오 촬영:
      • Photron SA-Z 고속 카메라를 사용하여 40,000 fps 촬영.

주요 결과

  1. 키홀 형상 및 용융 풀 동역학 분석
    • 국부 가스 공급이 없는 경우:
      • 키홀 후면벽에서 강한 진동 및 불안정한 형상이 관찰됨.
      • 키홀 목(necking) 형성기공(porosity) 발생.
      • 용융 풀 상승(swell) 및 스패터 분리(spatter detachment) 현상 확인.
    • 국부 가스 공급이 있는 경우:
      • 키홀 후면벽의 진동이 감소하고 안정화.
      • 키홀 개구부가 넓어지고, 스패터 발생이 크게 감소.
      • 용융 풀 속도 및 순환 유동이 감소하며, 안정된 유동 패턴 형성.
  2. 동압(pgas)의 효과
    • 496 mbar에서 키홀 후면 진동이 크게 감소.
    • 627 mbar에서는 키홀 개구부가 넓어지고, 스패터가 거의 발생하지 않음.
    • 동압이 300 mbar 이하에서는 키홀 형상 및 스패터 억제 효과가 미미.
  3. FLOW-3D 모델의 신뢰성 검증
    • 고속 싱크로트론 X선 영상 결과FLOW-3D 시뮬레이션 결과 간 높은 일치도 확인.
    • 시뮬레이션에서 예측한 키홀 후면벽 진동 패턴용융 풀 상승과 스패터 억제 현상이 실험 결과와 일관됨.

결론 및 향후 연구

  • 결론:
    • 국부 가스 공급에 의한 동압이 키홀 후면벽의 진동을 감소시키고, 스패터 발생을 효과적으로 억제함.
    • 496 mbar 이상의 동압이 적용될 때 키홀 형상이 안정화되고, 용융 풀 유동 속도가 감소하며, 스패터 억제에 가장 효과적임.
    • FLOW-3D 모델이 고속 X선 영상 데이터와 높은 정확도로 일치하며, 국부 가스 공급의 기계적 효과를 정량적으로 분석 가능함.
  • 향후 연구 방향:
    • 다양한 레이저 출력 및 용접 속도 조건에서 국부 가스 공급의 효과를 추가 검증.
    • 기계적 효과 외에도 화학-야금학적 효과를 고려한 모델 확장.
    • 다중 노즐 배열 및 동시 다중 가스 공급에 대한 연구를 통해 스패터 완전 억제 방안 모색.

연구의 의의

이 연구는 국부 가스 공급이 레이저 빔 용접에서 스패터 발생을 효과적으로 억제하는 메커니즘을 규명하고, FLOW-3D 시뮬레이션과 고속 X선 영상을 활용한 정량적 분석을 통해 최적화 설계 지침을 제공하며, 고속 레이저 용접의 품질 및 생산성을 향상시킬 수 있음을 시사한다.

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Welding path

ADAP: Adaptive & Dynamic Arc Padding for Predicting Seam Profiles in Multi-Layer-Multi-Pass Robotic Welding

다층-다중 패스(Multi-Layer-Multi-Pass, MLMP) 로봇 용접에서 이음매 프로파일 예측을 위한 적응형 동적 아크 패딩(ADAP) 기법

연구 배경 및 목적

  • 문제 정의: 다층-다중 패스 용접 공정에서 용접이 진행됨에 따라 냉각 과정에서 용접 이음매(Seam)의 형상이 동적으로 변화하여, 실시간 경로 조정이 필요함.
  • 연구 목적: Flow-3D 기반 용접 시뮬레이션 데이터를 활용하여, 용접 프로세스 동안 동적으로 변화하는 용접 비드(Weld Bead) 프로파일을 예측할 수 있는 ADAP(Adaptive & Dynamic Arc Padding) 모델을 제안하는 것.
  • 핵심 기여:
    • MLMP 로봇 용접의 용접 비드 프로파일을 정확하게 예측하는 심층 학습 모델 개발.
    • Arc 기반의 기하학적 모델링을 사용하여 실시간 이음매 프로파일 예측.
    • Flow-3D 시뮬레이션 데이터를 활용한 데이터 기반 용접 품질 예측.

연구 방법

  1. MLMP 용접 및 실험 데이터 수집
    • 재료: Q355 구조강(base plates, 23mm 두께) 및 ER50-6 용접 와이어(직경 1.2mm).
    • 실험 설계:
      • 용접 전류: 270~300 A
      • 용접 속도: 3~5 mm/s
      • 보호 가스: Ar–20% CO2 혼합 가스(유량 20 L/min)
    • Flow-3D 시뮬레이션을 활용하여 다양한 용접 경로 및 조건을 모델링.
  2. 수치 해석 및 모델링
    • 유체 유동 해석: 용융 풀(Molten Pool) 거동을 해석하기 위해 VOF(Volume of Fluid) 기법 적용.
    • 열전달 및 용접 프로세스 시뮬레이션:
      • 용융 금속의 열전달 및 응고 해석.
      • 용접 과정에서 발생하는 표면 장력(Marangoni Effect) 분석.
    • 아크 기반 용접 비드 모델링:
      • 용접 비드 형상을 원형(Arc) 모델로 근사하여 예측.
      • 비드 프로파일의 중심 좌표 및 반지름을 주요 특징으로 설정.
  3. 심층 학습을 활용한 용접 비드 예측
    • 신경망 모델: ResNet 기반 CNN 모델을 사용하여 이미지에서 용접 비드 프로파일을 추출하고, 위치 및 반지름 예측.
    • 입출력 데이터:
      • 입력: 용접 이음매의 단면 이미지 + 용접 위치 정보.
      • 출력: 예측된 용접 비드 프로파일 (중심 좌표 및 반지름).
    • 학습 데이터: Flow-3D 시뮬레이션 데이터를 활용하여 대량의 학습용 데이터를 생성.

주요 결과

  • ADAP 모델 성능 평가:
    • 용접 비드 중심 좌표 예측 오차: 평균 0.73mm
    • 반지름 예측 오차: 평균 0.66mm
    • 실시간 예측 속도: 15ms (NVIDIA RTX 3060 GPU 기준)
  • 기존 방법과 비교:
    • 기존의 경험적 모델보다 더 높은 정확도로 용접 비드 형상을 예측.
    • CFD 기반 시뮬레이션보다 계산 속도가 훨씬 빠르며, 실시간 용접 경로 조정이 가능.
  • MLMP 용접의 실용성 증대:
    • 자동화 용접 공정에서 실시간 예측 모델로 활용 가능.
    • 용접 품질 향상을 위한 최적의 경로 및 공정 변수 제어 가능.

결론 및 향후 연구

  • 결론:
    • ADAP 모델은 심층 학습을 활용하여 MLMP 용접에서 실시간 이음매 프로파일을 정확하게 예측할 수 있음을 입증함.
    • Flow-3D 기반 시뮬레이션 데이터를 이용한 학습을 통해 실험 데이터 없이도 높은 정확도로 용접 형상을 예측 가능함.
  • 향후 연구 방향:
    • 더 다양한 용접 공정 변수(토치 각도, 와이어 공급 속도 등)를 포함하여 모델 성능 개선.
    • 실제 산업 환경에서 로봇 용접 시스템과 통합하여 실증 실험 진행.
    • 3D 스캐너와 결합하여 실시간 품질 모니터링 및 피드백 시스템 구축.

연구의 의의

본 연구는 AI 기반 데이터 중심 용접 품질 예측 모델을 제안함으로써, 기존 경험적 방식에서 벗어나 정확하고 실시간 대응이 가능한 자동화 용접 시스템 개발에 기여할 수 있음을 시사한다​.

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A thermal fluid dynamic model for the melt region during the laser powder bed fusion of polyamide 11 (PA11)

폴리아미드 11 (PA11) 레이저 파우더 베드 융합 공정 중 용융 영역에 대한 열유체동역학 모델


연구 배경 및 목적

  • 문제 정의: 폴리머 기반 레이저 파우더 베드 융합(PBF-LB/P) 공정에서는 용융 영역( melt region )의 형성과 응고 현상이 최종 제품 품질에 큰 영향을 미치며, 이 과정에서 결함(예: 미융합, 기공 등)이 발생할 수 있음.
  • 연구 목적: 본 연구는 Flow-3D Weld를 활용하여 PA11 재료의 PBF-LB/P 공정 중 용융 영역의 형태, 온도 분포, 유동 특성을 3D 다중 물리 모델로 시뮬레이션하고, 단일 트랙 실험 데이터를 통해 모델을 검증하여, 레이저 설정(파워, 스캔 속도, 해치 간격)이 용융 영역 형상 및 결함 발생에 미치는 영향을 분석하는 데 있다.

연구 방법

  1. 파우더 베드 준비
    • 실제 입자 크기 분포를 DEM(Discrete Element Method)을 통해 모사하여, 파우더 베드의 초기 상태를 재현.
  2. 모델 개발
    • 열유체동역학 모델: 유한체적법(FVM)을 기반으로 Flow-3D Weld를 사용하여 용융 영역 내 열전달, 유동, 그리고 응고 과정을 수치해석.
    • 물리현상 고려:
      • 열 전달: 온도 분포 및 열전달, 응고 시 latent heat 및 재료의 온도 의존적 특성 고려.
      • 유체 유동: 비압축성, laminar 흐름으로 가정하며, 높은 점도를 가진 PA11의 특성을 반영.
      • 마랑고니 효과: 온도에 따른 표면 장력 변화가 용융 영역의 형상에 미치는 영향 분석.
  3. 시뮬레이션 단계
    • 싱글 트랙 시뮬레이션: 레이저 파우더 베드 융합 공정의 단일 트랙에 대해, sintering(소결)과 cooling(냉각) 단계를 분리하여 시뮬레이션.
    • 멀티 트랙 시뮬레이션: 다중 트랙 조건에서 표면 거칠기 및 레이저 설정과의 상관관계를 분석.
  4. 모델 검증 및 메쉬 독립성
    • 메쉬 독립성 분석을 통해 최적의 격자 크기를 선정.
    • 실험(단일 트랙 실험)으로부터 용융 영역의 폭과 깊이 데이터를 확보하여 시뮬레이션 결과와 비교 검증.

주요 결과

  • 용융 영역 특성:
    • 레이저 파워 증가에 따라 용융 영역의 폭과 깊이가 증가하며, 온도 분포와 유동 특성이 변화함.
    • 높은 점도와 낮은 유동성으로 인해, PA11의 경우 용융 영역 내에서 열전달 및 응고가 상대적으로 느리게 진행됨.
  • 시뮬레이션 및 실험 비교:
    • 단일 트랙 실험에서 측정된 용융 영역 폭과 깊이와 시뮬레이션 결과가 좋은 일치도를 보임.
    • fliq(용융된 재료의 비율)를 기준으로 용융 영역 경계를 정의하여, 실험 측정값과 비교 시 보수적인 결과가 도출됨.
  • 멀티 트랙 결과:
    • 여러 트랙의 시뮬레이션을 통해, 레이저 설정에 따른 표면 거칠기와 결함(미융합 및 기공 발생) 특성이 도출됨.
    • 해치 간격이 좁을수록, 스캔 라인 간 중복 효과로 인해 입자 간 융합이 개선되어 표면이 더 매끄럽게 나타남.

결론 및 향후 연구

  • 결론:
    • 제안된 열유체동역학 모델은 PA11의 PBF-LB/P 공정 중 용융 영역의 형태 및 온도, 유동 특성을 성공적으로 재현하였으며, 실험 데이터와의 검증을 통해 신뢰성을 확보함.
    • 레이저 파워, 스캔 속도, 해치 간격 등 주요 레이저 설정이 용융 영역의 형상 및 결함 발생에 결정적인 영향을 미침.
  • 향후 연구:
    • 멀티 트랙 시뮬레이션을 통해 표면 거칠기 및 미세구조 형성에 대한 추가 분석.
    • 파우더 크기 분포, 층 두께, 빌딩 챔버 온도 등 추가 변수들의 영향을 고려한 모델 확장 및 최적화.

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Welding

A Multi-Physics CFD Study to Investigate the Impact of Laser Beam Shaping on Metal Mixing and Molten Pool Dynamics During Laser Welding of Copper to Steel for Battery Terminal-to-Casing Connections

배터리 단자-케이싱 연결을 위한 구리-강 레이저 용접 시 레이저 빔 형상의 금속 혼합 및 용융 풀 동역학에 미치는 영향에 대한 다중 물리 CFD 연구


연구 배경

  • 문제 정의: 전기차(EV) 배터리 팩의 신뢰성 있는 전력 공급을 위해 전극 간 전기적 연결의 품질이 매우 중요함.
  • 목표: 레이저 빔 형상이 용융 풀 및 금속 혼합 과정에 미치는 영향을 평가하여 최적의 용접 조건을 도출.
  • 접근법: 실험과 CFD(Computational Fluid Dynamics) 시뮬레이션을 활용하여 300µm 구리와 300µm 니켈 도금 강의 레이저 용접 특성을 분석.

연구 방법

  1. 실험 설계
    • 용접 재료: SE-Cu58 구리 및 Hilumin TATA STEEL 니켈 도금 강.
    • 레이저 빔 형상 실험: 4가지 빔 형상(LBS#1~LBS#4) 테스트.
    • 장비: Lumentum CORELIGHT 레이저 사용.
    • 분석 방법: 실험 후 용접 단면을 절단 및 연마하여 형상 및 화학 성분 분석.
  2. CFD 모델링
    • FLOW-3D WELD를 사용하여 용융 풀 및 금속 혼합 시뮬레이션.
    • 주요 물리 모델링 요소:
      • 유동 해석 (Navier-Stokes 방정식)
      • 에너지 전달 및 응고
      • 표면 장력 및 Marangoni 효과
      • 기포 형성 및 용접 키홀(Keyhole) 형성 동역학.
  3. 레이저 빔 형상 분석
    • 4가지 레이저 빔 형상을 실험 및 CFD 모델에서 비교 분석:
      • LBS#1: 단일 가우시안 빔.
      • LBS#2: 코어-링 빔(코어 90µm, 링 350µm).
      • LBS#3: 넓은 링 빔(코어 90µm, 링 500µm).
      • LBS#4: 듀얼 빔(90µm 코어, 150µm 보조 빔).

주요 결과

  1. 키홀(Keyhole) 동역학 분석
    • 키홀 붕괴가 기공(porosity) 및 금속 혼합에 영향을 미침.
    • LBS#3(넓은 링 빔)은 키홀을 안정화하여 붕괴 빈도를 줄임.
    • 듀얼 빔(LBS#4)은 키홀 안정성에 큰 영향을 주지 않음.
  2. 금속 혼합 특성
    • 유체 역학(Fluids Dynamics) 요소:
      • Marangoni 효과, 부력(Buoyancy), 반동 압력(Recoil Pressure)이 주요한 금속 혼합 기작.
    • 강-구리 혼합률:
      • 더 넓은 링 빔(LBS#3)은 강이 구리로 유입되는 비율 증가.
      • 좁은 빔(LBS#1, LBS#2)은 상대적으로 혼합이 적음.
  3. 열 전달 및 응고 거동
    • LBS#3는 높은 열 구배(Thermal Gradient)를 형성하여 더 높은 혼합을 유도.
    • 반면, LBS#2는 비교적 낮은 열 구배를 형성하여 혼합을 최소화.

결론 및 향후 연구

  • LBS#3(넓은 링 빔, 350µm 코어, 30% 링 파워)가 키홀 안정성과 금속 혼합을 최적으로 조절.
  • 레이저 빔 형상이 용접 품질과 금속 혼합에 중요한 역할을 하며, 적절한 코어-링 직경 비율 설정이 필요.
  • 향후 연구에서는 더 다양한 빔 형상과 용접 속도 조건을 고려하여 최적 설계 도출.

연구의 의의

이 연구는 CFD 기반 다중 물리 모델링을 활용하여 레이저 빔 형상의 금속 혼합 및 용접 품질에 미치는 영향을 체계적으로 분석하였으며, EV 배터리 제조에서 신뢰성 높은 용접 기술 개발을 위한 기초 데이터를 제공한다.

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Welding

A multi-physics CFD study to investigate the impact of laser beam shaping on metal mixing and molten pool dynamics during laser welding of copper to steel for battery terminal-to-casing connections

배터리 단자-케이싱 접합을 위한 구리와 강철 간 레이저 용접 시 레이저 빔 형상이 금속 혼합 및 용융풀 역학에 미치는 영향을 조사하는 다중 물리 CFD 연구

Giovanni Chianese, Qamar Hayat, Sharhid Jabar, Pasquale Franciosa, Darek Ceglarek, Stanislao Patalano

Abstract

This study aims to investigate the impact of laser beam shaping on metal mixing and molten pool dynamics during laser beam welding of Cu-to-steel for battery terminal-to-casing connections. Four beam shapes were tested during LBW of 300 µm Cu to 300 µm nickel-plated steel. Both experiments and simulations were used to study the underlying physics. A CFD model was firstly calibrated against experiments and then deployed to explore the effect of the increasing ring-to-core diameter, as well as a tandem laser spot configuration. The study showed that metal mixing is influenced by the keyhole dynamics and collapse events, but also there is an intricate interplay between keyhole geometry, fluid dynamics via Marangoni forces and buoyancy forces. Notably, the buoyance forces due to the different densities of steel and Cu, along with the recoil pressure contribute to the upward flow of steel towards Cu, and hence impact meaningfully the material mixing. The study pointed-out that the selection of a custom ring-to-core diameter and ring-to-core power is a decision with a trade-off between the need of stabilising the keyhole dynamics and the need to reduce the mixing. Findings indicated that 350 µm ring and 90 µm core with 30% of ring power (weld configuration C3) resulted in more stable dynamics of the keyhole, with significant reduction of collapse events, and ultimately controlled migration of steel towards Cu. Additionally, the pre-heating approach with the tandem beam only led to local fusion of Cu and no significant improvement in keyhole stability was observed.

1. Introduction

The push towards net-zero mobility is globally influencing industrial strategies in the automotive sector as reported by IEA (2022). Manufacturers are introducing new vehicles by replacing internal combustion engines with hybrid or fully electric powertrains. The battery pack is a critical component for un-interrupted supply of electricity to e-drives and other electrical systems in electric vehicles (EV). A battery pack typically consists of several battery modules that are electrically connected in series and parallel based on the desired power and capacity requirements (Zwicker et al., 2020). Battery modules hold the battery cells that store the electrical charge and supply it on-demand to the electrical systems. Electrical connections play a critical role in the entire process of battery pack manufacturing since joints with different electrical resistance may result in uneven current loads that can affect the overall performances of the battery system (Kumar et al., 2021). Joining of dissimilar materials is the most deemed since it complements the properties of the individual materials and allows to develop functionally efficient connections. Joints in EV battery pack involve low-thickness materials (typically 0.3–1 mm) and the welding process is normally performed in lap or fillet configuration. Depending upon design and functional requirements as well as manufacturing costs, research has shown that the following combinations of materials are the most regarded: aluminium (Al) to copper (Cu), steel to Al, Al to steel, Cu to steel (Das et al., 2018).
Connections between Cu and steel have gained much attention in EV applications for joining cells in battery modules. For example, in the cylindrical format, the negative terminals are made of Cu and are generally connected to the steel casing of the cell (Sadeghian and Iqbal, 2022). Several joining processes have been studied for Cu-to-steel welding and they include wire bonding, micro-spot welding, ultrasonic welding, micro-TIG welding, electron beam welding and Laser Beam Welding (LBW) (Zwicker et al., 2020). LBW is an attractive option and has recently gained popularity due to advances in versatile methods for laser beam delivery and associated sensors technology for quality control and process monitoring that make LBW comparatively affordable (Kogel-Hollacher, 2020). Brand et al. (2015) demonstrated that LBW is a suitable process for joining battery terminals since it allows the lowest electrical resistance and the highest joint strength, when compared to micro-spot welding and ultrasonic welding; also, it is potentially applicable to any cell configuration and dissimilar metal combinations.
Despite the benefits of LBW, opening and maintaining a stable molten pool on the Cu-side is challenging when using LBW with infrared sources. The absorptivity of Cu at ambient temperature is approximate 5% and increases with rising temperature, and it suddenly jumps up when the melting temperature is reached. A problem with this is that when fusion of the material does happen, a surplus of energy flows through it, which can vaporise the material and create spatters, as well as pores inside the joint. These defects can reduce the electrical conductivity of the joint. At first sight, the solution to the low coupling efficiency of Cu is to switch from infrared sources to visible sources. The absorption increases drastically up to 60% when using visible sources. Green (515 nm) or blue (450 nm) lasers have been investigated by Kogel-Hollacher et al. (2022) and proved that lower power needed for same penetration achievable with infrared lasers and less thermal damage to enamel and insulators. Hummel et al. (2020) experimentally evaluated and proved the beneficial effects of blue laser during laser micro-welding of Cu, and achieved high welding speed with low input power. Nonetheless, compared to infrared lasers, the higher cost, lower plug efficiency and lower beam quality of visible lasers, push practitioners towards the use of multi-kW infrared sources at very high brightness for Cu welding.
In addition to the challenge posed by the laser beam coupling to the Cu, the welding of Cu to steel presents a series of problems. First, they are quite different in terms of physical properties such as density, melting points and thermal expansion and make defect-free welding difficult. Second, although Cu-Fe alloys are completely miscible in the stable liquid state and do not form brittle intermetallic compounds, the system shows a wide metastable miscibility gap at an undercooling level. The liquid phase separation occurs as the liquid cools in the miscibility gap resulting in the supersaturation of one or both liquids. Jeong et al. (2020) has shown that increasing the content of Fe tends to improve the mechanical properties of alloys but reduce electrical conductivity and ductility. Chen et al. (2013) proved that the toughness and fatigue strength of the joint decreases with the increase in the amount of molten Cu into the steel. Thus, melting of Cu was suggested to be kept at a minimum. Third, excessive penetration of Cu in grain boundaries of steel may result in cracks in the heat affected zone and fusion zone, and ultimately reducing structural performance of the joint. Therefore, to reduce these issues, controlling the mixing of Cu and steel in the molten pool is quite important for producing sound joints.
Laser beam shaping is gaining popularity since it holds the promise to control cooling rates and thermal gradients in and around the molten pool. This theoretically leads to a tailored material response to the heat input both spatially and temporally. A tailored power density profile (Fig. 1 shows typical power density profiles obtained via adjustable ring-mode laser) is generated via adequate insertion of optical components (specially coated lenses of silica substrate) in the optical chain of the welding head; or by electro-optical switching multiple laser beams generated in the laser source itself and enabled by beam combiners with optical phased array. Research has confirmed a positive effect of the laser beam shaping on the control of the weld profile and keyhole stabilization with suppression of spatters and significant reduction of porosity in the weldments. Caprio et al. (2023) investigated the use of beam shaping and beam oscillation to weld 0.2 mm Ni-plated steel sheets in lap joint configuration, which are materials commonly involved in cell to busbar connections. Sokolov et al. (2021) employed the ARM laser coupled with Optical Coherent Tomography (OCT) in Al-to-Cu thin sheets and observed that the use of combined core and ring-shaped laser beams reduced the fluctuations of the keyhole, improved the stability, and ultimately the accuracy of OCT measurements. Rinne et al. (2022) studied the effect of different power distributions between the inner core and outer ring-shaped laser beams on spatter ejection and penetration depth during welding of Cu sheets. Wagner et al. (2022) investigated and proved the influence of dynamic beam shaping on the geometry of the keyhole during welding of Cu by varying the patterns of the intensity distribution in longitudinal and transversal direction. Prieto et al. (2020) implemented dynamic laser beam shaping with infinite pattern and assessed quality of weld seam in 0.8 mm Al thin-sheet and observed that tailored beam with shape frequency over 10 kHz enables welding speed up to 18 m/min with stable keyhole.

Fig. 1. Example of laser beam shapes obtained via an adjustable ring-mode laser.

Despite the benefits, laser beam shaping introduces new set of parameters and finding the optimal combination of number of beams, shape of beams (multiple spots, C-spot, ring-core spots, pyramid, infinity, spiral shapes, etc. (Prieto et al., 2020)) can be expensive and time consuming since it may require dedicated equipment, expertise and experimental setups. In this context, multi-physics computational fluid dynamics (CFD) enable simulations of the process to reproduce mechanisms which are difficult to observe with in-situ investigations. With the raise of computational power and multi-core computing on high performance clusters, advanced simulations of LBW processes are now a close reality. Huang et al. (2020) developed a CFD model in FLOW-3D WELD® to study the metal mixing during linear laser welding of 200 µm Al to 500 µm Cu with different levels of laser power and velocity of the laser spot. They analysed the contribution of recoil pressure and Marangoni effect on the overall mixing process. Chianese et al. (2022) developed a multi-physics model using FLOW-3D and FLOW-3D WELD® to investigate the effect of part-to-part gap in LBW of Cu-to-steel thin sheets with beam wobbling. They showed that the presence of part-to-part gap and mixing mechanism between parent metals are linked, and the occurrence of part-to-part gap influences the temperature and velocity fields in the molten pool resulting in different mixing mechanisms. However, they did not implement any strategies for weld improvement. Drobniak et al. (2020) and Buttazzoni et al. (2021) implemented CFD multi-physics simulations of 1 mm-thick stainless steel plates with adaptive mesh refinement to predict the shape of the weld seam in presence of part-to-part gap, and they predicted the effect on the process of secondary laser beams with different shapes to optimize the weld quality. Recently, Huang et al. (2023) combined experimental approach and CFD simulations in FLOW-3D WELD® to reveal the effect of oscillation frequency and amplitude on fluid-flow and metal mixing during laser welding of 200 µm Al to 500 µm Cu with circular beam wobbling implemented. Additionally, they implemented a Scheil solidification model to predict the phase distributions in the welds based on the predicted thermo-solute conditions.
While significant research has been already developed using linear laser welding or laser welding with wobbling for joining of dissimilar materials, a clear understanding of metal mixing and dynamics of the keyhole during Cu-to-steel welding with beam shaping are not clearly reported. Research into application of beam shaping for Cu-to-steel welding entails a promising prospect for further development and investigation. Furthermore, the use of advanced CFD models is a viable approach to complement experimental investigations and explore weld configurations with different beam shaping profiles that would be difficult to achieve only with experimental work. Therefore, this paper aims to study the impact of laser beam shaping on metal mixing and dynamics of the keyhole during LBW of Cu-to-steel for battery terminal-to-casing connections. Four beam shapes were tested during LBW of 300 µm Cu to 300 µm nickel-plated steel. Both experiments and CFD simulations were used to study the underlying physics. A CFD model was firstly calibrated against experiments and then deployed to explore the effect of the increasing ring-to-core diameter, as well as a tandem laser spot configuration.

2. Experimental design and model description

2.1. Experimental design

Materials used in this work are Copper SE-Cu58 2.0070 and Nickel-plated steel (commercial name: Hilumin TATA STEEL). Experiments consisted of 25 mm long welds in lap joints configuration with 300 µm Cu on top of 300 µm nickel-plated steel.
Dimensions of the specimens were 65 mm × 30 mm. The laser source used was the Lumentum CORELIGHT, having 55 µm core diameter and 220 µm ring diameter, and BPP 1.4 mm·mrad and 11 mm·mrad for core and ring, respectively. The laser fiber was coupled to the Scout-200 (Laser and Control K-lab, South Korea) scanner to deliver the laser power to the specimens via 2D F-theta scanner with telecentric lenses. Fig. 2 shows the welding setup and specifications of the equipment are in Table 1. Caustic parameters were measured using PRIMES GmbH measurement system.

Fig. 2. (a) Welding setup with aluminium fixture; (b) schematical representation of the welding setup; (c) definition of weld features: top weld width, Wtop; width at the interface, Wi; weld penetration depth, Dpen.
Table 1. Specifications of the welding equipment.

Each weld seam was cut and prepared to obtain two cross sections for each experiment – cross sections were positioned at 10 mm and 15 mm away from the weld start. Three replicates were performed for each weld configuration. Sectioned samples were mounted in Bakelite resins and standard metallography procedure was performed for grinding and polishing to reveal weld profile under Nikon Eclipse LV150N optical microscope. To evaluate and characterize metal mixing with parent metals, elemental mapping of cross-sections was performed with an FEI Versa 3D dual beam scanning electron microscope using Energy Dispersive X-ray Spectroscopy (EDS mapping).
Welding experiments were performed in continuous power mode without power modulation. The laser beam was focussed perpendicularly on the upper surface of the Cu sheet, and the motion of the laser was linear (no wobbling). Although the use of shielding gas tends to avoid oxidation in the process and reduce hydrogen entrapment, when using scanners to deliver the laser beam, the gas nozzle cannot be positioned in proximity of the beam. Therefore, in this work, all experiments were conducted with no shielding gas. Part-to-part gap was manually checked and set to a nominal zero.
To study the impact of laser beam shaping on metal mixing and molten pool dynamics, 5 weld configurations (C1 to C5) were designed as shown in Table 2, with 4 beam shapes presented in Fig. 3. LBS#1 is single gaussian spot of 90 µm; LBS#2 super-imposes an inner core of 90 µm with an outer ring-shaped profile of 350 µm, with the ring accounting 30% of the total power. LBS#1 and LBS#2 were experimentally tested and enabled by the static beam shaping system of the Lumentum CORELIGHT source. LBS#3 follows the hollow sinh-Gaussian beam profile as defined in Liu et al. (2019), with 90 µm core and 500 µm ring, with 72% of the total power assigned to the ring. LBS#4 is a tandem beam with primary (90 µm) and secondary beam (150 µm) at a centre-to-centre distance of 300 µm, and 50% split of the power between primary and secondary beams – LBS#4 was introduced with the aim to increase the absorption rate by the pre-heating action of the secondary beam. LBS#3 and LBS#4 were only simulated since the laser beam shaping of the Lumentum CORELIGHT was only capable to work with fixed core-to-ring diameter ratio. Therefore, only a simulation-based approach (with the model pre-validated and calibrated in C1, C2 and C3) was deemed appropriate in this case to explore the effect of the increasing ring-to-core diameter and tandem laser spot configuration on material mixing.

Table 2. Process parameters used for the four selected laser beam shapes in Fig. 3.
Fig. 3. Normalized power density distribution for LBS#1, LBS#2, LBS#3 and LBS#4.

The power and speed of C1, C3, C4 and C5 were selected with an iterative process to ensure weld penetration depth, Dpen, ranging 400 – 500 µm. The choice of this penetration depth is based on the requirement that the temperature at the lower end of the steel sheet remains below 550 K. This precautionary measure aims to prevent any potential damage to the battery cell. Additionally, to minimise the effect of the weld depth on the metal mixing, a uniform depth of penetration was adopted across the different beam shapes for comparative analysis. Welding speeds were kept between 250 mm/s and 375 mm/s which is in line with the experimental work in (Perez Zapico et al., 2021). C2 is a variant of C1 and corresponds to a fully penetrated weld. Although fully penetrated welds must be avoided during LBW of battery terminals due to the risk of fire ignition, this work presents this variant for two reasons: first, to generate an additional weld configuration to validate the simulation; second, to discuss how the metal mixing behaves when transitioning from partial penetration to full penetration.

2.2. Model description

A multi-physics model was developed using the commercial CFD code FLOW-3D® (solver version: 12.0.2.01) and its module FLOW-3D® WELD (release: 7, update: 1). In order to develop a numerical model representing the essential physics during LBW of Cu-to-steel, the following assumptions were considered: (i) the liquid flow is considered Newtonian and incompressible; (ii) volumetric thermal expansion of the liquid metal due to temperature-dependent mass density is accounted; (iii) the air and vaporized metal are modelled as “void” type, with ambient temperature and pressure assigned to model the heat exchange with the metal as a natural convective flux (irradiance is neglected); (iv) the heat sinking effect of the clamping mask is neglected due to the clearance between the weld seam and the mask itself as already presented in (Chianese et al., 2022); (v) the effect of plasma plume on laser absorption is not directly modelled but is accounted in the calibration process as also proposed in previous studies by Lin et al. (2017) and Hao et al. (2021); furthermore, the laser absorption is assumed temperature dependent for Cu, constant for steel, and independent of the incidence angle. This assumption is in-line with the work presented by Huang et al. (2020), where they used the build-in ray-tracing function in FLOW-3D® WELD to predict the laser absorption in the keyhole.

2.2.1. Governing equations, boundary conditions and material properties

To reduce the computational cost of the simulations, the computational domain was divided in two zones (Fig. 4): (1) a process zone which was interested by phase change, and, (2) a thermal diffusion zone that models heat transmission in the sheets. A finer mesh size was used for cells in the process zone, and a mesh size 5 times greater than in the process zone was used for cells in the thermal diffusion zone.

Fig. 4. Top view (a) and side view (b) of a schematic representation of the computational domain and modelling approach with nested meshes (process zone and thermal diffusion zone).

Dimensions of the process zone are 2 mm × 0.8 mm× 0.775 mm. The length (2 mm) of the process zone was chosen to enable the simulation of approx. 1.8 mm weld length, which was experimentally evaluated to be sufficient for reaching the steady-state regime. The width (0.8 mm) of the process zone was selected to ensure that the molten pool was contained in it; the height of the computational domain was chosen equal to 0.8 mm so that, beside the stacked thickness of the processed sheets (0.6 mm), 0.2 mm of air (void type) are included in the computational domain. Extension of the thermal diffusion zone is calculated according to the Eq. (1), where k is the thermal conductivity, cp the specific heat at constant pressure, ρ the mass density, tend the simulation time, T the temperature, and Tamb= 20 °C the ambient temperature. The simulation time, tend, is function of the welding speed and the weld length (1.5 mm).

Four different values of the mesh size in the process zone were considered during sensitivity analysis, namely 40 µm, 20 µm, 15 µm, and 10 µm, that resulted in mesh independent solution for mesh size equal to or below 15 µm, which therefore is the selected size. This led to total number of cells approximatively equal to 528 thousand. The geometry of the thin sheets has been modelled in the computational domain, so that in-plane dimensions were parallel to X and Y axis, as shown in the top and side view in Fig. 4(a) and (b). Welding direction was parallel to X axis.
The following physics have been accounted to model the welding process: continuity, fluid flow via Navier-Stokes equations, energy conservation, evaporation, keyhole formation and evolution, solidification, species conservation and tracking, surface tension with Marangoni and Laplace forces and multiple reflections.
Phase change – Eq. (2) governs the evaporation phenomena which are modelled as mass transfer between the liquid phase and the void type and are proportional to the difference between the saturation pressure Psat and the partial pressure Pvap. In this equation, α is the accommodation coefficient, R is the gas constant, and T is the temperature. The saturation pressure is calculated as a function of the temperature according to the Clapeyron equation (Eq. (3)), in which the couple (Pv, Tv) represents a point on the saturation curve; γ, cv, and ΔHv are the specific heats ratio, the specific heat at constant volume, the latent heat of vaporization, respectively.

Recoil pressure – during laser welding process, intense localised heating of substrate material causes vaporization which results in recoil pressure. This pressure is proportional to the saturated vapor pressure. The relationship between the recoil pressure, Precoil, and the saturated vapor pressure, Psat, depends on the material properties and laser-to-material interaction. Eq. (4) is derived from Eq. (3) with the introduction of two coefficients, Ar and B, that will be calibrated using experimental data.

Tracking of the keyhole – surface of the keyhole is tracked by the volume of fluid (VOF) method (Daligault et al., 2022), which enables the calculation of the interface between the liquid metal and the void type, according to Eq. (5).

The interface between the cell is tracked using a scalar value f that indicates the fraction of fluid in it. A value of f=0 indicates that the cell has only void, conversely, f=1 corresponds to the case of a cell full of liquid, whereas the case of 0<f<1 indicates that the cell has both the liquid and the void type, and therefore the interface between the two falls in it. Similarly, metals involved in the welding process with fluid flow and mixing are tracked in each cell by means of a scalar value f2, which indicates the fraction of second material within the cells. Values of the generic material property ̅φ̅ in each cell is evaluated as weighted sum of the properties φ1 and φ2 of parent metals based on their mixing, as in Eq. (6).

Multiple reflections – Multiple reflections are implemented using a discrete grid cell system through the ray tracing technique. The laser beam is divided into a finite number of rays, which move in the laser beam irradiation direction. When the ray encounters the surface of the material, it is reflected according to vector Eq. (7), in which R→ is the direction of the reflected vector, I→ the direction of the incoming ray, and nˆ the normal direction of the material surface.

Laplace pressure and Marangoni effect – Recoil pressure contributes to the formation of the keyhole and mainly contributes to the velocity field in the fluid; however, surface tension-related phenomena such as Laplace pressure LP and the Marangoni force SM have great influence on the overall welding process. Laplace pressure and the Marangoni force are modelled according to (8), (9) which, σ is the surface tension, RI and RII are the principal curvature radii, and operator ∇t indicates the gradient along the tangent direction at the interface. Eq. (9) explicitly indicates the dependence of the Marangoni effect on the gradient of the surface tension, which in assumed temperature-dependent of the surface tension.

2.2.2. Boundary conditions and material properties

As shown in Fig. (4), the following boundary condition were assigned: wall in the X and Y direction (with constant ambient temperature); assigned pressure and temperature at the boundaries of the computational domain in the Z directions, with natural convective heat flux between the metallic sheets and the air. The heat source was directly imported from the power profiles defined in Fig. 3. Material properties were imported from the JMATPRO® material database. Fig. 5 shows the temperature-dependent plots.

Fig. 5. Temperature-dependent material properties defined in the model.

3. Results and discussion

3.1. Model validation

The model has been applied to simulate all the cases listed in Table 2. Model validation was conducted for the weld configurations C1, C2 and C3 by comparing the weld profile in cross sections and Fe concentration line profiles against the experimental results as shown in Fig. 6. Experimental and simulation results show that welding is done through keyhole mode. The generation of a keyhole is significantly influenced by recoil pressure. In the simulation, the recoil pressure is adjusted through the calibration of coefficients Ar and B, as indicated in Eq. 4. During the model calibration process, a value of Ar was determined to be 55,715 Pa, and the parameter B was set to 4, resulting in comparative results with those obtained in experiments. Five different mesh sizes were tested: 20 µm, 15 µm, 10 µm and 5 µm. The choice of the mesh size was driven by the need to have a minimum of 4 cells to discretise the smallest laser spot (i.e., LSB#1 has the smallest beam diameter of 90 µm among the tested beam shapes in Fig. 3). Mesh-independent solution was achieved with mesh size of 15 µm and this led to approximate a million cells in the whole computational domain.

Fig. 6. Comparison of the experimental and modelling results of the molten pool geometry and elemental maps for weld configurations C1 (a), C2 (b) and C3 (c).

The correlation was conducted looking at two cross-Section (10 mm 15 mm away from the weld start and end) – this was motivated by the need to take into account the experimental errors during the calibration and validation process.

Fig. 6 shows cross sections and elemental maps for experiments C1, C2, and C3, and corresponding simulations. Two representative cross-sections from the same weld seam are shown in each sub-figure to demonstrate the capability of the model to reproduce the geometric shape and the mixing phaenomena at different longitudinal positions along the weld seam. The fusion zones are marked in each cross section and show good correlation with predictions from simulations, as the cases with partial penetration are successfully predicted in for C1 and C3, along with full penetration in C2.

Elemental maps that were measured with EDS, and species concentration that were predicted with simulations, are reported for comparison to show capability of the model to reproduce the mixing mechanism. For each case, plots of the concentration of Fe along with line-scans are reported to quantitatively demonstrate the capability of the model to simulated diffusion of the molten metal from the bottom sheet to the upper one. They show that diffusion of Fe in Cu is well predicted in C1 and C3, as well as presence of Fe-rich clusters in the Cu near the interface between parent materials is reproduced in C2.

Good correlation between measurements and predictions of the weld geometry and metal mixing demonstrates capability of the model to simulate welding scenarios with different laser beam shapes, and weld penetration depth spanning from partial penetration to full penetration. This allows to confidently deploy the simulation model in conjunction with experiments to study the impact of laser beam shaping on metal mixing and molten pool dynamics.

3.2. Keyhole dynamics and impact on metal mixing

As keyhole instabilities have a significant impact on weld quality (Lu et al., 2015), this section highlights the impact of the laser beam shapes on the keyhole dynamics, which ultimately contributes to metal mixing. The discussion is presented by linking the laser power profile to the velocity field within the molten pool and ultimately to the metal mixing between the parent metals and the occurrence of collapse events of the keyhole.

Fig. 7 shows consecutive time frames in each weld configuration and reflects keyhole dynamic mechanisms. The keyhole’s shape and size vary, exhibiting irregularities, asymmetry and fluctuations. These shapes are directly correlated to the laser beam shape profile. The following observations are made:

  • Collapse events terminate in formation of pores and metal mixing. This is visible in the experimental results presented in Fig. 6(a) and (b), where relatively large pores are observed in the experimental cross-section. With a narrow beam profile (weld configuration C1, C2, C3 and C5) and high energy density, once fusion of the Cu does happen, a surplus of energy flows through the keyhole, increasing the temperature at the keyhole bottom. This generates a recoil pressure that pushes the fluid upwards. At the top surface and rear side of the keyhole, the opposing movements of the fluid, both clockwise and counter-clockwise, and driven by the Marangoni force, have an important consequence: they restrict the size of the molten pool. This restriction creates a high viscosity mushy layer that forms a barrier that limits the expansion of the molten pool. As result, closure or narrowing the top neck of the keyhole restricts the ejection of vapours out of keyhole which leads to increase in pressure within keyhole and creates a high-pressure lob. This ultimately results in pores formed to the toe of the keyhole as seen in Fig. 7(a) and (b). Although a collapse event is observed in C3 as shown Fig. 7(c), it does not necessarily create porosity in the solid front as sufficient room is available for gas vapours to escape from the bottom of the keyhole. The introduction of a pre-heat heating beam in weld configuration C5 does not produce any significant change to the keyhole dynamics as observed in Fig. 7(d). In partial penetration, narrow and deep keyhole is more unstable as slight fluctuations in fluid pressure, velocity and temperature on the rear wall of keyhole can create a collapse event. Additionally, the collapse of the keyhole in partial penetration creates a narrower fluid channel, resulting in localized increase of fluid velocity, which, in turn, affects metal mixing.
  • Weld configuration C4 leads to wider opening of the keyhole with greater stability as shown in Fig. 7(e). With the super-imposition of the core beam with the wider ring-shaped beam, the core beam penetrates the steel sheet, while the larger ring keeps the keyhole open at the Cu surface. This weld configuration drastically reduces the collapse events and the development of bubbles. It can be observed that the lower depth-to-width aspect ratio of the melt pool correlates to fewer number of collapse events.
  • Metal mixing is not only influenced by keyhole dynamics and collapse events, but there is an intricate interplay between keyhole geometry, fluid dynamics and buoyancy forces that are dependent upon density which varies with temperature in molten pool, and from top to bottom due to differences in density between Cu and steel. To test the influence of buoyancy forces, a simulation test was performed where the density of Cu and steel were artificially set to be equal. Fig. 8 shows the simulation results and confirm that buoyancy forces have an impact on the metal mixing especially at the interface between the two metals and in the Cu side of the weld. For example, the line-scan B-B in Fig. 8 shows an increase on average of the Fe vol% in the Cu side by 10%, when comparing results with same densities.
Fig. 8. Impact of buoyancy forces on the metal mixing for weld configuration C3. Sections taken at Y= 0.
Fig. 7. Consecutive time steps of the molten pool dynamics for configuration C1 (a), C2 (b), C3 (c) C5 (d) and C4 (e). The plot shows the fluid velocity (both direction and magnitude) visualized by black arrows. Cross sections taken at Y= 0.

The introduction of a ring beam (weld configuration C4 with LBS#3) in the laser welding process alters the shape of the keyhole compared to a single beam scenario (weld configuration C1 with LBS#1). In the single beam case, the keyhole walls develops predominantly in Z direction (schematically illustrated in Fig. 9(a)). The inclusion of a ring beam results in the critical change of the keyhole wall’s curvature, with a pronounced arc-like shape at the rear (Fig. 9(b)). The change of keyhole wall’s curvature plays a critical role and is explained by the complex equilibrium between the fluid pressure, the recoil pressure and the gravity load. A collapse event is associated with the non-equilibrium of the forces in the X direction. To explain this, it is first worth noting that with an idealised static molten pool (no fluid velocity) the fluid pressure would be higher at the bottom and would be governed by the hydrostatic law – with this, the pressure variation occurs linearly downwards and would be a function of the molten pool depth. Under this ideal condition, the keyhole would exhibit a stable equilibrium regime driven by the balanced effect of recoil pressure and fluid flow. With the actual molten pool, the equilibrium state is, however, perturbated by the non-linear variation of the fluid pressure due to the fast upwards motion generated by the recoil pressure itself. A near-equilibrium state is eventually achieved with the change of keyhole wall’s curvature with the resultant of the forces acting predominantly in the Z direction. The shallow angle of the keyhole wall observed at LBS#3 (θ3 < θ1) effectively decomposes the combined forces exerted by the fluid towards the Z direction, hence moving to the near-equilibrium state, with the fluid pushed downwards in Z rather than sidewise in X. It can be observed that the ring-to-core diameter and the ring-to-core power are essential to control the keyhole wall’s curvature and ultimately influence of the stability of the keyhole.

Fig. 9. Schematic representation of forces and pressures acting on the melt pool in case of welding with single laser beam (LBS#1) and ring-core configuration (LBS#3). Arrows represent forces/pressures, and the thickness is proportional of the intensity of the forces/pressures. Arrows are only shown to the rear-side of the keyhole since the physics involved there are more relevant for the dynamics of the keyhole.

3.3. Impact of beam shaping on metal mixing

Cu and steel are generally immiscible as studied by other researchers, such as Shi et al. (2013). This separation means the material solidifies as two separate phases from the liquid state. At this immiscible region a Cu-rich (α phase) and iron-rich (β phase) form FCC and BCC crystal structures, respectively. For the compositional data shown in Fig. 6, the highest amount of mixing for each of the three examples is 60%, 80% and 50% of Fe in the weld pool. When studying the Cu-Fe binary phase diagram, as performed by Chen et al. (2007), these compositions fall within the miscibility gap range. For which no IMCs are expected to form, but instead separate (α and β) phases. However, it is still clear that the formation of these separate phases still creates a mismatch in mechanical properties of the welded joint, both at the interface and enriched regions, which can lead to crack initiation, as reported by Rinne et al. (2020). For this reason, analysing the metal-mixing in dissimilar metals is an important step toward understanding and prevention of cracking mechanisms that can affect the performance of the weld.
Influence of the beam shapes on the metal mixing, can be investigated by analysing velocity fields and fluid flow which are predicted with the validated model. Fig. 10(a) and (b) show that in the weld configuration C1 and C2 (corresponding to LBS#1 – single beam with circular spot and gaussian distribution) the increase in laser power leads to more steel mixing with Cu due to greater recoil pressure and to a larger melt pool with more liquid metal involved. When comparing the parameters in Fig. 11, the increased melting of the bottom steel sheet leads to a greater region of keyhole necking with collapse; this can be due to the increased laser absorption, for which steel has a greater absorptivity than the more reflective Cu (Rinne et al., 2020). The lower density of steel creates an upward buoyancy force which allows the migration of more steel into the Cu-rich region. Fig. 11(c) and (d) show weld configurations C3 and C4 respectively, with combined secondary ring-shaped and primary laser beam (LBS#2 and LBS#3, respectively). They can be compared based on similar levels of weld penetration but different width at the interface between parent metals and at the top of the weld seam. Spread of the laser power over a wider surface due to the use of a ring results in a wider weld pool compared to simulations C1 and C2, which is consistent with results found by Jabar et al. (2023). However, one difference between these two cases is that, due to different power density distributions, to achieve adequate weld penetration depth, different laser power is provided leading to different thermal fields and time that the metal stays liquid. Line-scans of the temperature profiles in the melt pool can be observed in Fig. 12, with higher peak temperature in C4, compared to simulations C1 and C2, and C5; whereas a smaller secondary ring-shaped laser beam in simulation C3 results in intermediate behaviour.

Fig. 10. Plots of metal mixing in the longitudinal and a cross sections predicted with simulations C1 (a), C2 (b), C3 (c), C4 (d) and C5 (e).
Fig. 11. (a) Temperature, (b) velocity, (c) Fe concentration and (d) actual melt pool for all the tested weld configurations C1 to C5. Cross sections taken at Y= 0.
Fig. 12. Temperature profiles for weld configurations C1 (a), C2 (b), C3 (c), C4 (d) and C5 (e). Measurements were taken at X = 1.3 mm (just behind the keyhole wall) and Z = −300 µm (interface between Cu and steel).

The higher peak temperature in C4 eventually leads to a significant thermal gradient that promotes significant upward buoyancy forces and ultimately more migration of steel towards the Cu matrix. Similarity of simulation C5 with C1 can be explained considering that the secondary laser beam pre-heats the metal without widening the keyhole. Additionally, the higher peak temperature and larger size of the melt pool in C4 lead to longer time in which the steel stays in the liquid phase with more time available to migrate toward the Cu matrix due to recoil pressure and buoyancy forces and to diffuse. For these reasons, if use of larger spot helps with keyhole stabilisation, higher laser power required to establish sound connection enhances mixing between parent metal. Therefore, selection of custom ring-to-core diameter and ring-to-core power is a decision with a trade-off between the need of stabilising the keyhole dynamics and the need to reduce the mixing.
Velocity fields in Fig. 11 show also that the use of the ring-shaped secondary beam (C4), results in lower recoil pressure due to less localised laser power and vaporization. For this reason, the fluid flow and velocity of the liquid movements in considerably lower, as shown by contour plots, where regions of the molten pool in red are those in which the flow of the liquid metal is faster. The metal mixing in the molten pool of C3 weld is more homogeneous than in C1 and C2, due to the localised heat input of the ring laser beam. Rinne et al. (2020) found the addition of the ring laser produced a more homogeneous distribution of Cu and steel in the solidified structure. The lower density of the steel can also be used to explain the more even distribution of steel throughout the weld pool of C3. This is also confirmed by the EDS line-scans in Fig. 6(c) that show a significant drop of Fe into the Cu matrix compared to C1 (Fig. 6(a)).
The result of metal mixing has a significant effect on the crack formation in the weld pool and heat-affected zone (HAZ). Two main types of cracking are often referred to as “hot cracking” (Rinne et al., 2020) or “liquation cracking” (Li et al., 2019). During any fusion welding process of Cu to steel the miscibility gap can be identified in the binary phase diagram of Cu-Fe (Chen et al., 2013). When both Cu and steel are melted, there is separation of the liquids during cooling, once the mixture enters the miscibility gap seen on the phase diagram the primary separation of the α and β phases occurs. The secondary separation occurs in the miscibility gap because of a lack of diffusion and a supersaturation of the α and/or β phases. The solidified weld microstructure is found inhomogeneous, consisting of the α and β phases. The difference in the thermal expansion properties of both Cu and steel can create locations of stress concentrations where cracks are often initiated, ad observed by Chen et al. (2013) and Sadeghian and Iqbal (2022). Li et al. (2019) proposed a three-stage mechanism for the formation of liquation cracks in Cu to steel laser welds. The first stage was the penetration of Cu liquid into the grain boundaries of the steel, secondly, the Cu liquid surrounds the Cu phase creating a “film” of liquid in the grain boundary. This drastically reduces the cohesive forces between the grain boundaries due to the presence of the α phase. Cracking can then be initiated in a similar manner to that detailed earlier.

4. Conclusions

A combination of multi-physics CFD modelling results and experiments have been presented to study the impact of laser beam shaping on metal mixing and molten pool dynamics during LBW of Cu-to-steel for battery terminal-to-casing connections. The multi-physics model has been validated with ex-situ EDS element mapping and weld profile’s features. The model has provided useful insights about temperature and velocity fields, mixing mechanisms and dynamics of the keyhole, all of which are difficult to access via experiments due to technological difficulties. The major findings of the work are summarized below:

  • Metal mixing is largely influenced by the fluid dynamics via the Marangoni, buoyancy forces and recoil pressure. With a greater laser power, recoil pressure is increased, and this leads to more weld penetration and melting of steel. Additionally, spread of the laser power results in higher width of the fusion zone. Subsequently, the buoyance forces due to the different densities of steel and Cu contribute to the upward flow of steel towards Cu, and hence impact meaningfully to the mixing. This can be clearly observed in weld configurations C1 and C2.
  • Due to the collapse events of the keyhole wall, porosity formation was found in welds C1, C2 and C5. Furthermore, the collapse events create a narrow fluid channel, which results in localised surges in fluid velocity, therefore, promoting metal mixing. All in all, simulations revealed that increasing depth-to-width aspect ratio is correlated to higher frequency of collapse events in the keyhole. Therefore, stabilisation of the melt pool can be achieved with tailored laser beam shapes.
  • The study has pointed-out that the use of larger ring beam (configuration C4) helps with keyhole stabilisation, but at the same time leads to more laser power and higher temperature that contribute to the enhancement of mixing between parent metals. This poses a trade-off in the definition of a tailored ring-to-core diameter and the ring-to-core power. Analysis of the results showed that ring-to-core diameter (350–90 µm) and 30% of ring power (weld configuration C3) resulted in more stable dynamics of the keyhole, with significant reduction of collapse events, and ultimately controlled migration of steel towards Cu. Furthermore, compared to C4 (2500 W total power), the lower thermal gradient in C3 (1530 W total power) eventually leads to a reduction in the upward buoyancy forces.
  • The pre-heating approach with the tandem beam (C5) only led to local fusion of Cu and no significant improvement in keyhole stability was observed.
  • The combination of experiments and numerical modelling provides a powerful approach to understand complex fluid flow and metal mixing processes during laser keyhole welding. This helps to study mixing behaviour along with weld pool dynamics for selection of laser welding strategies with beam shaping in case of dissimilar material welding, especially in presence of miscibility gap at higher temperature as in case of Cu and steel.

References

Influences of the Powder Size and Process Parameters on the Quasi-Stability of Molten Pool Shape in Powder Bed Fusion-Laser Beam of Molybdenum

Influences of the Powder Size and Process Parameters on the Quasi-Stability of Molten Pool Shape in Powder Bed Fusion-Laser Beam of Molybdenum

몰리브덴 분말층 융합-레이저 빔의 용융 풀 형태의 준안정성에 대한 분말 크기 및 공정 매개변수의 영향

Abstract

Formation of a quasi-steady molten pool is one of the necessary conditions for achieving excellent quality in many laser processes. The influences of distribution characteristics of powder sizes on quasi-stability of the molten pool shape during single-track powder bed fusion-laser beam (PBF-LB) of molybdenum and the underlying mechanism were investigated.

The feasibility of improving quasi-stability of the molten pool shape by increasing the laser energy conduction effect and preheating was explored. Results show that an increase in the range of powder sizes does not significantly influence the average laser energy conduction effect in PBF-LB process. Whereas, it intensifies fluctuations of the transient laser energy conduction effect.

It also leads to fluctuations of the replenishment rate of metals, difficulty in formation of the quasi-steady molten pool, and increased probability of incomplete fusion and pores defects. As the laser power rises, the laser energy conduction effect increases, which improves the quasi-stability of the molten pool shape. When increasing the laser scanning speed, the laser energy conduction effect grows.

However, because the molten pool size reduces due to the decreased heat input, the replenishment rate of metals of the molten pool fluctuates more obviously and the quasi-stability of the molten pool shape gets worse. On the whole, the laser energy conduction effect in the PBF-LB process of Mo is low (20-40%). The main factor that affects quasi-stability of the molten pool shape is the amount of energy input per unit length of the scanning path, rather than the laser energy conduction effect.

Moreover, substrate preheating can not only enlarge the molten pool size, particularly the length, but also reduce non-uniformity and discontinuity of surface morphologies of clad metals and inhibit incomplete fusion and pores defects.

준안정 용융 풀의 형성은 많은 레이저 공정에서 우수한 품질을 달성하는 데 필요한 조건 중 하나입니다. 몰리브덴의 단일 트랙 분말층 융합 레이저 빔(PBF-LB) 동안 용융 풀 형태의 준안정성에 대한 분말 크기 분포 특성의 영향과 그 기본 메커니즘을 조사했습니다.

레이저 에너지 전도 효과와 예열을 증가시켜 용융 풀 형태의 준안정성을 향상시키는 타당성을 조사했습니다. 결과는 분말 크기 범위의 증가가 PBF-LB 공정의 평균 레이저 에너지 전도 효과에 큰 영향을 미치지 않음을 보여줍니다. 반면, 과도 레이저 에너지 전도 효과의 변동이 강화됩니다.

이는 또한 금속 보충 속도의 변동, 준안정 용융 풀 형성의 어려움, 불완전 융합 및 기공 결함 가능성 증가로 이어집니다. 레이저 출력이 증가함에 따라 레이저 에너지 전도 효과가 증가하여 용융 풀 모양의 준 안정성이 향상됩니다. 레이저 스캐닝 속도를 높이면 레이저 에너지 전도 효과가 커집니다.

그러나 열 입력 감소로 인해 용융 풀 크기가 줄어들기 때문에 용융 풀의 금속 보충 속도의 변동이 더욱 뚜렷해지고 용융 풀 형태의 준안정성이 악화됩니다.

전체적으로 Mo의 PBF-LB 공정에서 레이저 에너지 전도 효과는 낮다(20~40%). 용융 풀 형상의 준안정성에 영향을 미치는 주요 요인은 레이저 에너지 전도 효과보다는 스캐닝 경로의 단위 길이당 입력되는 에너지의 양입니다.

또한 기판 예열은 용융 풀 크기, 특히 길이를 확대할 수 있을 뿐만 아니라 클래드 금속 표면 형태의 불균일성과 불연속성을 줄이고 불완전한 융합 및 기공 결함을 억제합니다.

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Figure 5. Simulation of the molten pool under low-speed scanning (1.06 m/s). (a) Sequential solidification of the molten pool at the end of the melt track for laser powers of 190 and 340 W, respectively. (b) Recoil pressure on the molten pool at the keyhole for laser powers of 190 and 340 W, respectively. (c) The force diagram of the melt at the back of the keyhole at t = 750 μs in case B. (d) Temperature gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case A. (e) Temperature gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case B.

Revealing formation mechanism of end of processdepression in laser powder bed fusion by multiphysics meso-scale simulation

다중물리 메조 규모 시뮬레이션을 통해 레이저 분말층 융합에서 공정 종료의 함몰 형성 메커니즘 공개

Haodong Chen a,b, Xin Lin a,b,c, Yajing Sund, Shuhao Wanga,b, Kunpeng Zhu a,b,c and Binbin Dana,b

To link to this article: https://doi.org/10.1080/17452759.2024.2326599

ABSTRACT

Unintended end-of-process depression (EOPD) commonly occurs in laser powder bed fusion (LPBF), leading to poor surface quality and lower fatigue strength, especially for many implants. In this study, a high-fidelity multi-physics meso-scale simulation model is developed to uncover the forming mechanism of this defect. A defect-process map of the EOPD phenomenon is obtained using this simulation model. It is found that the EOPD formation mechanisms are different under distinct regions of process parameters. At low scanning speeds in keyhole mode, the long-lasting recoil pressure and the large temperature gradient easily induce EOPD. While at high scanning speeds in keyhole mode, the shallow molten pool morphology and the large solidification rate allow the keyhole to evolve into an EOPD quickly. Nevertheless, in the conduction mode, the Marangoni effects along with a faster solidification rate induce EOPD. Finally, a ‘step’ variable power strategy is proposed to optimise the EOPD defects for the case with high volumetric energy density at low scanning speeds. This work provides a profound understanding and valuable insights into the quality control of LPBF fabrication.

의도하지 않은 공정 종료 후 함몰(EOPD)은 LPBF(레이저 분말층 융합)에서 흔히 발생하며, 특히 많은 임플란트의 경우 표면 품질이 떨어지고 피로 강도가 낮아집니다. 본 연구에서는 이 결함의 형성 메커니즘을 밝히기 위해 충실도가 높은 다중 물리학 메조 규모 시뮬레이션 모델을 개발했습니다.

이 시뮬레이션 모델을 사용하여 EOPD 현상의 결함 프로세스 맵을 얻습니다. EOPD 형성 메커니즘은 공정 매개변수의 별개 영역에서 서로 다른 것으로 밝혀졌습니다.

키홀 모드의 낮은 스캔 속도에서는 오래 지속되는 반동 압력과 큰 온도 구배로 인해 EOPD가 쉽게 유발됩니다. 키홀 모드에서 높은 스캐닝 속도를 유지하는 동안 얕은 용융 풀 형태와 큰 응고 속도로 인해 키홀이 EOPD로 빠르게 진화할 수 있습니다.

그럼에도 불구하고 전도 모드에서는 더 빠른 응고 속도와 함께 마랑고니 효과가 EOPD를 유발합니다. 마지막으로, 낮은 스캐닝 속도에서 높은 체적 에너지 밀도를 갖는 경우에 대해 EOPD 결함을 최적화하기 위한 ‘단계’ 가변 전력 전략이 제안되었습니다.

이 작업은 LPBF 제조의 품질 관리에 대한 심오한 이해와 귀중한 통찰력을 제공합니다.

Figure 5. Simulation of the molten pool under low-speed scanning (1.06 m/s). (a) Sequential solidification of the molten pool at the
end of the melt track for laser powers of 190 and 340 W, respectively. (b) Recoil pressure on the molten pool at the keyhole for laser
powers of 190 and 340 W, respectively. (c) The force diagram of the melt at the back of the keyhole at t = 750 μs in case B. (d) Temperature gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case A. (e) Temperature
gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case B.
Figure 5. Simulation of the molten pool under low-speed scanning (1.06 m/s). (a) Sequential solidification of the molten pool at the end of the melt track for laser powers of 190 and 340 W, respectively. (b) Recoil pressure on the molten pool at the keyhole for laser powers of 190 and 340 W, respectively. (c) The force diagram of the melt at the back of the keyhole at t = 750 μs in case B. (d) Temperature gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case A. (e) Temperature gradient at the solid–liquid interface of the molten pool at the moment the laser is deactivated in case B.

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Yi Wei ;Genyu Chen;Nengru Tao;Wei Zhou
https://doi.org/10.1063/5.0191504

In order to comprehensively reveal the evolutionary dynamics of the molten pool and the state of motion of the fluid during the high-precision laser powder bed fusion (HP-LPBF) process, this study aims to deeply investigate the specific manifestations of the multiphase flow, solidification phenomena, and heat transfer during the process by means of numerical simulation methods. Numerical simulation models of SS316L single-layer HP-LPBF formation with single and double tracks were constructed using the discrete element method and the computational fluid dynamics method. The effects of various factors such as Marangoni convection, surface tension, vapor recoil, gravity, thermal convection, thermal radiation, and evaporative heat dissipation on the heat and mass transfer in the molten pool have been paid attention to during the model construction process. The results show that the molten pool exhibits a “comet” shape, in which the temperature gradient at the front end of the pool is significantly larger than that at the tail end, with the highest temperature gradient up to 1.69 × 108 K/s. It is also found that the depth of the second track is larger than that of the first one, and the process parameter window has been determined preliminarily. In addition, the application of HP-LPBF technology helps to reduce the surface roughness and minimize the forming size.

Topics

Heat transfer, Nonequilibrium thermodynamics, Solidification process, Computer simulation, Discrete element method, Lasers, Mass transfer, Fluid mechanics, Computational fluid dynamics, Multiphase flows

I. INTRODUCTION

Laser powder bed fusion (LPBF) has become a research hotspot in the field of additive manufacturing of metals due to its advantages of high-dimensional accuracy, good surface quality, high density, and high material utilization.1,2 With the rapid development of electronics, medical, automotive, biotechnology, energy, communication, and optics, the demand for microfabrication technology is increasing day by day.3 High-precision laser powder bed fusion (HP-LPBF) is one of the key manufacturing technologies for tiny parts in the fields of electronics, medical, automotive, biotechnology, energy, communication, and optics because of its process characteristics such as small focal spot diameter, small powder particle size, and thin powder layup layer thickness.4–13 Compared with LPBF, HP-LPBF has the significant advantages of smaller focal spot diameter, smaller powder particle size, and thinner layer thickness. These advantages make HP-LPBF perform better in producing micro-fine parts, high surface quality, and parts with excellent mechanical properties.

HP-LPBF is in the exploratory stage, and researchers have already done some exploratory studies on the focal spot diameter, the amount of defocusing, and the powder particle size. In order to explore the influence of changing the laser focal spot diameter on the LPBF process characteristics of the law, Wildman et al.14 studied five groups of different focal spot diameter LPBF forming 316L stainless steel (SS316L) processing effect, the smallest focal spot diameter of 26 μm, and the results confirm that changing the focal spot diameter can be achieved to achieve the energy control, so as to control the quality of forming. Subsequently, Mclouth et al.15 proposed the laser out-of-focus amount (focal spot diameter) parameter, which characterizes the distance between the forming plane and the laser focal plane. The laser energy density was controlled by varying the defocusing amount while keeping the laser parameters constant. Sample preparation at different focal positions was investigated, and their microstructures were characterized. The results show that the samples at the focal plane have finer microstructure than those away from the focal plane, which is the effect of higher power density and smaller focal spot diameter. In order to explore the influence of changing the powder particle size on the characteristics of the LPBF process, Qian et al.16 carried out single-track scanning simulations on powder beds with average powder particle sizes of 70 and 40 μm, respectively, and the results showed that the melt tracks sizes were close to each other under the same process parameters for the two particle-size distributions and that the molten pool of powder beds with small particles was more elongated and the edges of the melt tracks were relatively flat. In order to explore the superiority of HP-LPBF technology, Xu et al.17 conducted a comparative analysis of HP-LPBF and conventional LPBF of SS316L. The results showed that the average surface roughness of the top surface after forming by HP-LPBF could reach 3.40 μm. Once again, it was verified that HP-LPBF had higher forming quality than conventional LPBF. On this basis, Wei et al.6 comparatively analyzed the effects of different laser focal spot diameters on different powder particle sizes formed by LPBF. The results showed that the smaller the laser focal spot diameter, the fewer the defects on the top and side surfaces. The above research results confirm that reducing the laser focal spot diameter can obtain higher energy density and thus better forming quality.

LPBF involves a variety of complex systems and mechanisms, and the final quality of the part is influenced by a large number of process parameters.18–24 Some research results have shown that there are more than 50 factors affecting the quality of the specimen. The influencing factors are mainly categorized into three main groups: (1) laser parameters, (2) powder parameters, and (3) equipment parameters, which interact with each other to determine the final specimen quality. With the continuous development of technologies such as computational materials science and computational fluid dynamics (CFD), the method of studying the influence of different factors on the forming quality of LPBF forming process has been shifted from time-consuming and laborious experimental characterization to the use of numerical simulation methods. As a result, more and more researchers are adopting this approach for their studies. Currently, numerical simulation studies on LPBF are mainly focused on the exploration of molten pool, temperature distribution, and residual stresses.

  1. Finite element simulation based on continuum mechanics and free surface fluid flow modeling based on fluid dynamics are two common approaches to study the behavior of LPBF molten pool.25–28 Finite element simulation focuses on the temperature and thermal stress fields, treats the powder bed as a continuum, and determines the molten pool size by plotting the elemental temperature above the melting point. In contrast, fluid dynamics modeling can simulate the 2D or 3D morphology of the metal powder pile and obtain the powder size and distribution by certain algorithms.29 The flow in the molten pool is mainly affected by recoil pressure and the Marangoni effect. By simulating the molten pool formation, it is possible to predict defects, molten pool shape, and flow characteristics, as well as the effect of process parameters on the molten pool geometry.30–34 In addition, other researchers have been conducted to optimize the laser processing parameters through different simulation methods and experimental data.35–46 Crystal growth during solidification is studied to further understand the effect of laser parameters on dendritic morphology and solute segregation.47–54 A multi-scale system has been developed to describe the fused deposition process during 3D printing, which is combined with the conductive heat transfer model and the dendritic solidification model.55,56
  2. Relevant scholars have adopted various different methods for simulation, such as sequential coupling theory,57 Lagrangian and Eulerian thermal models,58 birth–death element method,25 and finite element method,59 in order to reveal the physical phenomena of the laser melting process and optimize the process parameters. Luo et al.60 compared the LPBF temperature field and molten pool under double ellipsoidal and Gaussian heat sources by ANSYS APDL and found that the diffusion of the laser energy in the powder significantly affects the molten pool size and the temperature field.
  3. The thermal stresses obtained from the simulation correlate with the actual cracks,61 and local preheating can effectively reduce the residual stresses.62 A three-dimensional thermodynamic finite element model investigated the temperature and stress variations during laser-assisted fabrication and found that powder-to-solid conversion increases the temperature gradient, stresses, and warpage.63 Other scholars have predicted residual stresses and part deflection for LPBF specimens and investigated the effects of deposition pattern, heat, laser power, and scanning strategy on residual stresses, noting that high-temperature gradients lead to higher residual stresses.64–67 

In short, the process of LPBF forming SS316L is extremely complex and usually involves drastic multi-scale physicochemical changes that will only take place on a very small scale. Existing literature employs DEM-based mesoscopic-scale numerical simulations to investigate the effects of process parameters on the molten pool dynamics of LPBF-formed SS316L. However, a few studies have been reported on the key mechanisms of heating and solidification, spatter, and convective behavior of the molten pool of HP-LPBF-formed SS316L with small laser focal spot diameters. In this paper, the geometrical properties of coarse and fine powder particles under three-dimensional conditions were first calculated using DEM. Then, numerical simulation models for single-track and double-track cases in the single-layer HP-LPBF forming SS316L process were developed at mesoscopic scale using the CFD method. The flow genesis of the melt in the single-track and double-track molten pools is discussed, and their 3D morphology and dimensional characteristics are discussed. In addition, the effects of laser process parameters, powder particle size, and laser focal spot diameter on the temperature field, characterization information, and defects in the molten pool are discussed.

II. MODELING

A. 3D powder bed modeling

HP-LPBF is an advanced processing technique for preparing target parts layer by layer stacking, the process of which involves repetitive spreading and melting of powders. In this process, both the powder spreading and the morphology of the powder bed are closely related to the results of the subsequent melting process, while the melted surface also affects the uniform distribution of the next layer of powder. For this reason, this chapter focuses on the modeling of the physical action during the powder spreading process and the theory of DEM to establish the numerical model of the powder bed, so as to lay a solid foundation for the accuracy of volume of fluid (VOF) and CFD.

1. DEM

DEM is a numerical technique for calculating the interaction of a large number of particles, which calculates the forces and motions of the spheres by considering each powder sphere as an independent unit. The motion of the powder particles follows the laws of classical Newtonian mechanics, including translational and rotational,38,68–70 which are expressed as follows:����¨=���+∑��ij,

(1)����¨=∑�(�ij×�ij),

(2)

where �� is the mass of unit particle i in kg, ��¨ is the advective acceleration in m/s2, And g is the gravitational acceleration in m/s2. �ij is the force in contact with the neighboring particle � in N. �� is the rotational inertia of the unit particle � in kg · m2. ��¨ is the unit particle � angular acceleration in rad/s2. �ij is the vector pointing from unit particle � to the contact point of neighboring particle �⁠.

Equations (1) and (2) can be used to calculate the velocity and angular velocity variations of powder particles to determine their positions and velocities. A three-dimensional powder bed model of SS316L was developed using DEM. The powder particles are assumed to be perfect spheres, and the substrate and walls are assumed to be rigid. To describe the contact between the powder particles and between the particles and the substrate, a non-slip Hertz–Mindlin nonlinear spring-damping model71 was used with the following expression:�hz=��������+��[(�����ij−�eff����)−(�����+�eff����)],

(3)

where �hz is the force calculated using the Hertzian in M. �� and �� are the radius of unit particles � and � in m, respectively. �� is the overlap size of the two powder particles in m. ��⁠, �� are the elastic constants in the normal and tangential directions, respectively. �ij is the unit vector connecting the centerlines of the two powder particles. �eff is the effective mass of the two powder particles in kg. �� and �� are the viscoelastic damping constants in the normal and tangential directions, respectively. �� and �� are the components of the relative velocities of the two powder particles. ��� is the displacement vector between two spherical particles. The schematic diagram of overlapping powder particles is shown in Fig. 1.

FIG. 1.

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Schematic diagram of overlapping powder particles.

Because the particle size of the powder used for HP-LPBF is much smaller than 100 μm, the effect of van der Waals forces must be considered. Therefore, the cohesive force �jkr of the Hertz–Mindlin model was used instead of van der Waals forces,72 with the following expression:�jkr=−4��0�*�1.5+4�*3�*�3,

(4)1�*=(1−��2)��+(1−��2)��,

(5)1�*=1��+1��,

(6)

where �* is the equivalent Young’s modulus in GPa; �* is the equivalent particle radius in m; �0 is the surface energy of the powder particles in J/m2; α is the contact radius in m; �� and �� are the Young’s modulus of the unit particles � and �⁠, respectively, in GPa; and �� and �� are the Poisson’s ratio of the unit particles � and �⁠, respectively.

2. Model building

Figure 2 shows a 3D powder bed model generated using DEM with a coarse powder geometry of 1000 × 400 × 30 μm3. The powder layer thickness is 30 μm, and the powder bed porosity is 40%. The average particle size of this spherical powder is 31.7 μm and is normally distributed in the range of 15–53 μm. The geometry of the fine powder was 1000 × 400 × 20 μm3, with a layer thickness of 20 μm, and the powder bed porosity of 40%. The average particle size of this spherical powder is 11.5 μm and is normally distributed in the range of 5–25 μm. After the 3D powder bed model is generated, it needs to be imported into the CFD simulation software for calculation, and the imported geometric model is shown in Fig. 3. This geometric model is mainly composed of three parts: protective gas, powder bed, and substrate. Under the premise of ensuring the accuracy of the calculation, the mesh size is set to 3 μm, and the total number of coarse powder meshes is 1 704 940. The total number of fine powder meshes is 3 982 250.

FIG. 2.

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Three-dimensional powder bed model: (a) coarse powder, (b) fine powder.

FIG. 3.

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Geometric modeling of the powder bed computational domain: (a) coarse powder, (b) fine powder.

B. Modeling of fluid mechanics simulation

In order to solve the flow, melting, and solidification problems involved in HP-LPBF molten pool, the study must follow the three governing equations of conservation of mass, conservation of energy, and conservation of momentum.73 The VOF method, which is the most widely used in fluid dynamics, is used to solve the molten pool dynamics model.

1. VOF

VOF is a method for tracking the free interface between the gas and liquid phases on the molten pool surface. The core idea of the method is to define a volume fraction function F within each grid, indicating the proportion of the grid space occupied by the material, 0 ≤ F ≤ 1 in Fig. 4. Specifically, when F = 0, the grid is empty and belongs to the gas-phase region; when F = 1, the grid is completely filled with material and belongs to the liquid-phase region; and when 0 < F < 1, the grid contains free surfaces and belongs to the mixed region. The direction normal to the free surface is the direction of the fastest change in the volume fraction F (the direction of the gradient of the volume fraction), and the direction of the gradient of the volume fraction can be calculated from the values of the volume fractions in the neighboring grids.74 The equations controlling the VOF are expressed as follows:𝛻����+�⋅(��→)=0,

(7)

where t is the time in s and �→ is the liquid velocity in m/s.

FIG. 4.

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Schematic diagram of VOF.

The material parameters of the mixing zone are altered due to the inclusion of both the gas and liquid phases. Therefore, in order to represent the density of the mixing zone, the average density �¯ is used, which is expressed as follows:72�¯=(1−�1)�gas+�1�metal,

(8)

where �1 is the proportion of liquid phase, �gas is the density of protective gas in kg/m3, and �metal is the density of metal in kg/m3.

2. Control equations and boundary conditions

Figure 5 is a schematic diagram of the HP-LPBF melting process. First, the laser light strikes a localized area of the material and rapidly heats up the area. Next, the energy absorbed in the region is diffused through a variety of pathways (heat conduction, heat convection, and surface radiation), and this process triggers complex phase transition phenomena (melting, evaporation, and solidification). In metals undergoing melting, the driving forces include surface tension and the Marangoni effect, recoil due to evaporation, and buoyancy due to gravity and uneven density. The above physical phenomena interact with each other and do not occur independently.

FIG. 5.

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Schematic diagram of HP-LPBF melting process.

  1. Laser heat sourceThe Gaussian surface heat source model is used as the laser heat source model with the following expression:�=2�0����2exp(−2�12��2),(9)where � is the heat flow density in W/m2, �0 is the absorption rate of SS316L, �� is the radius of the laser focal spot in m, and �1 is the radial distance from the center of the laser focal spot in m. The laser focal spot can be used for a wide range of applications.
  2. Energy absorptionThe formula for calculating the laser absorption �0 of SS316L is as follows:�0=0.365(�0[1+�0(�−20)]/�)0.5,(10)where �0 is the direct current resistivity of SS316L at 20 °C in Ω m, �0 is the resistance temperature coefficient in ppm/°C, � is the temperature in °C, and � is the laser wavelength in m.
  3. Heat transferThe basic principle of heat transfer is conservation of energy, which is expressed as follows:𝛻𝛻𝛻�(��)��+�·(��→�)=�·(�0����)+��,(11)where � is the density of liquid phase SS316L in kg/m3, �� is the specific heat capacity of SS316L in J/(kg K), 𝛻� is the gradient operator, t is the time in s, T is the temperature in K, 𝛻�� is the temperature gradient, �→ is the velocity vector, �0 is the coefficient of thermal conduction of SS316L in W/(m K), and  �� is the thermal energy dissipation term in the molten pool.
  4. Molten pool flowThe following three conditions need to be satisfied for the molten pool to flow:
    • Conservation of mass with the following expression:𝛻�·(��→)=0.(12)
    • Conservation of momentum (Navier–Stokes equation) with the following expression:𝛻𝛻𝛻𝛻���→��+�(�→·�)�→=�·[−pI+�(��→+(��→)�)]+�,(13)where � is the pressure in Pa exerted on the liquid phase SS316L microelement, � is the unit matrix, � is the fluid viscosity in N s/m2, and � is the volumetric force (gravity, atmospheric pressure, surface tension, vapor recoil, and the Marangoni effect).
    • Conservation of energy, see Eq. (11)
  5. Surface tension and the Marangoni effectThe effect of temperature on the surface tension coefficient is considered and set as a linear relationship with the following expression:�=�0−��dT(�−��),(14)where � is the surface tension of the molten pool at temperature T in N/m, �� is the melting temperature of SS316L in K, �0 is the surface tension of the molten pool at temperature �� in Pa, and σdσ/ dT is the surface tension temperature coefficient in N/(m K).In general, surface tension decreases with increasing temperature. A temperature gradient causes a gradient in surface tension that drives the liquid to flow, known as the Marangoni effect.
  6. Metal vapor recoilAt higher input energy densities, the maximum temperature of the molten pool surface reaches the evaporation temperature of the material, and a gasification recoil pressure occurs vertically downward toward the molten pool surface, which will be the dominant driving force for the molten pool flow.75 The expression is as follows:��=0.54�� exp ���−���0���,(15)where �� is the gasification recoil pressure in Pa, �� is the ambient pressure in kPa, �� is the latent heat of evaporation in J/kg, �0 is the gas constant in J/(mol K), T is the surface temperature of the molten pool in K, and Te is the evaporation temperature in K.
  7. Solid–liquid–gas phase transitionWhen the laser hits the powder layer, the powder goes through three stages: heating, melting, and solidification. During the solidification phase, mutual transformations between solid, liquid, and gaseous states occur. At this point, the latent heat of phase transition absorbed or released during the phase transition needs to be considered.68 The phase transition is represented based on the relationship between energy and temperature with the following expression:�=�����,(�<��),�(��)+�−����−����,(��<�<��)�(��)+(�−��)����,(��<�),,(16)where �� and �� are solid and liquid phase density, respectively, of SS316L in kg/m3. �� and �� unit volume of solid and liquid phase-specific heat capacity, respectively, of SS316L in J/(kg K). �� and ��⁠, respectively, are the solidification temperature and melting temperature of SS316L in K. �� is the latent heat of the phase transition of SS316L melting in J/kg.

3. Assumptions

The CFD model was computed using the commercial software package FLOW-3D.76 In order to simplify the calculation and solution process while ensuring the accuracy of the results, the model makes the following assumptions:

  1. It is assumed that the effects of thermal stress and material solid-phase thermal expansion on the calculation results are negligible.
  2. The molten pool flow is assumed to be a Newtonian incompressible laminar flow, while the effects of liquid thermal expansion and density on the results are neglected.
  3. It is assumed that the surface tension can be simplified to an equivalent pressure acting on the free surface of the molten pool, and the effect of chemical composition on the results is negligible.
  4. Neglecting the effect of the gas flow field on the molten pool.
  5. The mass loss due to evaporation of the liquid metal is not considered.
  6. The influence of the plasma effect of the molten metal on the calculation results is neglected.

It is worth noting that the formulation of assumptions requires a trade-off between accuracy and computational efficiency. In the above models, some physical phenomena that have a small effect or high difficulty on the calculation results are simplified or ignored. Such simplifications make numerical simulations more efficient and computationally tractable, while still yielding accurate results.

4. Initial conditions

The preheating temperature of the substrate was set to 393 K, at which time all materials were in the solid state and the flow rate was zero.

5. Material parameters

The material used is SS316L and the relevant parameters required for numerical simulations are shown in Table I.46,77,78

TABLE I.

SS316L-related parameters.

PropertySymbolValue
Density of solid metal (kg/m3�metal 7980 
Solid phase line temperature (K) �� 1658 
Liquid phase line temperature (K) �� 1723 
Vaporization temperature (K) �� 3090 
Latent heat of melting (⁠ J/kg⁠) �� 2.60×105 
Latent heat of evaporation (⁠ J/kg⁠) �� 7.45×106 
Surface tension of liquid phase (N /m⁠) � 1.60 
Liquid metal viscosity (kg/m s) �� 6×10−3 
Gaseous metal viscosity (kg/m s) �gas 1.85×10−5 
Temperature coefficient of surface tension (N/m K) ��/�T 0.80×10−3 
Molar mass (⁠ kg/mol⁠) 0.05 593 
Emissivity � 0.26 
Laser absorption �0 0.35 
Ambient pressure (kPa) �� 101 325 
Ambient temperature (K) �0 300 
Stefan–Boltzmann constant (W/m2 K4� 5.67×10−8 
Thermal conductivity of metals (⁠ W/m K⁠) � 24.55 
Density of protective gas (kg/m3�gas 1.25 
Coefficient of thermal expansion (/K) �� 16×10−6 
Generalized gas constant (⁠ J/mol K⁠) 8.314 

III. RESULTS AND DISCUSSION

With the objective of studying in depth the evolutionary patterns of single-track and double-track molten pool development, detailed observations were made for certain specific locations in the model, as shown in Fig. 6. In this figure, P1 and P2 represent the longitudinal tangents to the centers of the two melt tracks in the XZ plane, while L1 is the transverse profile in the YZ plane. The scanning direction is positive and negative along the X axis. Points A and B are the locations of the centers of the molten pool of the first and second melt tracks, respectively (x = 1.995 × 10−4, y = 5 × 10−7, and z = −4.85 × 10−5).

FIG. 6.

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Schematic diagram of observation position.

A. Single-track simulation

A series of single-track molten pool simulation experiments were carried out in order to investigate the influence law of laser power as well as scanning speed on the HP-LPBF process. Figure 7 demonstrates the evolution of the 3D morphology and temperature field of the single-track molten pool in the time period of 50–500 μs under a laser power of 100 W and a scanning speed of 800 mm/s. The powder bed is in the natural cooling state. When t = 50 μs, the powder is heated by the laser heat and rapidly melts and settles to form the initial molten pool. This process is accompanied by partial melting of the substrate and solidification together with the melted powder. The molten pool rapidly expands with increasing width, depth, length, and temperature, as shown in Fig. 7(a). When t = 150 μs, the molten pool expands more obviously, and the temperature starts to transfer to the surrounding area, forming a heat-affected zone. At this point, the width of the molten pool tends to stabilize, and the temperature in the center of the molten pool has reached its peak and remains largely stable. However, the phenomenon of molten pool spatter was also observed in this process, as shown in Fig. 7(b). As time advances, when t = 300 μs, solidification begins to occur at the tail of the molten pool, and tiny ripples are produced on the solidified surface. This is due to the fact that the melt flows toward the region with large temperature gradient under the influence of Marangoni convection and solidifies together with the melt at the end of the bath. At this point, the temperature gradient at the front of the bath is significantly larger than at the end. While the width of the molten pool was gradually reduced, the shape of the molten pool was gradually changed to a “comet” shape. In addition, a slight depression was observed at the top of the bath because the peak temperature at the surface of the bath reached the evaporation temperature, which resulted in a recoil pressure perpendicular to the surface of the bath downward, creating a depressed region. As the laser focal spot moves and is paired with the Marangoni convection of the melt, these recessed areas will be filled in as shown in Fig. 7(c). It has been shown that the depressed regions are the result of the coupled effect of Marangoni convection, recoil pressure, and surface tension.79 By t = 500 μs, the width and height of the molten pool stabilize and show a “comet” shape in Fig. 7(d).

FIG. 7.

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Single-track molten pool process: (a) t = 50  ��⁠, (b) t = 150  ��⁠, (c) t = 300  ��⁠, (d) t = 500  ��⁠.

Figure 8 depicts the velocity vector diagram of the P1 profile in a single-track molten pool, the length of the arrows represents the magnitude of the velocity, and the maximum velocity is about 2.36 m/s. When t = 50 μs, the molten pool takes shape, and the velocities at the two ends of the pool are the largest. The variation of the velocities at the front end is especially more significant in Fig. 8(a). As the time advances to t = 150 μs, the molten pool expands rapidly, in which the velocity at the tail increases and changes more significantly, while the velocity at the front is relatively small. At this stage, the melt moves backward from the center of the molten pool, which in turn expands the molten pool area. The melt at the back end of the molten pool center flows backward along the edge of the molten pool surface and then converges along the edge of the molten pool to the bottom center, rising to form a closed loop. Similarly, a similar closed loop is formed at the front end of the center of the bath, but with a shorter path. However, a large portion of the melt in the center of the closed loop formed at the front end of the bath is in a nearly stationary state. The main cause of this melt flow phenomenon is the effect of temperature gradient and surface tension (the Marangoni effect), as shown in Figs. 8(b) and 8(e). This dynamic behavior of the melt tends to form an “elliptical” pool. At t = 300 μs, the tendency of the above two melt flows to close the loop is more prominent and faster in Fig. 8(c). When t = 500 μs, the velocity vector of the molten pool shows a stable trend, and the closed loop of melt flow also remains stable. With the gradual laser focal spot movement, the melt is gradually solidified at its tail, and finally, a continuous and stable single track is formed in Fig. 8(d).

FIG. 8.

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Vector plot of single-track molten pool velocity in XZ longitudinal section: (a) t = 50  ��⁠, (b) t = 150  ��⁠, (c) t = 300  ��⁠, (d) t = 500  ��⁠, (e) molten pool flow.

In order to explore in depth the transient evolution of the molten pool, the evolution of the single-track temperature field and the melt flow was monitored in the YZ cross section. Figure 9(a) shows the state of the powder bed at the initial moment. When t = 250 μs, the laser focal spot acts on the powder bed and the powder starts to melt and gradually collects in the molten pool. At this time, the substrate will also start to melt, and the melt flow mainly moves in the downward and outward directions and the velocity is maximum at the edges in Fig. 9(b). When t = 300 μs, the width and depth of the molten pool increase due to the recoil pressure. At this time, the melt flows more slowly at the center, but the direction of motion is still downward in Fig. 9(c). When t = 350 μs, the width and depth of the molten pool further increase, at which time the intensity of the melt flow reaches its peak and the direction of motion remains the same in Fig. 9(d). When t = 400 μs, the melt starts to move upward, and the surrounding powder or molten material gradually fills up, causing the surface of the molten pool to begin to flatten. At this time, the maximum velocity of the melt is at the center of the bath, while the velocity at the edge is close to zero, and the edge of the melt starts to solidify in Fig. 9(e). When t = 450 μs, the melt continues to move upward, forming a convex surface of the melt track. However, the melt movement slows down, as shown in Fig. 9(f). When t = 500 μs, the melt further moves upward and its speed gradually becomes smaller. At the same time, the melt solidifies further, as shown in Fig. 9(g). When t = 550 μs, the melt track is basically formed into a single track with a similar “mountain” shape. At this stage, the velocity is close to zero only at the center of the molten pool, and the flow behavior of the melt is poor in Fig. 9(h). At t = 600 μs, the melt stops moving and solidification is rapidly completed. Up to this point, a single track is formed in Fig. 9(i). During the laser action on the powder bed, the substrate melts and combines with the molten state powder. The powder-to-powder fusion is like the convergence of water droplets, which are rapidly fused by surface tension. However, the fusion between the molten state powder and the substrate occurs driven by surface tension, and the molten powder around the molten pool is pulled toward the substrate (a wetting effect occurs), which ultimately results in the formation of a monolithic whole.38,80,81

FIG. 9.

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Evolution of single-track molten pool temperature and melt flow in the YZ cross section: (a) t = 0  ��⁠, (b) t = 250  ��⁠, (c) t = 300  ��⁠, (d) t = 350  ��⁠, (e) t = 400  ��⁠, (f) t = 450  ��⁠, (g) t = 500  ��⁠, (h) t = 550  ��⁠, (i) t = 600  ��⁠.

The wetting ability between the liquid metal and the solid substrate in the molten pool directly affects the degree of balling of the melt,82,83 and the wetting ability can be measured by the contact angle of a single track in Fig. 10. A smaller value of contact angle represents better wettability. The contact angle α can be calculated by�=�1−�22,

(17)

where �1 and �2 are the contact angles of the left and right regions, respectively.

FIG. 10.

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Schematic of contact angle.

Relevant studies have confirmed that the wettability is better at a contact angle α around or below 40°.84 After measurement, a single-track contact angle α of about 33° was obtained under this process parameter, which further confirms the good wettability.

B. Double-track simulation

In order to deeply investigate the influence of hatch spacing on the characteristics of the HP-LPBF process, a series of double-track molten pool simulation experiments were systematically carried out. Figure 11 shows in detail the dynamic changes of the 3D morphology and temperature field of the double-track molten pool in the time period of 2050–2500 μs under the conditions of laser power of 100 W, scanning speed of 800 mm/s, and hatch spacing of 0.06 mm. By comparing the study with Fig. 7, it is observed that the basic characteristics of the 3D morphology and temperature field of the second track are similar to those of the first track. However, there are subtle differences between them. The first track exhibits a basically symmetric shape, but the second track morphology shows a slight deviation influenced by the difference in thermal diffusion rate between the solidified metal and the powder. Otherwise, the other characteristic information is almost the same as that of the first track. Figure 12 shows the velocity vector plot of the P2 profile in the double-track molten pool, with a maximum velocity of about 2.63 m/s. The melt dynamics at both ends of the pool are more stable at t = 2050 μs, where the maximum rate of the second track is only 1/3 of that of the first one. Other than that, the rest of the information is almost no significant difference from the characteristic information of the first track. Figure 13 demonstrates a detailed observation of the double-track temperature field and melts flow in the YZ cross section, and a comparative study with Fig. 9 reveals that the width of the second track is slightly wider. In addition, after the melt direction shifts from bottom to top, the first track undergoes four time periods (50 μs) to reach full solidification, while the second track takes five time periods. This is due to the presence of significant heat buildup in the powder bed after the forming of the first track, resulting in a longer dynamic time of the melt and an increased molten pool lifetime. In conclusion, the level of specimen forming can be significantly optimized by adjusting the laser power and hatch spacing.

FIG. 11.

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Double-track molten pool process: (a) t = 2050  ��⁠, (b) t = 2150  ��⁠, (c) t = 2300  ��⁠, (d) t = 2500  ��⁠.

FIG. 12.

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Vector plot of double-track molten pool velocity in XZ longitudinal section: (a) t = 2050  ��⁠, (b) t = 2150  ��⁠, (c) t = 2300  ��⁠, (d) t = 2500  ��⁠.

FIG. 13.

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Evolution of double-track molten pool temperature and melt flow in the YZ cross section: (a) t = 2250  ��⁠, (b) t = 2300  ��⁠, (c) t = 2350  ��⁠, (d) t = 2400  ��⁠, (e) t = 2450  ��⁠, (f) t = 2500  ��⁠, (g) t = 2550  ��⁠, (h) t = 2600  ��⁠, (i) t = 2650  ��⁠.

In order to quantitatively detect the molten pool dimensions as well as the remolten region dimensions, the molten pool characterization information in Fig. 14 is constructed by drawing the boundary on the YZ cross section based on the isothermal surface of the liquid phase line. It can be observed that the heights of the first track and second track are basically the same, but the depth of the second track increases relative to the first track. The molten pool width is mainly positively correlated with the laser power as well as the scanning speed (the laser line energy density �⁠). However, the remelted zone width is negatively correlated with the hatch spacing (the overlapping ratio). Overall, the forming quality of the specimens can be directly influenced by adjusting the laser power, scanning speed, and hatch spacing.

FIG. 14.

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Double-track molten pool characterization information on YZ cross section.

In order to study the variation rule of the temperature in the center of the molten pool with time, Fig. 15 demonstrates the temperature variation curves with time for two reference points, A and B. Among them, the red dotted line indicates the liquid phase line temperature of SS316L. From the figure, it can be seen that the maximum temperature at the center of the molten pool in the first track is lower than that in the second track, which is mainly due to the heat accumulation generated after passing through the first track. The maximum temperature gradient was calculated to be 1.69 × 108 K/s. When the laser scanned the first track, the temperature in the center of the molten pool of the second track increased slightly. Similarly, when the laser scanned the second track, a similar situation existed in the first track. Since the temperature gradient in the second track is larger than that in the first track, the residence time of the liquid phase in the molten pool of the first track is longer than that of the second track.

FIG. 15.

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Temperature profiles as a function of time for two reference points A and B.

C. Simulation analysis of molten pool under different process parameters

In order to deeply investigate the effects of various process parameters on the mesoscopic-scale temperature field, molten pool characteristic information and defects of HP-LPBF, numerical simulation experiments on mesoscopic-scale laser power, scanning speed, and hatch spacing of double-track molten pools were carried out.

1. Laser power

Figure 16 shows the effects of different laser power on the morphology and temperature field of the double-track molten pool at a scanning speed of 800 mm/s and a hatch spacing of 0.06 mm. When P = 50 W, a smaller molten pool is formed due to the lower heat generated by the Gaussian light source per unit time. This leads to a smaller track width, which results in adjacent track not lapping properly and the presence of a large number of unmelted powder particles, resulting in an increase in the number of defects, such as pores in the specimen. The surface of the track is relatively flat, and the depth is small. In addition, the temperature gradient before and after the molten pool was large, and the depression location appeared at the biased front end in Fig. 16(a). When P = 100 W, the surface of the track is flat and smooth with excellent lap. Due to the Marangoni effect, the velocity field of the molten pool is in the form of “vortex,” and the melt has good fluidity, and the maximum velocity reaches 2.15 m/s in Fig. 16(b). When P = 200 W, the heat generated by the Gaussian light source per unit time is too large, resulting in the melt rapidly reaching the evaporation temperature, generating a huge recoil pressure, forming a large molten pool, and the surface of the track is obviously raised. The melt movement is intense, especially the closed loop at the center end of the molten pool. At this time, the depth and width of the molten pool are large, leading to the expansion of the remolten region and the increased chance of the appearance of porosity defects in Fig. 16(c). The results show that at low laser power, the surface tension in the molten pool is dominant. At high laser power, recoil pressure is its main role.

FIG. 16.

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Simulation results of double-track molten pool under different laser powers: (a) P = 50 W, (b) P = 100 W, (c) P = 200 W.

Table II shows the effect of different laser powers on the characteristic information of the double-track molten pool at a scanning speed of 800 mm/s and a hatch spacing of 0.06 mm. The negative overlapping ratio in the table indicates that the melt tracks are not lapped, and 26/29 indicates the melt depth of the first track/second track. It can be seen that with the increase in laser power, the melt depth, melt width, melt height, and remelted zone show a gradual increase. At the same time, the overlapping ratio also increases. Especially in the process of laser power from 50 to 200 W, the melting depth and melting width increased the most, which increased nearly 2 and 1.5 times, respectively. Meanwhile, the overlapping ratio also increases with the increase in laser power, which indicates that the melting and fusion of materials are better at high laser power. On the other hand, the dimensions of the molten pool did not change uniformly with the change of laser power. Specifically, the depth-to-width ratio of the molten pool increased from about 0.30 to 0.39 during the increase from 50 to 120 W, which further indicates that the effective heat transfer in the vertical direction is greater than that in the horizontal direction with the increase in laser power. This dimensional response to laser power is mainly affected by the recoil pressure and also by the difference in the densification degree between the powder layer and the metal substrate. In addition, according to the experimental results, the contact angle shows a tendency to increase and then decrease during the process of laser power increase, and always stays within the range of less than 33°. Therefore, in practical applications, it is necessary to select the appropriate laser power according to the specific needs in order to achieve the best processing results.

TABLE II.

Double-track molten pool characterization information at different laser powers.

Laser power (W)Depth (μm)Width (μm)Height (μm)Remolten region (μm)Overlapping ratio (%)Contact angle (°)
50 16 54 11 −10 23 
100 26/29 74 14 18 23.33 33 
200 37/45 116 21 52 93.33 28 

2. Scanning speed

Figure 17 demonstrates the effect of different scanning speeds on the morphology and temperature field of the double-track molten pool at a laser power of 100 W and a hatch spacing of 0.06 mm. With the gradual increase in scanning speed, the surface morphology of the molten pool evolves from circular to elliptical. When � = 200 mm/s, the slow scanning speed causes the material to absorb too much heat, which is very easy to trigger the overburning phenomenon. At this point, the molten pool is larger and the surface morphology is uneven. This situation is consistent with the previously discussed scenario with high laser power in Fig. 17(a). However, when � = 1600 mm/s, the scanning speed is too fast, resulting in the material not being able to absorb sufficient heat, which triggers the powder particles that fail to melt completely to have a direct effect on the bonding of the melt to the substrate. At this time, the molten pool volume is relatively small and the neighboring melt track cannot lap properly. This result is consistent with the previously discussed case of low laser power in Fig. 17(b). Overall, the ratio of the laser power to the scanning speed (the line energy density �⁠) has a direct effect on the temperature field and surface morphology of the molten pool.

FIG. 17.

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Simulation results of double-track molten pool under different scanning speed: (a)  � = 200 mm/s, (b)  � = 1600 mm/s.

Table III shows the effects of different scanning speed on the characteristic information of the double-track molten pool under the condition of laser power of 100 W and hatch spacing of 0.06 mm. It can be seen that the scanning speed has a significant effect on the melt depth, melt width, melt height, remolten region, and overlapping ratio. With the increase in scanning speed, the melt depth, melt width, melt height, remelted zone, and overlapping ratio show a gradual decreasing trend. Among them, the melt depth and melt width decreased faster, while the melt height and remolten region decreased relatively slowly. In addition, when the scanning speed was increased from 200 to 800 mm/s, the decreasing speeds of melt depth and melt width were significantly accelerated, while the decreasing speeds of overlapping ratio were relatively slow. When the scanning speed was further increased to 1600 mm/s, the decreasing speeds of melt depth and melt width were further accelerated, and the un-lapped condition of the melt channel also appeared. In addition, the contact angle increases and then decreases with the scanning speed, and both are lower than 33°. Therefore, when selecting the scanning speed, it is necessary to make reasonable trade-offs according to the specific situation, and take into account the factors of melt depth, melt width, melt height, remolten region, and overlapping ratio, in order to achieve the best processing results.

TABLE III.

Double-track molten pool characterization information at different scanning speeds.

Scanning speed (mm/s)Depth (μm)Width (μm)Height (μm)Remolten region (μm)Overlapping ratio (%)Contact angle (°)
200 55/68 182 19/32 124 203.33 22 
1600 13 50 11 −16.67 31 

3. Hatch spacing

Figure 18 shows the effect of different hatch spacing on the morphology and temperature field of the double-track molten pool under the condition of laser power of 100 W and scanning speed of 800 mm/s. The surface morphology and temperature field of the first track and second track are basically the same, but slightly different. The first track shows a basically symmetric morphology along the scanning direction, while the second track shows a slight offset due to the difference in the heat transfer rate between the solidified material and the powder particles. When the hatch spacing is too small, the overlapping ratio increases and the probability of defects caused by remelting phenomenon grows. When the hatch spacing is too large, the neighboring melt track cannot overlap properly, and the powder particles are not completely melted, leading to an increase in the number of holes. In conclusion, the ratio of the line energy density � to the hatch spacing (the volume energy density E) has a significant effect on the temperature field and surface morphology of the molten pool.

FIG. 18.

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Simulation results of double-track molten pool under different hatch spacings: (a) H = 0.03 mm, (b) H = 0.12 mm.

Table IV shows the effects of different hatch spacing on the characteristic information of the double-track molten pool under the condition of laser power of 100 W and scanning speed of 800 mm/s. It can be seen that the hatch spacing has little effect on the melt depth, melt width, and melt height, but has some effect on the remolten region. With the gradual expansion of hatch spacing, the remolten region shows a gradual decrease. At the same time, the overlapping ratio also decreased with the increase in hatch spacing. In addition, it is observed that the contact angle shows a tendency to increase and then remain stable when the hatch spacing increases, which has a more limited effect on it. Therefore, trade-offs and decisions need to be made on a case-by-case basis when selecting the hatch spacing.

TABLE IV.

Double-track molten pool characterization information at different hatch spacings.

Hatch spacing (mm)Depth (μm)Width (μm)Height (μm)Remolten region (μm)Overlapping ratio (%)Contact angle (°)
0.03 25/27 82 14 59 173.33 30 
0.12 26 78 14 −35 33 

In summary, the laser power, scanning speed, and hatch spacing have a significant effect on the formation of the molten pool, and the correct selection of these three process parameters is crucial to ensure the forming quality. In addition, the melt depth of the second track is slightly larger than that of the first track at higher line energy density � and volume energy density E. This is mainly due to the fact that a large amount of heat accumulation is generated after the first track, forming a larger molten pool volume, which leads to an increase in the melt depth.

D. Simulation analysis of molten pool with powder particle size and laser focal spot diameter

Figure 19 demonstrates the effect of different powder particle sizes and laser focal spot diameters on the morphology and temperature field of the double-track molten pool under a laser power of 100 W, a scanning speed of 800 mm/s, and a hatch spacing of 0.06 mm. In the process of melting coarse powder with small laser focal spot diameter, the laser energy cannot completely melt the larger powder particles, resulting in their partial melting and further generating excessive pore defects. The larger powder particles tend to generate zigzag molten pool edges, which cause an increase in the roughness of the melt track surface. In addition, the molten pool is also prone to generate the present spatter phenomenon, which can directly affect the quality of forming. The volume of the formed molten pool is relatively small, while the melt depth, melt width, and melt height are all smaller relative to the fine powder in Fig. 19(a). In the process of melting fine powders with a large laser focal spot diameter, the laser energy is able to melt the fine powder particles sufficiently, even to the point of overmelting. This results in a large number of fine spatters being generated at the edge of the molten pool, which causes porosity defects in the melt track in Fig. 19(b). In addition, the maximum velocity of the molten pool is larger for large powder particle sizes compared to small powder particle sizes, which indicates that the temperature gradient in the molten pool is larger for large powder particle sizes and the melt motion is more intense. However, the size of the laser focal spot diameter has a relatively small effect on the melt motion. However, a larger focal spot diameter induces a larger melt volume with greater depth, width, and height. In conclusion, a small powder size helps to reduce the surface roughness of the specimen, and a small laser spot diameter reduces the minimum forming size of a single track.

FIG. 19.

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Simulation results of double-track molten pool with different powder particle size and laser focal spot diameter: (a) focal spot = 25 μm, coarse powder, (b) focal spot = 80 μm, fine powder.

Table V shows the maximum temperature gradient at the reference point for different powder sizes and laser focal spot diameters. As can be seen from the table, the maximum temperature gradient is lower than that of HP-LPBF for both coarse powders with a small laser spot diameter and fine powders with a large spot diameter, a phenomenon that leads to an increase in the heat transfer rate of HP-LPBF, which in turn leads to a corresponding increase in the cooling rate and, ultimately, to the formation of finer microstructures.

TABLE V.

Maximum temperature gradient at the reference point for different powder particle sizes and laser focal spot diameters.

Laser power (W)Scanning speed (mm/s)Hatch spacing (mm)Average powder size (μm)Laser focal spot diameter (μm)Maximum temperature gradient (×107 K/s)
100 800 0.06 31.7 25 7.89 
11.5 80 7.11 

IV. CONCLUSIONS

In this study, the geometrical characteristics of 3D coarse and fine powder particles were first calculated using DEM and then numerical simulations of single track and double track in the process of forming SS316L from monolayer HP-LPBF at mesoscopic scale were developed using CFD method. The effects of Marangoni convection, surface tension, recoil pressure, gravity, thermal convection, thermal radiation, and evaporative heat dissipation on the heat and mass transfer in the molten pool were considered in this model. The effects of laser power, scanning speed, and hatch spacing on the dynamics of the single-track and double-track molten pools, as well as on other characteristic information, were investigated. The effects of the powder particle size on the molten pool were investigated comparatively with the laser focal spot diameter. The main conclusions are as follows:

  1. The results show that the temperature gradient at the front of the molten pool is significantly larger than that at the tail, and the molten pool exhibits a “comet” morphology. At the top of the molten pool, there is a slightly concave region, which is the result of the coupling of Marangoni convection, recoil pressure, and surface tension. The melt flow forms two closed loops, which are mainly influenced by temperature gradients and surface tension. This special dynamic behavior of the melt tends to form an “elliptical” molten pool and an almost “mountain” shape in single-track forming.
  2. The basic characteristics of the three-dimensional morphology and temperature field of the second track are similar to those of the first track, but there are subtle differences. The first track exhibits a basically symmetrical shape; however, due to the difference in thermal diffusion rates between the solidified metal and the powder, a slight asymmetry in the molten pool morphology of the second track occurs. After forming through the first track, there is a significant heat buildup in the powder bed, resulting in a longer dynamic time of the melt, which increases the life of the molten pool. The heights of the first track and second track remained essentially the same, but the depth of the second track was greater relative to the first track. In addition, the maximum temperature gradient was 1.69 × 108 K/s during HP-LPBF forming.
  3. At low laser power, the surface tension in the molten pool plays a dominant role. At high laser power, recoil pressure becomes the main influencing factor. With the increase of laser power, the effective heat transfer in the vertical direction is superior to that in the horizontal direction. With the gradual increase of scanning speed, the surface morphology of the molten pool evolves from circular to elliptical. In addition, the scanning speed has a significant effect on the melt depth, melt width, melt height, remolten region, and overlapping ratio. Too large or too small hatch spacing will lead to remelting or non-lap phenomenon, which in turn causes the formation of defects.
  4. When using a small laser focal spot diameter, it is difficult to completely melt large powder particle sizes, resulting in partial melting and excessive porosity generation. At the same time, large powder particles produce curved edges of the molten pool, resulting in increased surface roughness of the melt track. In addition, spatter occurs, which directly affects the forming quality. At small focal spot diameters, the molten pool volume is relatively small, and the melt depth, the melt width, and the melt height are correspondingly small. Taken together, the small powder particle size helps to reduce surface roughness, while the small spot diameter reduces the forming size.

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Abstract

Metal additive manufacturing (AM) has now become the perhaps most desirable technique for producing complex shaped engineering parts. However, to truly take advantage of its capabilities, advanced control of AM microstructures and properties is required, and this is often enabled via modeling. The current work presents a computational modeling approach to studying the solid-state phase transformation kinetics and the microstructural evolution during AM. Our approach combines thermal and thermo-kinetic modelling. A semi-analytical heat transfer model is employed to simulate the thermal history throughout AM builds. Thermal profiles of individual layers are then used as input for the MatCalc thermo-kinetic software. The microstructural evolution (e.g., fractions, morphology, and composition of individual phases) for any region of interest throughout the build is predicted by MatCalc. The simulation is applied to an IN738 part produced by electron beam powder bed fusion to provide insights into how γ′ precipitates evolve during thermal cycling. Our simulations show qualitative agreement with our experimental results in predicting the size distribution of γ′ along the build height, its multimodal size character, as well as the volume fraction of MC carbides. Our findings indicate that our method is suitable for a range of AM processes and alloys, to predict and engineer their microstructures and properties.

Graphical Abstract

ga1

Keywords

Additive manufacturing, Simulation, Thermal cycles, γ′ phase, IN738

1. Introduction

Additive manufacturing (AM) is an advanced manufacturing method that enables engineering parts with intricate shapes to be fabricated with high efficiency and minimal materials waste. AM involves building up 3D components layer-by-layer from feedstocks such as powder [1]. Various alloys, including steel, Ti, Al, and Ni-based superalloys, have been produced using different AM techniques. These techniques include directed energy deposition (DED), electron- and laser powder bed fusion (E-PBF and L-PBF), and have found applications in a variety of industries such as aerospace and power generation [2][3][4]. Despite the growing interest, certain challenges limit broader applications of AM fabricated components in these industries and others. One of such limitations is obtaining a suitable and reproducible microstructure that offers the desired mechanical properties consistently. In fact, the AM as-built microstructure is highly complex and considerably distinctive from its conventionally processed counterparts owing to the complicated thermal cycles arising from the deposition of several layers upon each other [5][6].

Several studies have reported that the solid-state phases and solidification microstructure of AM processed alloys such as CMSX-4, CoCr [7][8], Ti-6Al-4V [9][10][11]IN738 [6]304L stainless steel [12], and IN718 [13][14] exhibit considerable variations along the build direction. For instance, references [9][10] have reported that there is a variation in the distribution of α and β phases along the build direction in Ti-alloys. Similarly, the microstructure of an L-PBF fabricated martensitic steel exhibits variations in the fraction of martensite [15]. Furthermore, some of the present authors and others [6][16][17][18][19][20] have recently reviewed and reported that there is a difference in the morphology and fraction of nanoscale precipitates as a function of build height in Ni-based superalloys. These non-uniformities in the as-built microstructure result in an undesired heterogeneity in mechanical and other important properties such as corrosion and oxidation [19][21][22][23]. To obtain the desired microstructure and properties, additional processing treatments are utilized, but this incurs extra costs and may lead to precipitation of detrimental phases and grain coarsening. Therefore, a through-process understanding of the microstructure evolution under repeated heating and cooling is now needed to further advance 3D printed microstructure and property control.

It is now commonly understood that the microstructure evolution during printing is complex, and most AM studies concentrate on the microstructure and mechanical properties of the final build only. Post-printing studies of microstructure characteristics at room temperature miss crucial information on how they evolve. In-situ measurements and modelling approaches are required to better understand the complex microstructural evolution under repeated heating and cooling. Most in-situ measurements in AM focus on monitoring the microstructural changes, such as phase transformations and melt pool dynamics during fabrication using X-ray scattering and high-speed X-ray imaging [24][25][26][27]. For example, Zhao et al. [25] measured the rate of solidification and described the α/β phase transformation during L-PBF of Ti-6Al-4V in-situ. Also, Wahlmann et al. [21] recently used an L-PBF machine coupled with X-ray scattering to investigate the changes in CMSX-4 phase during successive melting processes. Although these techniques provide significant understanding of the basic principles of AM, they are not widely accessible. This is due to the great cost of the instrument, competitive application process, and complexities in terms of the experimental set-up, data collection, and analysis [26][28].

Computational modeling techniques are promising and more widely accessible tools that enable advanced understanding, prediction, and engineering of microstructures and properties during AM. So far, the majority of computational studies have concentrated on physics based process models for metal AM, with the goal of predicting the temperature profile, heat transfer, powder dynamics, and defect formation (e.g., porosity) [29][30]. In recent times, there have been efforts in modeling of the AM microstructure evolution using approaches such as phase-field [31], Monte Carlo (MC) [32], and cellular automata (CA) [33], coupled with finite element simulations for temperature profiles. However, these techniques are often restricted to simulating the evolution of solidification microstructures (e.g., grain and dendrite structure) and defects (e.g., porosity). For example, Zinovieva et al. [33] predicted the grain structure of L-PBF Ti-6Al-4V using finite difference and cellular automata methods. However, studies on the computational modelling of the solid-state phase transformations, which largely determine the resulting properties, remain limited. This can be attributed to the multi-component and multi-phase nature of most engineering alloys in AM, along with the complex transformation kinetics during thermal cycling. This kind of research involves predictions of the thermal cycle in AM builds, and connecting it to essential thermodynamic and kinetic data as inputs for the model. Based on the information provided, the thermokinetic model predicts the history of solid-state phase microstructure evolution during deposition as output. For example, a multi-phase, multi-component mean-field model has been developed to simulate the intermetallic precipitation kinetics in IN718 [34] and IN625 [35] during AM. Also, Basoalto et al. [36] employed a computational framework to examine the contrasting distributions of process-induced microvoids and precipitates in two Ni-based superalloys, namely IN718 and CM247LC. Furthermore, McNamara et al. [37] established a computational model based on the Johnson-Mehl-Avrami model for non-isothermal conditions to predict solid-state phase transformation kinetics in L-PBF IN718 and DED Ti-6Al-4V. These models successfully predicted the size and volume fraction of individual phases and captured the repeated nucleation and dissolution of precipitates that occur during AM.

In the current study, we propose a modeling approach with appreciably short computational time to investigate the detailed microstructural evolution during metal AM. This may include obtaining more detailed information on the morphologies of phases, such as size distribution, phase fraction, dissolution and nucleation kinetics, as well as chemistry during thermal cycling and final cooling to room temperature. We utilize the combination of the MatCalc thermo-kinetic simulator and a semi-analytical heat conduction model. MatCalc is a software suite for simulation of phase transformations, microstructure evolution and certain mechanical properties in engineering alloys. It has successfully been employed to simulate solid-state phase transformations in Ni-based superalloys [38][39], steels [40], and Al alloys [41] during complex thermo-mechanical processes. MatCalc uses the classical nucleation theory as well as the so-called Svoboda-Fischer-Fratzl-Kozeschnik (SFFK) growth model as the basis for simulating precipitation kinetics [42]. Although MatCalc was originally developed for conventional thermo-mechanical processes, we will show that it is also applicable for AM if the detailed time-temperature profile of the AM build is known. The semi-analytical heat transfer code developed by Stump and Plotkowski [43] is used to simulate these profile throughout the AM build.

1.1. Application to IN738

Inconel-738 (IN738) is a precipitation hardening Ni-based superalloy mainly employed in high-temperature components, e.g. in gas turbines and aero-engines owing to its exceptional mechanical properties at temperatures up to 980 °C, coupled with high resistance to oxidation and corrosion [44]. Its superior high-temperature strength (∼1090 MPa tensile strength) is provided by the L12 ordered Ni3(Al,Ti) γ′ phase that precipitates in a face-centered cubic (FCC) γ matrix [45][46]. Despite offering great properties, IN738, like most superalloys with high γ′ fractions, is challenging to process owing to its propensity to hot cracking [47][48]. Further, machining of such alloys is challenging because of their high strength and work-hardening rates. It is therefore difficult to fabricate complex INC738 parts using traditional manufacturing techniques like casting, welding, and forging.

The emergence of AM has now made it possible to fabricate such parts from IN738 and other superalloys. Some of the current authors’ recent research successfully applied E-PBF to fabricate defect-free IN738 containing γ′ throughout the build [16][17]. The precipitated γ′ were heterogeneously distributed. In particular, Haghdadi et al. [16] studied the origin of the multimodal size distribution of γ′, while Lim et al. [17] investigated the gradient in γ′ character with build height and its correlation to mechanical properties. Based on these results, the present study aims to extend the understanding of the complex and site-specific microstructural evolution in E-PBF IN738 by using a computational modelling approach. New experimental evidence (e.g., micrographs not published previously) is presented here to support the computational results.

2. Materials and Methods

2.1. Materials preparation

IN738 Ni-based superalloy (59.61Ni-8.48Co-7.00Al-17.47Cr-3.96Ti-1.01Mo-0.81W-0.56Ta-0.49Nb-0.47C-0.09Zr-0.05B, at%) gas-atomized powder was used as feedstock. The powders, with average size of 60 ± 7 µm, were manufactured by Praxair and distributed by Astro Alloys Inc. An Arcam Q10 machine by GE Additive with an acceleration voltage of 60 kV was used to fabricate a 15 × 15 × 25 mm3 block (XYZ, Z: build direction) on a 316 stainless steel substrate. The block was 3D-printed using a ‘random’ spot melt pattern. The random spot melt pattern involves randomly selecting points in any given layer, with an equal chance of each point being melted. Each spot melt experienced a dwell time of 0.3 ms, and the layer thickness was 50 µm. Some of the current authors have previously characterized the microstructure of the very same and similar builds in more detail [16][17]. A preheat temperature of ∼1000 °C was set and kept during printing to reduce temperature gradients and, in turn, thermal stresses [49][50][51]. Following printing, the build was separated from the substrate through electrical discharge machining. It should be noted that this sample was simultaneously printed with the one used in [17] during the same build process and on the same build plate, under identical conditions.

2.2. Microstructural characterization

The printed sample was longitudinally cut in the direction of the build using a Struers Accutom-50, ground, and then polished to 0.25 µm suspension via standard techniques. The polished x-z surface was electropolished and etched using Struers A2 solution (perchloric acid in ethanol). Specimens for image analysis were polished using a 0.06 µm colloidal silica. Microstructure analyses were carried out across the height of the build using optical microscopy (OM) and scanning electron microscopy (SEM) with focus on the microstructure evolution (γ′ precipitates) in individual layers. The position of each layer being analyzed was determined by multiplying the layer number by the layer thickness (50 µm). It should be noted that the position of the first layer starts where the thermal profile is tracked (in this case, 2 mm from the bottom). SEM images were acquired using a JEOL 7001 field emission microscope. The brightness and contrast settings, acceleration voltage of 15 kV, working distance of 10 mm, and other SEM imaging parameters were all held constant for analysis of the entire build. The ImageJ software was used for automated image analysis to determine the phase fraction and size of γ′ precipitates and carbides. A 2-pixel radius Gaussian blur, following a greyscale thresholding and watershed segmentation was used [52]. Primary γ′ sizes (>50 nm), were measured using equivalent spherical diameters. The phase fractions were considered equal to the measured area fraction. Secondary γ′ particles (<50 nm) were not considered here. The γ′ size in the following refers to the diameter of a precipitate.

2.3. Hardness testing

A Struers DuraScan tester was utilized for Vickers hardness mapping on a polished x-z surface, from top to bottom under a maximum load of 100 mN and 10 s dwell time. 30 micro-indentations were performed per row. According to the ASTM standard [53], the indentations were sufficiently distant (∼500 µm) to assure that strain-hardened areas did not interfere with one another.

2.4. Computational simulation of E-PBF IN738 build

2.4.1. Thermal profile modeling

The thermal history was generated using the semi-analytical heat transfer code (also known as the 3DThesis code) developed by Stump and Plotkowski [43]. This code is an open-source C++ program which provides a way to quickly simulate the conductive heat transfer found in welding and AM. The key use case for the code is the simulation of larger domains than is practicable with Computational Fluid Dynamics/Finite Element Analysis programs like FLOW-3D AM. Although simulating conductive heat transfer will not be an appropriate simplification for some investigations (for example the modelling of keyholding or pore formation), the 3DThesis code does provide fast estimates of temperature, thermal gradient, and solidification rate which can be useful for elucidating microstructure formation across entire layers of an AM build. The mathematics involved in the code is as follows:

In transient thermal conduction during welding and AM, with uniform and constant thermophysical properties and without considering fluid convection and latent heat effects, energy conservation can be expressed as:(1)��∂�∂�=�∇2�+�̇where � is density, � specific heat, � temperature, � time, � thermal conductivity, and �̇ a volumetric heat source. By assuming a semi-infinite domain, Eq. 1 can be analytically solved. The solution for temperature at a given time (t) using a volumetric Gaussian heat source is presented as:(2)��,�,�,�−�0=33�����32∫0�1������exp−3�′�′2��+�′�′2��+�′�′2����′(3)and��=12��−�′+��2for�=�,�,�(4)and�′�′=�−���′Where � is the vector �,�,� and �� is the location of the heat source.

The numerical integration scheme used is an adaptive Gaussian quadrature method based on the following nondimensionalization:(5)�=��xy2�,�′=��xy2�′,�=��xy,�=��xy,�=��xy,�=���xy

A more detailed explanation of the mathematics can be found in reference [43].

The main source of the thermal cycling present within a powder-bed fusion process is the fusion of subsequent layers. Therefore, regions near the top of a build are expected to undergo fewer thermal cycles than those closer to the bottom. For this purpose, data from the single scan’s thermal influence on multiple layers was spliced to represent the thermal cycles experienced at a single location caused by multiple subsequent layers being fused.

The cross-sectional area simulated by this model was kept constant at 1 × 1 mm2, and the depth was dependent on the build location modelled with MatCalc. For a build location 2 mm from the bottom, the maximum number of layers to simulate is 460. Fig. 1a shows a stitched overview OM image of the entire build indicating the region where this thermal cycle is simulated and tracked. To increase similarity with the conditions of the physical build, each thermal history was constructed from the results of two simulations generated with different versions of a random scan path. The parameters used for these thermal simulations can be found in Table 1. It should be noted that the main purpose of the thermal profile modelling was to demonstrate how the conditions at different locations of the build change relative to each other. Accurately predicting the absolute temperature during the build would require validation via a temperature sensor measurement during the build process which is beyond the scope of the study. Nonetheless, to establish the viability of the heat source as a suitable approximation for this study, an additional sensitivity analysis was conducted. This analysis focused on the influence of energy input on γ′ precipitation behavior, the central aim of this paper. This was achieved by employing varying beam absorption energies (0.76, 0.82 – the values utilized in the simulation, and 0.9). The direct impact of beam absorption efficiency on energy input into the material was investigated. Specifically, the initial 20 layers of the build were simulated and subsequently compared to experimental data derived from SEM. While phase fractions were found to be consistent across all conditions, disparities emerged in the mean size of γ′ precipitates. An absorption efficiency of 0.76 yielded a mean size of approximately 70 nm. Conversely, absorption efficiencies of 0.82 and 0.9 exhibited remarkably similar mean sizes of around 130 nm, aligning closely with the outcomes of the experiments.

Fig. 1

Table 1. A list of parameters used in thermal simulation of E-PBF.

ParameterValue
Spatial resolution5 µm
Time step0.5 s
Beam diameter200 µm
Beam penetration depth1 µm
Beam power1200 W
Beam absorption efficiency0.82
Thermal conductivity25.37 W/(m⋅K)
Chamber temperature1000 °C
Specific heat711.756 J/(kg⋅K)
Density8110 kg/m3

2.4.2. Thermo-kinetic simulation

The numerical analyses of the evolution of precipitates was performed using MatCalc version 6.04 (rel 0.011). The thermodynamic (‘mc_ni.tdb’, version 2.034) and diffusion (‘mc_ni.ddb’, version 2.007) databases were used. MatCalc’s basic principles are elaborated as follows:

The nucleation kinetics of precipitates are computed using a computational technique based on a classical nucleation theory [54] that has been modified for systems with multiple components [42][55]. Accordingly, the transient nucleation rate (�), which expresses the rate at which nuclei are formed per unit volume and time, is calculated as:(6)�=�0��*∙�xp−�*�∙�∙exp−��where �0 denotes the number of active nucleation sites, �* the rate of atomic attachment, � the Boltzmann constant, � the temperature, �* the critical energy for nucleus formation, τ the incubation time, and t the time. � (Zeldovich factor) takes into consideration that thermal excitation destabilizes the nucleus as opposed to its inactive state [54]. Z is defined as follows:(7)�=−12�kT∂2∆�∂�2�*12where ∆� is the overall change in free energy due to the formation of a nucleus and n is the nucleus’ number of atoms. ∆�’s derivative is evaluated at n* (critical nucleus size). �* accounts for the long-range diffusion of atoms required for nucleation, provided that the matrix’ and precipitates’ composition differ. Svoboda et al. [42] developed an appropriate multi-component equation for �*, which is given by:(8)�*=4��*2�4�∑�=1��ki−�0�2�0��0�−1where �* denotes the critical radius for nucleation, � represents atomic distance, and � is the molar volume. �ki and �0� represent the concentration of elements in the precipitate and matrix, respectively. The parameter �0� denotes the rate of diffusion of the ith element within the matrix. The expression for the incubation time � is expressed as [54]:(9)�=12�*�2

and �*, which represents the critical energy for nucleation:(10)�*=16�3�3∆�vol2where � is the interfacial energy, and ∆Gvol the change in the volume free energy. The critical nucleus’ composition is similar to the γ′ phase’s equilibrium composition at the same temperature. � is computed based on the precipitate and matrix compositions, using a generalized nearest neighbor broken bond model, with the assumption of interfaces being planar, sharp, and coherent [56][57][58].

In Eq. 7, it is worth noting that �* represents the fundamental variable in the nucleation theory. It contains �3/∆�vol2 and is in the exponent of the nucleation rate. Therefore, even small variations in γ and/or ∆�vol can result in notable changes in �, especially if �* is in the order of �∙�. This is demonstrated in [38] for UDIMET 720 Li during continuous cooling, where these quantities change steadily during precipitation due to their dependence on matrix’ and precipitate’s temperature and composition. In the current work, these changes will be even more significant as the system is exposed to multiple cycles of rapid cooling and heating.

Once nucleated, the growth of a precipitate is assessed using the radius and composition evolution equations developed by Svoboda et al. [42] with a mean-field method that employs the thermodynamic extremal principle. The expression for the total Gibbs free energy of a thermodynamic system G, which consists of n components and m precipitates, is given as follows:(11)�=∑���0��0�+∑�=1�4���33��+∑�=1��ki�ki+∑�=1�4���2��.

The chemical potential of component � in the matrix is denoted as �0�(�=1,…,�), while the chemical potential of component � in the precipitate is represented by �ki(�=1,…,�,�=1,…,�). These chemical potentials are defined as functions of the concentrations �ki(�=1,…,�,�=1,…,�). The interface energy density is denoted as �, and �� incorporates the effects of elastic energy and plastic work resulting from the volume change of each precipitate.

Eq. (12) establishes that the total free energy of the system in its current state relies on the independent state variables: the sizes (radii) of the precipitates �� and the concentrations of each component �ki. The remaining variables can be determined by applying the law of mass conservation to each component �. This can be represented by the equation:(12)��=�0�+∑�=1�4���33�ki,

Furthermore, the global mass conservation can be expressed by equation:(13)�=∑�=1���When a thermodynamic system transitions to a more stable state, the energy difference between the initial and final stages is dissipated. This model considers three distinct forms of dissipation effects [42]. These include dissipations caused by the movement of interfaces, diffusion within the precipitate and diffusion within the matrix.

Consequently, �̇� (growth rate) and �̇ki (chemical composition’s rate of change) of the precipitate with index � are derived from the linear system of equation system:(14)�ij��=��where �� symbolizes the rates �̇� and �̇ki [42]. Index i contains variables for precipitate radius, chemical composition, and stoichiometric boundary conditions suggested by the precipitate’s crystal structure. Eq. (10) is computed separately for every precipitate �. For a more detailed description of the formulae for the coefficients �ij and �� employed in this work please refer to [59].

The MatCalc software was used to perform the numerical time integration of �̇� and �̇ki of precipitates based on the classical numerical method by Kampmann and Wagner [60]. Detailed information on this method can be found in [61]. Using this computational method, calculations for E-PBF thermal cycles (cyclic heating and cooling) were computed and compared to experimental data. The simulation took approximately 2–4 hrs to complete on a standard laptop.

3. Results

3.1. Microstructure

Fig. 1 displays a stitched overview image and selected SEM micrographs of various γ′ morphologies and carbides after observations of the X-Z surface of the build from the top to 2 mm above the bottom. Fig. 2 depicts a graph that charts the average size and phase fraction of the primary γ′, as it changes with distance from the top to the bottom of the build. The SEM micrographs show widespread primary γ′ precipitation throughout the entire build, with the size increasing in the top to bottom direction. Particularly, at the topmost height, representing the 460th layer (Z = 22.95 mm), as seen in Fig. 1b, the average size of γ′ is 110 ± 4 nm, exhibiting spherical shapes. This is representative of the microstructure after it solidifies and cools to room temperature, without experiencing additional thermal cycles. The γ′ size slightly increases to 147 ± 6 nm below this layer and remains constant until 0.4 mm (∼453rd layer) from the top. At this position, the microstructure still closely resembles that of the 460th layer. After the 453rd layer, the γ′ size grows rapidly to ∼503 ± 19 nm until reaching the 437th layer (1.2 mm from top). The γ′ particles here have a cuboidal shape, and a small fraction is coarser than 600 nm. γ′ continue to grow steadily from this position to the bottom (23 mm from the top). A small fraction of γ′ is > 800 nm.

Fig. 2

Besides primary γ′, secondary γ′ with sizes ranging from 5 to 50 nm were also found. These secondary γ′ precipitates, as seen in Fig. 1f, were present only in the bottom and middle regions. A detailed analysis of the multimodal size distribution of γ′ can be found in [16]. There is no significant variation in the phase fraction of the γ′ along the build. The phase fraction is ∼ 52%, as displayed in Fig. 2. It is worth mentioning that the total phase fraction of γ′ was estimated based on the primary γ′ phase fraction because of the small size of secondary γ′. Spherical MC carbides with sizes ranging from 50 to 400 nm and a phase fraction of 0.8% were also observed throughout the build. The carbides are the light grey precipitates in Fig. 1g. The light grey shade of carbides in the SEM images is due to their composition and crystal structure [52]. These carbides are not visible in Fig. 1b-e because they were dissolved during electro-etching carried out after electropolishing. In Fig. 1g, however, the sample was examined directly after electropolishing, without electro-etching.

Table 2 shows the nominal and measured composition of γ′ precipitates throughout the build by atom probe microscopy as determined in our previous study [17]. No build height-dependent composition difference was observed in either of the γ′ precipitate populations. However, there was a slight disparity between the composition of primary and secondary γ′. Among the main γ′ forming elements, the primary γ′ has a high Ti concentration while secondary γ′ has a high Al concentration. A detailed description of the atom distribution maps and the proxigrams of the constituent elements of γ′ throughout the build can be found in [17].

Table 2. Bulk IN738 composition determined using inductively coupled plasma atomic emission spectroscopy (ICP-AES). Compositions of γ, primary γ′, and secondary γ′ at various locations in the build measured by APT. This information is reproduced from data in Ref. [17] with permission.

at%NiCrCoAlMoWTiNbCBZrTaOthers
Bulk59.1217.478.487.001.010.813.960.490.470.050.090.560.46
γ matrix
Top50.4832.9111.591.941.390.820.440.80.030.030.020.24
Mid50.3732.6111.931.791.540.890.440.10.030.020.020.010.23
Bot48.1034.5712.082.141.430.880.480.080.040.030.010.12
Primary γ′
Top72.172.513.4412.710.250.397.780.560.030.020.050.08
Mid71.602.573.2813.550.420.687.040.730.010.030.040.04
Bot72.342.473.8612.500.260.447.460.500.050.020.020.030.04
Secondary γ′
Mid70.424.203.2314.190.631.035.340.790.030.040.040.05
Bot69.914.063.6814.320.811.045.220.650.050.100.020.11

3.2. Hardness

Fig. 3a shows the Vickers hardness mapping performed along the entire X-Z surface, while Fig. 3b shows the plot of average hardness at different build heights. This hardness distribution is consistent with the γ′ precipitate size gradient across the build direction in Fig. 1Fig. 2. The maximum hardness of ∼530 HV1 is found at ∼0.5 mm away from the top surface (Z = 22.5), where γ′ particles exhibit the smallest observed size in Fig. 2b. Further down the build (∼ 2 mm from the top), the hardness drops to the 440–490 HV1 range. This represents the region where γ′ begins to coarsen. The hardness drops further to 380–430 HV1 at the bottom of the build.

Fig. 3

3.3. Modeling of the microstructural evolution during E-PBF

3.3.1. Thermal profile modeling

Fig. 4 shows the simulated thermal profile of the E-PBF build at a location of 23 mm from the top of the build, using a semi-analytical heat conduction model. This profile consists of the time taken to deposit 460 layers until final cooling, as shown in Fig. 4a. Fig. 4b-d show the magnified regions of Fig. 4a and reveal the first 20 layers from the top, a single layer (first layer from the top), and the time taken for the build to cool after the last layer deposition, respectively.

Fig. 4

The peak temperatures experienced by previous layers decrease progressively as the number of layers increases but never fall below the build preheat temperature (1000 °C). Our simulated thermal cycle may not completely capture the complexity of the actual thermal cycle utilized in the E-PBF build. For instance, the top layer (Fig. 4c), also representing the first deposit’s thermal profile without additional cycles (from powder heating, melting, to solidification), recorded the highest peak temperature of 1390 °C. Although this temperature is above the melting range of the alloy (1230–1360 °C) [62], we believe a much higher temperature was produced by the electron beam to melt the powder. Nevertheless, the solidification temperature and dynamics are outside the scope of this study as our focus is on the solid-state phase transformations during deposition. It takes ∼25 s for each layer to be deposited and cooled to the build temperature. The interlayer dwell time is 125 s. The time taken for the build to cool to room temperature (RT) after final layer deposition is ∼4.7 hrs (17,000 s).

3.3.2. MatCalc simulation

During the MatCalc simulation, the matrix phase is defined as γ. γ′, and MC carbide are included as possible precipitates. The domain of these precipitates is set to be the matrix (γ), and nucleation is assumed to be homogenous. In homogeneous nucleation, all atoms of the unit volume are assumed to be potential nucleation sitesTable 3 shows the computational parameters used in the simulation. All other parameters were set at default values as recommended in the version 6.04.0011 of MatCalc. The values for the interfacial energies are automatically calculated according to the generalized nearest neighbor broken bond model and is one of the most outstanding features in MatCalc [56][57][58]. It should be noted that the elastic misfit strain was not included in the calculation. The output of MatCalc includes phase fraction, size, nucleation rate, and composition of the precipitates. The phase fraction in MatCalc is the volume fraction. Although the experimental phase fraction is the measured area fraction, it is relatively similar to the volume fraction. This is because of the generally larger precipitate size and similar morphology at the various locations along the build [63]. A reliable phase fraction comparison between experiment and simulation can therefore be made.

Table 3. Computational parameters used in the simulation.

Precipitation domainγ
Nucleation site γ′Bulk (homogenous)
Nucleation site MC carbideBulk (Homogenous)
Precipitates class size250
Regular solution critical temperature γ′2500 K[64]
Calculated interfacial energyγ′ = 0.080–0.140 J/m2 and MC carbide = 0.410–0.430 J/m2
3.3.2.1. Precipitate phase fraction

Fig. 5a shows the simulated phase fraction of γ′ and MC carbide during thermal cycling. Fig. 5b is a magnified view of 5a showing the simulated phase fraction at the center points of the top 70 layers, whereas Fig. 5c corresponds to the first two layers from the top. As mentioned earlier, the top layer (460th layer) represents the microstructure after solidification. The microstructure of the layers below is determined by the number of thermal cycles, which increases with distance to the top. For example, layers 459, 458, 457, up to layer 1 (region of interest) experience 1, 2, 3 and 459 thermal cycles, respectively. In the top layer in Fig. 5c, the volume fraction of γ′ and carbides increases with temperature. For γ′, it decreases to zero when the temperature is above the solvus temperature after a few seconds. Carbides, however, remain constant in their volume fraction reaching equilibrium (phase fraction ∼ 0.9%) in a short time. The topmost layer can be compared to the first deposit, and the peak in temperature symbolizes the stage where the electron beam heats the powder until melting. This means γ′ and carbide precipitation might have started in the powder particles during heating from the build temperature and electron beam until the onset of melting, where γ′ dissolves, but carbides remain stable [28].

Fig. 5

During cooling after deposition, γ′ reprecipitates at a temperature of 1085 °C, which is below its solvus temperature. As cooling progresses, the phase fraction increases steadily to ∼27% and remains constant at 1000 °C (elevated build temperature). The calculated equilibrium fraction of phases by MatCalc is used to show the complex precipitation characteristics in this alloy. Fig. 6 shows that MC carbides form during solidification at 1320 °C, followed by γ′, which precipitate when the solidified layer cools to 1140 °C. This indicates that all deposited layers might contain a negligible amount of these precipitates before subsequent layer deposition, while being at the 1000 °C build temperature or during cooling to RT. The phase diagram also shows that the equilibrium fraction of the γ′ increases as temperature decreases. For instance, at 1000, 900, and 800 °C, the phase fractions are ∼30%, 38%, and 42%, respectively.

Fig. 6

Deposition of subsequent layers causes previous layers to undergo phase transformations as they are exposed to several thermal cycles with different peak temperatures. In Fig. 5c, as the subsequent layer is being deposited, γ′ in the previous layer (459th layer) begins to dissolve as the temperature crosses the solvus temperature. This is witnessed by the reduction of the γ′ phase fraction. This graph also shows how this phase dissolves during heating. However, the phase fraction of MC carbide remains stable at high temperatures and no dissolution is seen during thermal cycling. Upon cooling, the γ′ that was dissolved during heating reprecipitates with a surge in the phase fraction until 1000 °C, after which it remains constant. This microstructure is similar to the solidification microstructure (layer 460), with a similar γ′ phase fraction (∼27%).

The complete dissolution and reprecipitation of γ′ continue for several cycles until the 50th layer from the top (layer 411), where the phase fraction does not reach zero during heating to the peak temperature (see Fig. 5d). This indicates the ‘partial’ dissolution of γ′, which continues progressively with additional layers. It should be noted that the peak temperatures for layers that underwent complete dissolution were much higher (1170–1300 °C) than the γ′ solvus.

The dissolution and reprecipitation of γ′ during thermal cycling are further confirmed in Fig. 7, which summarizes the nucleation rate, phase fraction, and concentration of major elements that form γ′ in the matrix. Fig. 7b magnifies a single layer (3rd layer from top) within the full dissolution region in Fig. 7a to help identify the nucleation and growth mechanisms. From Fig. 7b, γ′ nucleation begins during cooling whereby the nucleation rate increases to reach a maximum value of approximately 1 × 1020 m−3s−1. This fast kinetics implies that some rearrangement of atoms is required for γ′ precipitates to form in the matrix [65][66]. The matrix at this stage is in a non-equilibrium condition. Its composition is similar to the nominal composition and remains unchanged. The phase fraction remains insignificant at this stage although nucleation has started. The nucleation rate starts declining upon reaching the peak value. Simultaneously, diffusion-controlled growth of existing nuclei occurs, depleting the matrix of γ′ forming elements (Al and Ti). Thus, from (7)(11), ∆�vol continuously decreases until nucleation ceases. The growth of nuclei is witnessed by the increase in phase fraction until a constant level is reached at 27% upon cooling to and holding at build temperature. This nucleation event is repeated several times.

Fig. 7

At the onset of partial dissolution, the nucleation rate jumps to 1 × 1021 m−3s−1, and then reduces sharply at the middle stage of partial dissolution. The nucleation rate reaches 0 at a later stage. Supplementary Fig. S1 shows a magnified view of the nucleation rate, phase fraction, and thermal profile, underpinning this trend. The jump in nucleation rate at the onset is followed by a progressive reduction in the solute content of the matrix. The peak temperatures (∼1130–1160 °C) are lower than those in complete dissolution regions but still above or close to the γ′ solvus. The maximum phase fraction (∼27%) is similar to that of the complete dissolution regions. At the middle stage, the reduction in nucleation rate is accompanied by a sharp drop in the matrix composition. The γ′ fraction drops to ∼24%, where the peak temperatures of the layers are just below or at γ′ solvus. The phase fraction then increases progressively through the later stage of partial dissolution to ∼30% towards the end of thermal cycling. The matrix solute content continues to drop although no nucleation event is seen. The peak temperatures are then far below the γ′ solvus. It should be noted that the matrix concentration after complete dissolution remains constant. Upon cooling to RT after final layer deposition, the nucleation rate increases again, indicating new nucleation events. The phase fraction reaches ∼40%, with a further depletion of the matrix in major γ′ forming elements.

3.3.2.2. γ′ size distribution

Fig. 8 shows histograms of the γ′ precipitate size distributions (PSD) along the build height during deposition. These PSDs are predicted at the end of each layer of interest just before final cooling to room temperature, to separate the role of thermal cycles from final cooling on the evolution of γ′. The PSD for the top layer (layer 460) is shown in Fig. 8a (last solidified region with solidification microstructure). The γ′ size ranges from 120 to 230 nm and is similar to the 44 layers below (2.2 mm from the top).

Fig. 8

Further down the build, γ′ begins to coarsen after layer 417 (44th layer from top). Fig. 8c shows the PSD after the 44th layer, where the γ′ size exhibits two peaks at ∼120–230 and ∼300 nm, with most of the population being in the former range. This is the onset of partial dissolution where simultaneously with the reprecipitation and growth of fresh γ′, the undissolved γ′ grows rapidly through diffusive transport of atoms to the precipitates. This is shown in Fig. 8c, where the precipitate class sizes between 250 and 350 represent the growth of undissolved γ′. Although this continues in the 416th layer, the phase fractions plot indicates that the onset of partial dissolution begins after the 411th layer. This implies that partial dissolution started early, but the fraction of undissolved γ′ was too low to impact the phase fraction. The reprecipitated γ′ are mostly in the 100–220 nm class range and similar to those observed during full dissolution.

As the number of layers increases, coarsening intensifies with continued growth of more undissolved γ′, and reprecipitation and growth of partially dissolved ones. Fig. 8d, e, and f show this sequence. Further down the build, coarsening progresses rapidly, as shown in Figs. 8d, 8e, and 8f. The γ′ size ranges from 120 to 1100 nm, with the peaks at 160, 180, and 220 nm in Figs. 8d, 8e, and 8f, respectively. Coarsening continues until nucleation ends during dissolution, where only the already formed γ′ precipitates continue to grow during further thermal cycling. The γ′ size at this point is much larger, as observed in layers 361 and 261, and continues to increase steadily towards the bottom (layer 1). Two populations in the ranges of ∼380–700 and ∼750–1100 nm, respectively, can be seen. The steady growth of γ′ towards the bottom is confirmed by the gradual decrease in the concentration of solute elements in the matrix (Fig. 7a). It should be noted that for each layer, the γ′ class with the largest size originates from continuous growth of the earliest set of the undissolved precipitates.

Fig. 9Fig. 10 and supplementary Figs. S2 and S3 show the γ′ size evolution during heating and cooling of a single layer in the full dissolution region, and early, middle stages, and later stages of partial dissolution, respectively. In all, the size of γ′ reduces during layer heating. Depending on the peak temperature of the layer which varies with build height, γ′ are either fully or partially dissolved as mentioned earlier. Upon cooling, the dissolved γ′ reprecipitate.

Fig. 9
Fig. 10

In Fig. 9, those layers that underwent complete dissolution (top layers) were held above γ′ solvus temperature for longer. In Fig. 10, layers at the early stage of partial dissolution spend less time in the γ′ solvus temperature region during heating, leading to incomplete dissolution. In such conditions, smaller precipitates are fully dissolved while larger ones shrink [67]. Layers in the middle stages of partial dissolution have peak temperatures just below or at γ′ solvus, not sufficient to achieve significant γ′ dissolution. As seen in supplementary Fig. S2, only a few smaller γ′ are dissolved back into the matrix during heating, i.e., growth of precipitates is more significant than dissolution. This explains the sharp decrease in concentration of Al and Ti in the matrix in this layer.

The previous sections indicate various phenomena such as an increase in phase fraction, further depletion of matrix composition, and new nucleation bursts during cooling. Analysis of the PSD after the final cooling of the build to room temperature allows a direct comparison to post-printing microstructural characterization. Fig. 11 shows the γ′ size distribution of layer 1 (460th layer from the top) after final cooling to room temperature. Precipitation of secondary γ′ is observed, leading to the multimodal size distribution of secondary and primary γ′. The secondary γ′ size falls within the 10–80 nm range. As expected, a further growth of the existing primary γ′ is also observed during cooling.

Fig. 11
3.3.2.3. γ′ chemistry after deposition

Fig. 12 shows the concentration of the major elements that form γ′ (Al, Ti, and Ni) in the primary and secondary γ′ at the bottom of the build, as calculated by MatCalc. The secondary γ′ has a higher Al content (13.5–14.5 at% Al), compared to 13 at% Al in the primary γ′. Additionally, within the secondary γ′, the smallest particles (∼10 nm) have higher Al contents than larger ones (∼70 nm). In contrast, for the primary γ′, there is no significant variation in the Al content as a function of their size. The Ni concentration in secondary γ′ (71.1–72 at%) is also higher in comparison to the primary γ′ (70 at%). The smallest secondary γ′ (∼10 nm) have higher Ni contents than larger ones (∼70 nm), whereas there is no substantial change in the Ni content of primary γ′, based on their size. As expected, Ti shows an opposite size-dependent variation. It ranges from ∼ 7.7–8.7 at% Ti in secondary γ′ to ∼9.2 at% in primary γ′. Similarly, within the secondary γ′, the smallest (∼10 nm) have lower Al contents than the larger ones (∼70 nm). No significant variation is observed for Ti content in primary γ′.

Fig. 12

4. Discussion

A combined modelling method is utilized to study the microstructural evolution during E-PBF of IN738. The presented results are discussed by examining the precipitation and dissolution mechanism of γ′ during thermal cycling. This is followed by a discussion on the phase fraction and size evolution of γ′ during thermal cycling and after final cooling. A brief discussion on carbide morphology is also made. Finally, a comparison is made between the simulation and experimental results to assess their agreement.

4.1. γ′ morphology as a function of build height

4.1.1. Nucleation of γ′

The fast precipitation kinetics of the γ′ phase enables formation of γ′ upon quenching from higher temperatures (above solvus) during thermal cycling [66]. In Fig. 7b, for a single layer in the full dissolution region, during cooling, the initial increase in nucleation rate signifies the first formation of nuclei. The slight increase in nucleation rate during partial dissolution, despite a decrease in the concentration of γ′ forming elements, may be explained by the nucleation kinetics. During partial dissolution and as the precipitates shrink, it is assumed that the regions at the vicinity of partially dissolved precipitates are enriched in γ′ forming elements [68][69]. This differs from the full dissolution region, in which case the chemical composition is evenly distributed in the matrix. Several authors have attributed the solute supersaturation of the matrix around primary γ′ to partial dissolution during isothermal ageing [69][70][71][72]. The enhanced supersaturation in the regions close to the precipitates results in a much higher driving force for nucleation, leading to a higher nucleation rate upon cooling. This phenomenon can be closely related to the several nucleation bursts upon continuous cooling of Ni-based superalloys, where second nucleation bursts exhibit higher nucleation rates [38][68][73][74].

At middle stages of partial dissolution, the reduction in the nucleation rate indicates that the existing composition and low supersaturation did not trigger nucleation as the matrix was closer to the equilibrium state. The end of a nucleation burst means that the supersaturation of Al and Ti has reached a low level, incapable of providing sufficient driving force during cooling to or holding at 1000 °C for further nucleation [73]. Earlier studies on Ni-based superalloys have reported the same phenomenon during ageing or continuous cooling from the solvus temperature to RT [38][73][74].

4.1.2. Dissolution of γ′ during thermal cycling

γ′ dissolution kinetics during heating are fast when compared to nucleation due to exponential increase in phase transformation and diffusion activities with temperature [65]. As shown in Fig. 9Fig. 10, and supplementary Figs. S2 and S3, the reduction in γ′ phase fraction and size during heating indicates γ′ dissolution. This is also revealed in Fig. 5 where phase fraction decreases upon heating. The extent of γ′ dissolution mostly depends on the temperature, time spent above γ′ solvus, and precipitate size [75][76][77]. Smaller γ′ precipitates are first to be dissolved [67][77][78]. This is mainly because more solute elements need to be transported away from large γ′ precipitates than from smaller ones [79]. Also, a high temperature above γ′ solvus temperature leads to a faster dissolution rate [80]. The equilibrium solvus temperature of γ′ in IN738 in our MatCalc simulation (Fig. 6) and as reported by Ojo et al. [47] is 1140 °C and 1130–1180 °C, respectively. This means the peak temperature experienced by previous layers decreases progressively from γ′ supersolvus to subsolvus, near-solvus, and far from solvus as the number of subsequent layers increases. Based on the above, it can be inferred that the degree of dissolution of γ′ contributes to the gradient in precipitate distribution.

Although the peak temperatures during later stages of partial dissolution are much lower than the equilibrium γ′ solvus, γ′ dissolution still occurs but at a significantly lower rate (supplementary Fig. S3). Wahlmann et al. [28] also reported a similar case where they observed the rapid dissolution of γ′ in CMSX-4 during fast heating and cooling cycles at temperatures below the γ′ solvus. They attributed this to the γ′ phase transformation process taking place in conditions far from the equilibrium. While the same reasoning may be valid for our study, we further believe that the greater surface area to volume ratio of the small γ′ precipitates contributed to this. This ratio means a larger area is available for solute atoms to diffuse into the matrix even at temperatures much below the solvus [81].

4.2. γ′ phase fraction and size evolution

4.2.1. During thermal cycling

In the first layer, the steep increase in γ′ phase fraction during heating (Fig. 5), which also represents γ′ precipitation in the powder before melting, has qualitatively been validated in [28]. The maximum phase fraction of 27% during the first few layers of thermal cycling indicates that IN738 theoretically could reach the equilibrium state (∼30%), but the short interlayer time at the build temperature counteracts this. The drop in phase fraction at middle stages of partial dissolution is due to the low number of γ′ nucleation sites [73]. It has been reported that a reduction of γ′ nucleation sites leads to a delay in obtaining the final volume fraction as more time is required for γ′ precipitates to grow and reach equilibrium [82]. This explains why even upon holding for 150 s before subsequent layer deposition, the phase fraction does not increase to those values that were observed in the previous full γ′ dissolution regions. Towards the end of deposition, the increase in phase fraction to the equilibrium value of 30% is as a result of the longer holding at build temperature or close to it [83].

During thermal cycling, γ′ particles begin to grow immediately after they first precipitate upon cooling. This is reflected in the rapid increase in phase fraction and size during cooling in Fig. 5 and supplementary Fig. S2, respectively. The rapid growth is due to the fast diffusion of solute elements at high temperatures [84]. The similar size of γ′ for the first 44 layers from the top can be attributed to the fact that all layers underwent complete dissolution and hence, experienced the same nucleation event and growth during deposition. This corresponds with the findings by Balikci et al. [85], who reported that the degree of γ′ precipitation in IN738LC does not change when a solution heat treatment is conducted above a certain critical temperature.

The increase in coarsening rate (Fig. 8) during thermal cycling can first be ascribed to the high peak temperature of the layers [86]. The coarsening rate of γ′ is known to increase rapidly with temperature due to the exponential growth of diffusion activity. Also, the simultaneous dissolution with coarsening could be another reason for the high coarsening rate, as γ′ coarsening is a diffusion-driven process where large particles grow by consuming smaller ones [78][84][86][87]. The steady growth of γ′ towards the bottom of the build is due to the much lower layer peak temperature, which is almost close to the build temperature, and reduced dissolution activity, as is seen in the much lower solute concentration in γ′ compared to those in the full and partial dissolution regions.

4.2.2. During cooling

The much higher phase fraction of ∼40% upon cooling signifies the tendency of γ′ to reach equilibrium at lower temperatures (Fig. 4). This is due to the precipitation of secondary γ′ and a further increase in the size of existing primary γ′, which leads to a multimodal size distribution of γ′ after cooling [38][73][88][89][90]. The reason for secondary γ′ formation during cooling is as follows: As cooling progresses, it becomes increasingly challenging to redistribute solute elements in the matrix owing to their lower mobility [38][73]. A higher supersaturation level in regions away from or free of the existing γ′ precipitates is achieved, making them suitable sites for additional nucleation bursts. More cooling leads to the growth of these secondary γ′ precipitates, but as the temperature and in turn, the solute diffusivity is low, growth remains slow.

4.3. Carbides

MC carbides in IN738 are known to have a significant impact on the high-temperature strength. They can also act as effective hardening particles and improve the creep resistance [91]. Precipitation of MC carbides in IN738 and several other superalloys is known to occur during solidification or thermal treatments (e.g., hot isostatic pressing) [92]. In our case, this means that the MC carbides within the E-PBF build formed because of the thermal exposure from the E-PBF thermal cycle in addition to initial solidification. Our simulation confirms this as MC carbides appear during layer heating (Fig. 5). The constant and stable phase fraction of MC carbides during thermal cycling can be attributed to their high melting point (∼1360 °C) and the short holding time at peak temperatures [75][93][94]. The solvus temperature for most MC carbides exceeds most of the peak temperatures observed in our simulation, and carbide dissolution kinetics at temperatures above the solvus are known to be comparably slow [95]. The stable phase fraction and random distribution of MC carbides signifies the slight influence on the gradient in hardness.

4.4. Comparison of simulations and experiments

4.4.1. Precipitate phase fraction and morphology as a function of build height

A qualitative agreement is observed for the phase fraction of carbides, i.e. ∼0.8% in the experiment and ∼0.9% in the simulation. The phase fraction of γ′ differs, with the experiment reporting a value of ∼51% and the simulation, 40%. Despite this, the size distribution of primary γ′ along the build shows remarkable consistency between experimental and computational analyses. It is worth noting that the primary γ′ morphology in the experimental analysis is observed in the as-fabricated state, whereas the simulation (Fig. 8) captures it during deposition process. The primary γ′ size in the experiment is expected to experience additional growth during the cooling phase. Regardless, both show similar trends in primary γ′ size increments from the top to the bottom of the build. The larger primary γ’ size in the simulation versus the experiment can be attributed to the fact that experimental and simulation results are based on 2D and 3D data, respectively. The absence of stereological considerations [96] in our analysis could have led to an underestimation of the precipitate sizes from SEM measurements. The early starts of coarsening (8th layer) in the experiment compared to the simulation (45th layer) can be attributed to a higher actual γ′ solvus temperature than considered in our simulation [47]. The solvus temperature of γ′ in a Ni-based superalloy is mainly determined by the detailed composition. A high amount of Cr and Co are known to reduce the solvus temperature, whereas Ta and Mo will increase it [97][98][99]. The elemental composition from our experimental work was used for the simulation except for Ta. It should be noted that Ta is not included in the thermodynamic database in MatCalc used, and this may have reduced the solvus temperature. This could also explain the relatively higher γ′ phase fraction in the experiment than in simulation, as a higher γ′ solvus temperature will cause more γ′ to precipitate and grow early during cooling [99][100].

Another possible cause of this deviation can be attributed to the extent of γ′ dissolution, which is mainly determined by the peak temperature. It can be speculated that individual peak temperatures at different layers in the simulation may have been over-predicted. However, one needs to consider that the true thermal profile is likely more complicated in the actual E-PBF process [101]. For example, the current model assumes that the thermophysical properties of the material are temperature-independent, which is not realistic. Many materials, including IN738, exhibit temperature-dependent properties such as thermal conductivityspecific heat capacity, and density [102]. This means that heat transfer simulations may underestimate or overestimate the temperature gradients and cooling rates within the powder bed and the solidified part. Additionally, the model does not account for the reduced thermal diffusivity through unmelted powder, where gas separating the powder acts as insulation, impeding the heat flow [1]. In E-PBF, the unmelted powder regions with trapped gas have lower thermal diffusivity compared to the fully melted regions, leading to localized temperature variations, and altered solidification behavior. These limitations can impact the predictions, particularly in relation to the carbide dissolution, as the peak temperatures may be underestimated.

While acknowledging these limitations, it is worth emphasizing that achieving a detailed and accurate representation of each layer’s heat source would impose tough computational challenges. Given the substantial layer count in E-PBF, our decision to employ a semi-analytical approximation strikes a balance between computational feasibility and the capture of essential trends in thermal profiles across diverse build layers. In future work, a dual-calibration strategy is proposed to further reduce simulation-experiment disparities. By refining temperature-independent thermophysical property approximations and absorptivity in the heat source model, and by optimizing interfacial energy descriptions in the kinetic model, the predictive precision could be enhanced. Further refining the simulation controls, such as adjusting the precipitate class size may enhance quantitative comparisons between modeling outcomes and experimental data in future work.

4.4.2. Multimodal size distribution of γ′ and concentration

Another interesting feature that sees qualitative agreement between the simulation and the experiment is the multimodal size distribution of γ′. The formation of secondary γ′ particles in the experiment and most E-PBF Ni-based superalloys is suggested to occur at low temperatures, during final cooling to RT [16][73][90]. However, so far, this conclusion has been based on findings from various continuous cooling experiments, as the study of the evolution during AM would require an in-situ approach. Our simulation unambiguously confirms this in an AM context by providing evidence for secondary γ′ precipitation during slow cooling to RT. Additionally, it is possible to speculate that the chemical segregation occurring during solidification, due to the preferential partitioning of certain elements between the solid and liquid phases, can contribute to the multimodal size distribution during deposition [51]. This is because chemical segregation can result in variations in the local composition of superalloys, which subsequently affects the nucleation and growth of γ′. Regions with higher concentrations of alloying elements will encourage the formation of larger γ′ particles, while regions with lower concentrations may favor the nucleation of smaller precipitates. However, it is important to acknowledge that the elevated temperature during the E-PBF process will largely homogenize these compositional differences [103][104].

A good correlation is also shown in the composition of major γ′ forming elements (Al and Ti) in primary and secondary γ′. Both experiment and simulation show an increasing trend for Al content and a decreasing trend for Ti content from primary to secondary γ′. The slight composition differences between primary and secondary γ′ particles are due to the different diffusivity of γ′ stabilizers at different thermal conditions [105][106]. As the formation of multimodal γ′ particles with different sizes occurs over a broad temperature range, the phase chemistry of γ′ will be highly size dependent. The changes in the chemistry of various γ′ (primary, secondary, and tertiary) have received significant attention since they have a direct influence on the performance [68][105][107][108][109]. Chen et al. [108][109], reported a high Al content in the smallest γ′ precipitates compared to the largest, while Ti showed an opposite trend during continuous cooling in a RR1000 Ni-based superalloy. This was attributed to the temperature and cooling rate at which the γ′ precipitates were formed. The smallest precipitates formed last, at the lowest temperature and cooling rate. A comparable observation is evident in the present investigation, where the secondary γ′ forms at a low temperature and cooling rate in comparison to the primary. The temperature dependence of γ′ chemical composition is further evidenced in supplementary Fig. S4, which shows the equilibrium chemical composition of γ′ as a function of temperature.

5. Conclusions

A correlative modelling approach capable of predicting solid-state phase transformations kinetics in metal AM was developed. This approach involves computational simulations with a semi-analytical heat transfer model and the MatCalc thermo-kinetic software. The method was used to predict the phase transformation kinetics and detailed morphology and chemistry of γ′ and MC during E-PBF of IN738 Ni-based superalloy. The main conclusions are:

  • 1.The computational simulations are in qualitative agreement with the experimental observations. This is particularly true for the γ′ size distribution along the build height, the multimodal size distribution of particles, and the phase fraction of MC carbides.
  • 2.The deviations between simulation and experiment in terms of γ′ phase fraction and location in the build are most likely attributed to a higher γ′ solvus temperature during the experiment than in the simulation, which is argued to be related to the absence of Ta in the MatCalc database.
  • 3.The dissolution and precipitation of γ′ occur fast and under non-equilibrium conditions. The level of γ′ dissolution determines the gradient in γ′ size distribution along the build. After thermal cycling, the final cooling to room temperature has further significant impacts on the final γ′ size, morphology, and distribution.
  • 4.A negligible amount of γ′ forms in the first deposited layer before subsequent layer deposition, and a small amount of γ′ may also form in the powder induced by the 1000 °C elevated build temperature before melting.

Our findings confirm the suitability of MatCalc to predict the microstructural evolution at various positions throughout a build in a Ni-based superalloy during E-PBF. It also showcases the suitability of a tool which was originally developed for traditional thermo-mechanical processing of alloys to the new additive manufacturing context. Our simulation capabilities are likely extendable to other alloy systems that undergo solid-state phase transformations implemented in MatCalc (various steels, Ni-based superalloys, and Al-alloys amongst others) as well as other AM processes such as L-DED and L-PBF which have different thermal cycle characteristics. New tools to predict the microstructural evolution and properties during metal AM are important as they provide new insights into the complexities of AM. This will enable control and design of AM microstructures towards advanced materials properties and performances.

CRediT authorship contribution statement

Primig Sophie: Writing – review & editing, Supervision, Resources, Project administration, Funding acquisition, Conceptualization. Adomako Nana Kwabena: Writing – original draft, Writing – review & editing, Visualization, Software, Investigation, Formal analysis, Conceptualization. Haghdadi Nima: Writing – review & editing, Supervision, Project administration, Methodology, Conceptualization. Dingle James F.L.: Methodology, Conceptualization, Software, Writing – review & editing, Visualization. Kozeschnik Ernst: Writing – review & editing, Software, Methodology. Liao Xiaozhou: Writing – review & editing, Project administration, Funding acquisition. Ringer Simon P: Writing – review & editing, Project administration, Funding acquisition.

Declaration of Competing Interest

The authors declare that they have no known competing financial interests or personal relationships that could have appeared to influence the work reported in this paper.

Acknowledgements

This research was sponsored by the Department of Industry, Innovation, and Science under the auspices of the AUSMURI program – which is a part of the Commonwealth’s Next Generation Technologies Fund. The authors acknowledge the facilities and the scientific and technical assistance at the Electron Microscope Unit (EMU) within the Mark Wainwright Analytical Centre (MWAC) at UNSW Sydney and Microscopy Australia. Nana Adomako is supported by a UNSW Scientia PhD scholarship. Michael Haines’ (UNSW Sydney) contribution to the revised version of the original manuscript is thankfully acknowledged.

Appendix A. Supplementary material

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Data Availability

Data will be made available on request.

References

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The International Journal of Advanced Manufacturing Technology (2023)Cite this article

Abstract

As a highly efficient thick plate welding resolution, narrow gap gas tungsten arc welding (NG-GTAW) is in the face of a series of problems like inter-layer defects like pores, lack of fusion, inclusion of impurity, and the sensitivity to poor sidewall fusion, which is hard to be repaired after the welding process. This study employs numerical simulation to investigate the molten pool behavior in NG-GTAW root welding. A 3D numerical model was established, where a body-fitted coordinate system was applied to simulate the electromagnetic force, and a bridge transition model was developed to investigate the wire–feed root welding. The simulated results were validated experimentally. Results show that the molten pool behavior is dominated by electromagnetic force when the welding current is relatively high, and the dynamic change of the vortex actually determines the molten pool morphology. For self-fusion welding, there are two symmetric inward vortices in the cross-section and one clockwise vortex in the longitudinal section. With the increasing welding current, the vortices in the cross-section gradually move to the arc center with a decreasing range, while the vortex in the longitudinal section moves backward. With the increasing traveling speed, the vortices in the cross-section move toward the surface of the molten pool with a decreasing range, and the horizontal component of liquid metal velocity changes in the longitudinal section. For wire–feed welding, the filling metal strengthens the downward velocity component; as a result, the vortex formation is blocked in the cross-section and is strengthened in the longitudinal section.

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Data availability

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References

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Figure 14. Defects: (a) Unmelt defects(Scheme NO.4);(b) Pores defects(Scheme NO.1); (c); Spattering defect (Scheme NO.3); (d) Low overlapping rate defects(Scheme NO.5).

Molten pool structure, temperature and velocity
flow in selective laser melting AlCu5MnCdVA alloy

용융 풀 구조, 선택적 온도 및 속도 흐름 레이저 용융 AlCu5MnCdVA 합금

Pan Lu1 , Zhang Cheng-Lin2,6,Wang Liang3, Liu Tong4 and Liu Jiang-lin5
1 Aviation and Materials College, Anhui Technical College of Mechanical and Electrical Engineering, Wuhu Anhui 241000, People’s
Republic of China 2 School of Engineering Science, University of Science and Technology of China, Hefei Anhui 230026, People’s Republic of China 3 Anhui Top Additive Manufacturing Technology Co., Ltd., Wuhu Anhui 241300, People’s Republic of China 4 Anhui Chungu 3D Printing Institute of Intelligent Equipment and Industrial Technology, Anhui 241300, People’s Republic of China 5 School of Mechanical and Transportation Engineering, Taiyuan University of Technology, Taiyuan Shanxi 030024, People’s Republic of
China 6 Author to whom any correspondence should be addressed.
E-mail: ahjdpanlu@126.com, jiao__zg@126.com, ahjdjxx001@126.com,tongliu1988@126.com and liujianglin@tyut.edu.cn

Keywords

SLM, molten pool, AlCu5MnCdVA alloy, heat flow, velocity flow, numerical simulation

Abstract

선택적 레이저 용융(SLM)은 열 전달, 용융, 상전이, 기화 및 물질 전달을 포함하는 복잡한 동적 비평형 프로세스인 금속 적층 제조(MAM)에서 가장 유망한 기술 중 하나가 되었습니다. 용융 풀의 특성(구조, 온도 흐름 및 속도 흐름)은 SLM의 최종 성형 품질에 결정적인 영향을 미칩니다. 이 연구에서는 선택적 레이저 용융 AlCu5MnCdVA 합금의 용융 풀 구조, 온도 흐름 및 속도장을 연구하기 위해 수치 시뮬레이션과 실험을 모두 사용했습니다.

그 결과 용융풀의 구조는 다양한 형태(깊은 오목 구조, 이중 오목 구조, 평면 구조, 돌출 구조 및 이상적인 평면 구조)를 나타냈으며, 용융 풀의 크기는 약 132 μm × 107 μm × 50 μm였습니다. : 용융풀은 초기에는 여러 구동력에 의해 깊이 15μm의 깊은 오목형상이었으나, 성형 후기에는 장력구배에 의해 높이 10μm의 돌출형상이 되었다. 용융 풀 내부의 금속 흐름은 주로 레이저 충격력, 금속 액체 중력, 표면 장력 및 반동 압력에 의해 구동되었습니다.

AlCu5MnCdVA 합금의 경우, 금속 액체 응고 속도가 매우 빠르며(3.5 × 10-4 S), 가열 속도 및 냉각 속도는 각각 6.5 × 107 K S-1 및 1.6 × 106 K S-1 에 도달했습니다. 시각적 표준으로 표면 거칠기를 선택하고, 낮은 레이저 에너지 AlCu5MnCdVA 합금 최적 공정 매개변수 창을 수치 시뮬레이션으로 얻었습니다: 레이저 출력 250W, 부화 공간 0.11mm, 층 두께 0.03mm, 레이저 스캔 속도 1.5m s-1 .

또한, 실험 프린팅과 수치 시뮬레이션과 비교할 때, 용융 풀의 폭은 각각 약 205um 및 약 210um이었고, 인접한 두 용융 트랙 사이의 중첩은 모두 약 65um이었다. 결과는 수치 시뮬레이션 결과가 실험 인쇄 결과와 기본적으로 일치함을 보여 수치 시뮬레이션 모델의 정확성을 입증했습니다.

Selective Laser Melting (SLM) has become one of the most promising technologies in Metal Additive Manufacturing (MAM), which is a complex dynamic non-equilibrium process involving heat transfer, melting, phase transition, vaporization and mass transfer. The characteristics of the molten pool (structure, temperature flow and velocity flow) have a decisive influence on the final forming quality of SLM. In this study, both numerical simulation and experiments were employed to study molten pool structure, temperature flow and velocity field in Selective Laser Melting AlCu5MnCdVA alloy. The results showed the structure of molten pool showed different forms(deep-concave structure, double-concave structure, plane structure, protruding structure and ideal planar structure), and the size of the molten pool was approximately 132 μm × 107 μm × 50 μm: in the early stage, molten pool was in a state of deep-concave shape with a depth of 15 μm due to multiple driving forces, while a protruding shape with a height of 10 μm duo to tension gradient in the later stages of forming. The metal flow inside the molten pool was mainly driven by laser impact force, metal liquid gravity, surface tension and recoil pressure. For AlCu5MnCdVA alloy, metal liquid solidification speed was extremely fast(3.5 × 10−4 S), the heating rate and cooling rate reached 6.5 × 107 K S−1 and 1.6 × 106 K S−1 , respectively. Choosing surface roughness as a visual standard, low-laser energy AlCu5MnCdVA alloy optimum process parameters window was obtained by numerical simulation: laser power 250 W, hatching space 0.11 mm, layer thickness 0.03 mm, laser scanning velocity 1.5 m s−1 . In addition, compared with experimental printing and numerical simulation, the width of the molten pool was about 205 um and about 210 um, respectively, and overlapping between two adjacent molten tracks was all about 65 um. The results showed that the numerical simulation results were basically consistent with the experimental print results, which proved the correctness of the numerical simulation model.

Figure 1. AlCu5MnCdVA powder particle size distribution.
Figure 1. AlCu5MnCdVA powder particle size distribution.
Figure 2. AlCu5MnCdVA powder
Figure 2. AlCu5MnCdVA powder
Figure 3. Finite element model and calculation domains of SLM.
Figure 3. Finite element model and calculation domains of SLM.
Figure 4. SLM heat transfer process.
Figure 4. SLM heat transfer process.
Figure 14. Defects: (a) Unmelt defects(Scheme NO.4);(b) Pores defects(Scheme NO.1); (c); Spattering defect (Scheme NO.3); (d) Low
overlapping rate defects(Scheme NO.5).
Figure 17. Two-pass molten tracks overlapping for Scheme NO.2.
Figure 17. Two-pass molten tracks overlapping for Scheme NO.2.

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이종 금속 인터커넥트의 펄스 레이저 용접을 위한 가공 매개변수 최적화

Optimization of processing parameters for pulsed laser welding of dissimilar metal interconnects

본 논문은 독자의 편의를 위해 기계번역된 내용이어서 자세한 내용은 원문을 참고하시기 바랍니다.

NguyenThi TienaYu-LungLoabM.Mohsin RazaaCheng-YenChencChi-PinChiuc

aNational Cheng Kung University, Department of Mechanical Engineering, Tainan, Taiwan

bNational Cheng Kung University, Academy of Innovative Semiconductor and Sustainable Manufacturing, Tainan, Taiwan

cJum-bo Co., Ltd, Xinshi District, Tainan, Taiwan

Abstract

워블 전략이 포함된 펄스 레이저 용접(PLW) 방법을 사용하여 알루미늄 및 구리 이종 랩 조인트의 제조를 위한 최적의 가공 매개변수에 대해 실험 및 수치 조사가 수행됩니다. 피크 레이저 출력과 접선 용접 속도의 대표적인 조합 43개를 선택하기 위해 원형 패킹 설계 알고리즘이 먼저 사용됩니다.

선택한 매개변수는 PLW 프로세스의 전산유체역학(CFD) 모델에 제공되어 용융 풀 형상(즉, 인터페이스 폭 및 침투 깊이) 및 구리 농도를 예측합니다. 시뮬레이션 결과는 설계 공간 내에서 PLW 매개변수의 모든 조합에 대한 용융 풀 형상 및 구리 농도를 예측하기 위해 3개의 대리 모델을 교육하는 데 사용됩니다.

마지막으로, 대체 모델을 사용하여 구성된 처리 맵은 용융 영역에 균열이나 기공이 없고 향상된 기계적 및 전기적 특성이 있는 이종 조인트를 생성하는 PLW 매개변수를 결정하기 위해 세 가지 품질 기준에 따라 필터링됩니다.

제안된 최적화 접근법의 타당성은 최적의 용접 매개변수를 사용하여 생성된 실험 샘플의 전단 강도, 금속간 화합물(IMC) 형성 및 전기 접촉 저항을 평가하여 입증됩니다.

결과는 최적의 매개변수가 1209N의 높은 전단 강도와 86µΩ의 낮은 전기 접촉 저항을 생성함을 확인합니다. 또한 용융 영역에는 균열 및 기공과 같은 결함이 없습니다.

An experimental and numerical investigation is performed into the optimal processing parameters for the fabrication of aluminum and copper dissimilar lap joints using a pulsed laser welding (PLW) method with a wobble strategy. A circle packing design algorithm is first employed to select 43 representative combinations of the peak laser power and tangential welding speed. The selected parameters are then supplied to a computational fluidic dynamics (CFD) model of the PLW process to predict the melt pool geometry (i.e., interface width and penetration depth) and copper concentration. The simulation results are used to train three surrogate models to predict the melt pool geometry and copper concentration for any combination of the PLW parameters within the design space. Finally, the processing maps constructed using the surrogate models are filtered in accordance with three quality criteria to determine the PLW parameters that produce dissimilar joints with no cracks or pores in the fusion zone and enhanced mechanical and electrical properties. The validity of the proposed optimization approach is demonstrated by evaluating the shear strength, intermetallic compound (IMC) formation, and electrical contact resistance of experimental samples produced using the optimal welding parameters. The results confirm that the optimal parameters yield a high shear strength of 1209 N and a low electrical contact resistance of 86 µΩ. Moreover, the fusion zone is free of defects, such as cracks and pores.

Fig. 1. Schematic illustration of Al-Cu lap-joint arrangement
Fig. 1. Schematic illustration of Al-Cu lap-joint arrangement
Fig. 2. Machine setup (MFQS-150W_1500W
Fig. 2. Machine setup (MFQS-150W_1500W
Fig. 5. Lap-shear mechanical tests: (a) experimental setup and specimen dimensions, and (b) two different failures of lap-joint welding.
N. Thi Tien et al.
Fig. 5. Lap-shear mechanical tests: (a) experimental setup and specimen dimensions, and (b) two different failures of lap-joint welding. N. Thi Tien et al.
Fig. 9. Simulation and experimental results for melt pool profile. (a) Simulation results for melt pool cross-section, and (b) OM image of melt pool cross-section.
(Note that laser processing parameter of 830 W and 565 mm/s is chosen.).
Fig. 9. Simulation and experimental results for melt pool profile. (a) Simulation results for melt pool cross-section, and (b) OM image of melt pool cross-section. (Note that laser processing parameter of 830 W and 565 mm/s is chosen.).

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Fig. 8 Distribution of solidification properties on the yz cross section at the maximum width of the melt pool.(a) thermal gradient G, (b) solidification velocity vT, (c) cooling rate G×vT, and (d) morphology factor G/vT. These profiles are calculated with a laser power 300 W and velocity 400 mm/s using (a1 through d1) analytical Rosenthal simulation and (a2 through d2) high-fidelity CFD simulation. The laser is moving out of the page from the upper left corner of each color map (Color figure online)

Quantifying Equiaxed vs Epitaxial Solidification in Laser Melting of CMSX-4 Single Crystal Superalloy

CMSX -4 단결정 초합금의 레이저 용융에서 등축 응고와 에피택셜 응고 정량화

본 논문은 독자의 편의를 위해 기계번역된 내용이어서 자세한 내용은 원문을 참고하시기 바랍니다.

Abstract

에피택셜 과 등축 응고 사이의 경쟁은 적층 제조에서 실행되는 레이저 용융 동안 CMSX-4 단결정 초합금에서 조사되었습니다. 단일 트랙 레이저 스캔은 레이저 출력과 스캐닝 속도의 여러 조합으로 방향성 응고된 CMSX-4 합금의 분말 없는 표면에서 수행되었습니다. EBSD(Electron Backscattered Diffraction) 매핑은 새로운 방향의 식별을 용이하게 합니다. 영역 분율 및 공간 분포와 함께 융합 영역 내에서 핵을 형성한 “스트레이 그레인”은 충실도가 높은 전산 유체 역학 시뮬레이션을 사용하여 용융 풀 내의 온도 및 유체 속도 필드를 모두 추정했습니다. 이 정보를 핵 생성 모델과 결합하여 용융 풀에서 핵 생성이 발생할 확률이 가장 높은 위치를 결정했습니다. 금속 적층 가공의 일반적인 경험에 따라 레이저 용융 트랙의 응고된 미세 구조는 에피택셜 입자 성장에 의해 지배됩니다. 더 높은 레이저 스캐닝 속도와 더 낮은 출력이 일반적으로 흩어진 입자 감소에 도움이 되지만,그럼에도 불구하고 길쭉한 용융 풀에서 흩어진 입자가 분명했습니다.

The competition between epitaxial vs. equiaxed solidification has been investigated in CMSX-4 single crystal superalloy during laser melting as practiced in additive manufacturing. Single-track laser scans were performed on a powder-free surface of directionally solidified CMSX-4 alloy with several combinations of laser power and scanning velocity. Electron backscattered diffraction (EBSD) mapping facilitated identification of new orientations, i.e., “stray grains” that nucleated within the fusion zone along with their area fraction and spatial distribution. Using high-fidelity computational fluid dynamics simulations, both the temperature and fluid velocity fields within the melt pool were estimated. This information was combined with a nucleation model to determine locations where nucleation has the highest probability to occur in melt pools. In conformance with general experience in metals additive manufacturing, the as-solidified microstructure of the laser-melted tracks is dominated by epitaxial grain growth; nevertheless, stray grains were evident in elongated melt pools. It was found that, though a higher laser scanning velocity and lower power are generally helpful in the reduction of stray grains, the combination of a stable keyhole and minimal fluid velocity further mitigates stray grains in laser single tracks.

Introduction

니켈 기반 초합금은 고온에서 긴 노출 시간 동안 높은 인장 강도, 낮은 산화 및 우수한 크리프 저항성을 포함하는 우수한 특성의 고유한 조합으로 인해 가스 터빈 엔진 응용 분야에서 광범위하게 사용됩니다. CMSX-4는 특히 장기 크리프 거동과 관련하여 초고강도의 2세대 레늄 함유 니켈 기반 단결정 초합금입니다. 1 , 2 ]입계의 존재가 크리프를 가속화한다는 인식은 가스 터빈 엔진의 고온 단계를 위한 단결정 블레이드를 개발하게 하여 작동 온도를 높이고 효율을 높이는 데 기여했습니다. 이러한 구성 요소는 사용 중 마모될 수 있습니다. 즉, 구성 요소의 무결성을 복원하고 단결정 미세 구조를 유지하는 수리 방법을 개발하기 위한 지속적인 작업이 있었습니다. 3 , 4 , 5 ]

적층 제조(AM)가 등장하기 전에는 다양한 용접 공정을 통해 단결정 초합금에 대한 수리 시도가 수행되었습니다. 균열 [ 6 , 7 ] 및 흩어진 입자 8 , 9 ] 와 같은 심각한 결함 이 이 수리 중에 자주 발생합니다. 일반적으로 “스트레이 그레인”이라고 하는 응고 중 모재의 방향과 다른 결정학적 방향을 가진 새로운 그레인의 형성은 니켈 기반 단결정 초합금의 수리 중 유해한 영향으로 인해 중요한 관심 대상입니다. 3 , 10 ]결과적으로 재료의 단결정 구조가 손실되고 원래 구성 요소에 비해 기계적 특성이 손상됩니다. 이러한 흩어진 입자는 특정 조건에서 에피택셜 성장을 대체하는 등축 응고의 시작에 해당합니다.

떠돌이 결정립 형성을 완화하기 위해 이전 작업은 용융 영역(FZ) 내에서 응고하는 동안 떠돌이 결정립 형성에 영향을 미치는 수지상 응고 거동 및 처리 조건을 이해하는 데 중점을 두었습니다. 11 , 12 , 13 , 14 ] 연구원들은 단결정 합금의 용접 중에 표류 결정립 형성에 대한 몇 가지 가능한 메커니즘을 제안했습니다. 12 , 13 , 14 , 15 ]응고 전단에 앞서 국부적인 구성 과냉각은 이질적인 핵 생성 및 등축 결정립의 성장을 유발할 수 있습니다. 또한 용융 풀에서 활발한 유체 흐름으로 인해 발생하는 덴드라이트 조각화는 용융 풀 경계 근처에서 새로운 결정립을 형성할 수도 있습니다. 두 메커니즘 모두에서, 표류 결정립 형성은 핵 생성 위치에 의존하며, 차이점은 수상 돌기 조각화는 수상 돌기 조각이 핵 생성 위치로 작용한다는 것을 의미하는 반면 다른 메커니즘은 재료,  를 들어 산화물 입자에서 발견되는 다른 유형의 핵 생성 위치를 사용한다는 것을 의미합니다. 잘 알려진 바와 같이, 많은 주물에 대한 반대 접근법은 TiB와 같은 핵제의 도입을 통해 등축 응고를 촉진하는 것입니다.22알루미늄 합금에서.

헌법적 과냉 메커니즘에서 Hunt 11 ] 는 정상 상태 조건에서 기둥에서 등축으로의 전이(CET)를 설명하는 모델을 개발했습니다. Gaumann과 Kurz는 Hunt의 모델을 수정하여 단결정이 응고되는 동안 떠돌이 결정립이 핵을 생성하고 성장할 수 있는 정도를 설명했습니다. 12 , 14 ] 이후 연구에서 Vitek은 Gaumann의 모델을 개선하고 출력 및 스캐닝 속도와 같은 용접 조건의 영향에 대한 보다 자세한 분석을 포함했습니다. Vitek은 또한 실험 및 모델링 기술을 통해 표류 입자 형성에 대한 기판 방향의 영향을 포함했습니다. 3 , 10 ]일반적으로 높은 용접 속도와 낮은 출력은 표류 입자의 양을 최소화하고 레이저 용접 공정 중 에피택셜 단결정 성장을 최대화하는 것으로 나타났습니다. 3,10 ] 그러나 Vitek은 덴드라이트 조각화를 고려하지 않았으며 그의 연구는 불균질 핵형성이 레이저 용접된 CMSX -4 단결정 합금에서 표류 결정립 형성을 이끄는 주요 메커니즘임을 나타냅니다. 현재 작업에서 Vitek의 수치적 방법이 채택되고 금속 AM의 급속한 특성의 더 높은 속도와 더 낮은 전력 특성으로 확장됩니다.

AM을 통한 금속 부품 제조 는 지난 10년 동안 급격한 인기 증가를 목격했습니다. 16 ] EBM(Electron Beam Melting)에 의한 CMSX-4의 제작 가능성은 자주 조사되었으나 17 , 18 , 19 , 20 , 21 ] CMSX의 제조 및 수리에 대한 조사는 매우 제한적이었다. – 4개의 단결정 구성요소는 레이저 분말 베드 융합(LPBF)을 사용하며, AM의 인기 있는 하위 집합으로, 특히 표류 입자 형성을 완화하는 메커니즘과 관련이 있습니다. 22 ]이러한 조사 부족은 주로 이러한 합금 시스템과 관련된 처리 문제로 인해 발생합니다. 2 , 19 , 22 , 23 , 24 ] 공정 매개변수( 예: 열원 전력, 스캐닝 속도, 스폿 크기, 예열 온도 및 스캔 전략)의 엄격한 제어는 완전히 조밀한 부품을 만들고 유지 관리할 수 있도록 하는 데 필수적입니다. 단결정 미세구조. 25 ] EBM을 사용하여 단결정 합금의 균열 없는 수리가 현재 가능하지만 19 , 24 ] 표류 입자를 생성하지 않는 수리는 쉽게 달성할 수 없습니다.23 , 26 ]

이 작업에서 LPBF를 대표하는 조건으로 레이저 용융을 사용하여 단결정 CMSX-4에서 표류 입자 완화를 조사했습니다. LPBF는 스캐닝 레이저 빔을 사용하여 금속 분말의 얇은 층을 기판에 녹이고 융합합니다. 층별 증착에서 레이저 빔의 사용은 급격한 온도 구배, 빠른 가열/냉각 주기 및 격렬한 유체 흐름을 경험하는 용융 풀을 생성 합니다 이것은 일반적으로 부품에 결함을 일으킬 수 있는 매우 동적인 물리적 현상으로 이어집니다. 28 , 29 , 30 ] 레이저 유도 키홀의 동역학( 예:, 기화 유발 반동 압력으로 인한 위상 함몰) 및 열유체 흐름은 AM 공정에서 응고 결함과 강하게 결합되고 관련됩니다. 31 , 32 , 33 , 34 ] 기하 구조의 급격한 변화가 발생하기 쉬운 불안정한 키홀은 다공성, 볼링, 스패터 형성 및 흔하지 않은 미세 구조 상을 포함하는 유해한 물리적 결함을 유발할 수 있습니다. 그러나 키홀 진화와 유체 흐름은 자연적으로 다음을 통해 포착 하기 어렵 습니다 .전통적인 사후 특성화 기술. 고충실도 수치 모델링을 활용하기 위해 이 연구에서는 전산유체역학(CFD)을 적용하여 표면 아래의 레이저-물질 상호 작용을 명확히 했습니다. 36 ] 이것은 응고된 용융물 풀의 단면에 대한 오랫동안 확립된 사후 특성화와 비교하여 키홀 및 용융물 풀 유체 흐름 정량화를 실행합니다.

CMSX-4 구성 요소의 레이저 기반 AM 수리 및 제조를 위한 적절한 절차를 개발하기 위해 적절한 공정 창을 설정하고 응고 중 표류 입자 형성 경향에 대한 예측 기능을 개발하는 것부터 시작합니다. 다중 합금에 대한 단일 트랙 증착은 분말 층이 있거나 없는 AM 공정에서 용융 풀 형상 및 미세 구조의 정확한 분석을 제공하는 것으로 나타났습니다. 37 , 38 , 39 ]따라서 본 연구에서는 CMSX-4의 응고 거동을 알아보기 위해 분말을 사용하지 않는 단일 트랙 레이저 스캔 실험을 사용하였다. 이는 CMSX-4 단결정의 LPBF 제조를 위한 예비 실험 지침을 제공합니다. 또한 응고 모델링은 기존 용접에서 LPBF와 관련된 급속 용접으로 확장되어 표류 입자 감소를 위한 최적의 레이저 용융 조건을 식별했습니다. 가공 매개변수 최적화를 위한 추가 지침을 제공하기 위해 용융물 풀의 매우 동적인 유체 흐름을 모델링했습니다.

재료 및 방법

단일 트랙 실험

방전 가공(EDM)을 사용하여 CMSX-4 방향성 응고 단결정 잉곳으로부터 샘플을 제작했습니다. 샘플의 최종 기하학은 치수 20의 직육면체 형태였습니다.××20××6mm. 6개 중 하나⟨ 001 ⟩⟨001⟩잉곳의 결정학적 방향은 레이저 트랙이 이 바람직한 성장 방향을 따라 스캔되도록 절단 표면에 수직으로 위치했습니다. 단일 레이저 용융 트랙은 EOS M290 기계를 사용하여 분말이 없는 샘플 표면에 만들어졌습니다. 이 기계는 최대 출력 400W, 가우시안 빔 직경 100의 이터븀 파이버 레이저가 장착된 LPBF 시스템입니다. μμ초점에서 m. 실험 중에 직사각형 샘플을 LPBF 기계용 맞춤형 샘플 홀더의 포켓에 끼워 표면을 동일한 높이로 유지했습니다. 이 맞춤형 샘플 홀더에 대한 자세한 내용은 다른 곳에서 설명합니다. 실험 은 아르곤 퍼지 분위기에서 수행되었으며 예열은 적용되지 않았습니다 단일 트랙 레이저 용융 실험은 다양한 레이저 출력(200~370W)과 스캔 속도(0.4~1.4m/s)에서 수행되었습니다.

성격 묘사

레이저 스캐닝 후, 레이저 빔 스캐닝 방향에 수직인 평면에서 FZ를 통해 다이아몬드 톱을 사용하여 샘플을 절단했습니다. 그 후, 샘플을 장착하고 220 그릿 SiC 페이퍼로 시작하여 콜로이드 실리카 현탁액 광택제로 마무리하여 자동 연마했습니다. 결정학적 특성화는 20kV의 가속 전압에서 TESCAN MIRA 3XMH 전계 방출 주사 전자 현미경(SEM)에서 수행되었습니다. EBSD 지도는0.4μm _0.4μ미디엄단계 크기. Bruker 시스템을 사용하여 EBSD 데이터를 정리하고 분석했습니다. EBSD 클린업은 그레인을 접촉시키기 위한 그레인 확장 루틴으로 시작한 다음 인덱스되지 않은 회절 패턴과 관련된 검은색 픽셀을 해결하기 위해 이웃 방향 클린업 루틴으로 이어졌습니다. 용융 풀 형태를 분석하기 위해 단면을 광학 현미경으로 분석했습니다. 광학 특성화의 대비를 향상시키기 위해 10g CuSO로 구성된 Marbles 시약의 변형으로 샘플을 에칭했습니다.44, 50mL HCl 및 70mL H22영형.

응고 모델링

구조적 과냉 기준에 기반한 응고 모델링을 수행하여 표유 입자의 성향 및 분포에 대한 가공 매개변수의 영향을 평가했습니다. 이 분석 모델링 접근 방식에 대한 자세한 내용은 이전 작업에서 제공됩니다. 3 , 10 ] 참고문헌 3 에 기술된 바와 같이 , 기본 재료의 결정학적 배향을 가진 용융 풀에서 총 표유 입자 면적 분율의 변화는 최소이므로 기본 재료 배향의 영향은 이 작업에서 고려되지 않았습니다. 우리의 LPBF 결과를 이전 작업과 비교하기 위해 Vitek의 작업에서 사용된 수학적으로 간단한 Rosenthal 방정식 3 ]또한 레이저 매개변수의 함수로 용융 풀의 모양과 FZ의 열 조건을 계산하기 위한 기준으로 여기에서 채택되었습니다. Rosenthal 솔루션은 열이 일정한 재료 특성을 가진 반무한 판의 정상 상태 점원을 통해서만 전도를 통해 전달된다고 가정하며 일반적으로 다음과 같이 표현 됩니다 40 , 41 ] .

티=티0+η피2 파이케이엑스2+와이2+지2———-√경험치[- 브이(엑스2+와이2+지2———-√− 엑스 )2α _] ,티=티0+η피2파이케이엑스2+와이2+지2경험치⁡[-V(엑스2+와이2+지2-엑스)2α],(1)

여기서 T 는 온도,티0티0본 연구에서 313K(  , EOS 기계 챔버 온도)로 설정된 주변 온도, P 는 레이저 빔 파워, V 는 레이저 빔 스캐닝 속도,ηη는 레이저 흡수율, k 는 열전도율,αα베이스 합금의 열확산율입니다. x , y , z 는 각각 레이저 스캐닝 방향, 가로 방향 및 세로 방향의 반대 방향과 정렬된 방향입니다 . 이 직교 좌표는 참조 3 의 그림 1에 있는 시스템을 따랐습니다 . CMSX-4에 대한 고상선 온도(1603K)와 액상선 온도(1669K)의 등온선 평균으로 응고 프런트( 즉 , 고체-액체 계면)를 정의했습니다. 42 , 43 , 44 ] 시뮬레이션에 사용된 열물리적 특성은 표 I 에 나열되어 있습니다.표 I CMSX-4의 응고 모델링에 사용된 열물리적 특성

풀 사이즈 테이블

열 구배는 외부 열 흐름에 의해 결정되었습니다.∇ 티∇티45 ] 에 의해 주어진 바와 같이 :

지 = | ∇ 티| =∣∣∣∂티∂엑스나^^+∂티∂와이제이^^+∂티∂지케이^^∣∣∣=(∂티∂엑스)2+(∂티∂와이)2+(∂티∂지)2————————√,G=|∇티|=|∂티∂엑스나^^+∂티∂와이제이^^+∂티∂지케이^^|=(∂티∂엑스)2+(∂티∂와이)2+(∂티∂지)2,(2)

어디나^^나^^,제이^^제이^^, 그리고케이^^케이^^는 각각 x , y 및 z 방향 을 따른 단위 벡터 입니다. 응고 등온선 속도,V티V티는 다음 관계에 의해 레이저 빔 스캐닝 속도 V 와 기하학적으로 관련됩니다.

V티= V코사인θ =V∂티∂엑스(∂티∂엑스)2+(∂티∂와이)2+(∂티∂지)2——————-√,V티=V코사인⁡θ=V∂티∂엑스(∂티∂엑스)2+(∂티∂와이)2+(∂티∂지)2,(삼)

어디θθ는 스캔 방향과 응고 전면의 법선 방향(  , 최대 열 흐름 방향) 사이의 각도입니다. 이 연구의 용접 조건과 같은 제한된 성장에서 수지상 응고 전면은 고체-액체 등온선의 속도로 성장하도록 강제됩니다.V티V티. 46 ]

응고 전선이 진행되기 전에 새로 핵 생성된 입자의 국지적 비율ΦΦ, 액체 온도 구배 G 에 의해 결정 , 응고 선단 속도V티V티및 핵 밀도N0N0. 고정된 임계 과냉각에서 모든 입자가 핵형성된다고 가정함으로써△티N△티N, 등축 결정립의 반경은 결정립이 핵 생성을 시작하는 시점부터 주상 전선이 결정립에 도달하는 시간까지의 성장 속도를 통합하여 얻습니다. 과냉각으로 대체 시간d (ΔT_) / dt = – _V티G디(△티)/디티=-V티G, 열 구배 G 사이의 다음 관계 , 등축 입자의 국부적 부피 분율ΦΦ, 수상 돌기 팁 과냉각ΔT _△티, 핵 밀도N0N0, 재료 매개변수 n 및 핵생성 과냉각△티N△티N, Gäumann 외 여러분 에 의해 파생되었습니다 . 12 , 14 ] Hunt의 모델 11 ] 의 수정에 기반함 :

지 =1엔 + 1- 4π _N03 인치( 1 − Φ )———√삼ΔT _( 1 -△티엔 + 1N△티엔 + 1) .G=1N+1-4파이N0삼인⁡(1-Φ)삼△티(1-△티NN+1△티N+1).(4)

계산을 단순화하기 위해 덴드라이트 팁 과냉각을 전적으로 구성 과냉각의 것으로 추정합니다.△티씨△티씨, 멱법칙 형식으로 근사화할 수 있습니다.△티씨= ( _V티)1 / 엔△티씨=(ㅏV티)1/N, 여기서 a 와 n 은 재료 종속 상수입니다. CMSX-4의 경우 이 값은a = 1.25 ×106ㅏ=1.25×106 s K 3.4m− 1-1,엔 = 3.4N=3.4, 그리고N0= 2 ×1015N0=2×1015미디엄− 3,-삼,참고문헌 3 에 의해 보고된 바와 같이 .△티N△티N2.5K이며 보다 큰 냉각 속도에서 응고에 대해 무시할 수 있습니다.106106 K/s. 에 대한 표현ΦΦ위의 방정식을 재배열하여 해결됩니다.

Φ= 1 -이자형에스\ 여기서\  S=- 4π _N0삼(1( 엔 + 1 ) (GN/ 아V티)1 / 엔)삼=−2.356×1019(vTG3.4)33.4.Φ=1−eS\ where\ S=−4πN03(1(n+1)(Gn/avT)1/n)3=−2.356×1019(vTG3.4)33.4.

(5)

As proposed by Hunt,[11] a value of Φ≤0.66Φ≤0.66 pct represents fully columnar epitaxial growth condition, and, conversely, a value of Φ≥49Φ≥49 pct indicates that the initial single crystal microstructure is fully replaced by an equiaxed microstructure. To calculate the overall stray grain area fraction, we followed Vitek’s method by dividing the FZ into roughly 19 to 28 discrete parts (depending on the length of the melt pool) of equal length from the point of maximum width to the end of melt pool along the x direction. The values of G and vTvT were determined at the center on the melt pool boundary of each section and these values were used to represent the entire section. The area-weighted average of ΦΦ over these discrete sections along the length of melt pool is designated as Φ¯¯¯¯Φ¯, and is given by:

Φ¯¯¯¯=∑kAkΦk∑kAk,Φ¯=∑kAkΦk∑kAk,

(6)

where k is the index for each subsection, and AkAk and ΦkΦk are the areas and ΦΦ values for each subsection. The summation is taken over all the sections along the melt pool. Vitek’s improved model allows the calculation of stray grain area fraction by considering the melt pool geometry and variations of G and vTvT around the tail end of the pool.

수년에 걸쳐 용융 풀 현상 모델링의 정확도를 개선하기 위해 많은 고급 수치 방법이 개발되었습니다. 우리는 FLOW-3D와 함께 고충실도 CFD를 사용했습니다. FLOW-3D는 여러 물리 모델을 통합하는 상용 FVM(Finite Volume Method)입니다. 47 , 48 ] CFD는 유체 운동과 열 전달을 수치적으로 시뮬레이션하며 여기서 사용된 기본 물리 모델은 레이저 및 표면력 모델이었습니다. 레이저 모델에서는 레이 트레이싱 기법을 통해 다중 반사와 프레넬 흡수를 구현합니다. 36 ]먼저, 레이저 빔은 레이저 빔에 의해 조명되는 각 그리드 셀을 기준으로 여러 개의 광선으로 이산화됩니다. 그런 다음 각 입사 광선에 대해 입사 벡터가 입사 위치에서 금속 표면의 법선 벡터와 정렬될 때 에너지의 일부가 금속에 의해 흡수됩니다. 흡수율은 Fresnel 방정식을 사용하여 추정됩니다. 나머지 에너지는 반사광선 에 의해 유지되며 , 반사광선은 재료 표면에 부딪히면 새로운 입사광선으로 처리됩니다. 두 가지 주요 힘이 액체 금속 표면에 작용하여 자유 표면을 변형시킵니다. 금속의 증발에 의해 생성된 반동 압력은 증기 억제를 일으키는 주요 힘입니다. 본 연구에서 사용된 반동 압력 모델은피아르 자형= 특급 _{ B ( 1- _티V/ 티) }피아르 자형=ㅏ경험치⁡{비(1-티V/티)}, 어디피아르 자형피아르 자형는 반동압력, A 와 B 는 재료의 물성에 관련된 계수로 각각 75와 15이다.티V티V는 포화 온도이고 T 는 키홀 벽의 온도입니다. 표면 흐름 및 키홀 형성의 다른 원동력은 표면 장력입니다. 표면 장력 계수는 Marangoni 흐름을 포함하기 위해 온도의 선형 함수로 추정되며,σ =1.79-9.90⋅10− 4( 티− 1654케이 )σ=1.79-9.90⋅10-4(티-1654년케이)엔엠− 1-1. 49 ] 계산 영역은 베어 플레이트의 절반입니다(2300 μμ미디엄××250 μμ미디엄××500 μμm) xz 평면 에 적용된 대칭 경계 조건 . 메쉬 크기는 8입니다. μμm이고 시간 단계는 0.15입니다. μμs는 계산 효율성과 정확성 간의 균형을 제공합니다.

결과 및 논의

용융 풀 형태

이 작업에 사용된 5개의 레이저 파워( P )와 6개의 스캐닝 속도( V )는 서로 다른 29개의 용융 풀을 생성했습니다.피- 브이피-V조합. P 와 V 값이 가장 높은 것은 그림 1 을 기준으로 과도한 볼링과 관련이 있기 때문에 본 연구에서는 분석하지 않았다  .

단일 트랙 용융 풀은 그림  1 과 같이 형상에 따라 네 가지 유형으로 분류할 수 있습니다 39 ] : (1) 전도 모드(파란색 상자), (2) 키홀 모드(빨간색), (3) 전환 모드(마젠타), (4) 볼링 모드(녹색). 높은 레이저 출력과 낮은 스캐닝 속도의 일반적인 조합인 키홀 모드에서 용융물 풀은 일반적으로 너비/깊이( W / D ) 비율이 0.5보다 훨씬 큰 깊고 가느다란 모양을 나타냅니다 . 스캐닝 속도가 증가함에 따라 용융 풀이 얕아져 W / D 가 약 0.5인 반원형 전도 모드 용융 풀을 나타냅니다. W / D _전환 모드 용융 풀의 경우 1에서 0.5 사이입니다. 스캐닝 속도를 1200 및 1400mm/s로 더 높이면 충분히 큰 캡 높이와 볼링 모드 용융 풀의 특징인 과도한 언더컷이 발생할 수 있습니다.

힘과 속도의 함수로서의 용융 풀 깊이와 너비는 각각 그림  2 (a)와 (b)에 표시되어 있습니다. 용융 풀 폭은 기판 표면에서 측정되었습니다. 그림  2 (a)는 깊이가 레이저 출력과 매우 선형적인 관계를 따른다는 것을 보여줍니다. 속도가 증가함에 따라 깊이  파워 곡선의 기울기는 꾸준히 감소하지만 더 높은 속도 곡선에는 약간의 겹침이 있습니다. 이러한 예상치 못한 중첩은 종종 용융 풀 형태의 동적 변화를 유발하는 유체 흐름의 영향과 레이저 스캔당 하나의 이미지만 추출되었다는 사실 때문일 수 있습니다. 이러한 선형 동작은 그림 2 (b) 의 너비에 대해 명확하지 않습니다  . 그림  2(c)는 선형 에너지 밀도 P / V 의 함수로서 용융 깊이와 폭을 보여줍니다 . 선형 에너지 밀도는 퇴적물의 단위 길이당 에너지 투입량을 측정한 것입니다. 50 ] 용융 풀 깊이는 에너지 밀도에 따라 달라지며 너비는 더 많은 분산을 나타냅니다. 동일한 에너지 밀도가 준공 부품의 용융 풀, 미세 구조 또는 속성에서 반드시 동일한 유체 역학을 초래하지는 않는다는 점에 유의하는 것이 중요합니다. 50 ]

그림 1
그림 1
그림 2
그림 2

레이저 흡수율 평가

레이저 흡수율은 LPBF 조건에서 재료 및 가공 매개변수에 따라 크게 달라진다는 것은 잘 알려져 있습니다. 31 , 51 , 52 ] 적분구를 이용한 전통적인 흡수율의 직접 측정은 일반적으로 높은 비용과 구현의 어려움으로 인해 쉽게 접근할 수 없습니다. 51 ] 그  . 39 ] 전도 모드 용융 풀에 대한 Rosenthal 방정식을 기반으로 경험적 레이저 흡수율 모델을 개발했지만 기본 가정으로 인해 키홀 용융 풀에 대한 정확한 예측을 제공하지 못했습니다. 40 ] 최근 간 . 53 ] Ti–6Al–4V에 대한 30개의 고충실도 다중 물리 시뮬레이션 사례를 사용하여 레이저 흡수에 대한 스케일링 법칙을 확인했습니다. 그러나 연구 중인 특정 재료에 대한 최소 흡수(평평한 용융 표면의 흡수율)에 대한 지식이 필요하며 이는 CMSX-4에 대해 알려지지 않았습니다. 다양한 키홀 모양의 용융 풀에 대한 레이저 흡수의 정확한 추정치를 얻기가 어렵기 때문에 상한 및 하한 흡수율로 분석 시뮬레이션을 실행하기로 결정했습니다. 깊은 키홀 모양의 용융 풀의 경우 대부분의 빛을 가두는 키홀 내 다중 반사로 인해 레이저 흡수율이 0.8만큼 높을 수 있습니다. 이것은 기하학적 현상이며 기본 재료에 민감하지 않습니다. 5152 , 54 ] 따라서 본 연구에서는 흡수율의 상한을 0.8로 설정하였다. 참고 문헌 51 에 나타낸 바와 같이 , 전도 용융 풀에 해당하는 최저 흡수율은 약 0.3이었으며, 이는 이 연구에서 합리적인 하한 값입니다. 따라서 레이저 흡수율이 스트레이 그레인 형성에 미치는 영향을 보여주기 위해 흡수율 값을 0.55 ± 0.25로 설정했습니다. Vitek의 작업에서는 1.0의 고정 흡수율 값이 사용되었습니다. 3 ]

퓨전 존 미세구조

그림  3 은 200~300W 및 600~300W 및 600~300W 범위의 레이저 출력 및 속도로 9가지 다른 처리 매개변수에 의해 생성된 CMSX-4 레이저 트랙의 yz 단면 에서 취한 EBSD 역극점도와 해당 역극점도를 보여 줍니다. 각각 1400mm/s. EBSD 맵에서 여러 기능을 쉽게 관찰할 수 있습니다. 스트레이 그레인은 EBSD 맵에서 그 방향에 해당하는 다른 RGB 색상으로 나타나고 그레인 경계를 묘사하기 위해 5도의 잘못된 방향이 사용되었습니다. 여기, 그림  3 에서 스트레이 그레인은 대부분 용융 풀의 상단 중심선에 집중되어 있으며, 이는 용접된 단결정 CMSX-4의 이전 보고서와 일치합니다. 10 ]역 극점도에서, 점 근처에 집중된 클러스터⟨ 001 ⟩⟨001⟩융합 경계에서 유사한 방향을 유지하는 단결정 기반 및 에피택셜로 응고된 덴드라이트를 나타냅니다. 그러나 흩어진 곡물은 식별할 수 있는 질감이 없는 흩어져 있는 점으로 나타납니다. 단결정 기본 재료의 결정학적 방향은 주로⟨ 001 ⟩⟨001⟩비록 샘플을 절단하는 동안 식별할 수 없는 기울기 각도로 인해 또는 단결정 성장 과정에서 약간의 잘못된 방향이 있었기 때문에 약간의 편차가 있지만. 용융 풀 내부의 응고된 수상 돌기의 기본 방향은 다시 한 번⟨ 001 ⟩⟨001⟩주상 결정립 구조와 유사한 에피택셜 성장의 결과. 그림 3 과 같이 용융 풀에서 수상돌기의 성장 방향은 하단의 수직 방향에서 상단의 수평 방향으로 변경되었습니다  . 이 전이는 주로 온도 구배 방향의 변화로 인한 것입니다. 두 번째 전환은 CET입니다. FZ의 상단 중심선 주변에서 다양한 방향의 흩어진 입자가 관찰되며, 여기서 안쪽으로 성장하는 수상돌기가 서로 충돌하여 용융 풀에서 응고되는 마지막 위치가 됩니다.

더 깊은 키홀 모양을 특징으로 하는 샘플에서 용융 풀의 경계 근처에 침전된 흩어진 입자가 분명합니다. 이러한 새로운 입자는 나중에 모델링 섹션에서 논의되는 수상돌기 조각화 메커니즘에 의해 잠재적으로 발생합니다. 결정립이 강한 열 구배에서 핵을 생성하고 성장한 결과, 대부분의 흩어진 결정립은 모든 방향에서 동일한 크기를 갖기보다는 장축이 열 구배 방향과 정렬된 길쭉한 모양을 갖습니다. 그림 3 의 전도 모드 용융 풀 흩어진 입자가 없는 것으로 입증되는 더 나은 단결정 품질을 나타냅니다. 상대적으로 낮은 출력과 높은 속도의 스캐닝 레이저에 의해 생성된 이러한 더 얕은 용융 풀에서 최소한의 결정립 핵형성이 발생한다는 것은 명백합니다. 더 큰 면적 분율을 가진 스트레이 그레인은 고출력 및 저속으로 생성된 깊은 용융 풀에서 더 자주 관찰됩니다. 국부 응고 조건에 대한 동력 및 속도의 영향은 후속 모델링 섹션에서 조사할 것입니다.

그림 3
그림 3

응고 모델링

서론에서 언급한 바와 같이 연구자들은 단결정 용접 중에 표류 결정립 형성의 가능한 메커니즘을 평가했습니다. 12 , 13 , 14 , 15 , 55 ]논의된 가장 인기 있는 두 가지 메커니즘은 (1) 응고 전단에 앞서 구성적 과냉각에 의해 도움을 받는 이종 핵형성 및 (2) 용융물 풀의 유체 흐름으로 인한 덴드라이트 조각화입니다. 첫 번째 메커니즘은 광범위하게 연구되었습니다. 이원 합금을 예로 들면, 고체는 액체만큼 많은 용질을 수용할 수 없으므로 응고 중에 용질을 액체로 거부합니다. 결과적으로, 성장하는 수상돌기 앞에서 용질 분할은 실제 온도가 국부 평형 액상선보다 낮은 과냉각 액체를 생성합니다. 충분히 광범위한 체질적으로 과냉각된 구역의 존재는 새로운 결정립의 핵형성 및 성장을 촉진합니다. 56 ]전체 과냉각은 응고 전면에서의 구성, 동역학 및 곡률 과냉각을 포함한 여러 기여의 합입니다. 일반적인 가정은 동역학 및 곡률 과냉각이 합금에 대한 용질 과냉각의 더 큰 기여와 관련하여 무시될 수 있다는 것입니다. 57 ]

서로 다른 기본 메커니즘을 더 잘 이해하려면피- 브이피-V조건에서 응고 모델링이 수행됩니다. 첫 번째 목적은 스트레이 그레인의 전체 범위를 평가하는 것입니다(Φ¯¯¯¯Φ¯) 처리 매개 변수의 함수로 국부적 표류 입자 비율의 변화를 조사하기 위해 (ΦΦ) 용융 풀의 위치 함수로. 두 번째 목적은 금속 AM의 빠른 응고 동안 응고 미세 구조와 표류 입자 형성 메커니즘 사이의 관계를 이해하는 것입니다.

그림 4
그림 4

그림  4 는 해석적으로 시뮬레이션된 표류 입자 비율을 보여줍니다.Φ¯¯¯¯Φ¯세 가지 레이저 흡수율 값에서 다양한 레이저 스캐닝 속도 및 레이저 출력에 대해. 결과는 스트레이 그레인 면적 비율이 흡수된 에너지에 민감하다는 것을 보여줍니다. 흡수율을 0.30에서 0.80으로 증가시키면Φ¯¯¯¯Φ¯약 3배이며, 이 효과는 저속 및 고출력 영역에서 더욱 두드러집니다. 다른 모든 조건이 같다면, 흡수된 전력의 큰 영향은 평균 열 구배 크기의 일반적인 감소와 용융 풀 내 평균 응고율의 증가에 기인합니다. 스캐닝 속도가 증가하고 전력이 감소함에 따라 평균 스트레이 그레인 비율이 감소합니다. 이러한 일반적인 경향은 Vitek의 작업에서 채택된 그림 5 의 파란색 영역에서 시뮬레이션된 용접 결과와 일치합니다  . 3 ] 더 큰 과냉각 구역( 즉, 지 /V티G/V티영역)은 용접 풀의 표유 입자의 면적 비율이 분홍색 영역에 해당하는 LPBF 조건의 면적 비율보다 훨씬 더 크다는 것을 의미합니다. 그럼에도 불구하고 두 데이터 세트의 일반적인 경향은 유사합니다.  , 레이저 출력이 감소하고 레이저 속도가 증가함에 따라 표류 입자의 비율이 감소합니다. 또한 그림  5 에서 스캐닝 속도가 LPBF 영역으로 증가함에 따라 표유 입자 면적 분율에 대한 레이저 매개변수의 변화 효과가 감소한다는 것을 추론할 수 있습니다. 그림  6 (a)는 그림 3 의 EBSD 분석에서 나온 실험적 표류 결정립 면적 분율  과 그림 4 의 해석 시뮬레이션 결과를  비교합니다.. 열쇠 구멍 모양의 FZ에서 정확한 값이 다르지만 추세는 시뮬레이션과 실험 데이터 모두에서 일관되었습니다. 키홀 모양의 용융 풀, 특히 전력이 300W인 2개는 분석 시뮬레이션 예측보다 훨씬 더 많은 양의 흩어진 입자를 가지고 있습니다. Rosenthal 방정식은 일반적으로 열 전달이 순전히 전도에 의해 좌우된다는 가정으로 인해 열쇠 구멍 체제의 열 흐름을 적절하게 반영하지 못하기 때문에 이러한 불일치가 실제로 예상됩니다. 39 , 40 ] 그것은 또한 그림  4 의 발견 , 즉 키홀 모드 동안 흡수된 전력의 증가가 표류 입자 형성에 더 이상적인 조건을 초래한다는 것을 검증합니다. 그림  6 (b)는 실험을 비교Φ¯¯¯¯Φ¯수치 CFD 시뮬레이션Φ¯¯¯¯Φ¯. CFD 모델이 약간 초과 예측하지만Φ¯¯¯¯Φ¯전체적으로피- 브이피-V조건에서 열쇠 구멍 조건에서의 예측은 분석 모델보다 정확합니다. 전도 모드 용융 풀의 경우 실험 값이 분석 시뮬레이션 값과 더 가깝게 정렬됩니다.

그림 5
그림 5

모의 온도 구배 G 분포 및 응고율 검사V티V티분석 모델링의 쌍은 그림  7 (a)의 CMSX-4 미세 구조 선택 맵에 표시됩니다. 제공지 /V티G/V티(  , 형태 인자)는 형태를 제어하고지 ×V티G×V티(  , 냉각 속도)는 응고된 미세 구조의 규모를 제어하고 , 58 , 59 ]지 -V티G-V티플롯은 전통적인 제조 공정과 AM 공정 모두에서 미세 구조 제어를 지원합니다. 이 플롯의 몇 가지 분명한 특징은 등축, 주상, 평면 전면 및 이러한 경계 근처의 전이 영역을 구분하는 경계입니다. 그림  7 (a)는 몇 가지 선택된 분석 열 시뮬레이션에 대한 미세 구조 선택 맵을 나타내는 반면 그림  7 (b)는 수치 열 모델의 결과와 동일한 맵을 보여줍니다. 등축 미세구조의 형성은 낮은 G 이상 에서 명확하게 선호됩니다.V티V티정황. 이 플롯에서 각 곡선의 평면 전면에 가장 가까운 지점은 용융 풀의 최대 너비 위치에 해당하는 반면 등축 영역에 가까운 지점의 끝은 용융 풀의 후면 꼬리에 해당합니다. 그림  7 (a)에서 대부분의지 -V티G-V티응고 전면의 쌍은 원주형 영역에 속하고 점차 CET 영역으로 위쪽으로 이동하지만 용융 풀의 꼬리는 다음에 따라 완전히 등축 영역에 도달하거나 도달하지 않을 수 있습니다.피- 브이피-V조합. 그림 7 (a) 의 곡선 중 어느 것도  평면 전면 영역을 통과하지 않지만 더 높은 전력의 경우에 가까워집니다. 저속 레이저 용융 공정을 사용하는 이전 작업에서는 곡선이 평면 영역을 통과할 수 있습니다. 레이저 속도가 증가함에 따라 용융 풀 꼬리는 여전히 CET 영역에 있지만 완전히 등축 영역에서 멀어집니다. CET 영역으로 떨어지는 섹션의 수도 감소합니다.Φ¯¯¯¯Φ¯응고된 물질에서.

그림 6
그림 6

그만큼지 -V티G-V티CFD 모델을 사용하여 시뮬레이션된 응고 전면의 쌍이 그림  7 (b)에 나와 있습니다. 세 방향 모두에서 각 점 사이의 일정한 간격으로 미리 정의된 좌표에서 수행된 해석 시뮬레이션과 달리, 고충실도 CFD 모델의 출력은 불규칙한 사면체 좌표계에 있었고 G 를 추출하기 전에 일반 3D 그리드에 선형 보간되었습니다. 그리고V티V티그런 다음 미세 구조 선택 맵에 플롯됩니다. 일반적인 경향은 그림  7 (a)의 것과 일치하지만 이 방법으로 모델링된 매우 동적인 유체 흐름으로 인해 결과에 더 많은 분산이 있었습니다. 그만큼지 -V티G-V티분석 열 모델의 쌍 경로는 더 연속적인 반면 수치 시뮬레이션의 경로는 용융 풀 꼬리 모양의 차이를 나타내는 날카로운 굴곡이 있습니다(이는 G 및V티V티) 두 모델에 의해 시뮬레이션됩니다.

그림 7
그림 7
그림 8
그림 8

유체 흐름을 통합한 응고 모델링

수치 CFD 모델을 사용하여 유동 입자 형성 정도에 대한 유체 흐름의 영향을 이해하고 시뮬레이션 결과를 분석 Rosenthal 솔루션과 비교했습니다. 그림  8 은 응고 매개변수 G 의 분포를 보여줍니다.V티V티,지 /V티G/V티, 그리고지 ×V티G×V티yz 단면에서 x  FLOW-3D에서 (a1–d1) 분석 열 모델링 및 (a2–d2) FVM 방법을 사용하여 시뮬레이션된 용융 풀의 최대 폭입니다. 그림  8 의 값은 응고 전선이 특정 위치에 도달할 때 정확한 값일 수도 있고 아닐 수도 있지만 일반적인 추세를 반영한다는 의미의 임시 가상 값입니다. 이 프로파일은 출력 300W 및 속도 400mm/s의 레이저 빔에서 시뮬레이션됩니다. 용융 풀 경계는 흰색 곡선으로 표시됩니다. (a2–d2)의 CFD 시뮬레이션 용융 풀 깊이는 342입니다. μμm, 측정 깊이 352와 잘 일치 μμ일치하는 길쭉한 열쇠 구멍 모양과 함께 그림 1 에 표시된 실험 FZ의 m  . 그러나 분석 모델은 반원 모양의 용융 풀을 출력하고 용융 풀 깊이는 264에 불과합니다. μμ열쇠 구멍의 경우 현실과는 거리가 멀다. CFD 시뮬레이션 결과에서 열 구배는 레이저 반사 증가와 불안정한 액체-증기 상호 작용이 발생하는 증기 함몰의 동적 부분 근처에 있기 때문에 FZ 하단에서 더 높습니다. 대조적으로 해석 결과의 열 구배 크기는 경계를 따라 균일합니다. 두 시뮬레이션 결과 모두 그림 8 (a1) 및 (a2) 에서 응고가 용융 풀의 상단 중심선을 향해 진행됨에 따라 열 구배가 점차 감소합니다  . 응고율은 그림 8 과 같이 경계 근처에서 거의 0입니다. (b1) 및 (b2). 이는 경계 영역이 응고되기 시작할 때 국부 응고 전면의 법선 방향이 레이저 스캐닝 방향에 수직이기 때문입니다. 이것은 드라이브θ → π/ 2θ→파이/2그리고V티→ 0V티→0식에서 [ 3 ]. 대조적으로 용융 풀의 상단 중심선 근처 영역에서 응고 전면의 법선 방향은 레이저 스캐닝 방향과 잘 정렬되어 있습니다.θ → 0θ→0그리고V티→ 브이V티→V, 빔 스캐닝 속도. G 와 _V티V티값이 얻어지면 냉각 속도지 ×V티G×V티및 형태 인자지 /V티G/V티계산할 수 있습니다. 그림 8 (c2)는 용융 풀 바닥 근처의 온도 구배가 매우 높고 상단에서 더 빠른 성장 속도로  인해 냉각 속도가 용융 풀의 바닥 및 상단 중심선 근처에서 더 높다는 것을 보여줍니다. 지역. 그러나 이러한 추세는 그림  8 (c1)에 캡처되지 않았습니다. 그림 8 의 형태 요인 (d1) 및 (d2)는 중심선에 접근함에 따라 눈에 띄게 감소합니다. 경계에서 큰 값은 열 구배를 거의 0인 성장 속도로 나누기 때문에 발생합니다. 이 높은 형태 인자는 주상 미세구조 형성 가능성이 높음을 시사하는 반면, 중앙 영역의 값이 낮을수록 등축 미세구조의 가능성이 더 크다는 것을 나타냅니다. Tanet al. 또한 키홀 모양의 용접 풀 59 ] 에서 이러한 응고 매개변수의 분포 를 비슷한 일반적인 경향으로 보여주었습니다. 그림  3 에서 볼 수 있듯이 용융 풀의 상단 중심선에 있는 흩어진 입자는 낮은 특징을 나타내는 영역과 일치합니다.지 /V티G/V티그림  8 (d1) 및 (d2)의 값. 시뮬레이션과 실험 간의 이러한 일치는 용융 풀의 상단 중심선에 축적된 흩어진 입자의 핵 생성 및 성장이 등온선 속도의 증가와 온도 구배의 감소에 의해 촉진됨을 보여줍니다.

그림 9
그림 9

그림  9 는 유체 속도 및 국부적 핵형성 성향을 보여줍니다.ΦΦ300W의 일정한 레이저 출력과 400, 800 및 1200mm/s의 세 가지 다른 레이저 속도에 의해 생성된 3D 용융 풀 전체에 걸쳐. 그림  9 (d)~(f)는 로컬ΦΦ해당 3D 보기에서 밝은 회색 평면으로 표시된 특정 yz 단면의 분포. 이 yz 섹션은 가장 높기 때문에 선택되었습니다.Φ¯¯¯¯Φ¯용융 풀 내의 값은 각각 23.40, 11.85 및 2.45pct입니다. 이들은 그림  3 의 실험 데이터와 비교하기에 적절하지 않을 수 있는 액체 용융 풀의 과도 값이며Φ¯¯¯¯Φ¯그림  6 의 값은 이 값이 고체-액체 계면에 가깝지 않고 용융 풀의 중간에서 취해졌기 때문입니다. 온도가 훨씬 낮아서 핵이 생존하고 성장할 수 있기 때문에 핵 형성은 용융 풀의 중간이 아닌 고체-액체 계면에 더 가깝게 발생할 가능성이 있습니다.

그림  3 (a), (d), (g), (h)에서 위쪽 중심선에서 멀리 떨어져 있는 흩어진 결정립이 있었습니다. 그들은 훨씬 더 높은 열 구배와 더 낮은 응고 속도 필드에 위치하기 때문에 과냉각 이론은 이러한 영역에서 표류 입자의 형성에 대한 만족스러운 설명이 아닙니다. 이것은 떠돌이 결정립의 형성을 야기할 수 있는 두 번째 메커니즘,  수상돌기의 팁을 가로지르는 유체 흐름에 의해 유발되는 수상돌기 조각화를 고려하도록 동기를 부여합니다. 유체 흐름이 열 구배를 따라 속도 성분을 갖고 고체-액체 계면 속도보다 클 때, 주상 수상돌기의 국지적 재용융은 용질이 풍부한 액체가 흐물흐물한 구역의 깊은 곳에서 액상선 등온선까지 이동함으로써 발생할 수 있습니다. . 55] 분리된 수상돌기는 대류에 의해 열린 액체로 운반될 수 있습니다. 풀이 과냉각 상태이기 때문에 이러한 파편은 고온 조건에서 충분히 오래 생존하여 길 잃은 입자의 핵 생성 사이트로 작용할 수 있습니다. 결과적으로 수상 돌기 조각화 과정은 활성 핵의 수를 효과적으로 증가시킬 수 있습니다.N0N0) 용융 풀 15 , 60 , 61 ] 에서 생성된 미세 구조에서 표류 입자의 면적을 증가시킵니다.

그림  9 (a) 및 (b)에서 반동 압력은 용융 유체를 아래쪽으로 흐르게 하여 결과 흐름을 지배합니다. 유체 속도의 역방향 요소는 V = 400 및 800mm/s에 대해 각각 최대값 1.0 및 1.6m/s로 더 느려집니다 . 그림  9 (c)에서 레이저 속도가 더 증가함에 따라 증기 침하가 더 얕고 넓어지고 반동 압력이 더 고르게 분포되어 증기 침강에서 주변 영역으로 유체를 밀어냅니다. 역류는 최대값 3.5m/s로 더 빨라집니다. 용융 풀의 최대 너비에서 yz 단면  의 키홀 아래 평균 유체 속도는 그림에 표시된 경우에 대해 0.46, 0.45 및 1.44m/s입니다.9 (a), (b) 및 (c). 키홀 깊이의 변동은 각 경우의 최대 깊이와 최소 깊이의 차이로 정의되는 크기로 정량화됩니다. 240 범위의 강한 증기 내림 변동 μμm은 그림 9 (a)의 V = 400mm/s 경우에서  발견 되지만 이 변동은 그림  9 (c)에서 16의 범위로  크게 감소합니다.μμ미디엄. V = 400mm/s인 경우 의 유체장과 높은 변동 범위는 이전 키홀 동역학 시뮬레이션과 일치합니다. 34 ]

따라서 V = 400mm/s 키홀 케이스의 무질서한 변동 흐름이 용융 풀 경계를 따라 응고된 주상 수상돌기에서 분리된 조각을 구동할 가능성이 있습니다. V = 1200mm/s의 경우 강한 역류 는 그림 3 에서 관찰되지 않았지만 동일한 효과를 가질 수 있습니다. . 덴드라이트 조각화에 대한 유체 유동장의 영향에 대한 이 경험적 설명은 용융 풀 경계 근처에 떠돌이 입자의 존재에 대한 그럴듯한 설명을 제공합니다. 분명히 하기 위해, 우리는 이 가설을 검증하기 위해 이 현상에 대한 직접적인 실험적 관찰을 하지 않았습니다. 이 작업에서 표유 입자 면적 분율을 계산할 때 단순화를 위해 핵 생성 모델링에 일정한 핵 생성 수 밀도가 적용되었습니다. 이는 그림  9 의 표류 입자 영역 비율 이 수지상정 조각화가 발생하는 경우 이러한 높은 유체 흐름 용융 풀에서 발생할 수 있는 것,  강화된 핵 생성 밀도를 반영하지 않는다는 것을 의미합니다.

위의 이유로 핵 형성에 대한 수상 돌기 조각화의 영향을 아직 배제할 수 없습니다. 그러나 단편화 이론은 용접 문헌 [ 62 ] 에서 검증될 만큼 충분히 개발되지 않았 으므로 부차적인 중요성만 고려된다는 점에 유의해야 합니다. 1200mm/s를 초과하는 레이저 스캐닝 속도는 최소한의 표류 결정립 면적 분율을 가지고 있음에도 불구하고 분명한 볼링을 나타내기 때문에 단결정 수리 및 AM 처리에 적합하지 않습니다. 따라서 낮은 P 및 높은 V 에 의해 생성된 응고 전면 근처에서 키홀 변동이 최소화되고 유체 속도가 완만해진 용융 풀이 생성된다는 결론을 내릴 수 있습니다., 처리 창의 극한은 아니지만 흩어진 입자를 나타낼 가능성이 가장 적습니다.

마지막으로 단일 레이저 트랙의 응고 거동을 조사하면 에피택셜 성장 동안 표류 입자 형성을 더 잘 이해할 수 있다는 점에 주목하는 것이 중요합니다. 우리의 현재 결과는 최적의 레이저 매개변수에 대한 일반적인 지침을 제공하여 최소 스트레이 그레인을 달성하고 단결정 구조를 유지합니다. 이 가이드라인은 250W 정도의 전력과 600~800mm/s의 스캔 속도로 최소 흩어진 입자에 적합한 공정 창을 제공합니다. 각 처리 매개변수를 신중하게 선택하면 과거에 스테인리스강에 대한 거의 단결정 미세 구조를 인쇄하는 데 성공했으며 이는 CMSX-4 AM 빌드에 대한 가능성을 보여줍니다. 63 ]신뢰성을 보장하기 위해 AM 수리 프로세스를 시작하기 전에 보다 엄격한 실험 테스트 및 시뮬레이션이 여전히 필요합니다. 둘 이상의 레이저 트랙 사이의 상호 작용도 고려해야 합니다. 또한 레이저, CMSX-4 분말 및 벌크 재료 간의 상호 작용이 중요하며, 수리 중에 여러 층의 CMSX-4 재료를 축적해야 하는 경우 다른 스캔 전략의 효과도 중요한 역할을 할 수 있습니다. 분말이 포함된 경우 Lopez-Galilea 등 의 연구에서 제안한 바와 같이 분말이 주로 완전히 녹지 않았을 때 추가 핵 생성 사이트를 도입하기 때문에 단순히 레이저 분말과 속도를 조작하여 흩어진 입자 형성을 완화하기 어려울 수 있습니다 . 22 ]결과적으로 CMSX-4 단결정을 수리하기 위한 레이저 AM의 가능성을 다루기 위해서는 기판 재료, 레이저 출력, 속도, 해치 간격 및 층 두께의 조합을 모두 고려해야 하며 향후 연구에서 다루어야 합니다. CFD 모델링은 2개 이상의 레이저 트랙 사이의 상호작용과 열장에 미치는 영향을 통합할 수 있으며, 이는 AM 빌드 시나리오 동안 핵 생성 조건으로 단일 비드 연구의 지식 격차를 해소할 것입니다.

결론

LPBF 제조의 특징적인 조건 하에서 CMSX-4 단결정 의 에피택셜(기둥형)  등축 응고 사이의 경쟁을 실험적 및 이론적으로 모두 조사했습니다. 이 연구는 고전적인 응고 개념을 도입하여 빠른 레이저 용융의 미세 구조 특징을 설명하고 응고 조건과 표유 결정 성향을 예측하기 위해 해석적 및 수치적 고충실도 CFD 열 모델 간의 비교를 설명했습니다. 본 연구로부터 다음과 같은 주요 결론을 도출할 수 있다.

  • 단일 레이저 트랙의 레이저 가공 조건은 용융 풀 형상, 레이저 흡수율, 유체 흐름 및 키홀 요동, 입자 구조 및 표류 입자 형성 민감성에 강한 영향을 미치는 것으로 밝혀졌습니다.
  • 레이저 용접을 위해 개발된 이론적인 표유 결정립 핵형성 분석이 레이저 용융 AM 조건으로 확장되었습니다. 분석 모델링 결과와 단일 레이저 트랙의 미세구조 특성화를 비교하면 예측이 전도 및 볼링 조건에서 실험적 관찰과 잘 일치하는 반면 키홀 조건에서는 예측이 약간 과소하다는 것을 알 수 있습니다. 이러한 불일치는 레이저 트랙의 대표성이 없는 섹션이나 유체 속도 필드의 변화로 인해 발생할 수 있습니다. CFD 모델에서 추출한 열장에 동일한 표유 입자 계산 파이프라인을 적용하면 연구된 모든 사례에서 과대평가가 발생하지만 분석 모델보다 연장된 용융 풀의 실험 데이터와 더 정확하게 일치합니다.
  • 이 연구에서 두 가지 표류 결정립 형성 메커니즘인 불균일 핵형성 및 수상돌기 조각화가 평가되었습니다. 우리의 결과는 불균일 핵형성이 용융 풀의 상단 중심선에서 새로운 결정립의 형성으로 이어지는 주요 메커니즘임을 시사합니다.지 /V티G/V티정권.
  • 용융 풀 경계 근처의 흩어진 입자는 깊은 키홀 모양의 용융 풀에서 독점적으로 관찰되며, 이는 강한 유체 흐름으로 인한 수상 돌기 조각화의 영향이 이러한 유형의 용융 풀에서 고려하기에 충분히 강력할 수 있음을 시사합니다.
  • 일반적으로 더 높은 레이저 스캐닝 속도와 더 낮은 전력 외에도 안정적인 키홀과 최소 유체 속도는 또한 흩어진 입자 형성을 완화하고 레이저 단일 트랙에서 에피택셜 성장을 보존합니다.

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