混合元素激光立體成形熔覆層內(nèi)未熔粉末顆粒形成機理

混合元素激光立體成形熔覆層內(nèi)未熔粉末顆粒形成機理

1混合元素法激光立體成形技術(shù)激光三維成像（lsf）是20世紀90年代中期快速發(fā)展的先進制造技術(shù)。它可以實現(xiàn)復(fù)雜結(jié)構(gòu)的零件的無衰減、快速、致密、封閉和最終形成。該技術(shù)通常采用同步送粉方式,這賦予激光立體成形一種新的技術(shù)可能性,即將構(gòu)成合金的各元素粉末,或某些元素粉末和中間合金粉末預(yù)混合后送入激光熔池,在運動熔池中合金化,進而通過多層激光熔覆沉積,實現(xiàn)合金的單一成分或梯度成分激光直接沉積。由于整個成形過程及零件設(shè)計的高度柔性化,與采用預(yù)合金粉末作為熔覆材料相比,采用元素粉末作為熔覆材料將使激光立體成形技術(shù)在以下幾方面取得突破:1)為合金設(shè)計與制備提供一種全新的技術(shù)途徑;2)為層狀材料甚至梯度材料的制備提供一種新工藝、新方法;3)形成一種激光立體成形專用合金粉末研制方法?；旌显胤す饬Ⅲw成形技術(shù)能否得以應(yīng)用和發(fā)展依賴于該技術(shù)獨有的關(guān)鍵科學(xué)問題能否得以解決。其中最核心的是深刻理解元素粉末送進激光運動小熔池后的合金化機理,對這一問題的正確認識和描述是實現(xiàn)激光成形件成分均勻性的關(guān)鍵。英國利物浦工程學(xué)院激光組的T.Takeda等分別采用混合元素法研究了激光熔覆Fe-Cr-Ni和激光表面處理Fe-Co-Al系合金,其關(guān)注的焦點是建立Fe-Co-Al系合金硬度及磨損抗力隨成分變化的關(guān)系圖。美國俄亥俄州立大學(xué)的K.I.Schwendner等針對鈦合金體系,較為系統(tǒng)地開展了混合元素法激光立體成形技術(shù)研究,但是其研究重點主要集中在新型鈦合金的微觀相結(jié)構(gòu)演化規(guī)律方面。本文針對混合元素法激光立體成形Ti-xAl-yV鈦合金開展研究,分析了熔覆層中未熔粉末顆粒和成分偏析帶的產(chǎn)生條件及形貌特征,揭示了混合元素法激光立體成形鈦合金熔池合金化機理。2實驗方法和金相制備混合元素法激光立體成形Ti-xAl-yV鈦合金實驗在自制的以5kWCO2激光器為光源的LSF-I設(shè)備上完成。激光沉積材料為純Ti,Al,V金屬粉末,粉末材料性質(zhì)如表1所示(注:表1中粉末粒度的選取是基于混合元素法激光立體成形的粉末輸送研究,參見文獻)。將Ti,Al,V金屬粉末按Ti-xAl-yV(2≤x≤27,2≤y≤20)的成分配比混合后,裝入充干燥氬氣的混料罐里,并在星型球磨機上機械混合6h后裝入送粉器。在尺寸為60mm×6mm×6mm的純Ti板上激光沉積尺寸為50mm×3mm×16mm的薄板試樣。實驗前所有元素粉末均按照粉末冶金標準進行真空烘干處理,以去除粉末中所吸附的水分,同時基材表面用砂紙打磨后再用丙酮清洗干凈。本文所采用的典型工藝參數(shù)如表2所示。采用線切割沿激光立體成形試樣的橫(平行光束掃描方向)、縱(垂直光束掃描方向)截面切開后作為金相試樣;對獲得的試樣分別進行研、磨、拋光后,利用Kroll試劑(HF,HNO3,H2O的體積分數(shù)分別為1%,3%,100%)腐蝕,制備金相;在光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡下觀察熔覆層顯微組織。3結(jié)果與分析3.1預(yù)合金粉末顆粒級配對成巖改造的影響預(yù)合金法激光立體成形過程中,如果預(yù)合金粉末顆粒熔化時間較長,熔池固液界面運動速度過快,粉末顆粒來不及熔化即被固液界面所捕獲,則形成未熔粉末顆粒?？紤]極限情況,假設(shè)直徑為dp的粉末顆?！癮”進入熔池內(nèi)固液界面附近,此處熔池溫度最低,粉末顆粒熔化時間tmp最長,如圖1所示。同時假設(shè)粉末顆?！癮”以均勻速度熔化,即粉末顆粒半徑隨熔化時間線性變化,則激光熔池內(nèi)產(chǎn)生未熔粉末顆粒的臨界條件為VS=v?cosθ>dp2tmp,(1)VS=v?cosθ>dp2tmp,(1)式中VS為凝固速度,v為激光掃描速度,θ為凝固速度與激光掃描速度之間的夾角。由此可見,粉末顆粒能否熔化主要取決于粉末顆粒直徑dp,粉末顆粒熔化時間tmp以及固液界面移動速度VS。以預(yù)合金Ti-6Al-4V粉末顆粒為例,采用ansys非線性熱傳導(dǎo)瞬態(tài)模型計算其熔化時間。假設(shè)粉末顆粒直徑dp=100μm,其周圍熔體溫度略高于合金固相線溫度,為1972K,且保持恒定。粉末顆粒中心點的升溫曲線計算結(jié)果如圖2所示,可以得到粉末顆粒熔化時間tmp≈4.06×10-4s。將tmp=4.06×10-4s,dp=1×10-4m代入(1)式,可得表2所示典型成形工藝條件下熔覆層內(nèi)未熔粉末顆粒產(chǎn)生的臨界條件為v>0.123cosθ(m/s).(2)v>0.123cosθ(m/s).(2)實際激光立體成形過程中,掃描速度v的取值范圍通常為2～10mm/s,較(2)式所得臨界值低約1～2個數(shù)量級。這表明,相對于粉末顆粒的熔化速度,固液界面的運動速度是極小的,可以忽略不計。針對粉末顆粒熔化問題,固液界面可近似認為是靜止的。因此,在以預(yù)合金粉末為原材料激光立體成形鈦合金時,處于激光熔池內(nèi)任意區(qū)域的粉末顆粒均能夠充分熔化。這一分析結(jié)果得到了充分的實驗驗證。前期研究結(jié)果表明,在成形工藝參數(shù)不匹配的情況下,例如激光能量密度過低,Z軸單層行程ΔZ過大或搭接率選擇過小時,會導(dǎo)致熔覆層間和道間的熔合不良缺陷,部分熔合不良區(qū)域內(nèi)夾雜有未熔粉末顆粒。對于冶金質(zhì)量好的預(yù)合金法激光熔覆層,未發(fā)現(xiàn)有未熔粉末顆粒。3.2元素粉末的形成3.2.1未熔ti粉末顆粒的表征光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡下觀察混合元素法激光立體成形Ti-xAl-yV(2≤x≤27,2≤y≤20)熔覆層冶金質(zhì)量,并采用等離子體發(fā)射光譜和能譜測試(EDS)成形試樣的成分及其分布,結(jié)果發(fā)現(xiàn):1)大部分合金熔覆層內(nèi)部并未發(fā)現(xiàn)未熔粉末顆粒;未熔粉末顆粒僅存在于某些特定成分的合金熔覆層內(nèi),包括Al含量和V含量較高的合金;2)未熔粉末顆粒多為Ti粉,也有少量V粉,所有Ti-xAl-yV合金熔覆層內(nèi)均沒有發(fā)現(xiàn)未熔Al粉。以Ti-xAl-2V(x≥4)合金為例,光學(xué)顯微鏡下觀察合金熔覆層形貌。結(jié)果發(fā)現(xiàn),在Al含量相對較低時,合金熔覆層內(nèi)均未發(fā)現(xiàn)未熔粉末顆粒。Al的質(zhì)量分數(shù)達到22%時,未熔粉末顆粒突然增多,大部分未熔顆粒均呈“月牙”形,且分布規(guī)則,所有“月牙”方向基本一致,如圖3(a)所示。圖3(b)所示為激光沉積Ti-27Al-2V熔覆層形貌,可以看出,當Al的質(zhì)量分數(shù)繼續(xù)增加至27%時,合金熔覆層內(nèi)產(chǎn)生了大量未熔、呈球形的Ti粉末顆粒。圖4所示為Ti-22Al-2V合金熔覆層Ti,Al元素面分布圖和粉末顆粒成分線掃描結(jié)果,可以清晰判斷出未熔粉末顆粒不是Al粉,而是Ti粉,并且未熔顆粒均與熔覆層形成冶金結(jié)合。為進一步揭示Al含量對Ti-xAl-2V合金熔覆層內(nèi)未熔粉末顆粒的產(chǎn)生及形貌特征的影響,采用熱力學(xué)計算軟件Thermo-Calc計算獲得的Ti-xAl-2V合金固相線溫度,如圖5所示。從中可以看出,當Al的質(zhì)量分數(shù)低于22%時,合金熔池內(nèi)不存在Ti的“不熔區(qū)”,因而并不存在未熔Ti粉末顆粒;當Al的質(zhì)量分數(shù)達到22%時,合金固相線溫度已經(jīng)十分接近純Ti的熔點,可能開始出現(xiàn)Ti的“不熔區(qū)”,因而未熔Ti粉開始增多;當Al的質(zhì)量分數(shù)增加至27%時,合金固相線溫度僅為1869K,較純Ti熔點低72K。為判斷是否會產(chǎn)生球形未熔Ti粉末顆粒,針對本文工藝條件下“不熔區(qū)”的寬度,即熔池內(nèi)等溫線1941K和合金固相線溫度1869K之間的距離進行估算。計算過程采用Ti-6Al-4V的熱物性參數(shù)。結(jié)果表明,二者之間的寬度可達到近100μm,這表明整顆Ti粉進入“不熔區(qū)”而無法熔化的可能性是存在的。同理,可根據(jù)合金固相線溫度隨V含量的增加來判斷V含量對合金熔覆層內(nèi)未熔粉末顆粒產(chǎn)生的影響。圖6所示為Ti-2Al-yV(2≤y≤28)合金固相線溫度的計算結(jié)果,可以看出,合金固相線溫度隨V含量的增加而逐漸降低,但變化相對平緩,產(chǎn)生未熔粉末顆粒的幾率緩慢增大。圖7所示為Ti-2Al-15V合金熔覆層內(nèi)未熔Ti粉末顆粒形貌,未熔粉末顆粒呈“月牙形”且分布規(guī)則。3.2.2粉末顆粒熔融相對預(yù)合金粉末為原料的激光立體成形過程,混合元素粉末顆粒進入熔池后的熔化過程較為復(fù)雜,主要體現(xiàn)在:各元素粉末的熔點、元素合金化所獲得的合金的固相線溫度各不同。因此,元素粉末顆粒的熔化不僅取決于粉末顆粒的熔化時間以及固液界面的運動速度,還與激光熔池內(nèi)的溫度分布、粉末顆粒進入熔池后的運動速度等密切相關(guān)。當各元素粉末顆粒的熔點均低于激光熔池固液界面溫度時,元素粉末顆粒的熔化過程與預(yù)合金粉末顆粒的熔化過程本質(zhì)相同,此處不再贅述,以下重點討論某些元素粉末的熔點高于合金固相線溫度的情況。對于熔點高于合金固相線溫度的元素粉末顆粒來講,激光熔池內(nèi)必然存在一個粉末顆粒無法熔化的區(qū)域,本文稱之為該元素粉末顆粒的“不熔區(qū)”。相同成形工藝條件下,各元素粉末顆粒的“不熔區(qū)”尺寸不同。圖8顯示了以混合元素粉末為原材料激光沉積鈦合金時,激光熔池內(nèi)粉末顆粒熔化過程示意圖。為分析方便,在不影響問題本質(zhì)的前提下,將熔池中心截面簡化為半圓形,固液界面溫度為Ts,元素“b”,“c”的熔點溫度分別為Tb,Tc,且Tc>Tb>Ts,則粉末顆?！癰”的不熔區(qū)寬度為Sb,“c”的不熔區(qū)寬度為Sc。如果粉末顆?！癰”進入圖示的“1”或“2”位置即可熔化,則熔覆層內(nèi)不存在“b”元素的未熔顆粒;如果粉末顆?！癰”進入圖示“3”位置處,且此時運動速度極小,無法與熔池底部發(fā)生強烈碰撞而反彈掉,則粉末顆粒部分發(fā)生熔化,同時進入“不熔區(qū)”的部分無法熔化,形成未熔粉末顆粒,未熔粉末顆粒呈“月牙形”。同理,對于圖示粉末顆?！癱”來講,在“4”和“5”位置即完全熔化的條件下,熔覆層內(nèi)不會產(chǎn)生“c”元素的未熔顆粒;如果粉末顆粒運動速度過快,熔池過淺,粉末顆粒“c”進入位置“6”處尚未發(fā)生熔化,則粉末顆?！癱”被完整保留在“6”區(qū)域,形成整顆未熔粉末顆粒,形貌為球形。需要指出的是,這里的尚未發(fā)生熔化是指粉末顆粒的熔化量極少,未熔粉末顆粒直徑和原材料直徑幾乎相等。實際上,粉末顆粒進入熔池后一直伴隨著自外表面至中心的熔化過程,因而即使進入“6”位置的未熔粉末顆粒也能夠與熔覆層形成冶金結(jié)合。由以上分析可知,與預(yù)合金粉末顆粒的熔化過程不同,即使進入激光熔池的元素粉末顆粒也可能未完全熔化而保留在合金熔覆層內(nèi),并與熔覆層形成冶金結(jié)合,分析結(jié)果與3.2.1小節(jié)所述實驗結(jié)果吻合很好。為避免未熔粉末顆粒的產(chǎn)生,根據(jù)以上理論分析,可提出如下措施:1)縮短粉末顆粒熔化時間;2)減小粉末顆粒運動速度;3)增大熔池深度;4)增加重熔深度;5)減小“不熔區(qū)”寬度。3.3不同激光功率對納米ti-5v熔池的成分偏析帶分布的影響粉末顆粒熔化后,通過擴散和對流與周圍熔體進行合金化。如果熔體流動速度較慢,合金化不充分時將有可能形成偏析帶。隨著熔池的移動,偏析帶被固液界面或溫度低于其熔點的“凝固區(qū)”所捕獲,凝固過程結(jié)束后,偏析帶即被保留在熔覆層內(nèi)。圖9(a)所示為光鏡下觀察所得Ti-5Al-15V合金垂直掃描方向的熔覆層形貌,可以看出,某些熔覆層內(nèi)凝固后的熔池邊界清晰可見,且熔池邊界內(nèi)存在明顯的明暗交替的分層現(xiàn)象。采用EDS點掃描對明暗交替區(qū)域的成分進行測試,結(jié)果表明明暗交替區(qū)域的Al的含量基本保持恒定,而V的含量則呈規(guī)律性波動,如圖9(b)和(c)所示。針對Ti-xA-yV合金展開的工藝實驗及冶金質(zhì)量觀察結(jié)果表明,除某些特定成分的合金熔覆層內(nèi)易于產(chǎn)生未熔粉末顆粒和對流不充分而導(dǎo)致的成分偏析帶外,大部分合金熔覆層是成分均勻的,這表明大部分合金熔池固液界面前沿熔體的流動速度仍是較高的,能夠達到充分合金化的要求。但隨著V的含量的增加,特別是熔池后沿“不熔區(qū)”附近V的含量的增加,合金熔體性質(zhì)的改變使得相同工藝條件下固液界面前沿熔體的流動速度顯著降低,并導(dǎo)致了成分偏析帶的形成。圖10(a)～(c)顯示了不同激光功率條件下Ti-3Al-15V合金平行掃描方向的熔覆層形貌,從中可以看出,在激光功率P=1300W時,第1層出現(xiàn)了大量的未熔粉末顆粒,隨著熔覆層數(shù)的增長,未熔粉末顆粒逐漸減少,第3層未熔粉末顆粒基本消失,但第4層出現(xiàn)了明顯的由于熔池內(nèi)對流不充分而導(dǎo)致的成分偏析。激光功率P=1600W時,第一層的未熔顆粒較1300W條件下明顯減少,但同樣,1,2和4層均出現(xiàn)了因?qū)α鞑怀浞侄鴮?dǎo)致的成分偏析帶,不過對比圖10(a)可以發(fā)現(xiàn),成分偏析帶的最大寬度明顯減小,長寬比顯著增大,表明激光熔池內(nèi)對流速度有所增大。激光功率P=2000W時,成形試樣熔覆層形貌為較均勻的亮區(qū)(單相β晶粒組成),僅少量區(qū)域可隱約觀察到尺寸十分細小的偏析帶,說明成分偏析現(xiàn)象已大大減少。以上研究表明,通過對工藝參數(shù)的優(yōu)化和調(diào)整,可以有效減少成分偏析帶的產(chǎn)生。4不同含量的激光立體成形ti-shl-yv合金熔覆層未熔粉末顆粒的變化1)激光熔池內(nèi)粉末顆粒的熔化速度較固液界面運動速度高約1～2個數(shù)量級,針對粉末顆粒的熔化問題,固液界面可近似認為靜止,因此,對于預(yù)合金法激光立體成形,進入熔池的粉末顆粒能夠充分熔化。2)元素粉末顆粒進入激光熔池內(nèi)的“不熔區(qū)”是導(dǎo)致合金熔覆層內(nèi)產(chǎn)生未熔粉末顆