激光近凈成形無(wú)變形ni-cu-sn合金組織演變規(guī)律

激光近凈成形無(wú)變形ni-cu-sn合金組織演變規(guī)律

1快速成形技術(shù)激光快速成像（lrp）是近年來(lái)發(fā)展起來(lái)的一種新型制造技術(shù)。利用該技術(shù)可一步到位制造復(fù)雜形狀的零件,具有材料利用率高,性能好,成形時(shí)間短等優(yōu)點(diǎn)。目前激光快速成形根據(jù)具體的材料及操作方法不同可分成好幾類(lèi),例如使用紙類(lèi)材料的疊層制造(LOM),利用滾筒鋪粉的選區(qū)燒結(jié)(SLS),利用光敏樹(shù)脂快速凝固的立體照相(SL)以及三維印刷(3-DP)等。其中,金屬的激光近凈成形(LaserEngineeredNetShaping,LENS)是一項(xiàng)引人關(guān)注的技術(shù)。計(jì)算機(jī)將零件的三維CAD模型分層切片,得到零件的二維平面輪廓數(shù)據(jù),這些數(shù)據(jù)又轉(zhuǎn)化為數(shù)控工作臺(tái)的運(yùn)動(dòng)軌跡。同時(shí)金屬粉末以一定的供粉速度送入激光聚焦區(qū)域內(nèi),快速熔化凝固,通過(guò)點(diǎn)、線(xiàn)、面的層層疊加,最后得到近凈形的零件實(shí)體,成形件不需要或者只需少量加工即可使用。近凈成形可實(shí)現(xiàn)金屬零件的無(wú)模制造,節(jié)約大量成本,在航空航天等重要工業(yè)領(lǐng)域迅速發(fā)展?；阪嚮辖鸬闹匾?Ni-Cu、Ni-CuSn等合金在快速成形工藝中研究較廣。由于采取高熔點(diǎn)和低熔點(diǎn)合金元素組成,目前普遍利用SLS成形,使低熔點(diǎn)金屬形成粘結(jié)相而高熔點(diǎn)金屬成為強(qiáng)化相,但SLS所用激光功率小,效率較低,精度高,難以成形尺寸較大的零件。本實(shí)驗(yàn)嘗試采用LENS技術(shù),對(duì)較大激光功率下Ni-Cu-Sn的近凈成形工藝進(jìn)行了研究。2粉末顆粒的流動(dòng)性實(shí)驗(yàn)中使用的粉末材料為自行研制的Ni-14.4Cu-1.6Sn鎳基合金粉末。為增加粉末顆粒的流動(dòng)性,實(shí)驗(yàn)采用Ni-Cu-Sn預(yù)合金化的粉末SLS中使用不同成分的顆?；旌戏椒?水霧化后經(jīng)脫氧而成,球形度較好,粒度分布在74~100μm,形貌如圖1所示?；w為普通A3鋼,表面經(jīng)噴砂處理,并用丙酮清洗。3結(jié)果與分析3.1層內(nèi)微觀組織的變化實(shí)驗(yàn)獲得了基本無(wú)變形的薄壁件,沿高度z方向即沉積的方向越高粘粉現(xiàn)象越少。圖3為y-z截面即沿沉積方向的顯微組織。薄壁件由單道熔覆層堆積而成,圖3a中每一層約有300μm。每一熔覆層略呈弧形,這與所用CO2激光光束模式有關(guān),基模的圓形光斑內(nèi)能量密度呈高斯分布,中心高邊緣低,使中心所能熔化粉末的能力也略高于邊緣,因而使每一層的整體形貌略顯弧形,并且隨著沉積高度的增加頂端的弧形越明顯。層內(nèi)由放射狀的細(xì)小的柱狀晶組成,垂直于界面生長(zhǎng)。整個(gè)截面組織均勻,基本無(wú)明顯裂紋,只有少數(shù)幾個(gè)氣孔。實(shí)驗(yàn)中用不同工藝參數(shù)成形了多件薄壁樣件。當(dāng)其他參數(shù)基本不變而只增加激光功率時(shí),大功率下層的弧度變小,如圖3b所示。3b中采用的激光功率為1200W,可以看出每一層的弧度明顯小于3a中激光功率為600W的弧度?？梢?jiàn)粉末流量不變?cè)黾庸β适构獍邇?nèi)所能熔化的粉末量增加有助成形,因?yàn)榛⌒螌硬焕诜勰┑娜刍练e,隨著沉積厚度的增加,層的弧度增加使后續(xù)層所能借助堆積的“基體”變得不平整,最終導(dǎo)致弧度過(guò)大產(chǎn)生類(lèi)似“滑坡”的現(xiàn)象而無(wú)法再沉積生長(zhǎng)。而高功率下每一層都較為平整,所能沉積的薄壁件的高度遠(yuǎn)大于低功率下的生長(zhǎng)高度,沉積能力大為增強(qiáng)。此外在功率增大后,顯微組織由低功率時(shí)的層內(nèi)放射狀生長(zhǎng)逐漸轉(zhuǎn)向?yàn)橥庋邮降目鐚由L(zhǎng)。如圖3b中,柱狀晶穿越了若干層,層與層之間的界面變得不明顯。激光快速成形是一激冷激熱的過(guò)程,對(duì)于單道熔覆層堆積而成的薄壁件來(lái)說(shuō),溫度梯度是一重要影響因素。激光功率越高,溫度梯度越大,熱量散失的方向性越明顯,且功率高時(shí),界面平整,新沉積層以前一層微熔的界面為基體形核生長(zhǎng),方向統(tǒng)一,因而形成了整體形貌上的跨層生長(zhǎng)。圖3b中黑色菱形為壓痕形貌。圖4為掃描速度不同時(shí),試樣件y-z截面的顯微組織。試驗(yàn)功率為1kW,其他參數(shù)都相同。整體仍由略帶弧形的多層熔覆層堆積而成,但層厚及晶粒在不同速度時(shí)有較大區(qū)別?？焖俪尚沃?隨著沉積過(guò)程的進(jìn)行,沉積件局部總處于高溫與低溫交替變化的狀態(tài),由此引起的熱應(yīng)力的起伏變化也較大,變形或開(kāi)裂主要是由熱應(yīng)力引起,對(duì)于薄壁件更是如此。在SLS中往往使用幾十瓦功率的激光來(lái)緩和鋪粉燒結(jié)時(shí)的應(yīng)力變形。LENS使用的激光功率較高,本實(shí)驗(yàn)中所用功率就在1kW左右,因此熱應(yīng)力的影響更為嚴(yán)重。為使薄壁件無(wú)變形及開(kāi)裂,層與層之間必須保持良好的冶金結(jié)合。前一層熔覆層總是作為后一層熔覆層的“基體”而存在,因此每一熔覆層總是由2部分構(gòu)成。圖4a所示為總?cè)鄹矊雍穸群椭厝蹍^(qū)厚度,掃描速度300mm/min。重熔區(qū)厚度為上下2層所共有,兩者之差即為每一層的凈生長(zhǎng)厚度。由圖4a可以看出總?cè)鄹矊雍穸仍?00μm以上,重熔區(qū)厚度約100μm,凈生長(zhǎng)部分在300μm左右。當(dāng)掃描速度增加至500mm/min時(shí),如圖4b所示,熔覆層的厚度變?yōu)?00μm左右,而重熔部分縮小為由區(qū)變?yōu)榫€(xiàn),成為單獨(dú)的界面?？梢?jiàn)當(dāng)掃描速度慢時(shí),粉末及基體所吸收能量較多,熔化較為充分,凝固時(shí)間長(zhǎng),重熔區(qū)域大。當(dāng)掃描速度變大時(shí),則粉末與基體吸收能量減少,重熔區(qū)域也變小。研究中發(fā)現(xiàn),進(jìn)一步提高速度會(huì)使薄壁件氣孔、裂紋等缺陷增加,進(jìn)而產(chǎn)生變形?？梢?jiàn)要避免變形,必須使重熔區(qū)域保持一定的厚度,否則影響層與層之間的結(jié)合強(qiáng)度。另外當(dāng)掃描速度增加后,外延式的跨層生長(zhǎng)也明顯起來(lái)。其實(shí)當(dāng)速度快慢變化時(shí),晶粒的生長(zhǎng)都為外延式生長(zhǎng),這是快速凝固較為普遍的生長(zhǎng)方式,只是當(dāng)速度慢時(shí),由于重熔區(qū)厚度較大,看起來(lái)似乎被隔斷了,且柱狀晶晶粒在重熔區(qū)的生長(zhǎng)部分直徑要大一些,因而跨層形式不如速度快時(shí)的明顯。3.2厚壁面沉積層的制備工藝改進(jìn)后的拉伸測(cè)試圖5為不同工藝參數(shù)下薄壁樣件沉積方向截面的硬度平均值。圖5a為激光功率不同時(shí)的平均硬度,可以看出隨著功率的增大,硬度有所上升。增大功率,溫度梯度也隨之變大,組織致密硬度也提高。但功率進(jìn)一步增大,隨著堆積高度增加,沉積件整體溫度升高,又使溫度梯度變小,功率在800W以上時(shí),硬度上升趨勢(shì)又有所變緩也體現(xiàn)了這一點(diǎn)。圖5b是掃描速度對(duì)硬度的影響。隨著掃描速度由300mm/min增加至600mm/min,硬度有上升的趨勢(shì),這與熔覆層凝固時(shí)間有關(guān)。速度越快,凝固時(shí)間越短,越有利于細(xì)化晶粒。從顯微組織也觀察到掃描速度增加使重熔區(qū)域變小,當(dāng)速度過(guò)快時(shí)會(huì)影響層間結(jié)合力。因此對(duì)于薄壁件的成形,功率為1kW時(shí)速度取300~500mm/min較為合適?？傮w上薄壁件的硬度HV0.2在1700MPa左右波動(dòng)。圖6為L(zhǎng)ENS成形的薄壁和厚壁樣件。6a為薄壁橢圓桶,尺寸為40mm×20mm×40mm。采取合理的工藝參數(shù)以及預(yù)熱基體等措施可實(shí)現(xiàn)厚壁樣件的無(wú)變形控制,如圖6b中100mm×20mm的沉積層;選取優(yōu)化的參數(shù)可解決變形問(wèn)題,尺寸200mm×20mm×7mm的樣品仍無(wú)變形(如圖6c所示)。在沉積薄壁件基礎(chǔ)上又利用LENS工藝沉積了厚壁件并進(jìn)行拉伸測(cè)試。平面尺寸為200mm×20mm,高約7mm,沿高度方向堆積的外觀如圖6c所示。磨平加工后進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)。經(jīng)檢測(cè),彈性模量E在138~194GPa之間,延伸率在3.76%~6.98%之間,波動(dòng)較大。實(shí)驗(yàn)所用的Ni-Cu-Sn合金粉末以Ni為主,而理論上合金化對(duì)彈性模量的影響很小,Ni的彈性模量在200GPa左右,所測(cè)的若干樣品中除少數(shù)接近這一值外,大多低于此值,這與組織中存在的氣孔及合金的快速凝固特性有關(guān)。由于Ni、Cu、Sn3種金屬的熔點(diǎn)依次降低,利用選區(qū)燒結(jié)(SLS)成形時(shí),采用低功率激光,只能使低熔點(diǎn)部分熔化而高熔點(diǎn)的Ni顆粒保持不變,凝固過(guò)程應(yīng)屬于粉末半熔化燒結(jié)機(jī)制,凝固后低熔點(diǎn)部分成為粘結(jié)相填充在硬顆粒周?chē)ENS使用激光功率較高,成形時(shí)使送入光束中的顆粒完全熔化,凝固過(guò)程為全熔化燒結(jié)機(jī)制,由高溫至低溫,高熔點(diǎn)和低熔點(diǎn)成分依次凝固,冷卻后低熔點(diǎn)相未能完全填充而先凝固在相晶界區(qū)域。Ni-Cu-Sn合金的LENS激光成形顯微組織如圖7所示。圖中反應(yīng)了上述特性。圖中水平方向?yàn)槎逊e高度方向,柱狀晶沿此方向生長(zhǎng),相鄰柱狀晶的晶界處為后凝固部分,均勻分布著一些孔隙,盡管尺寸很小(約10μm),但還是對(duì)成形件產(chǎn)生強(qiáng)度影響。EDS成分分析結(jié)果顯示,含量低的Cu、Sn成分在截面分布均勻。圖8為柱狀晶橫截面區(qū)域Cu、Sn相對(duì)含量EDS線(xiàn)掃描分析?？梢钥闯?雖然Cu、Sn在晶粒邊緣交界處含量略高,但無(wú)明顯偏析。這主要由Kirkendall效應(yīng)所引起。Ni-Cu在固液狀態(tài)均可無(wú)限互溶,Cu-Sn也具有較大的固溶度。成形過(guò)程中后續(xù)熔覆層會(huì)對(duì)已凝固層產(chǎn)生反復(fù)加熱效應(yīng),使已沉積部分總體溫度不斷升高,CuSn向柱狀晶內(nèi)部擴(kuò)散,從而使成分趨于均勻化。勻晶合金快速成形過(guò)程中的Kirkendall效應(yīng)已被多位研究者所證實(shí)。對(duì)于多孔類(lèi)的成形件可以通過(guò)一些后續(xù)處理來(lái)提高致密度,例如一般對(duì)SLS件再進(jìn)行一次液相燒結(jié)(LPS)或熱等靜壓(HIP)來(lái)減少縮孔。在進(jìn)一步的研究中,可以考慮通過(guò)調(diào)節(jié)成分來(lái)提高LENS成形的Ni-Cu-Sn樣品的致密度,例如提高CuSn成分的含量,使更多低熔點(diǎn)液相在成形及重熔時(shí)填充孔隙。采用調(diào)節(jié)z增量,提高搭接率即增加重熔層厚度的方法來(lái)控制和減小縮孔,同時(shí)也可增加層間結(jié)合力,增強(qiáng)冶金結(jié)合,避免因熱應(yīng)力而產(chǎn)生的開(kāi)裂及變形,如J.Choi等研究者提出搭接率應(yīng)保持在50%以上。另外沉積方向也是影響強(qiáng)度的一大重要因素。如采用沿長(zhǎng)度200mm的方向沉積生長(zhǎng),可以使拉伸沿柱狀晶長(zhǎng)度方向進(jìn)行,預(yù)計(jì)可以使強(qiáng)度大為增加。4厚壁成形的特性1)利用激光近凈成形(LENS)工藝可較好實(shí)現(xiàn)Ni-Cu-Sn合金的快速成形。成形件同樣可達(dá)到選區(qū)燒結(jié)(SLS)無(wú)變形的效果。2)成形的Ni-Cu-Sn合金樣件的顯微組織由細(xì)小的柱狀晶構(gòu)成,隨工藝參數(shù)的不同而以層內(nèi)生長(zhǎng)和外延式跨層生長(zhǎng)2種方式進(jìn)行。截面顯微硬度HV0.2平均值約1700MPa,并隨激光功率、掃描速度的增加而有所上升。3)受氣孔和縮孔等因素的影響,厚壁成形件的彈性模量、延伸率波動(dòng)較大,這與高功率下近凈成形顆粒全熔化的凝固特性有關(guān)。實(shí)驗(yàn)在北京航空制造工程研究所自行研制的激光快速成形系統(tǒng)上進(jìn)行,由5kW橫流CO2激光器、三維數(shù)控工作臺(tái)、同軸供粉器等組成,如圖2所示。激光功率控制在0.6~1.2kW,掃描速度即工作臺(tái)移動(dòng)速度300~600mm/min,離焦量5~20mm,以Ar氣作為載粉氣流控制送粉量,載氣流量1.0~2.5cm3/s。利用LENS工藝成形了多件薄壁和厚壁樣件。薄壁件采用z方向多層堆