激光近净成形NiCuSn合金（稀有金属材料与工程论文）

激光近净成形激光近净成形NiCuSnNiCuSn合金 稀有金属材料与工程论文 合金 稀有金属材料与工程论文 第36卷xx焦第l1期11月稀有金属材料与工程RARE METALM A rERIAI S ANDENGINEERING Vo1 36 No 11Novembcr20o7激光近净成形Ni Cu Sn合金费群星 张雁 谭永生 赵靖 曹文斌 1 北京航空制造工程研究所 北 京100024 2 北京科技大学 北京100083 摘要利用激光近净成形 技术成形出无变形的Ni cu sn合金样品 沿沉积方向显微组织主要为柱状晶 呈外延式跨层生长 长度随工 艺参数不同而变化 平均显微硬度Hv02在1700MPa左右 而弹性模量和延伸率波动较大 这与高功率下近净成形颗粒全熔化的凝固特性有关 关键词激光近净成形Ni Cu Sn合金 显微组织 显微硬度中图法 分类号TG146A1002 185X xx 11 2052 051引言2实验材料及方法激光快速成形 Laser Rapid Prototyping ERr 技术是近年来迅速发展的一项新型制造技术 利用该技术可一步到位制造复杂形状的零件 具有材料利用率高 性能好 成形时间短等优点 目前激光快速成形根据具体的材料及操作方法不同可分成好几类 例如使用纸类材料的叠层制造 LOM 利用滚筒铺粉的选区烧结 SLS 利用光敏树脂快速凝固的立体照相 sL 以及三维印刷 3 DP 等 其中 金属的激光近净成形 Laser Engineered Net Shaping LENS 是一项引人关注的技术 计算机将零件的三维CAD模型分层切片 得到零件的二维平面轮廓数 据 这些数据又转化为数控工作台的运动轨迹 同时金属粉末以一定的供粉速度送入激光聚焦区域内 快速熔化凝 固 通过点 线 面的层层叠加 最后得到近净形的零件实体 成 形件不需要或者只需少量加工即可使用 近净成形可实现金属零件的无模制造 节约大量成本 在航空航天 等重要工业领域迅速发展j 基于镍基合金的重要性 Ni Cu Ni CuSn等合金在快速成形工艺中研究较广 4 由于采取高熔点和低熔点合金元素组成 目前普遍利用SLS成形 使 低熔点金属形成粘结相而高熔点金属成为强化相 但SLS所用激光功 率小 效率较低 精度高 难以成形尺寸较大的零件 本实验尝试采用LENS技术 对较大激光功率下Ni Cu Sn的近净成形工艺进行了研究 实验中使用的粉末材料为自行研制的Ni 14 4Cu 1 6Sn镍基合金 粉末 为增加粉末颗粒的流动性 实验采用Ni Cu Sn预合金化的粉末SLS 中使用不同成分的颗粒混合方法 水雾化后经脱氧而成 球形度较 好 粒度分布在74 100岬 形貌如图1所示 基体为普通A3钢 表面经喷砂处理 并用丙酮清洗 图1Ni Cu Sn合金粉末颗粒形貌Fig 1Appearance ofNi Cu Sn powders实验在北京航空制造工程研究所自行研制的激光快速成形系 统上进行 由5kW横流CO2激光器 三维数控工作台 同轴供粉器等 组成 如图2所示 激光功率控制在0 6 1 2kW 扫描速度即工作台移动速度300 60 0mm min 离焦量5 20mm 以Ar气作为载粉气流控制送粉量 载气流量1 0 2 5cm s 利用xx 12 10基金项目高能束流加工技术国防科技重点实验室06基金资助 作者简介费群星 男 1977年生 硕士 工程师 北京340信箱104 室 100024 电话010 85701577 传真010 85701588 e mail foxfei sohu 第11期费群星等激光近净成形ni cu sn合金 2053 lens工艺成形了多件薄壁和厚壁样件 薄壁件采用z方向多层堆积熔覆 高度在15mm左右 制取样品进行显 微组织观察 厚壁件先在一1 平面熔覆成层 然后在z方向层层叠加 z增量为0 3 0 5mm 最终尺寸为200mm 20mm 7mm 加工成拉伸件进行强 度测试 对样品采用线切割制取试样 利用NEOPHOTO21显微镜对试样进行金 相组织观察 用HX 200硬度计进行显微硬度测试 在KYKY 2800B扫描电镜下进行显微组织和能谱分析 在AG 50KNE拉伸试验机上进行拉伸试验 加载速率为2mm s 图2LENS成形系统示意图Fig 2Schematic ofLENS system3结果与分析3 1显微组织特征实验获得了基本无变形的薄壁 件 沿高度z方向即沉积的方向越高粘粉现象越少 图3为y z截面即沿沉积方向的显微组织 薄壁件由单道熔覆层堆积而成 图3a中每一层约有300m 每一熔覆层略呈弧形 这与所用CO2激光光束模式有关 基模的圆形 光斑内能量密度呈高斯分布 中心高边缘低 使中心所能熔化粉末 的能力也略高于边缘 因而使每一层的整体形貌略显弧形 并且随 着沉积高度的增加顶端的弧形越明显 层内由放射状的细小的柱状晶组成 垂直于界面生长 整个截面组织均匀 基本无明显裂纹 只有少数几个气孔 实验中用不同工艺参数成形了多件薄壁样件 当其他参数基本不变而只增加激光功率时 大功率下层的弧度变小 如图3b所示 3b中采用的激光功率为1200W 可以看出每一层的弧度明显小于3a中 激光功率为600W的弧度 可见粉末流量不变增加功率使光斑内所能熔化的粉末量增加有助成 形 因为弧形层不利于粉末的熔化沉积 随着沉积厚度的增加 层 的弧度增加使后续层所能借助堆积的 基体 变得不平整 最终导 致弧度过大产生类似 滑坡 的现象而无法再沉积生长 而高功率下每一层都较为平整 所能沉积的薄壁件的高度远大于低 功率下的生长高度 沉积能力大为增强 此外在功率增大后 显微组织由低功率时的层内放射状生长逐渐转 向为外延式的跨层生长 如图3b中 柱状晶穿越了若干层 层与层之间的界面变得不明显 激光快速成形是一激冷激热的过程 对于单道熔覆层堆积而成的薄 壁件来说 温度梯度是一重要影响因素 激光功率越高 温度梯度越大 热量散失的方向性越明显 且功率 高时 界面平整 新沉积层以前一层微熔的界面为基体形核生长 方向统一 因而形成了整体形貌上的跨层生长 图3b中黑色菱形为压痕形貌 图32种激光功率的试样显微组织Fig 3The microstructuresof samplesin twokinds laser power P a P 600W and b P 1200W图4为扫描速度不同时 试样件y z截面的显微组织 试验功率为1kW 其他参数都相同 整体仍由略带弧形的多层熔覆层堆积而成 但层厚及晶粒在不同速 度时有较大区别 快速成形中 随着沉积过程的进行 沉积件局部总处于高温与低温 交替变化的状态 由此引起的热应力的起伏变化也较大 变形或开 裂主要是由热应力引起 对于薄壁件更是如此 在SLS中往往使用几十瓦功率的激光来缓和铺粉烧结时的应力变形 lens使用的激光功率较高 本实验中所用功 2054 稀有金属材料 与工程第36卷率就在1kw左右 因此热应力的影响更为严重 为使薄壁件无变形及开裂 层与层之间必须保持良好的冶金结合 前一层熔覆层总是作为后一层熔覆层的 基体 而存在 因此每一 熔覆层总是由2部分构成 图4a所示为总熔覆层厚度和重熔区厚度 扫描速度300mm min 重熔区厚度为上下2层所共有 两者之差即为每一层的净生长厚度 由图4a可以看出总熔覆层厚度在400 am以上 重熔区厚度约100 a m 净生长部分在300 am左右 当扫描速度增加至500t urn r ain时 如图4b所示 熔覆层的厚度变为200 am左右 而重熔部分 缩小为由区变为线 成为单独的界面 可见当扫描速度慢时 粉末及基体所吸收能量较多 熔化较为充分 凝固时间长 重熔区域大 当扫描速度变大时 则粉末与基体吸收能量减少 重熔区域也变小 研究中发现 进一步提高速度会使薄壁件气孔 裂纹等缺陷增加 进而产生变形 可见要避免变形 必须使重熔区域保持一定的厚度 否则影响层与 层之间的结合强度 图42种扫描速度的显微组织Fig 4The microstructuresof samplesin twokind scanning speed v a v 300r am r ainand b v 500mm min另外当扫描速度增加后 外延式的跨层生长 也明显起来 其实当速度快慢变化时 晶粒的生长都为外延式生长 这是快速凝 固较为普遍的生长方式 只是当速度慢时 由于重熔区厚度较大 看起来似乎被隔断了 且柱状晶晶粒在重熔区的生长部分直径要大 一些 因而跨层形式不如速度快时的明显 3 2力学性能与成分分析图5为不同工艺参数下薄壁样件沉积方向截 面的硬度平均值 图5a为激光功率不同时的平均硬度 可以看出随着功率的增大 硬 度有所上升 增大功率 温度梯度也随之变大 组织致密硬度也提高 但功率进一步增大 随着堆积高度增加 沉积件整体温度升高 又 使温度梯度变小 功率在800W以上时 硬度上升趋势又有所变缓也 体现了这一点 图5b是扫描速度对硬度的影响 随着扫描速度由300mm min增加至600mm min 硬度有上升的趋势 这与熔覆层凝固时间有关 速度越快 凝固时间越短 越有利于细化晶粒 从显微组织也观察到扫描速度增加使重熔区域变小 当速度过快时 会影响层间结合力 因此对于薄壁件的成形 功率为1kw时速度取300 500r am r ain较为合适 总体上薄壁件的硬度HV0 2在I700MPa左右波动 对蔓0H 对蔓0H P W v mm min 图5功率和扫描速度对样品显微硬度的影响Fig 5E fectsof processparameters onthe microhardnessof samples a laserpowerand b scanningspeed图6为LENS成形的薄壁 和厚壁样件 6a为薄壁椭圆桶 尺寸为40mm 20mm 40mm 采取合理的工艺参数以及预热基体等措施可实现厚壁样件的无变形 控制 如图6b中100mill 20mm的沉积层 选取优化的参数可解决变 形问题 尺寸200mm 20mill 7mm的样品仍无变形 如图6c所示 舳印如 如加 aupJ量0l 一苫 aupJ0l 一苫第11期费群星等激光近净成形ni cu sn合金 2055 一图6lens成形的ni cu sn合金样品fig 6ni cu sn samplesform edby lens在沉积薄壁件基础上又利用lens工艺沉积了厚壁件并进行拉伸 测试 平面尺寸为200mm 20mm 高约7mm 沿高度方向堆积的外观如图6c 所示 磨平加工后进行拉伸实验 经检测 弹性模量E在138 194GPa之间 延伸率在3 76 6 98 之间 波动较大 实验所用的Ni Cu Sn合金粉末以Ni为主 而理论上合金化对弹性 模量的影响很小 Ni的弹性模量在200GPa左右 所测的若干样品中 除少数接近这一值外 大多低于此值 这与组织中存在的气孔及合 金的快速凝固特性有关 由于Ni Cu Sn3种金属的熔点依次降低 利用选区烧结 SLS 成形 时 采用低功率激光 只能使低熔点部分熔化而高熔点的Ni颗粒保 持不变 凝固过程应属于粉末半熔化烧结机制 凝固后低熔点部分 成为粘结相填充在硬颗粒周围 LENS使用激光功率较高 成形时使送入光束中的颗粒完全熔化 凝 固过程为全熔化烧结机制 由高温至低温 高熔点和低熔点成分依 次凝固 冷却后低熔点相未能完全填充而先凝固在相晶界区域 Ni Cu Sn合金的LENS激光成形显微组织如图7所示 图中反应了上述特性 图中水平方向为堆积高度方向 柱状晶沿此方向生长 相邻柱状晶 的晶界处为后凝固部分 均匀分布着一些孔隙 尽管尺寸很小 约10 um 但还是对成形件产生强度影响 EDS成分分析结果显示 含量低的Cu Sn成分在截面分布均匀 图8为柱状晶横截面区域Cu Sn相对含量EDS线扫描分析 可以看出 虽然Cu Sn在晶粒边缘交界处含量略高 但无明显偏析 这主要由Kirkendall效应所引起 Ni Cu在固液状态均可无限互溶 Cu Sn也具有较大的固溶度 成彤过程中后续熔覆层会对己凝固层产生反复加热效应 使己沉积 部分总体温度不断升高 CuSn向柱状品内部扩散 从而使成分趋于 均匀化 匀晶合金快速成形过程中的Kirkendall效应己被多位研究者所证实L 6 7 对于多孔类的成形件可以通过一些后续处理来提高致密度 例如一 般对SLS件再进行一次液相烧结 LPS 或热等静压 HIP 来减少缩孔 在进一步的研究中 可以考虑通过调节成分来提高LENS成形的Ni C u Sn样品的致密度 例如提高CuSn成分的含量 使更多低熔点液相 在成形及重熔时填充孔隙 采用调节Z增量 提高搭接率即增加重熔层厚度的方法来控制和减小 缩孔 同时也可增加层间结合力 增强冶金结合 避免因热应力而 产生的开裂及变形 如J Choi等研究者提出搭接率应保持在50 以 上LsJ 另外沉积方向也是影响强度的一大重要因素 如采用沿长度200mm的方向沉积生长 可以使拉伸沿柱状晶长度方向 进行 预计可以使强度大为增加 图7显微组织的扫描电镜形貌Fig 7SEM imageof Ni Cu Sn alloyformed byLENS Distance gm图8Cu Sn元素的EDS线扫描Fig 8EDS line scan ofCu a and Sn b elements inthe LENSed sample4结论1 利用激光近净成形 LENS 工艺可较好实现Ni Cu Sn 合金的快速成形 成形件同样可达到选区烧结 SLS 无变形的效果 2 成形的ni cu sn合金样件的显微组织由细小的柱状晶构成 随 工艺参数的不同而以层内生长和外 2056 稀有金属材料与工程第3 6卷延式跨层生长2种方式进行 截面显微硬度HV0 2平均值约1700MPa 并随激光功率 扫描速度的 增加 4 而有所上升 3 受气孔和缩孔等因素的影响 厚壁成形件的弹性模量 延伸率波 动较大 这与高功率下近净成形颗粒全熔化的凝固特性有关 参考文献References 1 Wang Huaming SE华明 Acta Areonauticaet AstronauticaSini ca 航空学报 J xx 23 5 473 2 Pham DL GaultR S International Journals ofMachine Tools andManufacture J 1998 381257 3 Blackwell PL Wisbey A Journal o f MaterialsProcessing Technology J xx 170268Shen Yifu 沈以赴 Wu Peng 吴鹏 Pf a1 Transactions of the ChinaWelding Institution 焊接学报 J xx 26 2 73 5 Zheng Xiulin 郑修麟 Mechanical PropertiesofMaterials 材料机械性能 M Xi anNorthwester n PolytechnicalUniver sity Press 199914 6 Mukesh Agarwala David Bourell Joseph Beaman et aLRapid Prototyping Journal J 1995 l 1 26 7 Mukesh Agarwala David Bourell Joseph Beamaa1 RapidPrototypingJournal J l995 l 2 36 8 choi j chang yinter nationaljournalofmachiools manufacture j xx 45597laser engineered shapingof ni cu sn alloysfei qunxing zhang yan tan yongsheng zhao jing cao wenbin 1 beijing aeronautical manufacturing technology research institute beijing100024 china 2 bering universityof scienceand technology beoing100083 china abstractni cu sn alloysare formedby laserengin