激光立體成形高性能金屬零件研究進展

黃衛(wèi)東,林 鑫

(西北工業(yè)大學凝固技術國家重點實驗室,陜西西安710072)

激光立體成形高性能金屬零件研究進展

黃衛(wèi)東,林 鑫

(西北工業(yè)大學凝固技術國家重點實驗室,陜西西安710072)

激光立體成形技術是從20世紀80年代初期發(fā)展起來的一項先進制造技術,能夠實現(xiàn)高性能復雜結構金屬零件的無模具、快速、全致密近凈成形。該技術可以用于承受強大力學載荷的三維實體金屬零件的快速制造,也可應用于具有較復雜形狀和較大體積制造缺陷、誤加工損傷或服役損傷零件的修復。主要圍繞激光立體成形技術在追逐高力學性能方面的研究工作,綜述了激光立體成形研究和應用的主要進展情況。對多種合金的大量研究工作表明:激光立體成形金屬零件的綜合力學性能同鍛件相當,導致這樣優(yōu)越的力學性能的主要原因在于其材料組織致密、細小、均勻,可以通過優(yōu)化成形工藝和熱處理工藝而獲得基本上沒有冶金缺陷的狀態(tài)。激光立體成形技術的主要應用對象是兼顧高性能和復雜結構的金屬零件的制造和修復。實現(xiàn)高性能修復是激光立體成形技術最近的一個引人注目的研究進展,修復零件的力學性能可以僅在簡單的退火熱處理狀態(tài)下即達到鍛件力學性能標準,這使得過去認為不可修復的高性能重要金屬零件具備了現(xiàn)實的修復技術途徑,這必將是激光立體成形技術最有前景的應用方向之一。

激光立體成形;金屬零件;快速制造;修復

前 言

1995年,本文作者注意到了當時蓬勃發(fā)展的快速原型技術,遂產生了利用快速原型技術的實體自由成形原理快速制造具有復雜形狀的高性能金屬結構件的想法。這在當時是一個大膽的新想法。當時除了激光選區(qū)燒結(SLS)可以制造承載較小力學載荷的金屬或陶瓷注塑模具外,幾乎所有的快速成形技術都主要是針對制造原型而不是承載高強度力學載荷的高性能結構件,所采用的成形材料也十分廣泛,包括紙、樹脂、臘、陶瓷、金屬等,因而快速原型技術一度被作為快速成形技術的同義詞。由于作者長期在航空航天材料成形領域從事研究工作,意識到如果發(fā)展出一種實體自由成形快速制造具有復雜形狀的高性能金屬結構件的技術,對于航空航天領域的材料成形將具有十分重要的價值。

快速成形技術的主要技術特征是數(shù)字化增材成形三維實體零件,如果構成零件的點、線、面基元結構具有高強度,同時這些基元結構在添加成形過程中形成高強度的結合,原則上就可以自由成形高強度的三維實體零件。作者注意到,激光熔覆技術滿足以上條件,因此,形成了把快速原型技術的數(shù)字化增材成形原理同激光熔覆相結合,發(fā)展了一種自由成形高性能復雜結構金屬零件的技術構思。實現(xiàn)這個新技術構思首先必須解決的關鍵問題,是獲得材質致密、組織結構細小均勻的金屬成形件。因此,1997年立項,由西北工業(yè)大學和中航集團北京航空工藝研究所合作承擔的航空科學基金重點項目,就是題為“金屬粉材激光立體成形(Laser Solid Forming,LSF)的熔凝組織與力學性能研究”。作者對這項技術是否可以實現(xiàn)其預定目標的唯一擔心,是能否克服激光立體成形過程中熔池附近的高溫度梯度導致的應力的負面效應。研究結果表明,在適當?shù)墓に嚄l件下,激光立體成形金屬結構件可以獲得很高的力學性能,通?？梢赃_到與鍛件相當?shù)木C合力學性能。雖然應力效應是可以克服的,但始終是激光立體成形需要高度關注的問題。對于激光立體成形件可以獲得與鍛件相當?shù)母咝阅?一直以來就有很多人存有疑問。因為激光成形件的材料組織屬于鑄態(tài)組織,而通常情況下,鑄態(tài)組織的力學性能顯著低于鍛件組織,何以激光成形態(tài)組織可以有鍛態(tài)組織的性能?本文將對此予以解答。

在上世紀90年代,同作者開展激光立體成形研究工作相近的幾年時間里,這項技術在全世界多個研究機構相對獨立地發(fā)展起來,并且被賦予了不同的名稱:英國利物浦大學和美國密西根大學—DirectMetal Deposition(DMD)[1-2];加拿大國家研究委員會集成制造技術研究所—Laser Consolidation[3];瑞士洛桑理工學院—LaserMetal Forming(LMF)[4];美國Sandia國家實驗室—Laser Engineered Net Shaping(LENS)[5];美國Los-Alamos國家實驗室—Directed Light Fabrication(DLF)[6];美國Aeromet公司—Laser Forming(LF)或者Laser Additive Manufacturing(LAM)[7];美國賓州大學—Laser Free-Form Fabrication(LFFF)[8];英國伯明翰大學—Direct Laser Fabrication(DLF)[9]。名稱雖然不同,但基本的技術原理卻是完全相同的,即都是基于同步送粉(送絲)激光熔覆的數(shù)字化增材成形。

本文將從以下幾方面綜述激光立體成形高性能金屬零件研究的主要進展:①幾種典型合金激光立體成形件的力學性能;②激光立體成形凝固組織形成特征與控制;③激光立體成形件熱處理研究;④激光立體成形過程的冶金缺陷控制;⑤激光立體成形技術的主要應用情況;⑥高性能激光修復。

幾種典型合金激光立體成形件力學性能

表1～3分別給出了激光立體成形鈦合金、高溫合金及鋼的室溫拉伸力學性能。鈦合金激光立體成形件的力學性能普遍達到了鍛件標準,特別是大部分鈦合金在沉積態(tài)的情況下其力學性能也可以滿足鍛件指標。對于高溫合金,其中目前在航空航天領域應用最為廣泛的Inconel 718合金激光立體成形件的室溫力學性能已經達到鍛件標準。對于粉末冶金高溫合金,其激光立體成形件的室溫力學性能已經十分接近粉末冶金(加熱等靜壓)的技術標準,之所以仍然存在一定差距,相信與粉末冶金高溫合金的成形工藝特性和合金設計有關。對于鋼來說,與高溫合金類似,一些常用的不銹鋼和馬氏體鋼,其激光立體成形件的室溫力學性能同樣滿足了鍛件標準,只是對于超高強度鋼的激光立體成形件,其室溫力學性能與鍛件指標還存在一定差距,不過這個差距并不大。鈦合金和高溫合金在航空航天領域應用的環(huán)境常常會遇到高溫和動載荷,如航空發(fā)動機熱端部件和轉子件等。表4給出了激光立體成形鈦合金在400～500℃下的高溫拉伸力學性能。所有鈦合金在沉積態(tài)下的力學性能都已經達到了鍛件標準。至于動載力學性能,以TC4(Ti-6Al-4V)合金為例,其經固溶時效處理后,斷裂韌性值K1c為86.3～103.1 MPa·m1/2,同樣滿足鍛件退火態(tài)的標準(>50 MPa·m1/2)。圖1給出了激光立體成形件TC4合金的低周疲勞曲線。激光立體成形件的疲勞性能與退火態(tài)鍛件的性能基本相當。表5給出了粉末冶金高溫合金Rene88DT激光立體成形件在750℃下的高溫拉伸力學性能。Rene88DT激光立體成形件在高溫下靜載力學性能表現(xiàn)較為出色,已經基本達到了粉末冶金(加熱等靜壓)的技術標準。表6列出了Inconel 718激光立體成形件的高溫持久性能。激光立體成形件的持久壽命遠高于鍛件和鑄件標準,僅是與應力斷裂有關的塑性略低。高溫合金激光立體成形件的疲勞性能目前仍然較低。同樣以Inconel 718合金為例,其在500MPa,500℃下的高周疲勞壽命僅為5.8×104,低于鍛件標準(退火態(tài)鍛件在495MPa,650℃下的高周疲勞壽命為5.0×105)。

表1 激光立體成形鈦合金的室溫力學性能Table 1 Room tempe ra ture m echanicalprope rties ofLSFed Ti-ba sed a lloys

表2 激光立體成形高溫合金的室溫力學性能Table 2 Room tempe ra ture m echanica lproperties ofLSFed supera lloys

表3 激光立體成形鋼的室溫力學性能Table 3 Room tempe rature m echanica lproperties ofLSFed iron

表4 激光立體成形鈦合金的高溫力學性能Table 4 High temperature m echanica lproperties ofLSFed Ti-ba sed a lloys

圖1 激光立體成形TC4(Ti-6Al-4V)合金光滑試樣固溶時效處理態(tài)與鍛件對比的低周疲勞S-N曲線Fig.1 Low cycle fatigueS-Nvalue of the s mooth wrought TC4samples and LSF+solution aged TC4 samples

表5 激光立體成形Rene88DT高溫合金的750℃高溫力學性能Table 5 High tempe ra ture m echanica l propertie s of LSFed Rene88DT(750℃)

表6 激光立體成形Inconel 718高溫合金試樣的高溫持久性能Table 6 High temperature m echanical prope rties of LSFed Incone l718

粉末冶金高溫合金和超高強度鋼的激光立體成形件性能與鍛件或粉末冶金件的標準仍然存在一定差距,這主要是由于高溫合金和超高強度鋼的合金化程度較高,凝固過程中容易在枝晶間產生低熔元素成分或共晶偏析,而激光立體成形過程中周期性的快速加熱和冷卻導致的成形應力較高,使得這些合金在成形凝固過程中若工藝控制不當,容易產生微裂紋或其他冶金缺陷,導致力學性能降低。另外,目前激光立體成形件的熱處理制度大多數(shù)是沿用傳統(tǒng)鑄件和鍛件的熱處理制度,這些熱處理制度由于在制定時主要是針對鑄件或鍛件的組織和合金化特征,所以不能充分發(fā)揮激光立體成形件的力學性能。

激光立體成形凝固組織形成特征與控制

圖2顯示了316L不銹鋼激光立體成形件在垂直光束掃描方向上的橫截面顯微組織,主要由生長方向不一致的細長柱狀枝晶組成[10]。由于激光快速熔凝所具有的高梯度、高速度的凝固特征,所得組織細密、均勻?；诩す馊鄢氐膫鳠崽卣?凝固始終自熔池底部向頂部進行,凝固是熔池中的液態(tài)金屬從固相基底外延生長的過程,呈現(xiàn)出典型的強制性凝固柱狀生長特點。激光快速熔凝所具有的這種外延生長特性,也使得成形件的微觀組織在很大程度上被基材的晶體取向所影響,使得基材的晶體取向能夠在成形過程中逐層傳遞下去。成形件中平均枝晶一次間距約在4～50μm,相比常規(guī)熱加工獲得的組織尺度要小得多,如通常鑄造組織的平均枝晶一次間距約在幾百到上千微米,這也意味著在激光立體成形組織中即使存在一定的微觀偏析,也可以很容易通過隨后的熱處理消除。

圖2 316L激光立體成形件外延生長組織Fig.2 Epitaxial growth micro structure in LSFed 316L part

圖3是316L不銹鋼激光立體成形件內部沿厚度方向成分的線掃描結果[10],掃描距離1.5 mm。可以看出,Fe,Cr,Ni在整個掃描線上分布很均勻,Si和Mo雖然出現(xiàn)一定的波動,但總體上其分布還較為均勻。為考察成形件的微觀偏析程度,在兩相鄰枝晶主干連線上間隔一定距離選點測量元素Cr,Ni的含量變化,可獲得激光立體成形件微觀尺度內Cr,Ni的成分偏析度(元素的枝晶間最大含量與枝晶干最小含量的比值)分別約為1.136和1.144,可見成形件的成分在宏觀和微觀尺度內都是相當均勻的。

圖3 316L激光立體成形件成分線掃描結果Fig.3 Compositional linear scanning in LSFed 316L part

圖4 激光立體成形TC4合金成形件橫截面組織Fig.4 The cross section micro structure ofLSFed TC4 part

圖4顯示了TC4(Ti-6Al-4V)合金激光立體成形件橫截面的宏觀、微觀組織[11-12]。可以看到,激光立體成形TC4鈦合金試樣宏觀組織由兩部分組成?？拷牡撞亢椭胁坑韶灤┒鄠€熔覆層呈外延生長的粗大β柱狀晶組成,柱狀晶主軸基本沿激光沉積方向,并略向光束掃描方向傾斜。在成形試樣頂部為等軸晶組織,即在沉積層頂部發(fā)生了CET(柱狀-等軸)轉變。圖5顯示了采用多元合金CET模型所計算的Ti-6Al-4V合金CET曲線。圖中的帶箭頭曲線給出了激光熔池中沿液固界面從熔池底部至頂部的凝固條件變化?？梢钥吹?熔池中的凝固組織大部分落在柱狀晶生長范圍內,僅在熔池頂部出現(xiàn)柱狀晶向等軸晶的轉變。原始β-Ti晶粒的平均尺寸約為600μm甚至更大。但是,成形試樣頂部出現(xiàn)的等軸晶尺寸要小一些,約為80μm。與前述提及的316L不銹鋼激光立體成形組織特征不同,Ti-6Al-4V合金激光快速熔凝所得到的初生β柱狀晶在隨后的冷卻過程中還將發(fā)生β→α固態(tài)相變。成形件最終微觀組織是由初生β柱狀晶內與初生β晶粒具有一定位相關系的大量的魏氏α板條加一定體積分數(shù)的板條間β相組成。由于Ti-6Al-4V合金中β相的自擴散系數(shù)較大,晶粒生長激活能較小,導致初生β晶粒在再加熱過程中容易出現(xiàn)過熱和長大的趨勢。如果掃描速度較低,熱影響區(qū)在高溫下停留時間長,冷卻速度慢,β晶粒極易過熱而變得粗大。另外,在接近重熔區(qū)的部分,由于熱影響區(qū)的作用,β晶內α板條容易局部達到快速粗化溫度而明顯粗化,呈現(xiàn)明顯的層帶現(xiàn)象。

圖5 Ti-6Al-4V合金的CET曲線(N0=2×1 015 m-3,ΔTn=2.5℃),陰影區(qū)為激光立體成形的凝固參數(shù)范圍Fig.5 CET curve of Ti-6Al-4V alloy(N0=2×1 015 m-3,ΔTn=2.5℃),the shadow region indicated the LSF processing parameter range

激光立體成形過程中組織的外延生長特性使得可以采用激光立體成形技術制備單晶零件。圖6顯示了在常規(guī)定向凝固DD3單晶平行(001)面的截面上沿[100]方向進行激光立體成形Rene88DT單晶試樣的微觀組織[13]。成形層的凝固組織是完全從基底沿[100]晶向外延生長上來的,二者晶體取向一致,同時成形層中定向凝固的柱狀枝晶顯著細化,只是在成形層頂部由于熔池頂部熱流方向的變化,出現(xiàn)了沿掃描方向呈[100]晶向生長的轉向枝晶層。這層轉向枝晶層可以在熔覆下一層時很方便地被熔掉,從而得到一個內部枝晶取向完全一致的激光立體成形單晶零件。

圖6 激光立體成形Rene88DT單晶試樣的顯微組織:(a)熔覆沉積層頂部,(b)熔覆沉積層內部,(c)熔覆沉積層與基材界面處Fig.6 Microstructure ofLSFed Rene88DT single crystal sample:(a)top of depositon,(b)middle of deposition,and(c)interface between the deposit and substrate

激光立體成形所具有的粉末多路同步送進特征使得采用激光立體成形技術制備多材料任意復合梯度材料及零件成為了可能。目前,采用激光立體成形技術已經可以直接成形制備包括Fe/Ni基(SS316L/Rene88DT)[14],Ti/Ni基(Ti/Rene88DT[15],Ti-6Al-4V/Rene88DT[16]和Ti/Ni[17]),以及Ti基(Ti/Ti2AlNb[18]和Ti60/Ti2A lNb[19])梯度材料和零件。圖7顯示了激光立體成形線性成分變化過渡SS316L不銹鋼/Rene88DT高溫合金梯度材料的典型顯微組織及相關的XRD衍射譜[14]。成形件中列狀枝晶組織呈現(xiàn)取向垂直掃描方向,即平行成分梯度方向的定向生長特性。基于Fe,Ni基合金SS316L不銹鋼和Rene88DT高溫合金在凝固組織生長特性和相結構的相似性,外延生長的枝晶組織和它的生長取向在整個梯度材料的成形過程中保持了很好的延續(xù)性。

富Rene88DT高溫合金一端在激光立體成形過程中,析出了兩種不同大小的γ′沉淀相,即枝晶間粗化的γ′沉淀相和枝晶間明顯細化的γ′沉淀相(細化的γ′沉淀相[20]:5～20 nm和粗化的γ′沉淀相:20～50 nm)如圖8。尺寸不同的γ′沉淀相的析出將有利于調整高溫合金的強度和塑性的配合,消除缺口敏感性,提高合金的綜合力學性能。

分析表明,激光立體成形合金的顯微組織屬于鑄態(tài)組織。激光立體成形件的力學性能可以達到鍛件標準的主要原因是其組織致密、均勻、細小。常規(guī)工藝條件下,鑄件性能一般遠低于鍛件,主要源于鑄態(tài)組織通常存在宏觀偏析、縮松、以及組織粗大等缺陷。鍛造過程將使材料組織致密、成分均勻、晶粒細化,從而相比常規(guī)鑄態(tài)組織顯著提高力學性能。激光立體成形件組織致密、均勻、細小,不存在導致常規(guī)鑄態(tài)組織性能低下的宏觀偏析、縮松、組織粗大等缺陷。激光立體成形過程中沉積熔池所具有的快速熔凝特征導致沉積態(tài)組織的亞結構相比常規(guī)鑄態(tài)組織顯著細化;激光立體成形采用的是同步送粉逐點逐層熔覆沉積,由于粉末的成分是均勻的,且熔池尺寸很小,凝固速率很快,顯微偏析局限于同其細小枝晶間距相當?shù)臉O小范圍,更不會產生宏觀偏析;熔池尺寸小而淺兼枝晶細小,易于補充液態(tài)金屬的凝固收縮,因此不會出現(xiàn)縮松,可以獲得全致密的合金組織。一個值得注意的現(xiàn)象是:激光成形合金的晶粒組織往往較鍛件晶粒組織粗大,但晶粒內部的亞結構非常細小,如鎳基合金的枝晶和沉淀相、鈦合金的網籃組織等?？梢妼τ诩す饬Ⅲw成形合金,決定力學性能的主要因素不是晶粒組織,而是晶內亞結構。這表明套用鍛件的冶金質量指標來衡量激光立體成形件的性能并不適當,必須制訂適用于激光立體成形工藝的專用冶金質量標準。

圖7 激光立體成形線性成分變化過渡SS316L不銹鋼/Rene88DT高溫合金梯度材料的典型顯微組織及相關的XRD衍射譜Fig.7 The micro structure and the XRD pattern of LSFedSS316L/Rene88DT graded material:(a)SS316L,(b)60%SS316L+40%Rene88DT,(c)20%SS316L+80%Rene88DT,and(d)Rene88DT

圖8 激光立體成形SS316L不銹鋼/Rene88DT梯度材料中的γ′沉淀相Fig.8 TEMmicrographs of theγ′precipitate in LSFed SS316L/Rene88DT graded materialswith the composition of:(a)60%Rene88DT,(b)80%Rene88DT and(c)Rene88DT

激光立體成形件熱處理研究

大多數(shù)工程合金都需要通過熱處理來獲得特定的顯微組織,以達到合金的最佳力學性能。由于激光立體成形合金的凝固組織有其不同于常規(guī)熱加工工藝的新特點,所以其熱處理規(guī)范也有所不同。如前所述,激光立體成形合金由于外延定向凝固特性而具有較大的晶粒尺寸,但由于快速凝固而具有極細小的晶內組織。此外,激光立體成形過程所具有的周期性快速加熱和快速冷卻特點,加大了沉積態(tài)組織中溶質的固溶極限,抑制了第二相的沉淀析出,并使析出相的平均尺寸顯著細化(如圖8所示)。這種組織特征與常規(guī)鑄造、鍛造和粉末冶金組織顯著不同。圖9給出了激光立體成形Rene88DT高溫合金熱處理后的典型組織[21]。可見,經1 165℃,2 h/SQ+760℃,8 h/AC固溶時效處理后,γ′沉淀相均勻析出,但尺寸僅有20～40 nm。相比粉末冶金成形Rene88DT高溫合金采用相似熱處理制度所能達到的優(yōu)化γ′沉淀相尺寸60～120 nm具有較大差距。不過,如果對激光立體成形Rene88DT高溫合金采用1 165℃,2 h/SQ+1 020℃,2 h/AC+760℃,16 h/AC雙級時效處理,則可以得到具有較好綜合強化效果的雙模γ′沉淀相析出。

圖9 激光立體成形Rene88DT高溫合金熱處理后典型組織Fig.9 Typicalmicro structure ofLSFed Rene88DT alloy after heat treatment:(a)1 165℃,2 h/SQ+760℃,8 h/AC and(b)1 165℃,2 h/SQ+1 020℃,2 h/AC+760℃,16 h/AC

另外,激光立體成形所具有的周期性快速加熱和快速冷卻特點,使得在激光立體成形件中通常存在較大的殘余應力。這些殘余應力主要是材料在成形過程中由于約束的存在,以及反復快速加熱和冷卻過程造成的殘余熱應力。這也與常規(guī)鑄造、鍛造和粉末冶金顯著不同。應力的存在一方面可以使材料在熱處理過程中通過誘導再結晶實現(xiàn)沉積態(tài)顯微組織由粗大柱狀晶粒到細小等軸晶粒的轉變,使晶粒細化。同時還可以影響材料中析出相分布,進一步影響材料性能。

圖10顯示了激光立體成形Ti-6Al-4V合金經過固溶時效處理所獲得的球狀α組織。而按照傳統(tǒng)鈦合金理論,鈦合金必須通過熱機械處理才有可能獲得球狀α組織,也是就是預應力處理是產生鈦合金層片組織球化的重要因素。由于激光立體成形Ti-6Al-4V合金在熱處理過程中并沒有受到其他外力的作用,這也在一定程度上說明了,激光立體成形過程所產生的殘余應力足以在熱處理過程中誘導層片α向球狀α轉變。

圖10 激光立體成形TC4合金固溶時效處理后所獲得的球狀α相Fig.10 Globularαphase ofLSFed TC4 alloy after solution aging treatment:(a)950℃8 h/AC+550℃4 h/AC,and(b)950℃1 h/AC+550℃above 8 h/AC

圖11顯示了對激光立體成形Inconel 718合金采用不同溫度進行固溶處理所獲得的再結晶組織[22]。需要指出的是,以往的研究表明,鍛造Inconel 718合金在高于1 170℃溫度下會發(fā)生Laves相的初熔,在1 210℃會因晶界處的低熔點共晶相的熔化而初熔,而激光立體成形Inconel 718合金在1 250℃的溫度進行固溶處理,晶界處并未發(fā)生初熔現(xiàn)象。初熔現(xiàn)象的發(fā)生與低熔點相的存在有關,激光立體成形具有高凝固速度,使得熔池中凝固生長界面顯著偏離平衡,各元素的固溶極限增大,宏觀偏析消除,降低了激光立體成形材料組織中低熔點相的含量,因此減小了材料在高溫下初熔現(xiàn)象的發(fā)生。這也使得通常激光立體成形合金可以采用更高的熱處理溫度來加速合金元素的原子遷移擴散速度,加快合金元素的均勻化。

圖11 激光立體成形Inconel 718合金的固溶處理顯微組織Fig.11 Typicalmicro structure ofLSFed Inconel 718 alloy after solution treatment:(a)1 100℃/1 h,(b)1 170℃/1 h,and(c)1 250℃/1 h

激光立體成形過程的冶金缺陷控制

激光立體成形過程中,高能激光束與金屬粉末、基材相互作用時,一方面使材料在激光輻照區(qū)形成特殊的優(yōu)越的組織結構,如晶粒高度細化,獲得高度過飽和的固溶體等;另一方面,由于材料的熔化、凝固和冷卻都是在極快的條件下進行的,如果成形工藝控制不當,有可能在成形件中形成裂紋、氣孔、夾雜、層間結合不良等缺陷,降低成形件的力學性能。

. 氣孔及熔合不良缺陷

若激光立體成形采用的粉末形狀不規(guī)則,含氣量較高,或不同熔覆沉積層和沉積道間搭接不合適,將容易在成形件內部產生兩種類型的缺陷:氣孔和熔合不良導致的孔洞。兩種缺陷具有不同的形貌特征,氣孔形貌多為規(guī)則的球形或類球形,在成形件內部的分布具有隨機性,在成形件內部各處都可能有分布,但大多分布在晶粒內部,如圖12a所示;由于熔合不良而導致的孔洞形貌不規(guī)則,內壁粗糙,這類孔洞多呈帶狀分布在層間和道間的搭接處[23],如圖12b所示。

通過采用規(guī)則,無氣孔和干燥的類球形粉末將可以避免成形件中出現(xiàn)氣孔缺陷。圖13顯示了采用不同特征粉末激光立體成形Inconel 718合金的組織形貌[24]。通過采用旋轉電極制備的無氣孔Inconel 718粉末,完全消除了成形件中的氣孔缺陷。

當激光成形工藝參數(shù)不匹配時,就會使各沉積層之間未形成致密冶金結合而產生熔合不良的缺陷,包括沉積層與基體之間界面處形成熔合不良,各沉積層間熔合不良或沉積層內局部熔合不良。搭接率是影響熔合不良缺陷產生的一個重要工藝參數(shù),它不僅影響零件的成形精度,而且搭接率選擇不當還將導致道間缺陷的產生。圖14顯示當搭接率較小時,在道與道之間出現(xiàn)了局部熔合不良缺陷(圖14a中箭頭所指);當搭接率較大時就未發(fā)現(xiàn)熔合不良缺陷(圖14b)[25]。選擇合適的搭接率就能避免局部熔合不良的產生,得到無缺陷的沉積層。

圖12 鈦合金成形件內部缺陷的微觀形貌:(a)氣孔,(b)熔合不良Fig.12 The defect morphology in LSFed Ti-based alloys:(a)porosities and(b)ill bonding

圖13 采用不同特征粉末激光立體成形Inconel 718合金的組織形貌:(a)氣霧化Inconel 718粉末,(b)旋轉電極Inconel718粉末,(c)氣霧化Inconel718粉末,(d)旋轉電極制備Inconel 718粉末形貌及成形組織Fig.13 Opticalmicrograph of Inconel718 powderparticles andmicro structure ofLSF Inconel718:(a)GA Inconel718 powderparticles,(b)PREP Inconel718 powderparticles,(c)typical as-deposited micro structure ofLSF GA Inconel 718,and(d)typical as-deposited micro structure ofLSF PREP Inconel 718,free of porosities

圖14 搭接率對熔合不良缺陷形成的影響:(a)有缺陷沉積層,(b)無缺陷沉積層Fig.14 The effects of the overlap on ill bonding:(a)deposit with defects,and(b)depositwithout defects

. 裂紋

由于激光立體成形過程中始終伴隨著較高的熱應力,若合金的合金化程度較高,顯微偏析較嚴重,裂紋敏感度較高,則在激光立體成形過程中容易發(fā)生開裂,特別是由于激光立體成形組織所具有的外延生長特性,裂紋容易沿晶擴展。圖15顯示了裂紋敏感性較強的粉末冶金高溫合金Rene88DT在激光立體成形過程中形成的裂紋形貌[25]。裂紋出現(xiàn)在道與道之間的搭接區(qū),大體沿道與道之間平行分布,如圖15a所示。同時裂紋主要集中在試樣中上部區(qū)域。大尺寸裂紋貫穿多個沉積層,如圖15b,但裂紋沒有貫穿試樣表面,基本上包覆在試樣內部。大部分裂紋發(fā)生在樹枝晶晶界,具有典型的沿晶開裂特征。這表明,沉積層的拉伸內應力和枝晶間低熔共晶組織是引起激光立體成形鎳基高溫合金開裂的主要原因。因此優(yōu)化激光立體成形工藝參數(shù),調整微觀組織是一種重要的控制裂紋手段。在保證沉積層和基體之間、沉積層層與層之間達到足夠強度的冶金結合的同時,降低激光立體成形過程中的能量輸入是一種很好的手段。能量輸入的降低可以減少熱影響區(qū)低熔點共晶組織的液化傾向,同時也可以減少熱應力的產生。減小和消除激光沉積道與道搭接區(qū)域的尖角凹槽等結構性應力集中部位是另一個要注意的事項。通過對基體進行預熱,激光立體成形后或成形過程中的退火熱處理等,在一定程度上也可以減少和抑制裂紋的產生。不過,在激光立體成形工藝本身的調整和控制能力達到極限后,引入外部手段即其它技術來消除成形裂紋也是解決方法之一。圖16顯示了激光立體成形Rene88DT合金經過熱等靜壓處理后所得到的顯微組織[25]?？梢钥吹?經過熱等靜壓下的擴散連接,成形過程中的裂紋得到了很好的愈合,同時在裂紋修復愈合后形成了明顯的MC型碳化物跡線(圖16d)。

圖15 激光立體成形塊狀試樣橫截面上的裂紋:(a)裂紋的宏觀分布特征,(b)激光沉積道與道搭接裂紋Fig.15 Cracks in LSFed sample:(a)overall view of the cracks distribution in the transverse section of the sample,and(b)cracks in overlapping zone

即使對于一些開裂敏感性低的合金,如鈦合金、316不銹鋼,當工藝條件選擇不當時,熔覆沉積層也會開裂。圖17所示為TC4(Ti-6Al-4V)合金沉積層裂紋微觀形貌,具有典型的穿晶開裂特征,屬于冷裂紋,是較高氣體雜質元素含量氣氛中成形時合金被氧化導致沉積金屬脆化,在拉伸應力的作用下發(fā)生開裂。鈦合金的塑性較好,其晶間殘余液相又不會形成低熔點共晶,因此,若工藝控制合適,基本上可以完全消除上述冶金缺陷,所以較易于獲得同鍛件相當?shù)男阅?。部分高溫合金和不銹鋼也是如此。但對于某些合金化程度較高,開裂敏感性較高的合金,如部分高溫合金,其裂紋難以完全消除,導致其力學性能不夠理想,還需要進行更進一步的深入研究。

激光立體成形技術的主要應用

圖16 H IP處理后激光立體成形Rene88DT裂紋的修復愈合:(a)搭接充分試樣的典型組織,(b)試樣中部的大尺寸裂紋愈合,(c)試樣邊緣的大尺寸裂紋愈合,(d)裂紋愈合后的析出物Fig.16 The crack healed micro structure ofLSFed Rene88DT after H IP treatment:(a)micro structure with the good overlap,(b)the typical long crack healed in middle area of sample,(c)the typical long crack healed at the edge of sample,and(d)the precipitate after the crack healed

圖17 激光立體成形TC4合金熔覆沉積層裂紋微觀形貌:(a)基體,(b)沉積金屬,(c)裂紋Fig.17 Morphology of the micro-cracks in LSFed TC4 deposit:(a)substrate,(b)deposit,and(c)cracks

圖18 激光立體成形鎳基高溫合金雙合金軸承座后機匣Fig.18 DualNi-based superalloy back casing of bearing chock byLSF

激光立體成形技術最初的主要應用領域是航空、航天等高科技領域,成形材料也主要涉及鈦合金、高溫合金、高強鋼等航空、航天用先進材料。隨著這項技術在成形原理、工藝裝備、材料制備和成形件性能等方面研究工作的不斷深化,以及激光材料加工技術直接成本的不斷降低,激光立體成形技術開始逐漸應用于汽車工業(yè)、模具設計與制造、醫(yī)學等更廣闊的領域。圖18顯示了激光立體成形的航空發(fā)動機鎳基高溫合金雙合金軸承座后機匣。通過該軸承座后機匣的激光立體成形,解決了傳統(tǒng)工藝長期難以解決的制造難題,并顯著改善了發(fā)動機零件之間的熱性能匹配。

圖19顯示了采用激光立體成形技術制造的腹板上有內陷以及兩個半封閉腔體結構的飛機腹鰭接頭,解決了先進飛機中此類復雜結構零件采用常規(guī)成形工藝無法實現(xiàn)的加工困難。

圖20顯示了整體激光立體成形制造的具有復雜內部結構的超音速飛行器方向舵。其中,蒙皮薄壁結構成形余量控制在1.5 mm以內。該零件采用傳統(tǒng)工藝(鑄造鈦合金骨架而后點焊鈦合金蒙皮)制造時存在超重問題,采用激光立體成形技術后,可以在最大限度減輕結構件質量的同時保證高的剛度和強度。

圖21所示為Sandia國家實驗室采用激光立體成形技術制造的模具[26]。兩個模具都具有小尺寸空腔和細小深槽結構,其中圖21b中模具的槽寬為0.76 mm,槽深為25.4 mm。

圖19 激光立體成形TC4(Ti-6Al-4V)合金腹鰭接頭Fig.19 TC4(Ti-6Al-4V)alloy ventral fin junction byLSF

圖20 激光立體成形TC4(Ti-6Al-4V)合金方向舵Fig.20 TC4(Ti-6Al-4V)rudder byLSF

圖22顯示了采用激光立體成形技術制造的純鈦牙冠和全口義齒鈦基板[27]。這兩個器件的成形時間僅為一個小時,相比傳統(tǒng)鑄造工藝顯著縮短了制造周期,同時解決了傳統(tǒng)制造技術難以實現(xiàn)的口腔修復體自動加工制作的難題。

高性能激光修復

圖21 Sandia國家實驗室采用LENSTM制造的內部具有冷卻通道的模具Fig.21 Injection mold with cooling channel inside made by Sandia national laboratory usingLENSTM

圖22 激光立體成形純鈦口腔修復體:(a)牙冠,(b)全口義齒基板Fig.22 CP Ti dental restoration byLSF:(a)Crownand(b)mandibular base plate

由于激光立體成形的逐點增材制造特性,只要把缺損零件看作一種特殊的基材,按缺損部位形狀進行激光立體成形就可實現(xiàn)零件形狀和性能的恢復。由于激光能量在功率密度和時空分布上的可控性遠遠高于其他能源,因此可以最大限度地減小修復加熱過程對被修復零件帶來的負面影響,如變形、熱影響區(qū)等等。特別是,傳統(tǒng)上對于不同技術制造的零件進行修復時,由于制造工藝和傳統(tǒng)修復工藝通常差別很大,因此非常難以使修復區(qū)和零件本體在性能上趨于一致,導致修復后零件性能通常會有所下降。但是,由于激光立體成形過程中可以同步控制成形合金成分和組織,因此可以通過控制修復區(qū)成分、組織而使修復區(qū)與零件本體的性能保持高度一致,從而實現(xiàn)高性能匹配修復。

高性能修復的一大難題是熱處理限制,已修復的損傷零件不能同制造新件一樣自由確定熱處理工藝,使得修復區(qū)的金屬材料難以通過熱處理來調節(jié)其性能。針對這一難題,西北工業(yè)大學重點研究了如何在激光沉積態(tài)獲得高性能,并對多種合金,達到了在激光沉積態(tài)實現(xiàn)鍛件力學性能的目標(見本文力學性能一節(jié)),零件修復完畢后只需做適當?shù)耐嘶馃崽幚硐龖?就可以保證零件本體性能不發(fā)生變化。

表7給出了一種新型的TC4鈦合金激光匹配修復材料TX合金的力學性能?？梢钥吹?TX合金的力學性能在激光立體成形沉積態(tài)下與TC4合金的鍛件性能具有良好的匹配。

表7 激光立體成形鈦合金的室溫力學性能Table 7 Room tempe ra ture m echanicalprope rties ofLSFed Ti-ba sed a lloys

圖23顯示了在不同修復區(qū)體積分數(shù)下TC4(Ti-6Al-4V)合金鍛件經激光成形匹配修復后的力學性能[28]。可以看到,經激光成形匹配修復處理后,強塑性都滿足鍛件標準,修復件的力學性能隨修復區(qū)所占體積分數(shù)的變化不大。圖24給出了采用激光成形匹配修復TC4(Ti-6Al-4V)合金鍛件的低周疲勞壽命曲線[28],可見,在高應變情況下,匹配修復的疲勞壽命有顯著提高,僅略低于TC4(Ti-6Al-4V)合金模鍛件的疲勞壽命,在低應變情況下的疲勞壽命高于TC4(Ti-6Al-4V)合金模鍛件。這表明,經激光成形匹配修復后,修復件的綜合性能基本與新件相當,實現(xiàn)了高性能修復。

圖23 修復區(qū)體積分數(shù)對激光匹配修復TC4(Ti-6Al-4V)合金鍛件室溫靜載拉伸性能的影響(紅、黑點分別代表不同批次的試樣)Fig.23 Influence of volume fraction of repaired zone on static load tensile properties of the laser match repaired TC4(Ti-6Al-4V)wrought(red and black point represent the different batches of the sampled)

圖24 激光匹配修復TC4(Ti-6Al-4V)合金的低周疲勞曲線Fig.24 Low cycle fatigue curve of lasermatch repaired TC4(Ti-6Al-4V)alloys

圖25～26顯示了損傷高溫合金和鈦合金零件的激光成形修復。圖27顯示了激光成形修復的汽輪機17-4PH馬氏體鋼整體葉輪和航空發(fā)動機高溫合金整體葉盤。在保證激光修復區(qū)與基體形成致密冶金結合的基礎上,通過對零件在修復中的局部應力及變形控制,實現(xiàn)了零件幾何性能和力學性能的良好修復。

圖25 激光成形修復的損傷葉片:(a)高溫合金葉片,(b)鈦合金葉片F(xiàn)ig.25 The damaged blades repaired by laser forming repairing:(a)Superalloy blades and(b)Ti-based alloy blades

圖26 激光成形修復的誤加工或有缺陷零件:(a)鈦合金接頭,(b)鈦合金機匣,(c)高溫合金塊,(d)高溫合金油管Fig.26 Mis-machined or damaged components repaired by laser for ming repairing:(a)Ti-based alloy junction,(b)Ti-based alloy engine casing,(c)Superalloy sector bulk and(d)Superalloy oil pipe

結 語

(1)激光立體成形金屬零件的綜合力學性能同鍛件相當,大多數(shù)經過較充分研究的合金系的室溫拉伸、高溫拉伸、動載性能等都達到了鍛件標準。研究工作較深入的鈦合金激光立體成形件的力學性能普遍達到了鍛件標準,特別是大部分鈦合金在沉積態(tài)的情況下也可以滿足鍛件指標。部分高溫合金激光立體成形件的力學性能已經達到鍛件標準,部分還有一定差距。對于一些常用的不銹鋼和馬氏體鋼,其激光立體成形件的室溫力學性能滿足鍛件標準。對于超高強度鋼,激光立體成形件的室溫力學性能與鍛件指標還存在一個不大的差距。

圖27 激光成形修復整體葉輪和葉盤:(a)燃氣輪機17-4PH鋼整體葉輪,(b)航空發(fā)動機高溫合金整體葉盤Fig.27 Integral Impeller and disc repaired by laser forming repairing:(a)17-4PH alloy integral impeller of gas turbine and(b)Superalloy integral disc of aero engine

(2)激光立體成形合金的顯微組織屬于鑄態(tài)組織。激光立體成形件的力學性能可以達到鍛件標準的主要原因是其組織致密、均勻、細小,不存在導致常規(guī)鑄態(tài)組織性能低下的宏觀偏析、縮松、組織粗大等缺陷。激光立體成形沉積態(tài)和熱處理態(tài)的組織及其與性能的關系有其自身特色:其晶粒組織往往較鍛件晶粒組織粗大,但晶粒內部的亞結構非常細小,如鎳基合金的枝晶和沉淀相、鈦合金的網籃組織等?？梢妼τ诩す饬Ⅲw成形合金,決定力學性能的主要因素不是晶粒組織,而是晶內亞結構。這表明套用鍛件的冶金質量指標來衡量激光立體成形件的性能并不適當,必須制訂適用于激光立體成形工藝的專用冶金質量標準。

(3)部分合金力學性能同鍛件指標存在一定差距的可能的原因有:(a)激光成形技術發(fā)展的歷史還不長,很多研究工作還遠不夠充分;(b)所有的合金都是針對特定的工藝而設計的,目前激光成形研究采用的主要是現(xiàn)有的鍛造合金、鑄造合金或粉末合金工藝,并不能充分發(fā)揮激光成形工藝的特點,這說明有必要開展激光立體成形專用合金研究。

(4)激光立體成形技術的主要應用對象是兼顧高性能和復雜結構的金屬零件的制造和修復。實現(xiàn)高性能修復是激光立體成形技術最近的一個引人注目的研究進展,修復零件的力學性能可以僅在簡單的退火熱處理狀態(tài)下即達到鍛件力學性能標準,這使得過去認為不可修復的高性能重要金屬零件具備了現(xiàn)實的修復技術途徑,這必將是激光立體成形技術未來最有前景的應用方向之一。

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Research Progress in Laser Solid Forming of High Performance Metallic Component

HUANG Weidong,LIN Xin

(State Key Laboratory of Solidification Processing,Northwestern Polytechnical University,Xi'an 710072,China)

Laser solid forming(LSF)is an advanced manufacture technology developed from early 1980's,which can realize the rapid near-net-shaping of the high performance complicated metallic components with full-dense and without using a mold.LSF can be used not only to rapidly fabricate 3D components for bearing heavy load,but also to repair the components with the complicate shape and large volume manufacture defect,the mis-machined components and the service damaged components.In present paper,the emphasis has been focused on obtaining excellent mechanical properties for LSFed metal parts,the main progresses on the research and application of laser solid for ming are reviewed.Researches on many LSFed metallic materials show that the comprehensive mechanical properties of LSFed samples are usually in the classes of forging parts,which results from the dense,fine and homogeneous micro structure in LSFed parts,especially,metallurgical-defects-free structure can be obtained by careful optimizing the for ming and heat treatment parameter.To realize the manufacturing and repairing of high performance complicate metallic components is the dominant application ofLSF.To realize the high performance repairing of the metallic component is one of the most remarkable progress for laser solid for ming recently.The mechanical properties of the repaired parts byLSF can reach the wrought standards only with annealing treatment,as a result,LSF provide a important way for the repair of some very important high performance metallic components which was generally thought not to be able to be repaired in the past.It is believed that the repair of high performance metallic components byLSF should be one of the most promising applications for LSF in the coming future.

laser solid forming(LSF);metallic component;rapid manufacture;repairing

TG665;O532+.25

A

1674-3962(2010)06-0012-16

2009-12-09

新世紀優(yōu)秀人才支持計劃項目(No.NCET-06-0879);高等學校學科創(chuàng)新引智計劃(08040);國家自然科學基金(50331010和50971102);西工大基礎研究基金(No.NPU-FFR-JC200808);凝固技術國家重點實驗室自主研究課題(No.16-TZ-2007和No.39-QZ-2009)資助

黃衛(wèi)東,男,1956年生,教授,博士生導師