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    3D打印AlSi10Mg合金組織性能研究

    2019-05-09 01:50:02李曉丹朱慶豐孔淑萍康延磊王向杰倪家強
    材料科學(xué)與工藝 2019年2期
    關(guān)鍵詞:熔池孔洞斷口

    李曉丹, 朱慶豐,孔淑萍,康延磊,王向杰,倪家強

    (1. 中航工業(yè)沈陽飛機工業(yè)(集團)有限公司,沈陽 110034;2.材料電磁過程研究教育部重點實驗室(東北大學(xué)),沈陽 110004;3.東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,沈陽 110004)

    3D打印技術(shù)(3D printing)是20世紀(jì)90年代出現(xiàn)的一種新型快速成型技術(shù).該技術(shù)利用高能激光熱源將金屬粉末完全熔化,經(jīng)快速冷卻凝固成型,從而得到高致密度、高精度的金屬零部件.3D打印技術(shù)在制備復(fù)雜形狀零部件方面具有明顯優(yōu)勢,已被廣泛應(yīng)用于制備各種復(fù)雜結(jié)構(gòu)零部件[1-9].作為典型的輕質(zhì)高強材料,鋁合金的3D打印制備工藝備受關(guān)注,但受自身激光吸收率低、導(dǎo)熱率高、凝固收縮大等特點的限制,3D打印用鋁合金體系發(fā)展緩慢.近年來,國內(nèi)外學(xué)者針對鋁合金3D打印工藝展開了大量研究[10-16],目前,AlSi10Mg合金被公認(rèn)為比較適合于3D打印技術(shù).掃描方式、基板預(yù)熱、微量成分,以及粉材的形狀、粒徑等多方面因素均會對3D打印AlSi10Mg制品的性能產(chǎn)生影響.Kempen[13]等人使用AlSi10Mg合金進(jìn)行3D打印獲得致密度達(dá)到99.5%,抗拉強度達(dá)到400 MPa的零部件.盡管國內(nèi)學(xué)者已對AlSi10Mg合金粉材及3D打印技術(shù)做了大量的研究工作[17-18],但粉材質(zhì)量、掃描參數(shù),掃描方法等關(guān)鍵參數(shù)的掌控仍不如國外相關(guān)企業(yè),3D打印效率和產(chǎn)品質(zhì)量仍有待提高.

    結(jié)合3D打印技術(shù)的發(fā)展現(xiàn)狀,本文通過對德國EOSM28金屬粉末激光燒結(jié)系統(tǒng)所制備樣品的組織性能分析,解析進(jìn)口設(shè)備的掃描方式,并結(jié)合掃描方式及3D打印技術(shù)金屬凝固的特點,分析3D打印制品力學(xué)性能優(yōu)異的原因.

    1 實 驗

    利用EOSM280金屬粉末激光燒結(jié)系統(tǒng),按設(shè)備自動設(shè)定的工藝參數(shù)進(jìn)行AlSi10Mg材料的3D打印,AlSi10Mg的名義成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為:Si 9.0~11.0,Mg 0.4~0.6,F(xiàn)e≤2.0,Cu≤0.6,Mn≤0.35,其他微量元素<0.25,余量為Al.將AlSi10Mg粉材沿不同構(gòu)件方向制成8個尺寸為12 mm×12 mm×120 mm的3D打印試樣,其中4個樣品的長軸垂直于構(gòu)建方向,另4個樣品的長軸平行于構(gòu)建方向,圖1所示為長軸垂直于構(gòu)建方向試樣.

    圖1 試樣構(gòu)件方向示意圖

    將3D打印試樣分別沿垂直于構(gòu)建方向和平行于構(gòu)建方向切開,磨光、并進(jìn)行電解拋光,用德國徠卡(Lecia)公司的DMI5000M光學(xué)金相顯微鏡觀察其微觀組織.用體積分?jǐn)?shù)15%的鹽酸對試樣進(jìn)行深腐蝕,用德國蔡司(Zeiss)公司生產(chǎn)的ULTRA PLUS場發(fā)射掃描電鏡對三維形貌進(jìn)行觀察.將3D打印試樣按GB228《金屬材料室溫試驗方法》制備拉伸樣品,用CMT-5105型微機控制電子萬能拉伸實驗機進(jìn)行常溫拉伸實驗,設(shè)定拉伸速率為1 mm/min,每個條件取3個試樣進(jìn)行拉伸,所得結(jié)果取算術(shù)平均值,利用場發(fā)射掃描電鏡對斷口形貌進(jìn)行觀察.

    2 結(jié)果與分析

    用體視顯微鏡(奧林巴斯的SZX16)對試樣的側(cè)面、頂面及磨光腐蝕后的正面進(jìn)行拍照,并拼接成三維宏觀組織形貌,如圖2所示,其中Z方向為構(gòu)建方向,垂直于Z方向的頂面為構(gòu)建面(或掃描面).由圖2可以看到:3D打印試樣的頂面和側(cè)面的形貌明顯不同,頂面由一道道平行的條紋構(gòu)成,各條紋與焊縫上表面形貌相似;側(cè)面則比較粗糙,有大量的孔洞溝壑和未熔的金屬粉末;正面界面的典型組織呈“魚鱗狀”,實為激光掃描熔池凝固后形成的,在樣品橫截面頂部可以看到最后一層掃描所形成的較為完整的“U”形組織.

    圖2 3D打印試樣的三維宏觀組織

    Fig.2 Optical micrographs from three orthogonal planes showing the macrostructures of the sample

    3D打印試樣頂層(距頂層約100 μm)磨光后的金相顯微組織如圖3所示,可以看到試樣頂層附近(俯視圖)的典型組織呈平行的“帶狀”,結(jié)合3D打印技術(shù)特點可知,這些“帶狀”組織為激光平行掃描形成熔池凝固后的俯視組織,由這些“帶狀”組織的間距可知,激光掃描時兩束激光的間距約為210 μm.在圖2的局部區(qū)域還可以看到下層的“帶狀”組織,這些組織與上層組織呈一定角度(約為120°),由此可知,激光掃描過程中相鄰兩層間掃描方向的夾角約為120°.

    Fig.3 The microstructure near the top surface of the 3D printing sample

    圖4(a)為3D打印試樣橫截面磨光后的金相顯微組織,可以看到,在3D打印樣品頂面皮下層可以清楚地看到較為完整“U”形組織,這些“U”形組織邊界清晰,在水平方向相互疊加,經(jīng)測量熔池上部的寬度約為290 μm,測量熔池的高度約為180 μm,兩熔池底部間距約為210 μm,激光掃描形成的凝固熔池一層層疊加形成了魚鱗狀組織.凝固的“U”形組織內(nèi)部為典型的柱狀晶,晶粒的生長方向垂直于熔池底部.頂面典型組織(俯視圖)的局部放大圖如圖4(b)所示,可以看到平行的帶狀組織之間的間距約為210 μm(與熔池底部間距相同),帶狀組織內(nèi)的晶粒呈等軸狀(實為柱狀晶的橫截面),這些晶粒在帶狀組織內(nèi)分布不均勻,邊部較細(xì)小,心部粗大.熔池凝固過程中邊部和心部冷卻速率的差異是導(dǎo)致這種柱狀晶分布不均勻的主要原因.

    圖4 3D打印試樣不同方向的微觀組織

    Fig.4 The microstructure in different direction of the 3D printing sample :(a) the front surface;(b) the top surface

    3D打印樣品橫截面經(jīng)深腐蝕后典型微觀組織照片如圖5所示.

    圖5 3D打印試樣深腐蝕后的形貌:(a) 正面低倍形貌;(b)、 (c)對應(yīng)圖5(a)中框圖位置的局部放大圖;(d) 對應(yīng)圖5(b)中框圖位置的局部放大圖;(e) 對應(yīng)圖5(c)中框圖位置的局部放大圖

    Fig.5 Morphology of the 3D printing sample after deep corrosion:(a) low magnification of the front surface; (b) the local magnification of the corresponding position of Fig.5(a);(c) the local magnification of the corresponding position of Fig.5(a);(d) the local magnification of the corresponding position of Fig.5(b); (e) the local magnification of the corresponding position of Fig.5(c)

    由圖5可以看出,深腐蝕后試樣的典型組織形貌呈魚鱗狀,凝固熔池底部附近的耐蝕程度較差,形成較深的腐蝕坑.對凝固熔池中心部位的典型位置處進(jìn)行高倍觀察(圖5(b)和(d)),可以看到在熔池內(nèi)部中心區(qū)域的典型組織呈“管狀”,管狀組織的間距約為0.5 μm,這些“管狀”結(jié)構(gòu)的內(nèi)壁并不光滑,多呈顆粒狀,能譜分析結(jié)果(圖6(a))表明,這些顆粒狀組織Si含量較高,結(jié)合AlSi10Mg合金的特點可知,這些顆粒狀相為共晶Si顆粒,圖5(d)顯示這些Si顆粒尺寸非常細(xì)小.在管狀組織之間可以看到表面比較平滑的組織(圖5(d)中點2處),經(jīng)能譜分析可知該處的Al含量較高(圖6(b)),這些為Al基體.

    對熔池底部附近的組織進(jìn)行觀察(圖5(c)和(e)),可以看到在熔池底部附近存在明顯的組織突變區(qū),熔池底部的枝晶間距非常細(xì)小,Si顆粒亦非常細(xì)小,如圖5(c)所示,而在熔池底部附近的熱影響區(qū),枝晶間距比較粗大,Si顆粒的尺寸也比較粗大,如圖5(e)所示.如前所述,激光掃描構(gòu)建過程所形成的熔池非常小(寬度為210 μm、深度僅為180 μm),熔池凝固過程中可以獲得很高的冷卻速率,這有利于獲得細(xì)小的共晶組織和細(xì)小的共晶Si顆粒,而熔池底部的冷卻速率更快,形成的共晶組織和Si顆粒更細(xì)小.

    圖6 針對圖5(d)部分區(qū)域的能譜分析結(jié)果

    Fig.6 EDS spectrum analysis corresponding to the points of Fig.5 (d):(a) EDS spectrum analysis corresponding to the 1 point;(b)EDS spectrum analysis corresponding to the 2 point

    試樣沿X向和沿Z向的拉伸力學(xué)性能如表1所示,可以看到3D打印試樣X向和Z向的屈服強度分別為292.5和240.0 MPa,抗拉強度分別為487.5和490.0 MPa,延伸率分別為9.0%和7.0%,彈性模量分別為69.7和68.3 MPa,樣品在兩個方向的力學(xué)性能差別不大,且強度及延伸率明顯優(yōu)于相關(guān)資料中[19]該合金的強度和延伸率.

    表1 3D打印試樣不同方向的力學(xué)性能

    Table 1 The mechanical properties of the 3D printing samples along different direction

    拉伸方向Rp0.2/MPaσb/MPaδ/%E/GPaX向292.5487.59.069.7Z向240.0490.07.068.3AM AlSi10Mg (CL31)[19]170~220310~3252~375

    長軸平行于構(gòu)建方向(Z向)和垂直于構(gòu)建方向(X向)的兩組拉伸試樣的典型斷口分別如圖7(a)、(b)所示,可以看出兩個方向拉伸試樣的斷口形貌明顯不同.沿Z向的拉伸斷口表面出現(xiàn)很多“溝壑”,這些“溝壑”的寬度在100 μm左右,有些長度可達(dá)1 000 μm,在這些溝壑之間還存在一些不規(guī)則的孔洞,局部放大結(jié)果表明(圖7(c)),這些孔洞內(nèi)表面非常光滑,應(yīng)為凝固過程中熔池底部補縮不足形成的孔洞.這表明沿Z向拉伸時,試樣主要沿熔池底部斷裂,熔池凝固過程中熔池底部為組織突變區(qū),這個區(qū)域的組織突變和形成的孔洞可能是導(dǎo)致其開裂的主要原因.沿X向的拉伸斷口表明凹凸不平,沒有沿一定方向分布的“溝壑”,在凹凸不平的表面上同樣存在大量孔洞,局部放大結(jié)果(圖7(d))表明,這些孔洞處的斷口表面也比較光滑.

    3 結(jié) 論

    1)3D打印過程中激光束掃描形成熔池的深度約為180 μm,熔池寬度約為290 μm,同層掃描過程中激光束的間距約為210 μm,層與層間的掃描方向互成120°.

    2)熔池凝固后形成典型的“U”形組織,“U”形組織內(nèi)形成典型的柱狀晶,其生長方向與傳熱方向平行,晶粒內(nèi)的共晶組織呈“管狀”,枝晶臂上的Si顆粒細(xì)小均勻.

    3)3D打印樣品平行于構(gòu)建方向的抗拉強度和延伸率分別為487.5 MPa和9.0%,垂直于構(gòu)建方向的抗拉強度和延伸率分別為490.0 MPa和7.0%.

    圖7 3D打印樣品不同方向拉伸斷口的典型形貌:(a)Z向拉伸試樣斷口;(b)X向拉伸試樣斷口;(c) 圖7(a)對應(yīng)位置的局部放大圖;(d) 圖7(b)對應(yīng)位置的局部放大圖

    Fig.7 Typical fracture morphology of the samples along different direction: (a) the tensile fracture ofZdirection;(b) the tensile fracture ofXdirection ;(c) the local magnification of the corresponding position of Fig.7(a);(d) the local magnification of the corresponding position of Fig.7(b)

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