選區(qū)激光熔化復(fù)合成形鋼銅異質(zhì)結(jié)構(gòu)界面微觀組織與力學(xué)性能

李忠華， 陳彥磊， 劉斌， 蒯澤宙， 路聲宇， 史京帥

(1.中北大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院， 山西 太原 030051； 2.中北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 山西 太原 030051)

0 引言

選區(qū)激光熔化(SLM)技術(shù)是一種基于逐層選擇性熔化、凝固、疊加成形原理制造金屬零部件的增材制造技術(shù)。SLM設(shè)備采用高能量激光作為熱源，使金屬粉末能夠完全熔化，并且在快速熔化凝固過程中生成細(xì)小晶粒以及較為規(guī)則的微觀組織，提高金屬零件的力學(xué)性能[1]。與傳統(tǒng)制造技術(shù)相比，SLM技術(shù)的優(yōu)點(diǎn)在于可以成形結(jié)構(gòu)復(fù)雜、尺寸精度高的金屬零件，因此廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車以及生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域[2-4]。

目前，隨著現(xiàn)代工業(yè)的快速發(fā)展，對零件的性能要求更高，雙金屬零件兼顧兩種材料的優(yōu)異性能，在各領(lǐng)域有廣泛應(yīng)用[5-6]。針對SLM成形雙金屬材料，國內(nèi)外已有較多相關(guān)研究報道。Chen等[7]采用自主研發(fā)的多材料SLM設(shè)備成形了鋼銅雙金屬結(jié)構(gòu)，并對其界面微觀組織以及雙金屬結(jié)構(gòu)的力學(xué)性能進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，在雙金屬界面熔合區(qū)與鋼區(qū)交界處存在枝狀裂紋源，鋼與銅熔合區(qū)表現(xiàn)出脆性斷裂機(jī)制。Mei等[8]采用SLM技術(shù)制備了316L不銹鋼和Inconel 718多材料零件，其界面處形成良好的冶金結(jié)合，具有較好的綜合力學(xué)性能，但在界面附近靠近316L側(cè)存在裂紋和孔洞。Sing等[9]對AlSi10Mg和C18400銅合金進(jìn)行了SLM雙金屬材料加工，并對界面特性進(jìn)行了分析。研究發(fā)現(xiàn)，雙金屬界面處形成良好的冶金結(jié)合，Al/Cu界面處形成Al2Cu金屬間化合物，抗拉強(qiáng)度高于C18400銅合金但低于AlSi10Mg。以上研究均只采用了SLM技術(shù)分別成形兩種金屬粉末，然而SLM技術(shù)是將金屬粉末逐層熔化、凝固后疊加的，在制造尺寸較大的金屬零部件時，其加工成形效率較低，成本較高。

在制備雙金屬零件時，將SLM技術(shù)與傳統(tǒng)機(jī)加工技術(shù)相結(jié)合，結(jié)構(gòu)簡單、性能要求不高的基體部分可以采用機(jī)加工成形，結(jié)構(gòu)復(fù)雜或是有更高性能要求的部分采用SLM技術(shù)成形。這種增減材復(fù)合制造方式可以提高加工效率、節(jié)約成本，并且可以制造兼顧結(jié)構(gòu)復(fù)雜性以及高功能性的零件，受到國內(nèi)外學(xué)者的廣泛關(guān)注。劉林青等[10]在機(jī)加工Cr8Mo2SiV冷作模具鋼基體上SLM成形18Ni300馬氏體時效鋼，并對界面結(jié)合處微觀組織及成分進(jìn)行了分析。結(jié)果表明，界面處增材結(jié)構(gòu)以齒形鑲嵌到基體中，雙金屬界面處不存在宏觀裂紋，元素有少量擴(kuò)散，形成了良好的冶金結(jié)合。Tan等[11]探索了SLM技術(shù)與減材工藝相結(jié)合制備鋼/銅雙金屬的方法，在T2銅基體上成形馬氏體時效鋼，并闡明了SLM工藝參數(shù)與界面特性和力學(xué)性能之間的關(guān)系。Hadadzadeh等[12]在Al-Cu-Ni-Fe-Mg鑄造合金基體上SLM成形了AlSi10Mg。結(jié)果表明，界面處形成了良好的冶金結(jié)合，SLM部分與基體部分的晶粒尺寸及形貌存在顯著差異，并且在復(fù)合結(jié)構(gòu)中SLM成形AlSi10Mg側(cè)具有更好的力學(xué)性能。

鋼銅復(fù)合零件結(jié)合了鋼的高強(qiáng)度和耐腐蝕性以及銅的高導(dǎo)熱性和耐磨性，具有較高的應(yīng)用價值[13-14]。鋼銅復(fù)合零件的制造通常采用焊接、鑄造等傳統(tǒng)工藝。Joseph等[15]采用鎢極惰性氣體焊對不銹鋼和銅進(jìn)行焊接，并對焊接工藝參數(shù)以及焊縫質(zhì)量進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，不銹鋼和銅結(jié)合處沒有穿透裂紋，當(dāng)焊接電流為120 A、焊接速度為300 mm/min時，抗拉強(qiáng)度值最高。侯林濤等[16]采用真空熔鑄法制備了鋼銅異質(zhì)復(fù)合材料，對復(fù)合結(jié)構(gòu)的界面區(qū)域進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，鋼銅兩種金屬的合金元素在界面處發(fā)生了擴(kuò)散。Rinne等[17]采用激光焊接鋼銅異質(zhì)金屬，并對焊縫金屬成分及裂紋進(jìn)行了研究。在制備具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的零件時，采用焊接、鑄造等傳統(tǒng)方法很難進(jìn)行雙金屬的精確成形。

本文采用機(jī)加工與SLM技術(shù)相結(jié)合的增減材復(fù)合制造方式，在機(jī)加工316L不銹鋼基體上SLM成形CuSn10合金，制備鋼銅異質(zhì)雙金屬結(jié)構(gòu)，對結(jié)合界面的微觀組織與力學(xué)性能進(jìn)行研究，以期為增減材復(fù)合制造鋼銅異質(zhì)結(jié)構(gòu)提供可行方案。

1 試驗(yàn)材料、工藝及方法

1.1 試驗(yàn)材料

本文試驗(yàn)SLM成形部分的材料采用浙江亞通焊材有限公司自主研發(fā)生產(chǎn)的真空氣霧化CuSn10合金粉末(見圖1)。圖1中：D10=23.4 μm表示粉末顆粒直徑小于23.4 μm的顆粒占10%，D50=33.9 μm表示粉末顆粒直徑小于33.9 μm的顆粒占50%，D90=49.7 μm表示粉末顆粒直徑小于49.7 μm的顆粒占90%。CuSn10合金粉末中包含的主要合金元素為Cu、Sn，具體成分如表1所示。CuSn10具有良好的機(jī)械性能，廣泛應(yīng)用于軸承材料等，通過SLM技術(shù)成形的CuSn10具有較好的致密度與力學(xué)性能[18]。傳統(tǒng)機(jī)加工基材部分選擇的材料是316L不銹鋼，其耐腐蝕性較好，并且具有優(yōu)良力學(xué)性能[19]，具體成分如表2所示。

圖1 CuSn10粉末形貌、粒徑分布Fig.1 Morphology and particle size distribution of CuSn10 powder

1.2 試驗(yàn)工藝及方法

利用選區(qū)激光熔化設(shè)備EP-M150對CuSn10合金粉末進(jìn)行SLM成形，圖2為SLM成形過程示意圖，設(shè)備主要技術(shù)參數(shù)如表3所示。試驗(yàn)選用參數(shù)為設(shè)備自帶最優(yōu)工藝參數(shù)，具體如表4所示

表1 CuSn10合金粉末化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of CuSn10 alloy powder

表2 316L材料化學(xué)成分Table 2 Chemical composition of 316L material

圖2 SLM過程示意圖Fig.2 Schematic diagram of SLM process

。

表3 EP-M150設(shè)備參數(shù)Table 3 EP-M150 equipment parameters

表4 SLM工藝參數(shù)Table 4 SLM process parameters

在對CuSn10合金粉末進(jìn)行SLM成形前，先對機(jī)加工316L基材進(jìn)行表面預(yù)處理，使用酒精對基材表面進(jìn)行清洗，去除表面污垢雜質(zhì)。在經(jīng)過處理后的316L基材上SLM成形12 mm×12 mm×5 mm的方塊，經(jīng)過線切割后獲得SLM成形CuSn10部分與機(jī)加工316L基材相結(jié)合的復(fù)合結(jié)構(gòu)試樣，對復(fù)合結(jié)構(gòu)試樣的側(cè)表面界面結(jié)合區(qū)域進(jìn)行研究。將復(fù)合結(jié)構(gòu)試樣側(cè)表面進(jìn)行磨制和拋光以滿足金相腐蝕的要求，腐蝕液采用酸性氯化鐵溶液，其中FeCl3用量為5 g，鹽酸用量為15 mL，水用量為60 mL，使用乙醇對腐蝕后的復(fù)合結(jié)構(gòu)試樣側(cè)表面進(jìn)行沖洗，去除雜質(zhì)及殘留腐蝕液并充分干燥。采用德國Zeiss公司生產(chǎn)的Zeiss Scope A1光學(xué)顯微鏡以及日本JEOL公司生產(chǎn)的JSM-7900F掃描電子顯微鏡對腐蝕后的試樣界面處微觀組織進(jìn)行觀察。采用掃描電子顯微鏡附帶的能譜分析對界面處元素?cái)U(kuò)散分布進(jìn)行探究。采用北京時代光南檢測技術(shù)有限公司生產(chǎn)的TMHVS-1000型顯微硬度計(jì)對鋼銅復(fù)合結(jié)構(gòu)界面及界面兩側(cè)的硬度進(jìn)行測量，加載力大小為200g(1.96 N)，加載時間為10 s。通過日本島津公司生產(chǎn)的AG-X PLUS電子式萬能試驗(yàn)機(jī)對機(jī)加工316L拉伸件、SLM成形CuSn10與機(jī)加工316L復(fù)合拉伸件、SLM成形CuSn10拉伸件進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度1 mm/min，測試復(fù)合試樣的抗拉強(qiáng)度以及延伸率，并采用掃描電子顯微鏡對拉伸試樣斷口進(jìn)行觀察分析，拉伸件尺寸如圖3所示。

圖3 3種拉伸件示意圖Fig.3 Schematic diagram of the three kinds of drawing parts

2 微觀組織分析

圖4 CuSn10/316L界面結(jié)合區(qū)金相圖Fig.4 Metallographic diagram of CuSn10/316L interface bonding area

圖5 CuSn10/316L界面結(jié)合區(qū)SEM圖Fig.5 SEM of CuSn10/316L interface bonding area

對CuSn10/316L復(fù)合結(jié)構(gòu)試樣側(cè)表面進(jìn)行腐蝕，并對界面處結(jié)合區(qū)的微觀組織進(jìn)行分析。在SLM過程中，界面處金屬經(jīng)過快速熔化和凝固，熔池中CuSn10和316L在溶質(zhì)運(yùn)動過程中發(fā)生混合。圖4為界面結(jié)合區(qū)域金相顯微組織。如圖4(a)所示，試樣經(jīng)磨制、拋光后，上方呈黃色的部分為SLM成形CuSn10區(qū)域，下方呈青色的部分為機(jī)加工316L區(qū)域，其中SLM區(qū)域存在少量孔洞，主要是由于SLM過程中粉末快速熔化、凝固以及熔池的不穩(wěn)定導(dǎo)致。對試樣進(jìn)行腐蝕后，結(jié)合區(qū)如圖4(b)所示，由于氯化鐵- 鹽酸溶液對316L不銹鋼的腐蝕作用較弱，隨著Fe、Cu兩種主要元素含量的變化，結(jié)合區(qū)域被腐蝕程度不同。此外，將Ⅰ區(qū)域放大后可以清晰地看到，結(jié)合區(qū)附近SLM成形CuSn10區(qū)域的熔池邊界，這是SLM成形試樣的典型特征，在圖4(c)中用白色虛線標(biāo)記。如圖4(d)所示，將Ⅱ區(qū)域放大后可以看到靠近316L側(cè)鋼擴(kuò)散進(jìn)入結(jié)合區(qū)。圖5(a)為靠近316L基體附近結(jié)合區(qū)SEM圖，從圖5(b)中也可以看到，銅擴(kuò)散進(jìn)入鋼基體中，形成由鋼和銅相互包圍的區(qū)域。這在Chen等[20]的研究中也有類似發(fā)現(xiàn)。在初始SLM過程中，高能量激光束會瞬間將界面處固態(tài)鋼基體重新熔化，并隨著激光束的快速移動，對熔池有攪動作用，同時由于青銅密度高于鋼，在重力作用下會向下流動進(jìn)入鋼基體并包含其中，產(chǎn)生不規(guī)則的銅區(qū)域和鋼區(qū)域，導(dǎo)致熔池中的兩種液態(tài)金屬發(fā)生擴(kuò)散、混合。在熔池附近可以看到較多的微小橢圓狀鋼，在圖4(d)中用白色橢圓標(biāo)記，通常銅原子和鐵原子的原子半徑、晶體結(jié)構(gòu)和晶格常數(shù)相似，二者在液態(tài)下為無限互溶，在固態(tài)下為有限互溶，容易形成固溶體[21-22]。

在圖5(c)中可以看到，結(jié)合區(qū)靠近316L基體側(cè)熔池內(nèi)存在枝狀微觀裂紋，其源頭位于316L基體熔池中包圍的Cu區(qū)域，并且向316L基體中延伸。這是因?yàn)榻缑嫣?16L基體被高能量激光重新熔化，其與增材部分之間存在較高的溫度梯度，導(dǎo)致結(jié)合區(qū)域快速熔化凝固后產(chǎn)生較大熱應(yīng)力，在熱應(yīng)力釋放過程中產(chǎn)生枝狀微裂紋。同時，由于結(jié)合區(qū)附近鋼和銅相互擴(kuò)散、混合，銅滲入鋼基體中，并且鋼和銅具有不同的力學(xué)性能和物理性能，銅的線膨脹系數(shù)大于鋼的線膨脹系數(shù)，當(dāng)銅凝固時將附近的鋼撕裂，導(dǎo)致枝狀微裂紋向316L基體中延伸[23]。

圖6 結(jié)合區(qū)EDS面掃描(放大600倍)Fig.6 EDS area scan of bonding area (600×)

圖7 結(jié)合區(qū)EDS線掃描Fig.7 EDS line scan of bonding area

圖6為靠近316L側(cè)的結(jié)合區(qū)EDS面掃描元素分析圖，主要合金元素分別為Cr、Fe、Cu、Ni、Sn。圖6中，第1張圖片為EDS面掃描區(qū)域，面掃描在此區(qū)域進(jìn)行，后續(xù)5張圖片分別為Fe、Cr、Cu、Ni、Sn 5種元素在此區(qū)域的分布。由圖6可以觀察到各元素在熔合區(qū)的分布、擴(kuò)散情況。元素的擴(kuò)散表明界面形成了良好的冶金結(jié)合。根據(jù)各元素分布及濃度可以看出，在Cu區(qū)域中存在不規(guī)則形狀的Fe區(qū)域，同時Cu、Sn元素也向鐵區(qū)域擴(kuò)散進(jìn)入316L基體中，形成相互熔合的冶金區(qū)域，與圖4(d)、圖5(b)中觀察到的結(jié)果相符。為了解316L/CuSn10復(fù)合結(jié)構(gòu)界面處元素變化趨勢，對界面處進(jìn)行EDS線掃描(見圖7)。從圖7中可以看出，316L基體區(qū)域的Fe元素含量較高，到結(jié)合區(qū)Fe元素含量呈下降趨勢，但并未到達(dá)最低點(diǎn)，直到CuSn10區(qū)域Fe元素含量保持在較低水平，表明Fe元素在結(jié)合區(qū)擴(kuò)散分布均勻，Cu元素含量變化與Fe元素含量變化相反。結(jié)合區(qū)各金屬元素的含量呈梯度變化，這種趨勢有利于提高界面結(jié)合強(qiáng)度。這是因?yàn)樵诮Y(jié)合區(qū)，CuSn10粉末熔化時熱量輸入較高，使316L鋼基體重新發(fā)生熔化，兩種液相金屬在較高溫度梯度、重力以及激光對熔池的攪動作用下發(fā)生擴(kuò)散與混合，形成不規(guī)則的Fe區(qū)域與Cu區(qū)域，元素?cái)U(kuò)散與分布如圖6所示。由于Cu進(jìn)入Fe區(qū)域中，導(dǎo)致Fe元素含量下降，同時Cu元素含量開始逐漸升高。這些不規(guī)則Fe區(qū)域與Cu區(qū)域的存在，表明在機(jī)加工316L基體上SLM成形CuSn10形成的復(fù)合結(jié)構(gòu)中，Cu與Fe充分?jǐn)U散形成良好冶金結(jié)合。

3 力學(xué)性能分析

3.1 界面區(qū)域硬度

圖8為CuSn10與316L復(fù)合結(jié)構(gòu)界面結(jié)合區(qū)域及兩側(cè)的顯微硬度大小與變化趨勢。316L區(qū)域的維氏硬度最高達(dá)到244.9 HV，最低為228.1 HV，由于在靠近界面結(jié)合區(qū)域附近存在枝狀微裂紋，導(dǎo)致顯微硬度測量值下降。界面結(jié)合區(qū)域維氏硬度最高達(dá)到236.4 HV，最低為172.2 HV，在靠近CuSn10區(qū)域，銅含量的增加和鋼含量的減少導(dǎo)致硬度值降低，同時，由于熔合區(qū)Fe與Cu的不均勻分布(見圖5)，可能導(dǎo)致顯微硬度存在波動。CuSn10區(qū)域維氏硬度最高為160 HV，最低為155.1 HV。從316L基體區(qū)域到SLM成形CuSn10區(qū)域，整體硬度值呈下降趨勢，界面結(jié)合區(qū)域由于兩種金屬的擴(kuò)散、熔合，硬度值介于316L基體和CuSn10之間。

圖8 界面處顯微硬度曲線Fig.8 Curve of microhardness at interface

3.2 拉伸性能

通過拉伸試驗(yàn)對CuSn10與316L復(fù)合結(jié)構(gòu)的力學(xué)性能進(jìn)行評估，分別取機(jī)加工316L拉伸件、SLM成形CuSn10與機(jī)加工316L復(fù)合拉伸件、SLM成形CuSn10拉伸件進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。3種不同拉伸件的性能如圖9(a)所示，其中拉伸件斷裂位置如圖9(b)所示。從圖9(a)中3種拉伸件應(yīng)力- 應(yīng)變曲線可以看出：機(jī)加工316L基材試樣抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到644.8 MPa，延伸率為49.7%；SLM成形CuSn10試樣的抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到531.8 MPa，延伸率為27.3%，接近SLM成形CuSn10的極限強(qiáng)度；SLM成形CuSn10與機(jī)加工316L復(fù)合試樣的抗拉強(qiáng)度、延伸率分別為367.1 MPa、3.8%和356.2 MPa、4.0%。鋼/銅復(fù)合試樣兩次拉伸試驗(yàn)抗拉強(qiáng)度與延伸率差別極小，表明SLM結(jié)合機(jī)加工復(fù)合制造的鋼/銅異質(zhì)結(jié)構(gòu)具有較好的結(jié)合強(qiáng)度。

圖9 拉伸試驗(yàn)結(jié)果對比Fig.9 Comparison of tensile test results

由于在機(jī)加工表面SLM成形時，界面處初始層的成形存在很高的溫度梯度，導(dǎo)致界面處產(chǎn)生較大應(yīng)力，進(jìn)而產(chǎn)生微裂紋(見圖5(c))，在拉伸過程中裂紋發(fā)生擴(kuò)展，加速了界面處的斷裂破壞，導(dǎo)致界面處的力學(xué)性能下降，使復(fù)合結(jié)構(gòu)拉伸試樣在界面處發(fā)生斷裂，對復(fù)合試樣界面抗拉強(qiáng)度有較大影響。而僅采用SLM技術(shù)連續(xù)成形鋼銅兩種金屬時，界面處溫度梯度相比機(jī)加工基體上SLM成形時較小，應(yīng)力較小，微裂紋較少。因此，可以通過提高機(jī)加工基體預(yù)熱溫度或?qū)缑嫣嶴LM工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化來提升界面處的結(jié)合強(qiáng)度。

圖10為CuSn10與316L復(fù)合結(jié)構(gòu)拉伸試樣斷口SEM圖。從圖10中的斷口特征可以判斷出復(fù)合試樣的斷裂形式屬于解理斷裂。從圖10(b)、圖10(e)中可以看到兩側(cè)斷口不均勻，存在較多尖銳突起以及微觀裂紋，斷口被撕裂成陡峭的塊狀，表明在斷裂過程中界面結(jié)合區(qū)微觀裂紋不斷擴(kuò)展，對界面結(jié)合區(qū)力學(xué)性能產(chǎn)生影響。如圖10(c)所示，將Ⅱ區(qū)域放大后可以看到典型的河流狀圖案以及解理臺階，在圖10(f)中也出現(xiàn)河流狀圖案以及舌狀圖案，符合解理斷裂的主要特征。

圖10 復(fù)合結(jié)構(gòu)試樣拉伸斷口形貌圖Fig.10 Tensile fracture morphology of composite structure sample

4 結(jié)論

本文將SLM技術(shù)與傳統(tǒng)機(jī)加工技術(shù)相結(jié)合，增減材復(fù)合制備了鋼/銅異質(zhì)結(jié)構(gòu)。通過復(fù)合成形方式在簡單機(jī)加工基體上成形異質(zhì)、復(fù)雜結(jié)構(gòu)，節(jié)約了大量時間和成本。針對復(fù)合結(jié)構(gòu)界面處微觀組織與力學(xué)性能進(jìn)行了相關(guān)研究。得出主要結(jié)論如下：

1)高能量激光將CuSn10粉末熔化的同時，機(jī)加工316L基體也被熔化，在較高溫度梯度、重力及激光攪動作用下發(fā)生擴(kuò)散與熔合，形成相互包圍區(qū)域，并且通過對界面結(jié)合區(qū)進(jìn)行EDS線掃描和面掃描發(fā)現(xiàn)Cu、Fe等元素發(fā)生均勻梯度擴(kuò)散，表明在機(jī)加工316L基體上SLM成形CuSn10復(fù)合結(jié)構(gòu)中界面區(qū)域形成良好冶金結(jié)合。

2)靠近316L基體側(cè)熔合區(qū)存在微觀裂紋，由于界面處溫度梯度大，產(chǎn)生較大熱應(yīng)力，通過微裂紋的產(chǎn)生使熱應(yīng)力得到釋放，并且鋼與銅兩種材料的密度、熔點(diǎn)、線膨脹系數(shù)等物理性能不同，導(dǎo)致銅凝固時將鋼撕裂產(chǎn)生微裂紋并向316L基體區(qū)域延伸。

3)拉伸試驗(yàn)與硬度測量結(jié)果表明，在機(jī)加工316L基體上SLM成形CuSn10復(fù)合結(jié)構(gòu)拉伸試樣界面處力學(xué)性能較好，試樣抗拉強(qiáng)度為361.65 MPa±5.45 MPa，延伸率為3.9%±0.1%。由于微裂紋的影響，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度降低，復(fù)合試樣斷裂形式為解理斷裂。硬度從316L基體至CuSn10區(qū)域逐漸下降，界面處硬度介于316L與CuSn10兩種金屬之間。