激光立体成形高性能金属零件研究进展

黄卫东,林 鑫

(西北工业大学凝固技术国家重点实验室,陕西西安710072)

激光立体成形高性能金属零件研究进展

黄卫东,林 鑫

(西北工业大学凝固技术国家重点实验室,陕西西安710072)

激光立体成形技术是从20世纪80年代初期发展起来的一项先进制造技术,能够实现高性能复杂结构金属零件的无模具、快速、全致密近净成形。该技术可以用于承受强大力学载荷的三维实体金属零件的快速制造,也可应用于具有较复杂形状和较大体积制造缺陷、误加工损伤或服役损伤零件的修复。主要围绕激光立体成形技术在追逐高力学性能方面的研究工作,综述了激光立体成形研究和应用的主要进展情况。对多种合金的大量研究工作表明:激光立体成形金属零件的综合力学性能同锻件相当,导致这样优越的力学性能的主要原因在于其材料组织致密、细小、均匀,可以通过优化成形工艺和热处理工艺而获得基本上没有冶金缺陷的状态。激光立体成形技术的主要应用对象是兼顾高性能和复杂结构的金属零件的制造和修复。实现高性能修复是激光立体成形技术最近的一个引人注目的研究进展,修复零件的力学性能可以仅在简单的退火热处理状态下即达到锻件力学性能标准,这使得过去认为不可修复的高性能重要金属零件具备了现实的修复技术途径,这必将是激光立体成形技术最有前景的应用方向之一。

激光立体成形;金属零件;快速制造;修复

前 言

1995年,本文作者注意到了当时蓬勃发展的快速原型技术,遂产生了利用快速原型技术的实体自由成形原理快速制造具有复杂形状的高性能金属结构件的想法。这在当时是一个大胆的新想法。当时除了激光选区烧结(SLS)可以制造承载较小力学载荷的金属或陶瓷注塑模具外,几乎所有的快速成形技术都主要是针对制造原型而不是承载高强度力学载荷的高性能结构件,所采用的成形材料也十分广泛,包括纸、树脂、腊、陶瓷、金属等,因而快速原型技术一度被作为快速成形技术的同义词。由于作者长期在航空航天材料成形领域从事研究工作,意识到如果发展出一种实体自由成形快速制造具有复杂形状的高性能金属结构件的技术,对于航空航天领域的材料成形将具有十分重要的价值。

快速成形技术的主要技术特征是数字化增材成形三维实体零件,如果构成零件的点、线、面基元结构具有高强度,同时这些基元结构在添加成形过程中形成高强度的结合,原则上就可以自由成形高强度的三维实体零件。作者注意到,激光熔覆技术满足以上条件,因此,形成了把快速原型技术的数字化增材成形原理同激光熔覆相结合,发展了一种自由成形高性能复杂结构金属零件的技术构思。实现这个新技术构思首先必须解决的关键问题,是获得材质致密、组织结构细小均匀的金属成形件。因此,1997年立项,由西北工业大学和中航集团北京航空工艺研究所合作承担的航空科学基金重点项目,就是题为“金属粉材激光立体成形(Laser Solid Forming,LSF)的熔凝组织与力学性能研究”。作者对这项技术是否可以实现其预定目标的唯一担心,是能否克服激光立体成形过程中熔池附近的高温度梯度导致的应力的负面效应。研究结果表明,在适当的工艺条件下,激光立体成形金属结构件可以获得很高的力学性能,通常可以达到与锻件相当的综合力学性能。虽然应力效应是可以克服的,但始终是激光立体成形需要高度关注的问题。对于激光立体成形件可以获得与锻件相当的高性能,一直以来就有很多人存有疑问。因为激光成形件的材料组织属于铸态组织,而通常情况下,铸态组织的力学性能显著低于锻件组织,何以激光成形态组织可以有锻态组织的性能?本文将对此予以解答。

在上世纪90年代,同作者开展激光立体成形研究工作相近的几年时间里,这项技术在全世界多个研究机构相对独立地发展起来,并且被赋予了不同的名称:英国利物浦大学和美国密西根大学—DirectMetal Deposition(DMD)[1-2];加拿大国家研究委员会集成制造技术研究所—Laser Consolidation[3];瑞士洛桑理工学院—LaserMetal Forming(LMF)[4];美国Sandia国家实验室—Laser Engineered Net Shaping(LENS)[5];美国Los-Alamos国家实验室—Directed Light Fabrication(DLF)[6];美国Aeromet公司—Laser Forming(LF)或者Laser Additive Manufacturing(LAM)[7];美国宾州大学—Laser Free-Form Fabrication(LFFF)[8];英国伯明翰大学—Direct Laser Fabrication(DLF)[9]。名称虽然不同,但基本的技术原理却是完全相同的,即都是基于同步送粉(送丝)激光熔覆的数字化增材成形。

本文将从以下几方面综述激光立体成形高性能金属零件研究的主要进展:①几种典型合金激光立体成形件的力学性能;②激光立体成形凝固组织形成特征与控制;③激光立体成形件热处理研究;④激光立体成形过程的冶金缺陷控制;⑤激光立体成形技术的主要应用情况;⑥高性能激光修复。

几种典型合金激光立体成形件力学性能

表1～3分别给出了激光立体成形钛合金、高温合金及钢的室温拉伸力学性能。钛合金激光立体成形件的力学性能普遍达到了锻件标准,特别是大部分钛合金在沉积态的情况下其力学性能也可以满足锻件指标。对于高温合金,其中目前在航空航天领域应用最为广泛的Inconel 718合金激光立体成形件的室温力学性能已经达到锻件标准。对于粉末冶金高温合金,其激光立体成形件的室温力学性能已经十分接近粉末冶金(加热等静压)的技术标准,之所以仍然存在一定差距,相信与粉末冶金高温合金的成形工艺特性和合金设计有关。对于钢来说,与高温合金类似,一些常用的不锈钢和马氏体钢,其激光立体成形件的室温力学性能同样满足了锻件标准,只是对于超高强度钢的激光立体成形件,其室温力学性能与锻件指标还存在一定差距,不过这个差距并不大。钛合金和高温合金在航空航天领域应用的环境常常会遇到高温和动载荷,如航空发动机熱端部件和转子件等。表4给出了激光立体成形钛合金在400～500℃下的高温拉伸力学性能。所有钛合金在沉积态下的力学性能都已经达到了锻件标准。至于动载力学性能,以TC4(Ti-6Al-4V)合金为例,其经固溶时效处理后,断裂韧性值K1c为86.3～103.1 MPa·m1/2,同样满足锻件退火态的标准(>50 MPa·m1/2)。图1给出了激光立体成形件TC4合金的低周疲劳曲线。激光立体成形件的疲劳性能与退火态锻件的性能基本相当。表5给出了粉末冶金高温合金Rene88DT激光立体成形件在750℃下的高温拉伸力学性能。Rene88DT激光立体成形件在高温下静载力学性能表现较为出色,已经基本达到了粉末冶金(加热等静压)的技术标准。表6列出了Inconel 718激光立体成形件的高温持久性能。激光立体成形件的持久寿命远高于锻件和铸件标准,仅是与应力断裂有关的塑性略低。高温合金激光立体成形件的疲劳性能目前仍然较低。同样以Inconel 718合金为例,其在500MPa,500℃下的高周疲劳寿命仅为5.8×104,低于锻件标准(退火态锻件在495MPa,650℃下的高周疲劳寿命为5.0×105)。

表1 激光立体成形钛合金的室温力学性能Table 1 Room tempe ra ture m echanicalprope rties ofLSFed Ti-ba sed a lloys

表2 激光立体成形高温合金的室温力学性能Table 2 Room tempe ra ture m echanica lproperties ofLSFed supera lloys

表3 激光立体成形钢的室温力学性能Table 3 Room tempe rature m echanica lproperties ofLSFed iron

表4 激光立体成形钛合金的高温力学性能Table 4 High temperature m echanica lproperties ofLSFed Ti-ba sed a lloys

图1 激光立体成形TC4(Ti-6Al-4V)合金光滑试样固溶时效处理态与锻件对比的低周疲劳S-N曲线Fig.1 Low cycle fatigueS-Nvalue of the s mooth wrought TC4samples and LSF+solution aged TC4 samples

表5 激光立体成形Rene88DT高温合金的750℃高温力学性能Table 5 High tempe ra ture m echanica l propertie s of LSFed Rene88DT(750℃)

表6 激光立体成形Inconel 718高温合金试样的高温持久性能Table 6 High temperature m echanical prope rties of LSFed Incone l718

粉末冶金高温合金和超高强度钢的激光立体成形件性能与锻件或粉末冶金件的标准仍然存在一定差距,这主要是由于高温合金和超高强度钢的合金化程度较高,凝固过程中容易在枝晶间产生低熔元素成分或共晶偏析,而激光立体成形过程中周期性的快速加热和冷却导致的成形应力较高,使得这些合金在成形凝固过程中若工艺控制不当,容易产生微裂纹或其他冶金缺陷,导致力学性能降低。另外,目前激光立体成形件的热处理制度大多数是沿用传统铸件和锻件的热处理制度,这些热处理制度由于在制定时主要是针对铸件或锻件的组织和合金化特征,所以不能充分发挥激光立体成形件的力学性能。

激光立体成形凝固组织形成特征与控制

图2显示了316L不锈钢激光立体成形件在垂直光束扫描方向上的横截面显微组织,主要由生长方向不一致的细长柱状枝晶组成[10]。由于激光快速熔凝所具有的高梯度、高速度的凝固特征,所得组织细密、均匀。基于激光熔池的传热特征,凝固始终自熔池底部向顶部进行,凝固是熔池中的液态金属从固相基底外延生长的过程,呈现出典型的强制性凝固柱状生长特点。激光快速熔凝所具有的这种外延生长特性,也使得成形件的微观组织在很大程度上被基材的晶体取向所影响,使得基材的晶体取向能够在成形过程中逐层传递下去。成形件中平均枝晶一次间距约在4～50μm,相比常规热加工获得的组织尺度要小得多,如通常铸造组织的平均枝晶一次间距约在几百到上千微米,这也意味着在激光立体成形组织中即使存在一定的微观偏析,也可以很容易通过随后的热处理消除。

图2 316L激光立体成形件外延生长组织Fig.2 Epitaxial growth micro structure in LSFed 316L part

图3是316L不锈钢激光立体成形件内部沿厚度方向成分的线扫描结果[10],扫描距离1.5 mm。可以看出,Fe,Cr,Ni在整个扫描线上分布很均匀,Si和Mo虽然出现一定的波动,但总体上其分布还较为均匀。为考察成形件的微观偏析程度,在两相邻枝晶主干连线上间隔一定距离选点测量元素Cr,Ni的含量变化,可获得激光立体成形件微观尺度内Cr,Ni的成分偏析度(元素的枝晶间最大含量与枝晶干最小含量的比值)分别约为1.136和1.144,可见成形件的成分在宏观和微观尺度内都是相当均匀的。

图3 316L激光立体成形件成分线扫描结果Fig.3 Compositional linear scanning in LSFed 316L part

图4 激光立体成形TC4合金成形件横截面组织Fig.4 The cross section micro structure ofLSFed TC4 part

图4显示了TC4(Ti-6Al-4V)合金激光立体成形件横截面的宏观、微观组织[11-12]。可以看到,激光立体成形TC4钛合金试样宏观组织由两部分组成。靠近基材底部和中部由贯穿多个熔覆层呈外延生长的粗大β柱状晶组成,柱状晶主轴基本沿激光沉积方向,并略向光束扫描方向倾斜。在成形试样顶部为等轴晶组织,即在沉积层顶部发生了CET(柱状-等轴)转变。图5显示了采用多元合金CET模型所计算的Ti-6Al-4V合金CET曲线。图中的带箭头曲线给出了激光熔池中沿液固界面从熔池底部至顶部的凝固条件变化。可以看到,熔池中的凝固组织大部分落在柱状晶生长范围内,仅在熔池顶部出现柱状晶向等轴晶的转变。原始β-Ti晶粒的平均尺寸约为600μm甚至更大。但是,成形试样顶部出现的等轴晶尺寸要小一些,约为80μm。与前述提及的316L不锈钢激光立体成形组织特征不同,Ti-6Al-4V合金激光快速熔凝所得到的初生β柱状晶在随后的冷却过程中还将发生β→α固态相变。成形件最终微观组织是由初生β柱状晶内与初生β晶粒具有一定位相关系的大量的魏氏α板条加一定体积分数的板条间β相组成。由于Ti-6Al-4V合金中β相的自扩散系数较大,晶粒生长激活能较小,导致初生β晶粒在再加热过程中容易出现过热和长大的趋势。如果扫描速度较低,热影响区在高温下停留时间长,冷却速度慢,β晶粒极易过热而变得粗大。另外,在接近重熔区的部分,由于热影响区的作用,β晶内α板条容易局部达到快速粗化温度而明显粗化,呈现明显的层带现象。

图5 Ti-6Al-4V合金的CET曲线(N0=2×1 015 m-3,ΔTn=2.5℃),阴影区为激光立体成形的凝固参数范围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

激光立体成形过程中组织的外延生长特性使得可以采用激光立体成形技术制备单晶零件。图6显示了在常规定向凝固DD3单晶平行(001)面的截面上沿[100]方向进行激光立体成形Rene88DT单晶试样的微观组织[13]。成形层的凝固组织是完全从基底沿[100]晶向外延生长上来的,二者晶体取向一致,同时成形层中定向凝固的柱状枝晶显著细化,只是在成形层顶部由于熔池顶部热流方向的变化,出现了沿扫描方向呈[100]晶向生长的转向枝晶层。这层转向枝晶层可以在熔覆下一层时很方便地被熔掉,从而得到一个内部枝晶取向完全一致的激光立体成形单晶零件。

图6 激光立体成形Rene88DT单晶试样的显微组织:(a)熔覆沉积层顶部,(b)熔覆沉积层内部,(c)熔覆沉积层与基材界面处Fig.6 Microstructure ofLSFed Rene88DT single crystal sample:(a)top of depositon,(b)middle of deposition,and(c)interface between the deposit and substrate

激光立体成形所具有的粉末多路同步送进特征使得采用激光立体成形技术制备多材料任意复合梯度材料及零件成为了可能。目前,采用激光立体成形技术已经可以直接成形制备包括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。图7显示了激光立体成形线性成分变化过渡SS316L不锈钢/Rene88DT高温合金梯度材料的典型显微组织及相关的XRD衍射谱[14]。成形件中列状枝晶组织呈现取向垂直扫描方向,即平行成分梯度方向的定向生长特性。基于Fe,Ni基合金SS316L不锈钢和Rene88DT高温合金在凝固组织生长特性和相结构的相似性,外延生长的枝晶组织和它的生长取向在整个梯度材料的成形过程中保持了很好的延续性。

富Rene88DT高温合金一端在激光立体成形过程中,析出了两种不同大小的γ′沉淀相,即枝晶间粗化的γ′沉淀相和枝晶间明显细化的γ′沉淀相(细化的γ′沉淀相[20]:5～20 nm和粗化的γ′沉淀相:20～50 nm)如图8。尺寸不同的γ′沉淀相的析出将有利于调整高温合金的强度和塑性的配合,消除缺口敏感性,提高合金的综合力学性能。

分析表明,激光立体成形合金的显微组织属于铸态组织。激光立体成形件的力学性能可以达到锻件标准的主要原因是其组织致密、均匀、细小。常规工艺条件下,铸件性能一般远低于锻件,主要源于铸态组织通常存在宏观偏析、缩松、以及组织粗大等缺陷。锻造过程将使材料组织致密、成分均匀、晶粒细化,从而相比常规铸态组织显著提高力学性能。激光立体成形件组织致密、均匀、细小,不存在导致常规铸态组织性能低下的宏观偏析、缩松、组织粗大等缺陷。激光立体成形过程中沉积熔池所具有的快速熔凝特征导致沉积态组织的亚结构相比常规铸态组织显著细化;激光立体成形采用的是同步送粉逐点逐层熔覆沉积,由于粉末的成分是均匀的,且熔池尺寸很小,凝固速率很快,显微偏析局限于同其细小枝晶间距相当的极小范围,更不会产生宏观偏析;熔池尺寸小而浅兼枝晶细小,易于补充液态金属的凝固收缩,因此不会出现缩松,可以获得全致密的合金组织。一个值得注意的现象是:激光成形合金的晶粒组织往往较锻件晶粒组织粗大,但晶粒内部的亚结构非常细小,如镍基合金的枝晶和沉淀相、钛合金的网篮组织等。可见对于激光立体成形合金,决定力学性能的主要因素不是晶粒组织,而是晶内亚结构。这表明套用锻件的冶金质量指标来衡量激光立体成形件的性能并不适当,必须制订适用于激光立体成形工艺的专用冶金质量标准。

图7 激光立体成形线性成分变化过渡SS316L不锈钢/Rene88DT高温合金梯度材料的典型显微组织及相关的XRD衍射谱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

图8 激光立体成形SS316L不锈钢/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

激光立体成形件热处理研究

大多数工程合金都需要通过热处理来获得特定的显微组织,以达到合金的最佳力学性能。由于激光立体成形合金的凝固组织有其不同于常规热加工工艺的新特点,所以其热处理规范也有所不同。如前所述,激光立体成形合金由于外延定向凝固特性而具有较大的晶粒尺寸,但由于快速凝固而具有极细小的晶内组织。此外,激光立体成形过程所具有的周期性快速加热和快速冷却特点,加大了沉积态组织中溶质的固溶极限,抑制了第二相的沉淀析出,并使析出相的平均尺寸显著细化(如图8所示)。这种组织特征与常规铸造、锻造和粉末冶金组织显著不同。图9给出了激光立体成形Rene88DT高温合金热处理后的典型组织[21]。可见,经1 165℃,2 h/SQ+760℃,8 h/AC固溶时效处理后,γ′沉淀相均匀析出,但尺寸仅有20～40 nm。相比粉末冶金成形Rene88DT高温合金采用相似热处理制度所能达到的优化γ′沉淀相尺寸60～120 nm具有较大差距。不过,如果对激光立体成形Rene88DT高温合金采用1 165℃,2 h/SQ+1 020℃,2 h/AC+760℃,16 h/AC双级时效处理,则可以得到具有较好综合强化效果的双模γ′沉淀相析出。

图9 激光立体成形Rene88DT高温合金热处理后典型组织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,激光立体成形所具有的周期性快速加热和快速冷却特点,使得在激光立体成形件中通常存在较大的残余应力。这些残余应力主要是材料在成形过程中由于约束的存在,以及反复快速加热和冷却过程造成的残余热应力。这也与常规铸造、锻造和粉末冶金显著不同。应力的存在一方面可以使材料在热处理过程中通过诱导再结晶实现沉积态显微组织由粗大柱状晶粒到细小等轴晶粒的转变,使晶粒细化。同时还可以影响材料中析出相分布,进一步影响材料性能。

图10显示了激光立体成形Ti-6Al-4V合金经过固溶时效处理所获得的球状α组织。而按照传统钛合金理论,钛合金必须通过热机械处理才有可能获得球状α组织,也是就是预应力处理是产生钛合金层片组织球化的重要因素。由于激光立体成形Ti-6Al-4V合金在热处理过程中并没有受到其他外力的作用,这也在一定程度上说明了,激光立体成形过程所产生的残余应力足以在热处理过程中诱导层片α向球状α转变。

图10 激光立体成形TC4合金固溶时效处理后所获得的球状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

图11显示了对激光立体成形Inconel 718合金采用不同温度进行固溶处理所获得的再结晶组织[22]。需要指出的是,以往的研究表明,锻造Inconel 718合金在高于1 170℃温度下会发生Laves相的初熔,在1 210℃会因晶界处的低熔点共晶相的熔化而初熔,而激光立体成形Inconel 718合金在1 250℃的温度进行固溶处理,晶界处并未发生初熔现象。初熔现象的发生与低熔点相的存在有关,激光立体成形具有高凝固速度,使得熔池中凝固生长界面显著偏离平衡,各元素的固溶极限增大,宏观偏析消除,降低了激光立体成形材料组织中低熔点相的含量,因此减小了材料在高温下初熔现象的发生。这也使得通常激光立体成形合金可以采用更高的热处理温度来加速合金元素的原子迁移扩散速度,加快合金元素的均匀化。

图11 激光立体成形Inconel 718合金的固溶处理显微组织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

激光立体成形过程的冶金缺陷控制

激光立体成形过程中,高能激光束与金属粉末、基材相互作用时,一方面使材料在激光辐照区形成特殊的优越的组织结构,如晶粒高度细化,获得高度过饱和的固溶体等;另一方面,由于材料的熔化、凝固和冷却都是在极快的条件下进行的,如果成形工艺控制不当,有可能在成形件中形成裂纹、气孔、夹杂、层间结合不良等缺陷,降低成形件的力学性能。

. 气孔及熔合不良缺陷

若激光立体成形采用的粉末形状不规则,含气量较高,或不同熔覆沉积层和沉积道间搭接不合适,将容易在成形件内部产生两种类型的缺陷:气孔和熔合不良导致的孔洞。两种缺陷具有不同的形貌特征,气孔形貌多为规则的球形或类球形,在成形件内部的分布具有随机性,在成形件内部各处都可能有分布,但大多分布在晶粒内部,如图12a所示;由于熔合不良而导致的孔洞形貌不规则,内壁粗糙,这类孔洞多呈带状分布在层间和道间的搭接处[23],如图12b所示。

通过采用规则,无气孔和干燥的类球形粉末将可以避免成形件中出现气孔缺陷。图13显示了采用不同特征粉末激光立体成形Inconel 718合金的组织形貌[24]。通过采用旋转电极制备的无气孔Inconel 718粉末,完全消除了成形件中的气孔缺陷。

当激光成形工艺参数不匹配时,就会使各沉积层之间未形成致密冶金结合而产生熔合不良的缺陷,包括沉积层与基体之间界面处形成熔合不良,各沉积层间熔合不良或沉积层内局部熔合不良。搭接率是影响熔合不良缺陷产生的一个重要工艺参数,它不仅影响零件的成形精度,而且搭接率选择不当还将导致道间缺陷的产生。图14显示当搭接率较小时,在道与道之间出现了局部熔合不良缺陷(图14a中箭头所指);当搭接率较大时就未发现熔合不良缺陷(图14b)[25]。选择合适的搭接率就能避免局部熔合不良的产生,得到无缺陷的沉积层。

图12 钛合金成形件内部缺陷的微观形貌:(a)气孔,(b)熔合不良Fig.12 The defect morphology in LSFed Ti-based alloys:(a)porosities and(b)ill bonding

图13 采用不同特征粉末激光立体成形Inconel 718合金的组织形貌:(a)气雾化Inconel 718粉末,(b)旋转电极Inconel718粉末,(c)气雾化Inconel718粉末,(d)旋转电极制备Inconel 718粉末形貌及成形组织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

图14 搭接率对熔合不良缺陷形成的影响:(a)有缺陷沉积层,(b)无缺陷沉积层Fig.14 The effects of the overlap on ill bonding:(a)deposit with defects,and(b)depositwithout defects

. 裂纹

由于激光立体成形过程中始终伴随着较高的热应力,若合金的合金化程度较高,显微偏析较严重,裂纹敏感度较高,则在激光立体成形过程中容易发生开裂,特别是由于激光立体成形组织所具有的外延生长特性,裂纹容易沿晶扩展。图15显示了裂纹敏感性较强的粉末冶金高温合金Rene88DT在激光立体成形过程中形成的裂纹形貌[25]。裂纹出现在道与道之间的搭接区,大体沿道与道之间平行分布,如图15a所示。同时裂纹主要集中在试样中上部区域。大尺寸裂纹贯穿多个沉积层,如图15b,但裂纹没有贯穿试样表面,基本上包覆在试样内部。大部分裂纹发生在树枝晶晶界,具有典型的沿晶开裂特征。这表明,沉积层的拉伸内应力和枝晶间低熔共晶组织是引起激光立体成形镍基高温合金开裂的主要原因。因此优化激光立体成形工艺参数,调整微观组织是一种重要的控制裂纹手段。在保证沉积层和基体之间、沉积层层与层之间达到足够强度的冶金结合的同时,降低激光立体成形过程中的能量输入是一种很好的手段。能量输入的降低可以减少热影响区低熔点共晶组织的液化倾向,同时也可以减少热应力的产生。减小和消除激光沉积道与道搭接区域的尖角凹槽等结构性应力集中部位是另一个要注意的事项。通过对基体进行预热,激光立体成形后或成形过程中的退火热处理等,在一定程度上也可以减少和抑制裂纹的产生。不过,在激光立体成形工艺本身的调整和控制能力达到极限后,引入外部手段即其它技术来消除成形裂纹也是解决方法之一。图16显示了激光立体成形Rene88DT合金经过热等静压处理后所得到的显微组织[25]。可以看到,经过热等静压下的扩散连接,成形过程中的裂纹得到了很好的愈合,同时在裂纹修复愈合后形成了明显的MC型碳化物迹线(图16d)。

图15 激光立体成形块状试样横截面上的裂纹:(a)裂纹的宏观分布特征,(b)激光沉积道与道搭接裂纹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

即使对于一些开裂敏感性低的合金,如钛合金、316不锈钢,当工艺条件选择不当时,熔覆沉积层也会开裂。图17所示为TC4(Ti-6Al-4V)合金沉积层裂纹微观形貌,具有典型的穿晶开裂特征,属于冷裂纹,是较高气体杂质元素含量气氛中成形时合金被氧化导致沉积金属脆化,在拉伸应力的作用下发生开裂。钛合金的塑性较好,其晶间残余液相又不会形成低熔点共晶,因此,若工艺控制合适,基本上可以完全消除上述冶金缺陷,所以较易于获得同锻件相当的性能。部分高温合金和不锈钢也是如此。但对于某些合金化程度较高,开裂敏感性较高的合金,如部分高温合金,其裂纹难以完全消除,导致其力学性能不够理想,还需要进行更进一步的深入研究。

激光立体成形技术的主要应用

图16 H IP处理后激光立体成形Rene88DT裂纹的修复愈合:(a)搭接充分试样的典型组织,(b)试样中部的大尺寸裂纹愈合,(c)试样边缘的大尺寸裂纹愈合,(d)裂纹愈合后的析出物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

图17 激光立体成形TC4合金熔覆沉积层裂纹微观形貌:(a)基体,(b)沉积金属,(c)裂纹Fig.17 Morphology of the micro-cracks in LSFed TC4 deposit:(a)substrate,(b)deposit,and(c)cracks

图18 激光立体成形镍基高温合金双合金轴承座后机匣Fig.18 DualNi-based superalloy back casing of bearing chock byLSF

激光立体成形技术最初的主要应用领域是航空、航天等高科技领域,成形材料也主要涉及钛合金、高温合金、高强钢等航空、航天用先进材料。随着这项技术在成形原理、工艺装备、材料制备和成形件性能等方面研究工作的不断深化,以及激光材料加工技术直接成本的不断降低,激光立体成形技术开始逐渐应用于汽车工业、模具设计与制造、医学等更广阔的领域。图18显示了激光立体成形的航空发动机镍基高温合金双合金轴承座后机匣。通过该轴承座后机匣的激光立体成形,解决了传统工艺长期难以解决的制造难题,并显著改善了发动机零件之间的热性能匹配。

图19显示了采用激光立体成形技术制造的腹板上有内陷以及两个半封闭腔体结构的飞机腹鳍接头,解决了先进飞机中此类复杂结构零件采用常规成形工艺无法实现的加工困难。

图20显示了整体激光立体成形制造的具有复杂内部结构的超音速飞行器方向舵。其中,蒙皮薄壁结构成形余量控制在1.5 mm以内。该零件采用传统工艺(铸造钛合金骨架而后点焊钛合金蒙皮)制造时存在超重问题,采用激光立体成形技术后,可以在最大限度减轻结构件质量的同时保证高的刚度和强度。

图21所示为Sandia国家实验室采用激光立体成形技术制造的模具[26]。两个模具都具有小尺寸空腔和细小深槽结构,其中图21b中模具的槽宽为0.76 mm,槽深为25.4 mm。

图19 激光立体成形TC4(Ti-6Al-4V)合金腹鳍接头Fig.19 TC4(Ti-6Al-4V)alloy ventral fin junction byLSF

图20 激光立体成形TC4(Ti-6Al-4V)合金方向舵Fig.20 TC4(Ti-6Al-4V)rudder byLSF

图22显示了采用激光立体成形技术制造的纯钛牙冠和全口义齿钛基板[27]。这两个器件的成形时间仅为一个小时,相比传统铸造工艺显著缩短了制造周期,同时解决了传统制造技术难以实现的口腔修复体自动加工制作的难题。

高性能激光修复

图21 Sandia国家实验室采用LENSTM制造的内部具有冷却通道的模具Fig.21 Injection mold with cooling channel inside made by Sandia national laboratory usingLENSTM

图22 激光立体成形纯钛口腔修复体:(a)牙冠,(b)全口义齿基板Fig.22 CP Ti dental restoration byLSF:(a)Crownand(b)mandibular base plate

由于激光立体成形的逐点增材制造特性,只要把缺损零件看作一种特殊的基材,按缺损部位形状进行激光立体成形就可实现零件形状和性能的恢复。由于激光能量在功率密度和时空分布上的可控性远远高于其他能源,因此可以最大限度地减小修复加热过程对被修复零件带来的负面影响,如变形、热影响区等等。特别是,传统上对于不同技术制造的零件进行修复时,由于制造工艺和传统修复工艺通常差别很大,因此非常难以使修复区和零件本体在性能上趋于一致,导致修复后零件性能通常会有所下降。但是,由于激光立体成形过程中可以同步控制成形合金成分和组织,因此可以通过控制修复区成分、组织而使修复区与零件本体的性能保持高度一致,从而实现高性能匹配修复。

高性能修复的一大难题是热处理限制,已修复的损伤零件不能同制造新件一样自由确定热处理工艺,使得修复区的金属材料难以通过热处理来调节其性能。针对这一难题,西北工业大学重点研究了如何在激光沉积态获得高性能,并对多种合金,达到了在激光沉积态实现锻件力学性能的目标(见本文力学性能一节),零件修复完毕后只需做适当的退火热处理消除应力,就可以保证零件本体性能不发生变化。

表7给出了一种新型的TC4钛合金激光匹配修复材料TX合金的力学性能。可以看到,TX合金的力学性能在激光立体成形沉积态下与TC4合金的锻件性能具有良好的匹配。

表7 激光立体成形钛合金的室温力学性能Table 7 Room tempe ra ture m echanicalprope rties ofLSFed Ti-ba sed a lloys

图23显示了在不同修复区体积分数下TC4(Ti-6Al-4V)合金锻件经激光成形匹配修复后的力学性能[28]。可以看到,经激光成形匹配修复处理后,强塑性都满足锻件标准,修复件的力学性能随修复区所占体积分数的变化不大。图24给出了采用激光成形匹配修复TC4(Ti-6Al-4V)合金锻件的低周疲劳寿命曲线[28],可见,在高应变情况下,匹配修复的疲劳寿命有显著提高,仅略低于TC4(Ti-6Al-4V)合金模锻件的疲劳寿命,在低应变情况下的疲劳寿命高于TC4(Ti-6Al-4V)合金模锻件。这表明,经激光成形匹配修复后,修复件的综合性能基本与新件相当,实现了高性能修复。

图23 修复区体积分数对激光匹配修复TC4(Ti-6Al-4V)合金锻件室温静载拉伸性能的影响(红、黑点分别代表不同批次的试样)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)

图24 激光匹配修复TC4(Ti-6Al-4V)合金的低周疲劳曲线Fig.24 Low cycle fatigue curve of lasermatch repaired TC4(Ti-6Al-4V)alloys

图25～26显示了损伤高温合金和钛合金零件的激光成形修复。图27显示了激光成形修复的汽轮机17-4PH马氏体钢整体叶轮和航空发动机高温合金整体叶盘。在保证激光修复区与基体形成致密冶金结合的基础上,通过对零件在修复中的局部应力及变形控制,实现了零件几何性能和力学性能的良好修复。

图25 激光成形修复的损伤叶片:(a)高温合金叶片,(b)钛合金叶片Fig.25 The damaged blades repaired by laser forming repairing:(a)Superalloy blades and(b)Ti-based alloy blades

图26 激光成形修复的误加工或有缺陷零件:(a)钛合金接头,(b)钛合金机匣,(c)高温合金块,(d)高温合金油管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

结 语

(1)激光立体成形金属零件的综合力学性能同锻件相当,大多数经过较充分研究的合金系的室温拉伸、高温拉伸、动载性能等都达到了锻件标准。研究工作较深入的钛合金激光立体成形件的力学性能普遍达到了锻件标准,特别是大部分钛合金在沉积态的情况下也可以满足锻件指标。部分高温合金激光立体成形件的力学性能已经达到锻件标准,部分还有一定差距。对于一些常用的不锈钢和马氏体钢,其激光立体成形件的室温力学性能满足锻件标准。对于超高强度钢,激光立体成形件的室温力学性能与锻件指标还存在一个不大的差距。

图27 激光成形修复整体叶轮和叶盘:(a)燃气轮机17-4PH钢整体叶轮,(b)航空发动机高温合金整体叶盘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)激光立体成形合金的显微组织属于铸态组织。激光立体成形件的力学性能可以达到锻件标准的主要原因是其组织致密、均匀、细小,不存在导致常规铸态组织性能低下的宏观偏析、缩松、组织粗大等缺陷。激光立体成形沉积态和热处理态的组织及其与性能的关系有其自身特色:其晶粒组织往往较锻件晶粒组织粗大,但晶粒内部的亚结构非常细小,如镍基合金的枝晶和沉淀相、钛合金的网篮组织等。可见对于激光立体成形合金,决定力学性能的主要因素不是晶粒组织,而是晶内亚结构。这表明套用锻件的冶金质量指标来衡量激光立体成形件的性能并不适当,必须制订适用于激光立体成形工艺的专用冶金质量标准。

(3)部分合金力学性能同锻件指标存在一定差距的可能的原因有:(a)激光成形技术发展的历史还不长,很多研究工作还远不够充分;(b)所有的合金都是针对特定的工艺而设计的,目前激光成形研究采用的主要是现有的锻造合金、铸造合金或粉末合金工艺,并不能充分发挥激光成形工艺的特点,这说明有必要开展激光立体成形专用合金研究。

(4)激光立体成形技术的主要应用对象是兼顾高性能和复杂结构的金属零件的制造和修复。实现高性能修复是激光立体成形技术最近的一个引人注目的研究进展,修复零件的力学性能可以仅在简单的退火热处理状态下即达到锻件力学性能标准,这使得过去认为不可修复的高性能重要金属零件具备了现实的修复技术途径,这必将是激光立体成形技术未来最有前景的应用方向之一。

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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

新世纪优秀人才支持计划项目(No.NCET-06-0879);高等学校学科创新引智计划(08040);国家自然科学基金(50331010和50971102);西工大基础研究基金(No.NPU-FFR-JC200808);凝固技术国家重点实验室自主研究课题(No.16-TZ-2007和No.39-QZ-2009)资助

黄卫东,男,1956年生,教授,博士生导师