1 引言

选区激光熔化(SLM)作为金属增材制造(又称“3D打印”)的重要技术之一,已在航空航天、汽车、医疗等领域获得了成功应用^[1-4]。许多学者通过优化3D打印粉体材料的设计和SLM工艺来提升3D打印件的强度或韧性。例如:张天驰等^[5]利用球磨混粉法在3D打印专用AlSi10Mg粉末中添加SiC颗粒,然后进行3D打印,打印件的强度和硬度均得以提高;Zhao等^[6]利用球磨混粉法在316L不锈钢粉末中加入纳米TiC颗粒,采用SLM工艺制备了具有较高致密度、显微硬度和抗拉强度的TiC/316L复合材料;AlMangour等^[7]通过添加纳米TiB₂颗粒提升了316L不锈钢SLM成形件的室温和高温屈服强度;章敏立等^[8]在Al-Si基复合材料中加入原位生成的TiB₂纳米陶瓷颗粒,采用SLM技术获得了具有超细晶结构的金属基陶瓷复合材料,其抗拉强度和屈服强度均得到明显提升;Read等^[9]以成形件致密度为工艺优化导向,系统研究了SLM工艺参数及激光能量密度对打印件力学性能的影响;钱远宏等^[10]研究发现,SLM铝合金塑性随着热处理退火温度的升高而显著提升。现有报道中涉及SLM打印件强化的研究多是针对块状实心零件的试验与理论研究,较少涉及点阵多孔三维结构的强化工艺。笔者认为,SLM合金强化方法可以用于提升3D打印轻量化点阵结构的比强度,特别是通过在合金基体中添加少量纳米级陶瓷颗粒,通过粉末的成分设计和SLM过程中激光对熔池中陶瓷颗粒的弥散作用,形成陶瓷颗粒增强金属基复合材料,从而在3D打印轻量化结构件不产生明显增重的前提下,提升其弹性模量、韧性及强度等力学性能。

基于此,本文采用球磨混粉法制备3D打印用的V₈C₇/316L复合材料粉末,借助SLM装备在优化的工艺参数下打印实体试样及点阵结构件,重点研究3D打印V₈C₇/316L复合材料组织结构的演化机理及其对点阵结构性能的影响。

2 试验材料与方法

2.1 设备与材料

采用YIBO RP SLM80小型SLM打印机进行试验,该打印机配备了单模光纤激光器,激光器的最大功率为250 W,激光束波长为1080 nm,光斑直径为75 μm。3D打印成形的最大尺寸为80 mm×80 mm×100 mm,SLM打印过程在高纯氩气保护下进行。采用万能试验机对打印件的力学性能进行测试。

3D打印用的原始粉末包含采用气雾化方法制备的316L球形粉体(平均粒径约43 μm,D₅₀=37.8 μm,D₉₀=57.7 μm)、V₈C₇粉末(平均粒径约800 nm)。316L不锈钢粉末的化学成分以及V₈C₇粉末的物理特性分别如表1、表2所示。316L不锈钢粉末和V₈C₇粉末按质量比为97∶3的配比,在氩气保护气氛中以6∶1的球料比采用高能球磨的方式进行混合。为保证球磨后粉体的球形度不发生明显改变,采用较低的球磨转速(150 r/m)和较短的混粉时间(1.5 h)制备V₈C₇/316L复合材料粉末。球磨混粉前后粉末的SEM形貌如图1所示,V₈C₇/316L粉末中纳米V₈C₇颗粒均匀地附着在316L粉末颗粒表面,且316L粉末颗粒的球形度无明显变化。

图 1. 球磨前后粉末的形貌。(a) 316L不锈钢粉末;(b) V₈C₇/316L复合粉末;(c)复合粉末的局部放大图

Fig. 1. Powder morphologies before and after ball milling. (a) 316L stainless steel powder; (b) V₈C₇/316L composite powder; (c) partial enlargement of composite powder

下载图片 查看所有图片

2.2 试验方法

采用如下工艺参数设计试验:铺粉层厚d为35 μm;扫描间距h为85 μm;激光功率P分别为60,100,140,180,220 W;扫描速度v分别为300,500 mm/s。采用倾斜分区扫描方式,打印尺寸为10 mm×10 mm×10 mm的试样。根据公式η=P/(vdh)计算SLM激光能量密度η^[11]。

基于阿基米德原理计算获得试样的致密度。用Kalling's 2号腐蚀剂(100 mL乙醇+100 mL HCl+5 g CuCl₂)腐蚀金相试样后,采用光学显微镜(OM)、场发射扫描电子显微镜(FE-SEM)、X射线衍射仪(XRD)分析试样的微观组织及物相组成。选致密度较高的试样的3D打印工艺参数打印拉伸件(尺寸符合ASTM E8/E8M-16a标准)及压缩测试件(尺寸为ϕ6 mm×15 mm)进行常温力学性能测试,拉伸压缩速率为0.5 mm/min。以最优化的参数打印点阵结构(如图2所示),0.1 mm/min的速率对其进行压缩试验。

图 2. 点阵结构示意图。(a)点阵结构主视图;(b)点阵结构斜视图;(c)单元晶胞主视图;(d)单元晶胞斜视图

Fig. 2. Diagrams of lattice structure. (a) Front view of lattice structure; (b) oblique view of lattice structure; (c) front view of unit cell; (d) oblique view of unit cell

下载图片 查看所有图片

3 结果与讨论

SLM成型的V₈C₇/316L金属基复合材料(MMCs)试块的致密度与工艺参数的关系如图3所示。当激光能量密度η分别为112,121,157,201 J/mm³时,试块的致密度分别为99.4%、98.9%、98.6%、97.5%,将试块依次编号为S1、S2、S3、S4。致密度最高(99.4%)的试块的打印工艺参数如下:P=180 W,v=300 mm/s,η=121 J/mm³。

图 3. 不同工艺参数下制备的V₈C₇/316L金属基复合材料样件的致密度

Fig. 3. Comparison of density of V₈C₇/316L MMCs under different process parameters

下载图片 查看所有图片

3.1 微观组织及形成机理

图4为最优参数下SLM成形316L及V₈C₇/316L复合材料样件在建造方向(BD)上的微观结构,前者多为粗化的柱状晶,后者则表现为超细的近等轴晶。图5为V₈C₇/316L复合材料微观结构的SEM图像,晶界附近存在纳米尺度的强化相,如图5(c)中的实线箭头所示。图6所示的XRD衍射图谱说明V₈C₇/316L复合材料试样微观组织中除了主要存在316L奥氏体基体外,还存在以V₈C₇、V₄C_2.67、V₂C等形式存在的VC_x相,虽然也存在M₂₃C₆亚稳相(M表示Cr元素或其他的取代原子,如Ni、Fe、Mo等)的衍射峰,但其峰强相对较弱,说明其含量较低。

图7为316L不锈钢和V₈C₇/316L复合材料微观结构特征的SLM形成机理示意图。在熔化-凝固过程中,当激光扫描时材料在高温下熔化形成熔池,V₈C₇颗粒由于尺寸小、表面能大,易在熔池中分解成V原子和C原子。当激光束离开后,熔池开始快速凝固,根据固体二元金属碳化物的Ellingham图^[12-13],在0~2000 ℃范围内,1 mol C原子形成VC₂和V₈C₇相的Gibbs自由能低于Ni₃C、Fe₃C、Mo₃C₂、Mo₂C、Cr₃C₂、Cr₂₃C₆等相,因此VC₂和V₈C₇相更容易形成。同时,SLM典型的“非平衡快速熔化-凝固”特性还可能形成V₄C_2.67等亚稳相或非平衡相。

如图7(a)所示,在SLM成形过程中,由于激光束极高的扫描速度,316L不锈钢粉末在很短的时间内熔化、凝固,晶粒的生长时间很短,容易形成较细的枝晶。如图7(b)所示,在V₈C₇/316L复合材料的SLM过程,由于V₈C₇颗粒的加入,凝固过程中生成的VC_x增强相可以作为异质形核点,增大奥氏体的形核率,促进等轴晶生长的同时抑制枝晶生长;同时,均匀分布的VC_x相又能在金属基体中起到弥散强化的作用,对晶界形成钉扎效应^[14],阻碍奥氏体晶粒的迁移和长大。

图 4. 样件在建造方向上的微观结构。(a) 316L不锈钢样件;(b) V₈C₇/316L复合材料样件

Fig. 4. Microstructures of samples in building direction. (a) Sample of 316L stainless steel; (b) sample of V₈C₇/316L composite

下载图片 查看所有图片

图 5. V₈C₇/316L复合材料的SEM图。(a)微观结构;(b)图5(a)的局部放大图;(c)晶界和强化相

Fig. 5. SEM image of V₈C₇/316L composite. (a) Microstructure; (b) partial enlargement of Fig. 5(a); (c) grain boundaries and reinforcements

下载图片 查看所有图片

图 6. V₈C₇/316L复合材料的XRD图谱

Fig. 6. XRD pattern of V₈C₇/316L composite

下载图片 查看所有图片

图 7. 微观结构特征形成机理示意。(a) 316 L不锈钢;(b) V₈C₇/316L复合材料

Fig. 7. Schematics of formation mechanism of microstructural characteristics. (a) 316L stainless steel; (b) V₈C₇/316L composite

下载图片 查看所有图片

3.2 力学性能

以致密度较高的4组参数(对应试样编号为S1、S2、S3、S4)制备V₈C₇/316L复合材料拉伸试样;以致密度最高的试样(编号为S1)的打印工艺参数制备316L不锈钢拉伸、压缩试样以及V₈C₇/316L复合材料压缩试样。

图8(a)为316L不锈钢和V₈C₇/316L复合材料试样的拉伸应力-应变曲线。V₈C₇/316L试样的抗拉强度最高可达1422.13 MPa,相比于316L的634.17 MPa,增幅约为124%,但此时的延伸率仅为18.62%,这主要是因为强化颗粒阻碍了316L基体的塑性变形。

图8(b)所示的压缩试验结果表明:无论加载方向与试样垂直(TD)还是平行(BD),V₈C₇/316L试样的压缩强度均明显高于316L试样,体现出了VC_x增强相对金属基体的强化效果;沿BD加载时,316L及V₈C₇/316L试样的压缩强度均高于沿TD加载时的压缩强度,这一点在没有VC_x增强的316L中表现得尤为明显。原因是316L基体中的柱状奥氏体晶粒沿BD取向,因此沿BD加载时具有更高的压缩强度;而VC_x相阻碍了奥氏体晶粒的生长,导致V₈C₇/316L试样中晶粒为近等轴晶,且晶粒无明显取向,因此建造方向对其压缩性能的影响不明显。

图 8. 316L与V₈C₇/316L试样的应力-应变曲线。(a)拉伸时的应力-应变曲线;(b)压缩时的应力-应变曲线

Fig. 8. Stress-strain curves of 316L and V₈C₇/316L samples. (a) Stress-strain curves under tension, (b) stress-strain curves under compression

下载图片 查看所有图片

3.3 点阵结构件的性能及强化机理

图9所示以P=180 W和v=500 mm/s制备的316L和V₈C₇/316L点阵结构件,它们的压缩试验结果如图10所示。相比于316L,V₈C₇/316L点阵结构件的抗压性能明显提高。316L不锈钢和V₈C₇/316L复合材料点阵结构件的质量分别为9.0 g和9.2 g,根据比强度计算公式σ_sp=σy/ρ(其中比强度σ_sp定义为样品屈服强度σ_y与表观密度ρ的比值),计算出二者的比强度分别为12×10³ N·m/kg和15.4×10³ N·m/kg。相比于316L不锈钢,V₈C₇/316L复合材料在质量增幅仅为2.2%的情况下,比强度增幅达到了28.3%,性能提升明显。如图10(c)所示,在V₈C₇/316L点阵结构的塑性变形阶段,晶格内各晶胞的变形几乎同步,表现出均匀的结构周期性。因此,在压缩加载过程中,晶格中晶胞结构对弹塑性压缩行为表现出快速的集体反应。

图 9. V₈C₇/316L点阵结构件的形貌。(a)宏观形貌;(b)上表面SEM图;(c)晶格悬垂结构的SEM图

Fig. 9. Morphologies of V₈C₇/316L lattice structure. (a) Macroscopic morphology; (b) SEM image of upper surface; (c) SEM image of overhanging structure in lattice

下载图片 查看所有图片

图 10. 316L及V₈C₇/316L点阵结构件的压缩性能。(a)应力-应变曲线;(b)应力-应变曲线的局部放大;(c)压缩变形行为

Fig. 10. Compressive properties of 316L and V₈C₇/316L lattice structures. (a) Stress-strain curves; (b) partial enlarged view of stress-strain curves; (c) compression deformation behavior

下载图片 查看所有图片

点阵结构的强化机理主要有:1)细晶强化。熔池的快速凝固以及VC_x相作为异质形核质点对等轴晶生长的促进作用使奥氏体晶粒形成超细的近等轴晶,据Hall-Petch关系^[15-16]可知,晶粒越细小,材料的强度越高。2)第二相强化。Marangoni流使细小弥散的VC_x相均匀分布在V₈C₇/316L基体相中,且与位错交互作用,阻碍位错运动,产生显著的强化作用。3)固溶强化。部分陶瓷颗粒分解且在熔池快速凝固过程中无法及时析出而保留原子形态,形成其在奥氏体中的过饱和固溶体,严重的晶格畸变使位错运动变得非常困难,从而提高了复合材料的强度。

4 结论

采用SLM技术在优化的工艺参数下成形了V₈C₇/316L实体件及点阵结构件,研究了3D打印复合材料组织结构的演化机理及其对点阵结构性能的影响,得到的结论如下。

1) V₈C₇/316L复合材料较佳的SLM成形工艺参数为P=180 W,v=500 mm/s,d=35 μm,h=85 μm。在此工艺参数下得到的试样的致密度为99.4%,抗拉强度为1422.13 MPa。

2) 相比于316L不锈钢,V₈C₇/316L复合材料在质量增幅仅为2.2%的情况下,比强度增幅达到28.3%,性能提升明显。

3) VC_x/316L复合材料的强化机理包括:超细近等轴奥氏体晶粒的细晶强化;细小弥散的VC_x相在基体相中均匀分布引起的第二相强化;部分无法及时析出的原子形成了其在奥氏体中的过饱和固溶体而导致的固溶强化。