1 引言

W-Cu复合材料兼具了W的高强度、低热膨胀系数、良好的抗电弧腐蚀性,以及Cu的优异的导电导热性和塑性^[1-2];同时,在高温下还具备自冷却性能^[3]。W-Cu复合材料常用于高压电触头、集成电路的散热片、火箭喷管喉衬等零件的制备^[4-6]。由于W和Cu的熔点、密度和晶格类型具有较大差异,因此两者无法形成固溶体及金属间化合物。W-Cu复合材料常用的加工方法包括熔渗法和高温液相烧结法。熔渗法可获得相对致密度为97%~98%的零件,是目前最为成熟的加工方法之一;高温液相烧结法得到的零件的相对致密度为90%~95%,适用于对材料性能要求不高的领域^[7]。

激光增材制造技术是一种柔性化程度高、研发周期短的加工方法,可用于金属零件的直接制造及材料的表面改性和修复等^[8]。Gu等^[9-11]在W-Cu复合材料直接激光烧结过程中发现了一种新型的“W包Cu”结构。Yan等^[12]采用选区激光熔化(SLM),对不同配比的W-(Ni)-Cu复合粉末进行成形,发现材料的组织性能受液相烧结机制和固相烧结机制的共同影响。Song等^[13]在Cu基合金粉末SLM加工过程中,通过分离模型法得到厚度为123~276 μm的W-Cu薄壁件。Wang等^[14]利用SLM方法实现了W-10%Ni-10%Cu复杂零件的制备,并发现了非晶态的W-Ni固溶体。严深平等^[15]发现,W颗粒团聚是激光直接成形W-Cu复合材料内部孔隙形成的主要原因之一。闫岸如等^[16]发现,在SLM过程中,由形状规则的W粉成形得到的零件质量更好。然而,关于W-Cu激光熔覆直接成形的研究多针对铺粉法,关于同轴送粉法的研究却鲜有报道。

同轴送粉法的粉末利用率高,适用于复杂零件的加工,可实现金属零件的近净成形。然而,在同轴送粉过程中,粉末具有一定的初始速度,这使得各因素对熔覆层的影响更复杂,铺粉法的研究结果并不能完全适用于同轴送粉法。此外,目前比较常用的仍为高W含量的W-Cu复合材料,即Cu质量分数为10%~50% ^[17],本文选用了Cu质量分数为40%的W-Cu混合粉末,采用同轴送粉的方法进行激光熔覆,研究了工艺参数对单道熔覆层几何特征及颗粒分布状况的影响。采用单道多层熔覆制得薄片状的立体试样,探究了相对致密度随工艺参数的变化规律。

2 实验材料及方法

2.1 实验材料

选用直径为48~106 μm的球形Cu粉和不规则W粉作为原料,粉末纯度(质量分数)为99.9%,两种粉末的微观形貌如图1所示。按照W和Cu的质量比3∶2将粉末进行机械混合,混合后放入恒温干燥箱中干燥10 h。基底材料为45#钢,尺寸为100 mm×100 mm×15 mm。

图 1. 粉末原料微观形貌。(a) Cu粉;(b) W粉

Fig. 1. Micromorphology of raw material powder. (a) Cu powder; (b) W powder

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2.2 激光加工

激光加工系统由德国IPG公司生产的最大输出功率为1000 W的YLR-1000连续多模光纤激光器(波长为1070 nm)、日本YASKAWA公司生产的DX200型6轴联动机器人以及配套的粉末送料系统、数控系统、光学系统、水冷系统和气氛保护系统组成。采用同轴送粉的方法进行激光熔覆加工,Ar为保护气体,N₂为送粉气体,气体流量均为10 L·min^-1。加工时采用正离焦,粉末汇聚点位于基底表面,激光工艺参数为:激光功率200~1000 W,扫描速率1~14 mm·s^-1,送粉速率0.13~1.01 g·s^-1,光斑直径0.4~3 mm。

2.3 性能测试

利用德国卡尔蔡司公司生产的Axio CSM 700 白光共聚焦系统进行金相照片的拍摄及分析,利用金属显微组织检验方法制备金相试样,无需腐蚀。采用美国FEI公司生产的Quanta 250F 扫描电子显微镜观察试样的微观形貌,并利用配套的能谱仪(EDS)进行线扫描分析。采用阿基米德排水法测量试样的相对致密度。

3 实验结果及分析

3.1 工艺参数对熔覆层几何特征的影响

激光熔覆材料的横截面如图2所示。从图2(a)可以看出,激光熔覆材料的横截面包括熔覆层、稀释区和热影响区。熔覆层的稀释率^[18]可表示为

λ=hH+h×100%,(1)

式中λ为稀释率,H为熔覆层高度,h为稀释区深度。令W为熔覆层宽度,而宽高比(W/H)和稀释率是熔覆层最为显著的几何特征,受工艺参数变化的影响。

当送粉速率a为0.42 g·s^-1,光斑直径D为3 mm时,熔覆层的宽高比随激光功率P和扫描速度V的变化曲线如图3所示。可以看出,随着激光功率和扫描速度的增大,熔覆层的宽高比不断增大。文献[ 19]指出,液相纯Cu的表面张力随着温度的升高而减小。同时,液体的运动粘度η^[20]为

η=1615mk0Tσ,(2)

式中m为原子质量,k₀为玻尔兹曼常数,σ为液体的表面张力,T为温度。金属液滴接触到基底表面时受到重力及表面张力的共同作用,重力使液体趋向于平铺在基底表面,表面张力则与之相反。当扫描速度一定时,激光功率的增大使得能量输入变大,熔池的温度不断升高,液相Cu的表面张力减小,液体趋向于平铺在基底表面;同时,液体运动粘度的减小使得液体的流动性增大,液体更容易铺展于基底表面,导致熔覆层的宽高比不断增大。当送粉速率一定时,扫描速度的增大使得基底单位面积上的送粉量减小,粉末在作用区域的堆积高度减小,使得熔覆层的宽高比增大。

图 2. 激光熔覆材料横截面。(a)示意图;(b)实际的

Fig. 2. Cross section of laser cladding material. (a) Schematic; (b) actual

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图 3. 熔覆层的宽高比随激光功率和扫描速度的变化

Fig. 3. Width-height ratio of cladding layer versus laser power and scanning speed

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观察熔覆层横截面发现,在一定的参数条件下,横截面中的稀释区极小甚至不会形成典型的稀释区。采用同轴送粉方法进行激光熔覆时,扫描速度不仅会影响能量密度的大小,还会改变单位面积上的送粉量,这两者对稀释区的作用恰好相反。为了综合分析稀释区形成的影响因素,引入了送粉密度ξ和面能量密度ε两个参数,计算公式分别为

ξ=aVD,(3)ε=PVD。(4)

工艺参数对稀释区的影响如图4所示。可以发现,形成稀释区的工艺参数基本位于窗口左上方;无法形成稀释区的工艺参数则位于右下方。两类参数的分界线为

ε=kξ+b,(5)

式中k为有效质量能量密度,即单位质量粉末实际吸收的能量;b为散逸能量密度,即单位面积上未被利用的能量,其受基底、粉末原料、初始温度等因素的影响,不受激光加工参数的影响。在45#钢基底上进行W-Cu复合材料的单道熔覆时,存在有效质量能量密度临界值k',当k>k'时,熔覆材料中可以形成稀释区;当k<k'时,熔覆材料中无法形成稀释区。由图4可算出实验的加工条件为b≈3.5×10^-3 kJ·mm^-2,k'≈1.4 kJ·g^-1。

图 4. 工艺参数对稀释区形成的影响

Fig. 4. Influences of process parameters on formation of dilution zone

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不同送粉密度和面能量密度下熔覆层稀释率的变化如图5所示。当ξ≤12.73×10^-3 g·mm^-2时,不同面能量密度下熔覆层的稀释率较大,均达到了30%以上;当ξ≥14×10^-3 g·mm^-2时,不同面能量密度下熔覆层的稀释率较小,基本在15%以下。保持送粉密度不变时,熔覆层稀释率随着面能量密度的增大而增大。这是因为当送粉量一定时,面能量

密度的增大使得更多的能量作用于粉末和基底,从而使得熔覆层的稀释率增大。

3.2 工艺参数对颗粒分布状况的影响

不同工艺参数下熔覆层横截面的颗粒分布如图6所示。从图6(a)可以看出,当送粉密度较小而面能量密度较大时,W颗粒间发生团簇。在合适的参数条件下可得到W颗粒均匀分布的熔覆层,如图6(b)所示。由于加工过程中影响因素的复杂性,此时部分样品的截面颗粒分布只能达到相对均匀状态,如图6(c)所示。从图6(d)~(f)可以发现,当送粉密度和面能量密度接近时,W颗粒沿着熔覆层边缘分布,且随着送粉密度的增大形成特殊的“W包Cu”结构。

图 5. 熔覆层稀释率随送粉密度和面能量密度的变化

Fig. 5. Dilution ratio of cladding layer versus powder-feeding density and surface energy density

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图 6. 不同参数下熔覆层截面颗粒分布。(a) ξ=14.00×10-3 g·mm-2,ε=30.00×10-3 kJ·mm-2;(b) ξ=15.56×10-3 g·mm-2,ε=31.48×10-3 kJ·mm-2;(c) ξ=13.00×10-3 g·mm-2,ε=26.67×10-3 kJ·mm-2;(d) ξ=13.00×10-3 g·mm-2,ε=13.33×10-3 kJ·mm-2;(e) ξ=17.67×10-3 g·mm-2,ε=13.33×10-3 kJ·mm-2;(f) ξ=18.67×10-3 g·mm-2,ε=13.33×10-3 kJ·mm-2

Fig. 6. Particle distribution in cross-section of cladding layer under different parameters. (a) ξ=14.00×10-3 g·mm-2, ε=30.00×10-3 kJ·mm-2; (b) ξ=15.56×10-3 g·mm-2, ε=31.48×10-3 kJ·mm-2; (c) ξ=13.00×10-3 g·mm-2, ε=26.67×10-3 kJ·mm-2; (d) ξ=13.00×10-3 g·mm-2, ε=13.33×10-3 kJ·mm-2; (e) ξ=17.67×10-3 g·mm-2, ε=13.33×10-3 kJ·mm-2; (f) ξ=18.67×10-3 g·mm-2, ε=13.33×10-3 kJ·mm-2

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图 7. 熔覆层线扫描测试结果。(a)区域;(b)图谱

Fig. 7. Line scanning results of cladding layer. (a) Region; (b) spectrogram

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图6(a)中W颗粒的周围存在大量灰色相,利用线扫描方式进行了图谱分析,结果如图7所示,可知该灰色相为Fe。

不同工艺参数下截面的颗粒分布统计结果如图8所示。将图8分为4个区域:在区域1对应的参数条件下,熔覆层中的W颗粒发生了严重团簇;在区域2对应的参数条件下,熔覆层内的颗粒均匀分布。区域1、2对应的参数与图4中可以形成稀释区的参数范围基本一致。在区域3对应的参数条件下,W颗粒基本沿着熔覆层边缘分布;在区域4对应的参数条件下,熔覆层中出现了特殊的“W包Cu”结构,这些点均位于无法形成稀释区的参数范围中。区域1、2、3、4的分界线对应的有效质量能量密度值分别为k_1,2、k_2,3和k_3,4。则在45#钢基底上进行W-Cu复合材料的单道熔覆时,存在临界值k_1,2、k_2,3和k_3,4。当k>k_1,2时,激光能量输入大,基底Fe原子的扩散使W颗粒间发生严重团簇;当k_1,2>k>k_2,3时,激光能量输入适中,得到W颗粒均匀分布的熔覆层;当k_2,3>k>k_3,4时,W颗粒沿着熔覆层的边缘分布;当k<k_3,4时,熔覆层中出现了特殊的“W包Cu”结构。由图8可算出,在本文实验条件下,k_1,2≈1.88 kJ·g^-1,k_2,3≈1.33 kJ·g^-1,k_3,4≈0.61 kJ·g^-1。

图 8. 工艺参数对熔覆层截面颗粒分布的影响

Fig. 8. Influences of process parameters on particle distribution in cross-section of cladding layer

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随着有效质量能量密度的减小,熔覆层颗粒分布变化过程如图9所示。当k足够大时,熔覆层的稀释率较大,基底中的Fe原子大量扩散到熔覆层中。激光熔覆是一个快速加热冷却的过程,高温时,呈面心立方结构的γ-Fe在Cu相中的溶解度较高;随着温度降低,γ-Fe转变为体心立方结构的α-Fe,其在Cu相中的溶解度减小^[21],熔池中有大量Fe相析出。快速冷却效应及低温下Fe在Cu中的扩散速度的减小^[22],使得大量Fe原子留存于Cu相中。

在激光熔覆过程中,熔池中的W颗粒受液相Cu的表面张力和粘滞力、颗粒自身的重力和由不规则形状引起的扭矩力等影响。由于激光能量呈高斯分布,因此,当熔池内的温度梯度引起的液相Cu表面张力梯度大于粘滞力时,将出现马兰戈尼对流。Yin等 ^[23]研究表明,在毫米量级的熔池中,马兰戈尼对流的最终效应是在熔池中形成一个逆时针的汇聚流,使颗粒趋向于汇聚在一起。同时,W颗粒受到液相Cu的表面张力作用,趋向于分布在Cu相周围。熔覆层内部的颗粒分布状况是这两个作用相互均衡的结果。当k较大时,熔池可以达到的温度较高,液相Cu的表面张力则较小,马兰戈尼对流作用占主导,W颗粒趋于汇聚在一起;此时,熔覆层的稀释率较大,熔池中有大量的Fe相析出。由于W、Cu之间不互溶且不会形成金属间化合物,而W、Fe之间则可以形成多种固溶体和金属间化合物^[24],因此,W在Fe相中的溶解度要远大于在Cu相中。当熔池中存在Fe析出相时,W颗粒趋向于分布在Fe相中,颗粒之间的团簇效应加剧,形成图9(a)所示的分布特征。随着k的减小,熔覆层的稀释率减小,进入熔池中的Fe元素不足以形成大片析出相,而是固溶于Cu相之中,熔覆层中的W颗粒趋于弥散分布,如图9(b)所示。当k进一步减小时,熔池可达到的温度降低,液相Cu的表面张力增大并逐渐占主导作用,在其与马兰戈尼对流的共同作用下,熔覆层的颗粒分布发生图9(c)~(f)所示的变化过程,最终形成特殊的“W包Cu”结构。

图 9. 熔覆层颗粒分布随有效质量能量密度的变化

Fig. 9. Particle distribution in cladding layers versus effective mass energy density

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3.3 工艺参数对相对致密度的影响

单道多层熔覆得到的W-Cu薄壁件的相对致密度测量结果如图10所示。当V≤8 mm·s^-1时,试样的相对致密度较小,仅有68%左右;当V≥9 mm·s^-1时,试样的相对致密度增大到82%左右。当V一定时,试样的相对致密度随激光功率的变化不存在规律性。由各组单道熔覆实验得到的k可知,试样的相对致密度与k之间也无相关性。

图 10. 熔覆试样的相对致密度随(a)激光功率和扫描速度以及(b)有效质量能量密度的变化

Fig. 10. Relative density of cladding samples versus (a) laser power and scanning speed, and (b) effective mass energy density

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从图3可以发现,当V≤8 mm·s^-1时,熔覆层的宽高比较小,当V≥9 mm·s^-1时,熔覆层的宽高比较大。在多层堆积的过程中,后续加工是在已形成的熔覆层上进行,此时熔覆层的上表面成为新的加工面。然而,实验中得到的熔覆层是高度不一的半球形。除去首层,其余熔覆层在成形时,只有靠近激光束中心的粉末才能吸收与首层熔覆层相当的能量。而单层熔覆层的宽高比越小,也就是半球越鼓,这个区域就越小,同时其外表面的每个点与新加工面的距离L就越大,后续熔覆层实际的k相应越小。不同宽高比的熔覆层多层堆积的示意图如图11所示。可以发现,在单道多层堆积的过程中,有效质量能量密度和激光散逸能量密度的影响因素更为复杂,不能简单套用单道熔覆的结果。

图 11. 不同宽高比的单道多层堆积示意图。(a)宽高比小;(b)宽高比大

Fig. 11. Diagram of single track multi-layer cladding with different width-height ratios. (a) Small width-height ratio; (b) large width-height ratio

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由实验中单道熔覆层几何形状的变化可知,当V≤8 mm·s^-1时,熔覆层的k较小。由图9可知,k越小,熔覆层越趋向于形成“W包Cu”结构,每一个“W包Cu”结构间的空隙不能完全被Cu液填充,导致相对致密度减小。同时,当k较小时,熔池可达到的温度降低,液相Cu的运动粘度增大,不利于颗粒进行重排,从而阻碍致密化进程,使得熔覆层相对致密度减小。

4 结论

采用同轴送粉法在45#钢基底上进行了W-Cu复合材料的单道和单道多层熔覆实验,研究了不同工艺参数对熔覆层几何特性、颗粒分布特征以及相对致密度的影响,得出以下结论。

1) 在同一加工体系下,熔覆层散逸能量密度不变,当k>k'时,熔覆材料中可以形成稀释区。这里b=3.5×10^-3 kJ·mm^-2,k'=1.4 kJ·g^-1。

2) 当送粉密度不变时,熔覆层的稀释率随激光面能量密度的增大而增大。

3) 在同一加工体系下,随着k值的减小,熔覆层内的W颗粒呈团簇、均匀分布、沿着熔覆层的边缘分布及“W包Cu”结构等不同分布状态。

4) 单道熔覆层几何形状对单道多层堆积下的k值的影响显著。当熔覆层的宽高比较小时,其实际的k较小,试样相对致密度较小。