頂刊《AM》：增材制造Cu-H13工具鋼（二）
時間：2022-06-16 15:51 來源：江蘇激光聯盟 作者：admin 閱讀：次
導讀：據悉，增材制造頂刊《Additive Manufacturing》發表了采用增材制造技術，利用Ｎｉ基材料作為過渡，制備出Cu-H13工具鋼材料。本文為第二部分。
3.1.2.Cu-D22-H13多晶合金的微觀結構
由于直接連接過程中的上述問題，鎳基合金D22首先沉積在H13上作為中間的一組層。隨后將Cu沉積在D22上以制造Cu-D22- H13 MMS。制造樣品不同位置的SEM顯微圖像如圖10所示。據觀察，從圖10 D22-H13界面非常明顯。然而，界面沒有任何缺陷，如開裂或分層，證實了固體雙材料粘合。界面附近的D22顯示了一薄層平面結構。在激光沉積的AISI 431不銹鋼中也觀察到這種情況。在界面上方，D22中觀察到柱狀晶空隙。當D22一層層堆積時，后一沉積層產生熱影響區(HAZ)(圖 10b)在先前打印的層上，因為激光再加熱。激光再加熱起到局部退火的作用，并將HAZ中的晶體結構從主要為柱狀枝晶改變為互連結構。圖10c顯示第一層銅預先形成柱狀晶粒，類似于前面討論的Cu-H13 DJ的晶粒結構。這是由于在沉積的第一層的快速冷卻和隨后的多層再加熱。銅在頂層顯示出類似于Cu- H13 DJ的柱狀枝晶結構(圖7d)。
圖9 Cu-H13 DJ的元素分布圖。
圖11 顯示了在Cu-D22-H13 MMS上執行的EDS圖。鎳、鐵和銅是特別重要的，因為D22含有95 %的鎳，而H13不含鎳，含有大約90 %的鐵銅大于99.9 %。圖 11b-c顯示了D22-H13界面上顯著且明顯的元素變化。Ni支配界面上方的區域，確認材料是D22。由于H13中鐵含量高，鐵幾乎全部分布在界面下。觀察到鎳和鐵幾乎沒有擴散穿過界面。這一發現也得到定量分析的證實線掃描顯示在在圖12。當掃描從基體過渡到D22時，觀察到Ni和Fe的非常陡峭的跳躍。這樣的元素跳躍發生在20微米距離內，表明最小層擴散。陸等在H13上沉積鎳基超合金和50微米擴散區。本研究中使用的能量密度(57.1焦耳/平方毫米)低于。此外，H13襯底之前被預熱到300℃沉積在。而在該研究中沒有采用預熱。如本研究中所觀察到的，較低的能量密度和不預熱基底可能導致較少的Ni擴散到H13中。
Cu-D22界面的EDS圖如所示圖11e–f，揭示了更加漸進的元素擴散。Cu沉積物的第一和第二層邊界在電子圖像中標出(圖 11d)。將電子圖像與EDS圖進行比較，可以清楚地觀察到Ni和Cu經歷了兩步濃度變化。在D22和第一層Cu的界面上，Ni含量下降，而Cu含量增加。盡管界面上的鎳含量顯著減少，但在第一層銅中仍觀察到大量的鎳。這是因為當激光熔化D22的頂層時，銅被輸送到熔池中，它與熔化的鎳混合形成銅鎳固溶體。因此，第一層銅具有大量的鎳。在Cu的第二層中，Ni經歷了進一步的濃度下降，因此在該層之上幾乎檢測不到Ni。EDS定量線掃描在圖12 也顯示了支持的事實。大約在200微米以下，鎳含量開始輕微下降，銅含量開始增加Cu-D22接口。在Cu-D22界面的兩側，Ni和Cu經歷了平穩的變化。在Cu的第一層和第二層中，觀察到作為構建層的函數的Cu的穩定上升和Ni的下降。Ni和Cu的整個轉變跨越了大約800微米的距離，表明了顯著的層擴散。
圖10.顯示(a) D22-H13界面區、(b) D22、(c) Cu-D22界面區和(d) Cu的SEM顯微照片。
圖11.顯示(a) D22-H13和(d) Cu-D22界面的電子圖像。EDS圖顯示了D22-H13界面附近的(b) Ni和(c) Fe，以及Cu- D22界面附近的(e) Ni和(f) Cu。
圖12.對Cu-D22-H13 MMS進行元素分布線掃描。
圖13.D22-H13 DJ和Cu-D22-H13 mm的拉伸應力-應變曲線。
3.2.拉伸性能
圖13顯示了Cu-D22-H13 mm和D22-H13 DJ的拉伸應力-應變曲線。在三個Cu-D22- H13 MMS樣品上進行拉伸試驗，顯示187.2 MPa的平均0.2 %誤差的屈服強度(0.2 %YS)，極限拉伸強度(UTS)為241.1 MPa，斷裂應變(SB)為0.167。應力-應變曲線也顯示了顯著的塑性變形。利用DIC技術，捕獲了拉伸試樣在測試過程中的內表面，同時記錄了拉伸引起的材料變形。對這些信息的分析提供了每個時刻的應變分布，從而實現了應變局部化的全局視圖。圖 14a顯示了不同時刻Cu-D22-H13 mm上的應變分布，以斷裂應變的百分比表示。結果表明，材料變形主要發生在Cu區，在D22和H13區的延伸率最小。圖15描繪了拉伸斷裂區域和Cu- D22界面的電子圖像和EDS圖。圖15a和b確認Cu-D22-H13 MMS拉伸試樣在銅區域斷裂。Cu-D22界面幸存并且沒有損壞(圖15c-e)，這表明是固體雙材料結合。樣品在銅區域破裂的事實是預料中的，因為銅是軟的，并且由于其高熱導率而主要包含在材料系統中。因為銅的UTS很低，所以應力沒有在H13和D22中引起很大的變形。本研究中通過DED工藝獲得的Cu的YS和UTS高于通過其他AM技術(例如SLM和粘合劑噴射)制造的Cu的值。在這項研究中，銅顯示無缺陷有助于更好拉伸性能的形態(除了微孔)。銅的UTS比熱軋態銅低7 %,但YS高34 %。
對三個D22-H13 DJ樣品進行拉伸試驗顯示平均0.2%的YS為465.29ＭＰａ，UTS為663.47ＭＰａ，銻為0.083。圖 14b表示D22-H13 DJ上的應變場。它顯示應變主要分布在H13部分，在D22區域沒有發生顯著的材料變形。圖16顯示了斷裂的D22-H13 DJ拉伸試樣的圖像和EDS圖。圖16a和b揭示了樣品在D22區域斷裂，而D22-H13界面仍然完整。因此，在D22和H13之間實現了良好的界面結合。由于樣本在D22區域破裂，測量的UTS是D22固有的。結合圖s14b與16 可以看出，雖然在H13區觀察到無伸長，但它沒有導致樣品的最終斷裂。與H13相比，打印的D22具有較低的拉伸強度和低得多的延展性。橫截面中拉伸斷裂表面的SEM顯微照片如所示圖 17。結果表明，D22-H13 DJ的斷裂表面有微裂紋，沒有出現韌窩和空洞，表明其斷裂機制為脆性斷裂。另一方面，Cu-D22-H13 mm顯示出大量的凹痕和空隙，表明韌性斷裂。
3.3.硬度分布
沿著從基底到沉積物的高度方向測量兩個制造樣品(Cu-H13 DJ和Cu-D22-H13 MMS)的維氏顯微硬度，作為從基底頂面開始的構建高度的函數。結果(圖18)顯示H13在基底頂面以下3 mm處具有210 HV的硬度。這是因為基底處于退火狀態。對于靠近基底-沉積物界面的H13，由于激光硬化，觀察到硬度的顯著增加(Cu-H13 DJ的640 HV和Cu-D22-H13 MMS的550 HV)。先前的研究表明，激光硬化可以使H13表面的硬度比遠離表面的材料高兩到三倍，這也得到本研究的支持。硬度的提高是因為高能激光束迅速提高了熔池和HAZ中的材料到奧氏體的溫度，隨后的快速冷卻強化了材料，出現了馬氏體微觀結構。研究報告稱，由于局部激光重熔，界面區域的硬度增加，這種趨勢在早期出版物中觀察到，如IN718/Cu和鈦鋁復合材料。圖 18 還揭示了在Cu-H13 DJ中界面附近H13的硬度高于在Cu-D22-H13 MMS中測得的硬度。此外，Cu-H13 DJ中硬化材料的深度(3.5毫米)大于Cu-D22- H13 MMS中的深度(3毫米)。這是由于在處理兩個樣品時激光能量密度的變化。由方程式計算的激光能量密度。顯示值為66.7焦耳/平方毫米(銅-H13焦耳)52.4焦耳/平方毫米(銅-D22-H13毫米)。激光能量密度的增加增加了熱影響區的深度和硬度。
在沉積部分，Cu-H13 DJ的硬度突然下降到50 HV。由于Cu直接沉積在H13基底上，并且元素不能很好地擴散穿過界面，硬度值的變化是突然的。另一方面，對于Cu-D22-H13 ，硬度值逐漸下降。D22(在基材-沉積物界面上方3 mm內)的硬度值范圍為144 HV至258 HV。此外，隨著層的增加，該區域的硬度逐漸下降。當到達Cu區域時，與頂層中的Cu相比，D22附近的Cu具有增加的硬度。這是因為Cu-Ni固溶體形成在Cu的最初幾層，這得到了EDS分析的支持(圖 12)。隨著銅層的增加，硬度逐漸降低到50 HV的穩定值。這可以通過Ni含量隨著隨后的Cu層的沉積而不斷減少的事實來解釋。
圖14 (a)Cu-D22-H13 mm和(b) D22-H13 DJ上的應變場。
3.1.2.Cu-D22-H13多晶合金的微觀結構
由于直接連接過程中的上述問題，鎳基合金D22首先沉積在H13上作為中間的一組層。隨后將Cu沉積在D22上以制造Cu-D22- H13 MMS。制造樣品不同位置的SEM顯微圖像如圖10所示。據觀察，從圖10 D22-H13界面非常明顯。然而，界面沒有任何缺陷，如開裂或分層，證實了固體雙材料粘合。界面附近的D22顯示了一薄層平面結構。在激光沉積的AISI 431不銹鋼中也觀察到這種情況。在界面上方，D22中觀察到柱狀晶空隙。當D22一層層堆積時，后一沉積層產生熱影響區(HAZ)(圖 10b)在先前打印的層上，因為激光再加熱。激光再加熱起到局部退火的作用，并將HAZ中的晶體結構從主要為柱狀枝晶改變為互連結構。圖10c顯示第一層銅預先形成柱狀晶粒，類似于前面討論的Cu-H13 DJ的晶粒結構。這是由于在沉積的第一層的快速冷卻和隨后的多層再加熱。銅在頂層顯示出類似于Cu- H13 DJ的柱狀枝晶結構(圖7d)。
圖9 Cu-H13 DJ的元素分布圖。
圖11 顯示了在Cu-D22-H13 MMS上執行的EDS圖。鎳、鐵和銅是特別重要的，因為D22含有95 %的鎳，而H13不含鎳，含有大約90 %的鐵銅大于99.9 %。圖 11b-c顯示了D22-H13界面上顯著且明顯的元素變化。Ni支配界面上方的區域，確認材料是D22。由于H13中鐵含量高，鐵幾乎全部分布在界面下。觀察到鎳和鐵幾乎沒有擴散穿過界面。這一發現也得到定量分析的證實線掃描顯示在在圖12。當掃描從基體過渡到D22時，觀察到Ni和Fe的非常陡峭的跳躍。這樣的元素跳躍發生在20微米距離內，表明最小層擴散。陸等在H13上沉積鎳基超合金和50微米擴散區。本研究中使用的能量密度(57.1焦耳/平方毫米)低于。此外，H13襯底之前被預熱到300℃沉積在。而在該研究中沒有采用預熱。如本研究中所觀察到的，較低的能量密度和不預熱基底可能導致較少的Ni擴散到H13中。
Cu-D22界面的EDS圖如所示圖11e–f，揭示了更加漸進的元素擴散。Cu沉積物的第一和第二層邊界在電子圖像中標出(圖 11d)。將電子圖像與EDS圖進行比較，可以清楚地觀察到Ni和Cu經歷了兩步濃度變化。在D22和第一層Cu的界面上，Ni含量下降，而Cu含量增加。盡管界面上的鎳含量顯著減少，但在第一層銅中仍觀察到大量的鎳。這是因為當激光熔化D22的頂層時，銅被輸送到熔池中，它與熔化的鎳混合形成銅鎳固溶體。因此，第一層銅具有大量的鎳。在Cu的第二層中，Ni經歷了進一步的濃度下降，因此在該層之上幾乎檢測不到Ni。EDS定量線掃描在圖12 也顯示了支持的事實。大約在200微米以下，鎳含量開始輕微下降，銅含量開始增加Cu-D22接口。在Cu-D22界面的兩側，Ni和Cu經歷了平穩的變化。在Cu的第一層和第二層中，觀察到作為構建層的函數的Cu的穩定上升和Ni的下降。Ni和Cu的整個轉變跨越了大約800微米的距離，表明了顯著的層擴散。
圖10.顯示(a) D22-H13界面區、(b) D22、(c) Cu-D22界面區和(d) Cu的SEM顯微照片。
圖11.顯示(a) D22-H13和(d) Cu-D22界面的電子圖像。EDS圖顯示了D22-H13界面附近的(b) Ni和(c) Fe，以及Cu- D22界面附近的(e) Ni和(f) Cu。
圖12.對Cu-D22-H13 MMS進行元素分布線掃描。
圖13.D22-H13 DJ和Cu-D22-H13 mm的拉伸應力-應變曲線。
3.2.拉伸性能
圖13顯示了Cu-D22-H13 mm和D22-H13 DJ的拉伸應力-應變曲線。在三個Cu-D22- H13 MMS樣品上進行拉伸試驗，顯示187.2 MPa的平均0.2 %誤差的屈服強度(0.2 %YS)，極限拉伸強度(UTS)為241.1 MPa，斷裂應變(SB)為0.167。應力-應變曲線也顯示了顯著的塑性變形。利用DIC技術，捕獲了拉伸試樣在測試過程中的內表面，同時記錄了拉伸引起的材料變形。對這些信息的分析提供了每個時刻的應變分布，從而實現了應變局部化的全局視圖。圖 14a顯示了不同時刻Cu-D22-H13 mm上的應變分布，以斷裂應變的百分比表示。結果表明，材料變形主要發生在Cu區，在D22和H13區的延伸率最小。圖15描繪了拉伸斷裂區域和Cu- D22界面的電子圖像和EDS圖。圖15a和b確認Cu-D22-H13 MMS拉伸試樣在銅區域斷裂。Cu-D22界面幸存并且沒有損壞(圖15c-e)，這表明是固體雙材料結合。樣品在銅區域破裂的事實是預料中的，因為銅是軟的，并且由于其高熱導率而主要包含在材料系統中。因為銅的UTS很低，所以應力沒有在H13和D22中引起很大的變形。本研究中通過DED工藝獲得的Cu的YS和UTS高于通過其他AM技術(例如SLM和粘合劑噴射)制造的Cu的值。在這項研究中，銅顯示無缺陷有助于更好拉伸性能的形態(除了微孔)。銅的UTS比熱軋態銅低7 %,但YS高34 %。
對三個D22-H13 DJ樣品進行拉伸試驗顯示平均0.2%的YS為465.29ＭＰａ，UTS為663.47ＭＰａ，銻為0.083。圖 14b表示D22-H13 DJ上的應變場。它顯示應變主要分布在H13部分，在D22區域沒有發生顯著的材料變形。圖16顯示了斷裂的D22-H13 DJ拉伸試樣的圖像和EDS圖。圖16a和b揭示了樣品在D22區域斷裂，而D22-H13界面仍然完整。因此，在D22和H13之間實現了良好的界面結合。由于樣本在D22區域破裂，測量的UTS是D22固有的。結合圖s14b與16 可以看出，雖然在H13區觀察到無伸長，但它沒有導致樣品的最終斷裂。與H13相比，打印的D22具有較低的拉伸強度和低得多的延展性。橫截面中拉伸斷裂表面的SEM顯微照片如所示圖 17。結果表明，D22-H13 DJ的斷裂表面有微裂紋，沒有出現韌窩和空洞，表明其斷裂機制為脆性斷裂。另一方面，Cu-D22-H13 mm顯示出大量的凹痕和空隙，表明韌性斷裂。
3.3.硬度分布
沿著從基底到沉積物的高度方向測量兩個制造樣品(Cu-H13 DJ和Cu-D22-H13 MMS)的維氏顯微硬度，作為從基底頂面開始的構建高度的函數。結果(圖18)顯示H13在基底頂面以下3 mm處具有210 HV的硬度。這是因為基底處于退火狀態。對于靠近基底-沉積物界面的H13，由于激光硬化，觀察到硬度的顯著增加(Cu-H13 DJ的640 HV和Cu-D22-H13 MMS的550 HV)。先前的研究表明，激光硬化可以使H13表面的硬度比遠離表面的材料高兩到三倍，這也得到本研究的支持。硬度的提高是因為高能激光束迅速提高了熔池和HAZ中的材料到奧氏體的溫度，隨后的快速冷卻強化了材料，出現了馬氏體微觀結構。研究報告稱，由于局部激光重熔，界面區域的硬度增加，這種趨勢在早期出版物中觀察到，如IN718/Cu和鈦鋁復合材料。圖 18 還揭示了在Cu-H13 DJ中界面附近H13的硬度高于在Cu-D22-H13 MMS中測得的硬度。此外，Cu-H13 DJ中硬化材料的深度(3.5毫米)大于Cu-D22- H13 MMS中的深度(3毫米)。這是由于在處理兩個樣品時激光能量密度的變化。由方程式計算的激光能量密度。顯示值為66.7焦耳/平方毫米(銅-H13焦耳)52.4焦耳/平方毫米(銅-D22-H13毫米)。激光能量密度的增加增加了熱影響區的深度和硬度。
在沉積部分，Cu-H13 DJ的硬度突然下降到50 HV。由于Cu直接沉積在H13基底上，并且元素不能很好地擴散穿過界面，硬度值的變化是突然的。另一方面，對于Cu-D22-H13 ，硬度值逐漸下降。D22(在基材-沉積物界面上方3 mm內)的硬度值范圍為144 HV至258 HV。此外，隨著層的增加，該區域的硬度逐漸下降。當到達Cu區域時，與頂層中的Cu相比，D22附近的Cu具有增加的硬度。這是因為Cu-Ni固溶體形成在Cu的最初幾層，這得到了EDS分析的支持(圖 12)。隨著銅層的增加，硬度逐漸降低到50 HV的穩定值。這可以通過Ni含量隨著隨后的Cu層的沉積而不斷減少的事實來解釋。
圖14 (a)Cu-D22-H13 mm和(b) D22-H13 DJ上的應變場。
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