激光能量密度对激光选区熔化Cu-Al-Ni-Ti合金相对密度、微观组织和力学性能的影响

采用激光选区熔化技术(Selective laser melting,SLM)成形制备了不同工艺参数下Cu-Al-Ni-Ti铜基形状记忆合金试样。用排水法测试了块体试样的相对密度,对试样进行了显微组织分析和热分析,测试了拉伸试样在不同温度下的力学性能和测试试样的形状记忆性能,研究了激光能量密度对相对密度、显微组织和常温力学性能的影响规律。结果表明:块体试样的相对密度随激光能量密度的增大先增大再减小,试样的相对密度最大值达99.9%;当激光能量密度适中时(107J/mm3),熔化道连续且无明显缺陷,激光能量密度过低或者过高,试样会产生熔化道不连续或者球化等缺陷;拉伸试样的常温拉伸性能随激光能量密度的增大先增大再减小,常温下试样最大抗拉强度和延伸率分别为541MPa和7.63%。在300℃下试样的抗拉强度提升至最大为611MPa,延伸率提升至10.78%。试样的马氏体相变开始温度Ms约为83℃,结束温度Mf约为40℃,形变回复率接近90%。     

选区激光熔化NiTi形状记忆合金成形与热处理

增材制造以灵活的结构设计与制造手段为NiTi形状记忆合金提供了更多可能的应用，然而激光增材成形制造完全致密的NiTi复杂结构构件仍存在挑战。研究激光扫描速度对Ni_50.9Ti_49.1(at%)粉末成型试样致密度和组织形貌的影响规律具有重要意义。所选的400～1 400 mm/s工艺窗口内，试样致密度均大于99%。但当扫描速度大于600 mm/s时底部会产生裂纹。优选打印速度400 mm/s的拉伸实验结果表明：沉积态试样和热处理试样平均抗拉强度分别为675 MPa和782 MPa，最大延伸率分别为19.7%和和17.95%，即500℃退火热处理后试样抗拉强度提升，但延伸率下降。沉积态和热处理态试样断裂机制为脆性与塑性断裂共同作用的准解理断裂机制。通过DSC实验测得热处理后试样的马氏体相变和逆相变起始温度M_s和A_s分别为35.8℃、10.0℃。温度介于二者之间时，合金由奥氏体、马氏体两相组成，EBSD结果表明20℃室温下试样主要由B19’马氏体构成。     

粉末床激光熔化成形H13钢工艺优化及力学性能研究

通过实验方法优化得到了粉末床激光熔化成形H13钢的工艺参数,并研究了成形样件的微观组织和拉伸性能。通过实验得到了H13钢单道成形的优化工艺区间:激光功率225 ~ 325 W,扫描速度600 ~1200 mm/s,通过块体实验得到优化的工艺参数为:激光功率275 W,扫描速度900 mm/s,扫描间距0.08 mm。微观组织显示为柱状晶粒,晶粒的宽度约为3 ~ 5 μm,长度约为10 ~ 40 μm。在优化工艺参数下成形试样的室温抗拉强度高达1 761 MPa,延伸率为2.72%。     

316L不锈钢粉选择性激光熔化成形工艺及成形后的性能

对316L不锈钢粉进行选择性激光熔化成形,利用正交试验方法分析激光功率、扫描速度和扫描间距对成形试样相对密度、拉伸性能和微观形貌的影响,得到了最佳工艺参数。结果表明:成形试样的抗拉强度、屈服强度和相对密度均随激光功率或扫描速度的增加先增后降,随扫描间距的增加而增大;伸长率随激光功率的增加先降后增,随扫描速度的增加而增大,随扫描间距的增加变化很小;最佳工艺参数组合为激光功率310W,扫描速度960mm·s~(-1),扫描间距0.13mm;在最佳工艺下成形后试样的相对密度、抗拉强度和屈服强度均最大,分别为99.53%,613MPa和320MPa,伸长率为44.6%,成形试样的表面平整,孔隙较小,拉伸断口上的韧窝细小均匀,且球化现象较少。     

激光制备预压应力超高强韧马氏体层的组织与性能

针对飞机、高铁等关键承力构件大载荷重量比的需要,采用激光制备具有超高强韧马氏体成型层,改善关键承力件的力学性能以及表面应力分布。通过显微硬度计、SEM等手段分析激光成型层显微硬度、拉伸性能及断口形貌等,并研究其残余应力。实验表明:原始态试样残余压应力达到300～500 MPa,抗拉强度达1 715±35 MPa,延伸率10%±1%;300℃×2hAC试样的抗拉强度1 615±35 MPa,延伸率15%±1%;500℃×2hAC试样抗拉强度1 565±35 MPa,延伸率13%±1%。当热处理温度大于700℃时,马氏体明显分解,熔覆试样力学性能明显下降。在300M钢表面采用激光成型制备的超高强韧马氏体成型层表面平整无裂纹且致密,具有超高强度、高韧性、高硬度。     

形变和冷却对B1500HS硼钢马氏体相变的影响

利用Gleeble-1500D热模拟试验机,以恒定的应变速率将在900℃奥氏体化的B1500HS硼钢试样分别压缩10%、20%、30%、40%,然后分别以50℃/s、40℃/s、25℃/s的速度对试样进行冷却。研究形变量及冷却速度对B1500HS硼钢的马氏体相变温度、微观组织、显微硬度和残余奥氏体等方面的影响规律。结果表明:相同冷却速度下,马氏体相变开始温度和相变终止温度均随着形变量的增加逐渐升高。随着形变量的增加,马氏体组织越来越细小,而且薄片状马氏体越来越少,板条状马氏体越来越多。形变量和冷却速度的增大,均使B1500HS试样中的残余奥氏体量减小。形变导致B1500HS硼钢的连续冷却转变图左移,避免未变形B1500HS钢试样生成贝氏体组织的临界冷却速度约为25℃/s。当冷却速度为25℃/s时,试样的变形程度达到30%时,微观组织中开始出现贝氏体。     

选区激光熔化成形W-Ni-Cu的成形工艺及热物理性能

为了研究W-Ni-Cu合金选区激光熔化技术(SLM)直接成形工艺及其热物理性能,设计了以激光功率、扫描速度、扫描线长度、搭接率为变量的工艺实验,研究各参数对致密度的影响,采用SEM、热分析仪、差式扫描量热仪、热-机械分析仪研究合金的微观组织、导热率与热膨胀系数。结果表明:选择合理的优化工艺参数,W-Ni-Cu(SLM)成形致密度最高达到94.5%;微观组织为难熔相W发生了桥接与团聚,基体相CuNi呈网络状包裹于W相周围;测试试样所加载热流平行于烧结成形方向时,导热系数与热膨胀系数分别是120.314 0W/(m·K)及7.16×10~(-6)/K,加载热流方向垂直于烧结成形方向时,导热系数与热膨胀系数分别是99.257 2W/(m·K)及7.02×10~(-6)/K。不同方向成形测试件导热系数和热膨胀系数的差异是由难熔相W在CuNi相中的分布以及孔隙数量决定的。采用选区激光熔化成形技术可以成形性能较好的W-Ni-Cu合金。     

预拉伸应变强化对 S30403奥氏体不锈钢形变马氏体相转变的影响

分别在-196℃和室温下以5×10-4/s（慢速拉伸）、2×10-2/s（快速拉伸）两种应变速率对6．5 mm厚的固溶态S30403轧板进行预拉伸应变强化。用XRD,SEM和TEM研究形变马氏体转变机制及转变量,并研究应变强化后试样的显微硬度。室温下,在变形初期,快速拉伸试样的α′-马氏体相变速度快,含量多于室温下慢速拉伸试样的值,但变形量大于等于15％时,由于变形温升作用,α′-马氏体相变量小于慢速拉伸;-196℃下,快速拉伸试样,变形初期α′-马氏体相含量少,但随着变形量增大,α′-马氏体量迅速增加,在变形量大于6％时,超过室温下快速拉伸变形试样产生的量;ε-马氏体量受预拉伸工艺影响较小,基本保持在7％以下;预拉伸后试样的显微硬度值随预拉伸工艺变化趋势和α′-马氏体的变化规律一致。     

退火温度对激光选区熔化AlSi10Mg合金微观组织及拉伸性能的影响

详细研究了退火温度对激光选区熔化成形AlSi10Mg合金微观组织和拉伸性能的影响规律。结果表明,退火后的激光选区熔化成形AlSi10Mg合金组织中网状共晶Si发生断裂、粗化;随着退火温度升高,网状共晶Si发生球化,以颗粒状均匀分布在Al基体中,且弥散二次Si粒子也逐渐溶解消失。激光选区熔化成形AlSi10Mg合金经退火后,其延伸率大幅提高,拉伸断口表现出韧性断裂特征。在270～280℃下退火2h,延伸率分别达到15.7%(X/Y向)和12.7%(Z向)以上,且强度保持在一个较高的水平(300MPa),实现了强度/塑性的良好匹配。通过拉伸试样断口分析,认为导致裂纹源萌生的主要原因是未熔粉体、气孔及氧化物等缺陷。     

扫描方式与预热温度对激光选区熔化制备大尺寸AlSi10Mg合金性能的影响

采用激光选区熔化技术制备大尺寸AlSi10Mg合金试样,研究了扫描方式(棋盘式扫描与均匀扫描)及基板预热温度(80℃和120℃)对AlSi10Mg合金试样显微组织、密度和力学性能等的影响。结果表明:扫描方式是影响试样相对密度、拉伸性能和冲击性能的主要因素,而预热温度主要影响试样的硬度;预热温度80℃、棋盘式扫描方式下试样的相对密度最大(98.69%),拉伸性能和冲击韧性最好;预热120℃、棋盘式扫描方式下试样的硬度最高(257HV)。     

交变磁场对高硬熔覆层组织与性能的影响

为改善高硬激光熔覆层的力学性能,在激光熔覆过程中辅助施加类正弦交变磁场,在Q235A表面制备了高硬合金熔覆层。对熔覆试样进行拉伸和冲击性能测试、断口分析、显微组织观察、物相分析、显微硬度测试以及耐磨性对比分析,研究了交变磁场对熔覆层力学性能和微观组织的影响。研究结果表明：在激光熔覆过程中加载强度为50mT、频率为20Hz的交变磁场时,可使试样的拉伸强度提高约9%,延伸率提高约1%,冲击韧性提高约11%,且拉伸断口出现明显韧窝,材料组织更细化、致密;熔覆层显微硬度随着磁感应强度的增大而增大,但随磁场频率的变化极小;当交变频率为25Hz、磁场振幅为60mT时,熔覆试样磨损失重减小15%。     

选择性激光熔化17-4PH合金的成形研究

对17-4 PH合金选择性激光熔化成形(SLM)热处理前后的力学性能和微观组织进行了研究,并与锻造零件进行了对比。结果表明,SLM成形方向不同和热处理对成形试样力学性能和微观组织有显著的影响。0°成形方向力学性能明显优于30°成形方向试件,热处理后SLM试件的性能有显著的提高,同等热处理条件下的SLM试件拉伸强度优于锻造件。不同成形方向成形过程中热经历的不同是引起了成形试件微观组织和力学性能之间存在差异的主要原因。缺陷对拉伸强度和屈服强度没有显著的影响,对断裂延伸率影响较大。17-4 P H SLM成形件微观组织由马氏体和奥氏体混合二重组织组成,热处理后的组织比直接沉积成形的组织更加均匀。     

变能量激光选区熔化IN718镍基超合金的成形工艺及高温机械性能

开展了基于激光选区熔化技术对IN718镍基超合金直接激光熔化成形的研究。将零件分为心部与轮廓区,通过改变激光线输入量进行选区熔化研究。首先,建立熔池内烧结的数值模型,改变激光线输入量,获得了激光线输入量对零件致密度的影响规律并观察了成形体中的组织生长。然后,增加轮廓部位扫描,改变激光线输入量与扫描顺序,获得其对零件表面质量的影响规律。最后,通过优化热处理工艺提高零件高温拉伸强度和高温持久性能。试验结果表明,在激光线输入量为300J/m时,成形体致密度最高,为98.9%,成形体沿层间方向组织为树枝晶加等轴晶,在层内方向组织为等轴晶。采用心部+后轮廓扫描的方式,轮廓激光线输入量为100J/m时表面质量最优,粗糙度为3.1μm。对成形体采用1 065℃固溶+双时效的热处理可以获得最佳高温性能组合,高温拉伸强度为1 356MPa,高温持久时间为34h。结果显示,通过激光选区熔化制作IN718镍基超合金可以满足航空结构件对致密度、表面质量和高温性能要求。     

选区激光熔化成形H13钢缺陷、组织调控及拉伸性能

成形工艺-组织-性能一体化调控一直是选区激光熔化成形工具钢领域重要研究内容。利用高激光功率、高扫描速度选区激光熔化工艺直接获得马氏体组织H13钢构件,表征了不同工艺条件下H13成形件的缺陷、显微组织及拉伸性能。研究表明:在较高的激光体能量密度ω(130.0 J/mm~3)下,熔池前端和后端易产生较大的表面张力差异,使得熔池中心的熔体更倾向于向熔池后端流动,从而造成熔池后端的突起现象,进而降低成形致密度。过低的ω(52.0 J/mm~3)引起过大的液相动力学粘度μ,显著降低了熔体的流动性,熔体的润湿性下降,从而导致较差的层间结合。当ω=86.7 J/mm~3时,熔池具有较适宜的动力学粘度μ及较好的熔体润湿能力,熔体得以顺利铺展,增强了层与层之间的冶金结合,成形致密度提升到98.2%,此时成形件内残余奥氏体含量仅为3.4%,表现出该工艺下良好的自淬火效应。成形件力学性能存在各向异性,其制造方向强度和延伸率都低于水平方向。最优参数下,水平方向成形件的平均拉伸强度为1 576 MPa,而平均延伸率仅为5.6%,成形件中的非均匀组织、较大的热应力及相变应力是成形件延伸率较低的主要因素。研究表明如何提升H13钢选区激光熔化成形件的塑韧性是目前亟待解决的问题。     

等离子弧熔覆成形零件的力学性能研究

介绍一种基于等离子弧熔覆的快速成形工艺.研究不同扫描方向对成形件抗拉强度和延伸率的影响,结果表明,零件的纵向抗拉强度和延伸率均高于横向.通过层间成形方向相互垂直的扫描方式,可以制作整体上各向同性的零件.零件致密度达99.27%,与激光熔覆成形相当.     

扫描路径对选择性激光熔化成形质量的影响

基于选择性激光熔化技术,研究了不同扫描路径对Ti6Al4V成形试样的表面粗糙度、残余应力、翘曲变形的影响。结果表明:无论是长边扫描还是短边扫描,上表面的粗糙度值要明显小于侧表面的粗糙度值,和扫描方向相平行的侧表面的粗糙度值要小于和扫描方向相垂直的侧表面的粗糙度值。采取短边扫描的成形件和基板之间的残余应力值更小,且成形件和基板的最大翘曲变形相较于长边扫描减小了约35%。在SLM成形前,采取对基板进行适当预热的方式可以减小成形过程中成形件和基板之间的温度梯度,从而达到减小残余应力的目的。采取短边扫描且基板预热温度为300℃的成形件达到了99.4%的近全致密,采取短边扫描的成形件的致密度要高于采取长边扫描的成形件的致密度。实验结果表明,采取短边扫描的SLM成形件的成形质量更好。     

选区激光熔化成型H13钢的致密度与组织研究

采用H13模具钢粉末进行选区激光熔化成型工艺实验,并对成型试样的致密度和显微组织进行了分析。实验结果表明,过高和过低的线能量都不利于试样致密度的提高,当线能量为0.45J/mm、激光功率为180W及扫描速度为400mm/s时,试样的致密度为最高值94.27%。在成型过程中激光功率对致密度的影响程度高于扫描速度对致密度的影响程度,不合理的工艺参数组合会导致内部组织不均匀,产生裂纹+孔隙等缺陷,从而降低成型试样的致密度。     

组织特征对980MPa级先进超高强钢成形性能和拉伸行为的影响

以CP980钢、DP980钢、QP980钢为研究对象，采用单轴拉伸试验并结合数字图像相关技术，研究了组织特征对980 MPa级先进超高强钢单轴拉伸行为以及全局、局部成形性的影响。结果表明：QP980钢由马氏体、铁素体、残余奥氏体组织组成，在均匀变形阶段奥氏体相变产生的相变诱导塑性效应使该钢具有最优的全局成形性，但是新生马氏体相与其他相的硬度差较大，导致其局部成形性最差并形成准解理断裂；DP980钢由铁素体和马氏体组织组成，其强化机制以马氏体硬相强化和铁素体位错强化为主，全局成形性居中，同时因铁素体和马氏体之间具有一定的协调变形能力，其局部成形性较好，断裂形式主要为韧性断裂；CP980钢为铁素体、贝氏体、马氏体的多相组织，各相硬度差小，协调变形能力较强，局部成形性最好，断裂形式为韧性断裂。     

选区激光熔化工艺参数对燃料电池316L不锈钢双极板性能的影响

316L不锈钢材料具有耐蚀性好、成形性好、成本低等优点,在燃料电池金属双极板领域有着良好的应用前景.基于传统等材、减材加工方法难以成形复杂结构燃料电池双极板的瓶颈,使用选区激光熔化技术可实现复杂结构316L不锈钢双极板的成形制造.针对燃料电池不锈钢金属双极板的应用背景,系统研究了不同激光工艺参数(激光功率、激光扫描速度)对所成形316L不锈钢材料微观组织及双极板所需耐蚀性和表面接触电阻的影响,并对比了传统锻造316L不锈钢与选区激光熔化316L不锈钢在显微组织和性能上的差异.结果 表明,选区激光熔化成形316L不锈钢的致密度随着激光功率的增大而增大,随着扫描速度的增大而减少,并在激光功率为300W,扫描速度为1500～2000 mm/s时达到最大值.相比于具有等轴晶特征的锻造不锈钢试样,选区激光熔化成形不锈钢试样柱状晶组织有利于降低晶界对电流的阻碍作用,从而降低了表面接触电阻;同时,随着样品表面粗糙度的提高,选区激光熔化成形不锈钢试样的表面接触电阻降低.致密度高的选区激光熔化成形不锈钢试样的耐蚀性优于锻造成形不锈钢试样,且随着致密度的减小,选区激光熔化成形试样的耐蚀性逐渐降低.本研究结果表明选区激光熔化成形316L不锈钢材料可用于燃料电池金属双极板.     

不同温度淬火后Co_(39)Ni_(34)Al_(27)形状记忆合金的组织与性能

采用金相分析、差示扫描量热分析、循环拉伸及阻尼试验等研究了不同温度(1200~1350℃)淬火后Co_(39)Ni_(34)Al_(27)形状记忆合金的显微组织、马氏体相变、超弹性及阻尼性能。结果表明:随着淬火温度的升高,该合金晶粒发生粗化,γ相含量减少,β相逐渐转变为马氏体相;马氏体相变温度与淬火温度几乎成线性正比关系;1 250℃淬火后的合金具有明显的超弹性性能;1 250,1 320℃淬火后的合金在马氏体相变过程中出现阻尼峰值,分别为0.042和0.035,1 320℃淬火后合金的阻尼性能略低于1 250℃淬火后的。