CC BY
155
АДДИТИВНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ
УДК 673
ПРОИЗВОДСТВО ИЗДЕЛИЙ ИЗ АЛЮМИНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ МЕТОДОМ СЕЛЕКТИВНОГО ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ*
И. С. Попкова, аспирант (e-mail: [email protected]), В. С. Золоторевский, докт. техн. наук (e-mail: [email protected]), А.Н. Солонин, канд. техн. наук(НИТУ«МИСиС», e-mail: [email protected])
Показано влияние комплекса параметров технологии селективного лазерного плавления SLM (Selective Laser Melting), таких как мощность лазера, распределение энергии в лазерном пятне, скорость и траектория сканирования лазерного луча, расстояние между дорожками сканирования, толщина слоя порошкового материала, температура подогрева платформы, тип защитного газа и технологических характеристик порошков алюминиевых сплавов систем Al-Si, Al-Mg, Al-Si-Mg, на свойства и качества конечных изделий.
Ключевые слова: аддитивное производство, алюминиевые сплавы, металлические порошки, микроструктура, пористость, механические свойства, термическая обработка.
Fabrication of Products in Aluminium and its Alloys by the Selective Laser Melting Technique. I.S. Popkova, V.S. Zolotorevsky, A.N. Solonin.
The paper reviews scientific articles concerning influence of complex technology parameters of the selective laser melting (SLM) such as laser power, energy distribution in the laser spot, scan speed and trajectory of the scanning laser beam, a distance between scanning tracks, powder material layer thickness, heating temperature of the platform, a type of the protective gas and technological characteristics of Al-Si, Al-Mg, Al-Si-Mg aluminium alloy powders on properties and quality of final products.
Key words: additive manufacturing, aluminium alloys, metal powders, microstructure, porosity, mechanical properties, heat treatment.
Введение
Технологии трехмерной «печати» изделий из металлических порошков появились в середине 80-х гг. прошлого века [1] и отличаются от традиционных способов тем, что изготовление изделий происходит путем последовательного наращивания порошкового материала слой за слоем под воздействием источника высокой энергии [2]. Существует Bed Deposition и Direct Deposition, которые различаются способом подачи порошкового материала в зону построения изделия [1]. Первый вид заключается в последовательном нане-
*Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования и науки РФ (Уникальный идентификатор ПНИЭР ЯРМЕР!58214Х0004).
сении слоев порошкового материала на рабочую платформу и избирательном воздействии лазерного или электронного луча на слой в соответствии с сечением трехмерной компьютерной модели детали (3D CAD). Второй вид заключается в непосредственном осаждении порошкового материала в зону воздействия источника энергии, где происходит формирование изделия [1]. Наибольшее распространение в последние годы получил метод SLM с первым типом подачи порошкового материала. Эта технология может составить конкуренцию многим традиционным способам изготовления металлических изделий, которые состоят из большого числа сложных технологических операций. Технология SLM получила широкое применение за счет возможности изготовления сложнопрофильных изделий
-Ф-
по компьютерной модели практически из любых металлических порошков (цинк, бронза, сталь, титан и титановые сплавы, алюминий и алюминиевые сплавы, драгоценные металлы и др.) [1, 3].
Технология селективного лазерного плавления
Оборудование для технологии SLM включает в себя лазерную систему, контейнеры хранения порошка, систему подачи порошка, рабочую камеру, где происходит построение детали, и центр управления оборудованием.
Размеры рабочей камеры и формируемого изделия колеблются у разных современных производителей в широких пределах - от совсем маленьких (100 s 100 х 80 мм) до весьма больших (1800 х 1000 х 700 мм).
Чтобы получить изделие, необходимо выполнить построение его трехмерной модели 3D CAD, провести конвертацию модели в формат STL и загрузить в центр управления оборудованием SLM.
Технология SLM состоит из нескольких этапов: на поверхность стола при помощи ролика подачи наносится слой порошка заданной толщины. Лазерный или электронный луч, направляемый сканирующим зеркалом, расплавляет частицы порошка в нужных участках порошкового слоя. Одновременно они «привариваются» к нижележащему слою. Далее стол опускается на высоту слоя при помощи строительного поршня, и цикл повторяется до полного формирования детали. По окончании процесса изготовления неспе-ченный порошок удаляют. Особенностью процесса является то, что во время изготовления изделие погружено в неспеченный порошок, который служит опорой для частей детали, что упрощает создание тонких стенок, перегородок и нависающих участков (рис. 1) [2].
Технология SLM имеет ряд преимуществ:
1) можно построить изделия с геометрией любой сложности;
2) возможно построение изделий практически из любых металлических порошков;
3) все изделия обладают однородной структурой и высокой плотностью, близкой к 100%;
4) практически нет потери материала;
5) экономия времени за счет построения изделия по данным компьютерной модели;
6) точное построение изделия;
7) полностью автоматизированный процесс.
Технология БЬМ имеет и недостатки - метод неконкурентоспособный для производства больших партий или деталей больших размеров, так как процесс плавления происходит в рабочей камере относительно небольших размеров и имеет невысокую скорость построения детали от 5 до 170 см3/ч. Кроме того, процесс может сопровождаться рядом нежелательных эффектов.
1) Возникновение остаточных напряжений как следствие высокого градиента температуры (высокая температура лазерного пятна, быстрое охлаждение). Остаточные напряжения могут вызывать искажение детали, приводить к образованию трещин или к расслоению.
2) Испарение порошка. В процессе лазерного плавления температура воздействия лазерного луча на частицы порошка намного превышает температуру плавления металла, из которого изготовлен порошок. Высокая температура источника энергии вызывает испарение порошка. Частицы генерируют избыточную энергию, и происходит выброс материала из рабочей поверхности слоя порошка.
Лазер
Ролик подачи порошка
Контейнер с порошком
œ
. Линзы
О
X- Y сканирующее зеркало Лазерный луч Образец
Порошковый слой
Поршень подачи порошка
Рабочая камера Строительный поршень
Рис. 1. Схематическое изображение процесса вИИ[4]
Контейнер с порошком
Поршень подачи порошка
АДДИТИВНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ
3) «Комкование» или явление сфероиди-зации, т.е. формирование отдельных, несвязанных между собой гранул диаметром, равным диаметру лазерного луча.
4) Образование газовой или/и усадочной пористости, что может быть вызвано высокой скоростью сканирования лазерным лучом, большими скоростями кристаллизации расплава и др. [2].
Однако все эти дефекты могут быть устранены при оптимизации режимов БЬМ.
Требования к исходным материалам
Важнейшее значение для изделий, получаемых методом БЬМ, имеют характеристики порошков.
Большое число работ [1, 5-9] посвящено исследованию влияния технологических характеристик порошков на свойства получаемых изделий, из которых можно сделать вывод, что для получения качественного изделия металлические порошки должны отвечать особым требованиям: иметь однородный химический состав, сферическую форму частиц с коэффициентом формы от 1,0 до 2,0 и узким распределением частиц по размерам со средним значением от 40 до 75 мкм [6]. Такие порошки обладают малым коэффициентом трения между частицами и хорошей текучестью, большой насыпной плотностью и плотностью после утряски. Это обеспечивает бесперебойную подачу порошка и хорошее нанесение в виде тонких слоев в процессе БЬМ. Наличие внутренних пор и оксидных слоев в таких порошках нежелательно.
На рис. 2 приведены фотографии порошка сплава А18И0Мд [9], в составе которого были обнаружены частицы, содержащие внутренние поры. Использование такого порошка в технологии БЬМ приведет к снижению плотности конечного изделия.
Оксидная пленка на поверхности частиц порошка снижает смачиваемость расплава и приводит к сфероидизации и формированию пористого слоя. Снижение смачиваемости обусловлено повышением поверхностного натяжения в жидком металле [11]. Для предотвращения сфероидизации, содержание оксидов в порошке алюминия не должно превышать 2,8%, а толщина оксидной пленки должна быть не больше 0,03 мкм [5]. Кроме того, при воздействии лазерного луча на алюминиевый порошок происходит разрушение оксидной пленки и замешивание ее в расплав под действием конвекционных сил Марангони [12]. Так как плотность оксидной пленки больше, чем плотность жидкого алюминия (4-103 кг/м3 и 2,4*103 кг/м3 соответственно), частицы разрушенного оксида оседают на дне ванны расплава (рис. 3). Формирование такой структуры в процессе БЬМ приводит к снижению механических свойств изделий [7].
Требования, предъявляемые к порошкам, обусловливают выбор метода их изготовления. Как известно, эти методы условно разделяют на физико-химические и механические. К первому методу относят технологии, связанные с физико-химическими превращениями исходного сырья. При этом химиче-
а б
Рис. 2. Морфология порошка (а) сплава А!вИ0Мд и его шлифа (б): стрелками показаны внутренние поры [9]
-Ф-
-Ф-
АДДИТИВНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ
Оксид на границе ванны расплава
Ванна расплава А1 порошок
т
Толщина слоя
Оксид на поверхности предыдущих слоев а
Застывший металл
А1 порошок
Частицы оксида
| || Твердый алюминий || | Жидкий алюминий Оксид
Рис. 3. Процесс разрушения оксидной пленки и замешивания ее в расплав:
а - конвекция Марангони в ванне расплава; б - разрушение и оседание оксидной пленки в ванне расплава [7]
ский состав и структура конечного продукта -порошка - может быть неоднородной и существенно отличаться от исходного материала. Кроме того, порошки, получаемые таким методом, имеют несферическую форму, что делает их не пригодными для использования в технологии БЬМ без дополнительной обработки.
Механические методы обеспечивают производство порошка из сырья без существенного изменения химического состава. К механическим методам, в основном, относятся различные варианты распыления расплавов посредством струи газа или жидкости. Распыление весьма эффективно при получении порошков многокомпонентных сплавов и обеспечивает объемную равномерность химического состава, оптимальное строение и тонкую структуру каждой образующейся частицы. Это связано с перегревом расплава перед диспергированием, приводящим к высокой степени его однородности на атомарном уровне за счет полного разрушения наследственной
структуры твердого состояния и интенсивного перемешивания, и кристаллизацией дисперсных частиц с высокими скоростями охлаждения от 103-104 до нескольких десятков и даже сотен миллионов градусов в секунду.
Для получения порошков алюминия и алюминиевых сплавов часто применяют центробежное распыление в среде азота или инертных газов. Получаемый распыленный алюминиевый порошок содержит 0,5-1,5 % А12О3 и состоит из частиц с размером 50-70 мкм.
Второй способ получения алюминиевых порошков - технология плазменной атомиза-ции - применяется для получения особо чистых мелкодисперсных порошков сферической формы. Показано, что частицы порошка, полученные таким методом, характеризуются правильной сферической формой и не имеют «сателлитов» - пылевидных частиц, налипающих на более крупные в результате соударения в процессе газовой атомизации [10].
Влияние размера и формы частиц порошка на насыпную плотность и плотность после спекания изделий исследовалось на примере доэвтектического алюминиевого сплава А1-12Э1 [8].
Если частицы порошка представить как модель жестких сфер фиксированного радиуса га, то при укладке таких сфер одного слоя в лунки соседнего образуется плотная пространственная упаковка слоев, коэффициент компактности которой равен 74,05 %. В металлах плотная упаковка реализуется в гексагональной и гранецентрированной структурах [13]. В обоих случаях вокруг одной сферы располагаются 12 соседних сфер такого же радиуса и 3 пустоты, в каждую из которых можно вписать две сферы радиусом 0,22га (что увеличивает плотность упаковки на 2 %) и одну сферу радиусом 0,41 га (что увеличивает плотность упаковки на 5%). Максимальная плотность упаковки получается при соотношении диаметров частиц 5:2:1 в количестве 74:21:5 % мас. соответственно. Однако на практике достигнуть максимально плотной упаковки частиц согласно идеальной модели получается редко. Это связано с тем, что при свободной насыпке порошка в результате межчастичного трения образуется больше пустот, чем в соответствии с идеальной моделью, и количе-
-Ф-
АДДИТИВНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ
-Ф-
Химический состав порошков алюминиевых сплавов, производимых компанией LPW Technology [14]
Сплав Массовая доля элементов, %
Si Mg Cu Mg Zn Cr Al
LPW AlSi10Mg LPW AlSi 12 LPW7050 LPW7075 LPW6061 LPW AlSi7Mg 9,0-11,0 11,0-13,0 0,1 0,4 0,4-0,8 6,7-7,3 0,2-0,5 1,9-2,6 2,1-2,9 0,8-1,2 0,25-0,45 2,0-2,6 1,2-2,0 0,15-0,4 - 5,7-6,7 5,1-6,1 0,2-0,3 0,35 ост. ост. ост. ост. ост. ост.
ства частиц с меньшим радиусом, способных заполнить эти пустоты, оказывается не достаточно. Поэтому объем частиц с меньшим радиусом должен быть больше, чем в теории. В статье [8] говорится, что соотношение частиц с крупным диаметром к частицам с меньшим диаметром должно быть 75:20:5 % мас. (также допускается 75:25). В этом случае достигается максимальная насыпная плотность металлического порошка.
На данный момент в нашей стране используют порошки сплавов зарубежного производства, поставляемые фирмами производителями установок. Мировым лидером по производству и поставке порошков различных металлов для аддитивного производства считается компания LPW Technology [14]. В таблице приведен химический состав алюминиевых порошков для технологии SLM, изготавливаемых этой компанией [14]. Среди производимых порошков присутствуют как ставшие традиционными для технологии SLM порошки алюминиевых сплавов системы Al-Si, Al-Si-Mg, так и порошки алюминиевых сплавов марок 6ххх, 7ххх.
Факторы, влияющие на качество изделий, получаемых методом SLM
Кроме технологических свойств порошковых материалов, используемых в технологии SLM, на качество конечных изделий влияет большое число параметров самого процесса лазерного плавления. К ним относятся мощность лазера, распределение энергии в лазерном пятне, скорость и траектория сканирования лазерного луча, расстояние между
дорожками сканирования, толщина слоя порошкового материала,предварительный подогрев платформы, тип защитного газа. Наличие целого комплекса параметров технологии усложняет понимание их взаимного влияния на дефектообразование изделий.
Многие авторы [5, 8, 15-17] для сравнения условий лазерной обработки используют единый параметр лазерной энергии Т, который учитывает несколько характеристик лазерной плавки при определении количества затрачиваемой энергии на единицу объема одного слоя порошка:
uhd
, Дж/мм3
где Р - мощность лазера, Вт;
и - скорость сканирования, мм/с; Ь - шаг сканирования, мм; б - толщина слоя, мм.
Наиболее часто встречающийся структурный дефект при изготовлении изделий - пористость, которая связана с охлаждением капли расплава с высокой скоростью [9, 18].
Влияние скорости сканирования лазерного луча на плотность изделий изучалась на примере сплава А18И0Мд [9, 15]. Увеличение скорости сканирования от 100 до 400 мм/с приводит к повышению скорости охлаждения ванны расплава от 2,13-106 °С/с до 2,97-106 °С/с. При увеличении скорости сканирования (от 250 до 1000 мм/с) пористость увеличивается (от 2 до 5 %). Установлено, что природа происхождения пор различная. В образцах, полученных при низких скоростях сканирования, наблюдалась преимущественно газовая пористость с размером пор менее 100 мкм
(рис. 4, а). Образование таких пор связано с захватом газа расплавом из окружающей атмосферы. С увеличением скорости сканирования от 500 до 1000 мм/с в микроструктуре образцов кроме газовой пористости отмечалось появление крупных рассеянных пор (размер более 100 мкм)неправильной формы (рис. 4, б), которые образовались в результате усадки при кристаллизации ванны расплава. Для получения беспористых изделий из порошков А!Э110Мд методом 8ЬМ оптимальной скоростью сканирования лазерного луча является 250 мм/с [9].
Важным параметром, оказывающим влияние на газовую пористость образцов, является время существования капли расплава - время между плавлением и затвердеванием Тт [19]. Если параметр Тт имеет маленькое значение, водород, находящийся в ванне расплава, не успевает выйти на поверхность. Поэтому пористость таких образцов будет высокой. Из порошка сплава А!-8И0Мд были получены опытные образцы при скоростях сканирования 150-300 мм/с с высоким значением Тт и 1000-4000 мм/с с низким значением Тт. Образцы, полученные при высокой скорости сканирования (2250 мм/с) имели
Рис. 4. Микроструктура образцов, полученная при скоростях сканирования: 250 (а, газовая пористость) и 1000мм/с (б, усадочная пористость) [9]
200 цш
Рис. 5. Микроструктура образцов, изготовленных при скоростях сканирования лазерного луча 2250 (а) и 250 мм/с (б) [19]
пористость 9,2% (рис. 5, а). При скорости сканирования(250 мм/с) пористость образцов составляла 0,9 % (рис. 5, б) [19].
Еще одним способом снижения пористости изделий является подогрев платформы, на которой происходит построение изделия. Это становится возможным за счет снижения скорости кристаллизации ванны расплава [2, 18]. На примере сплава А!8И2 было пока-
Ч.
■ч» I
> У & *
40 )
'Л 6 * <1. »
200 цш
200 цш
Рис. 6. Микроструктура экспериментальным образцов сплава А!вИ2:
а - без подогрева платформы, плотность энергии 20 Дж/мм2; б - без подогрева платформы, плотность энергии 39,6 Дж/мм2; в - подогрев платформы до 200 °С, плотность энергии 39,6 Дж/мм2 [18]
г
в
АДДИТИВНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ
35 30 -^ 25 -
5 20 o
H
g 15 h
a á 10
5
20
40
60
80
100
120
Плотность энергии, Дж/мм2
Рис. 7. Зависимость пористости образцов от плотности потока энергии [16]
Скорость сканирования лазера, мм/с
130
2000 1500 1000
500
375
60
10 20 30 40 50 60 Плотность энергии, Дж/мм2
70
Рис. 8. Зависимость твердости образцов, полученных в среде азота, аргона и гелия от плотности энергии и скорости сканирования [21]
400
Скорость сканирования лазера, мм/с 2000 1500 1000 500
16
- 12
о н т
О
10 20 30 40 50 60 Плотность энергии, Дж/мм2
Рис. 9. Зависимость предела текучести, предела прочности и относительного удлинения от плотности энергии и скорости сканирования [21]
зано, что подогрев платформы до 200 °С приводит к устранению пористости (рис. 6).
Авторы многих статей [5, 16, 18] отмечают, что плотность потока энергии оказывает существенное влияние на пористость изделий. Многие авторы указывают на существование пороговой плотности потока энергии, при которой образцы имеют высокую плотность, близкую к 100%. Для алюминия и сплавов систем Al-Si, Al-Mg, Al-Si-Mg порог плотности потока энергии равен 60-75 Дж/мм2 (рис. 7) [5, 16, 18]. При плотностях потока энергии ниже порогового значения в образцах наблюдается высокая пористость, связанная с отсутствием консолидации. А при его превышении концентрация пор снова увеличивается. Их образование связано с усадкой во время охлаждения капли расплава.
Кроме технологических режимов SLM и типа используемого порошка на пористость конечных изделий влияет тип защитной атмосферы. Все соединения алюминия имеют высокую температуру плавления, не растворяются ни в твердом, ни в жидком металлах и образуют на его поверхности твердые пленки. В связи с этим становится понятной необходимость защиты как самого порошка, так и ванны расплава от взаимодействия не только с кислородом и водяными парами, но и от взаимодействия со сложными газами [20]. На примере сплава Al-12Si было изучено влияние типа защитного газа на пористость конечных изделий [21]. При использовании в качестве защитной атмосферы аргона, азота и гелия твердость образцов одинакова (рис. 8). Тогда как плотность, прочность и пластичность образцов, полученных в среде азота и аргона выше, чем образцов, изготовленных в среде гелия (рис. 9) [21].
При анализе микроструктуры образца, изготовленного в среде гелия (рис. 10, в), были выявлены крупные кластеры газовых пор диаметром около 50 мкм, которые стали причиной снижения пластичности и плотности образца. Структуры образцов, изготовленных в среде азота и аргона, идентичны (рис. 10, а, б). На фотографиях структур видны равномерно распределенные газовые поры размером менее 50 мкм.
0
8
4
0
20
ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ № 4 2015
-Ф-
-Ф-
Ф-
(Ar)
100 цш
(N2)
(He) • • # 9 -ж 4 • *
♦ 1 1 1 *
<• • ♦ 4 ч
• . 0 100 цш
а б в
Рис. 10. Микроструктура образцов, полученных в защитных средах аргона (а), азота (б) и гелия (в) [21]
Важную роль при получении плотных образцов в процессе 8ЬМ играет сплавление соседних дорожек сканирования между собой. В работе [9] проводили экспериментальное определение оптимальных режимов получения образцов 8ЬМ-методом из порошков сплава А18И0Мд. С увеличением расстояния между дорожками сканирования от 50 до 250 мкм плотность образцов уменьшается от 98 до 77 % (рис. 11), при достижении расстояния между соседними дорожками 150 мкм появляются зазоры из нерасплавленного порошка. Образование зазоров связано с отсутствием перекрытия соседних дорожек. Таким образом, для получения образцов с высокой плотностью расстояние между дорожками сканирования должно быть не более 100 мкм, что обеспечит полное расплавление порошкового материала и оптимальное перекрытие соседних слоев.
В работе [15] проводили трехмерное моделирование методом конечных элементов влияния мощности лазера и скорости сканирования на характер изменения температуры капли расплава во время БЬМ-процесса на примере сплава А!8И0Мд.
При высокой скорости сканирования (400 мм/с) и низкой мощности лазера (200 Вт) капля расплава характеризуется низкой температурой 1059 °С, высокой
вязкостью и коротким временем жизни, равным 0,19 мс. Глубина капли расплава составляет 48,3 мкм при толщине одного слоя свариваемого порошка 50 мкм, т.е. сплавления между дорожками не происходит. В результате в образце наблюдается пористость вдоль направления сканирования. Повышение мощности лазера и снижение скорости сканирования приводит к росту размеров капли расплава до 61,5 мкм, температура которой равна 1254 °С, причем изменение мощности лазера оказывает большее влияние. Образование достаточного количества жидкости обеспечивает «сварку» соседних слоев без образования пор. Авторы [15] отмечают,
1000 мкм
100 150 200
Расстояние между дорожками, мкм
Рис. 11. Влияние расстояния между дорожками сканирования на пористость изделий [9]: мощность лазера 100 Вт; толщина порошкового слоя 40 мкм; скорость сканирования 500мм/с
АДДИТИВНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ
что оптимальная скорость сканирования равна 200 мм/с при мощности лазера 250 Вт. Выбор такого режима объясняется образующейся глубиной капли расплава (67,5 мкм), сопоставимой с толщиной слоя порошка (50 мкм).
Финишная обработка изделий, полученных методом SLM
В процессе 8ЬМ скорость кристаллизации ванны расплава достигает 3,0*106 °С/с [15]. Высокая скорость охлаждения приводит к возникновению остаточных напряжений. Для снятия напряжений применяют отжиг. Однако во время отжига может происходить существенное изменение микроструктуры. В работе [22] проводили исследования влияния температуры отжига на механические свойства и уровень остаточных напряжений образцов, полученных из порошка сплава А1-1281. Показано, что повышение температуры отжига до 723 К приводит к увеличению относительного удлинения от 2 до 12% и снижению предела текучести с 260 до 95 МПа (рис. 12). Изменение механических свойств возникает в результате изменения микроструктуры образцов в процессе термической обработки [22].
Исследования микроструктуры показали возможность создания четырех видов структур при варьировании температуры отжига при постоянном времени выдержки.
При низких температурах отжига структура остается такой же дисперсной, как и исходная структура, созданная при 8ЬМ. Однако после отжига при температурах 573 К кремниевая
Предел Предел Относительное
текучести прочности удлинение
- • - SLM -Y- SLM - * - SLM
- О - cast -V - cast - -о- - cast
50 -
300 400 500 600 Температура отжига, К
700
18 16 ^
14 я
е
12 я
10 8 6 4 2 0
Рис. 12. Зависимость механических свойств от температурыы отжига [22]
фаза укрупняется (рис. 13), что является причиной повышения пластичности с 2 до 12% и снижения прочности от 350 до 150 МПа (см. рис. 12).
Применение отжига в качестве постобработки изделий, изготовленных 8ЬМ, целесообразно, если необходимо получить определенный комплекс механических свойств. На примере образцов, полученных из порошка сплава А1-1281 изучали влияние времени отжига на уровень механических свойств. Исследования показали, что методом 8ЬМ с применением последующей термической обработки можно получить образцы с ультратонкой структурой. После селективного лазерного плавления в результате высокой скорости охлаж-
400
350
R 300
■А 250 т
я 200
У
о р
С 150
100
Рис. 13. Микроструктура образцов после 6 ч отжига при температуре 473 (а, д), 573 (б, е), 673 (в, ж) и 723К (г, з) [22]
22
ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ № 4 2015
-Ф-
-Ф-
-Ф-
400
Й 300
i 200
щ 100
30
20
- 10
0 12 3 4
Время термической обработки, ч
Рис. 14. Зависимость механических свойств образцов от времени отжига [23]
. 8
6 -
4 -
3
я
я и И
а тр
К
е И
к
о
« и_
и 0 1 2 3 4
Время термической обработки, ч
Рис. 15. Зависимость содержания кремния в алюминиевом твердом растворе от времени отжига [23]
дения, микроструктура образцов представляет собой пересыщенный твердый раствор кремния в алюминии. Последующий отжиг при 500 °С в течение 15, 30 мин, 1 и 2 ч приводит к выделению кремния в виде наноразмерных частиц сферической формы размером 100 нм. Причем увеличение времени выдержки от 15 мин до 2 ч приводит к коалесценции частиц кремния. Авторы [23] отмечают, что рост частиц кремния происходит вдоль плоскости
{111} по границам зерен (рис. 14). Относительное удлинение экспериментальных образцов после термической обработки составляет 25 %, что превосходит значение пластичности образцов, полученных стандартными методами (рис. 15) [23].
Выводы
1. Для получения качественных изделий методом SLM порошки алюминиевых сплавов должны иметь сферическую форму частиц, средний размер которых от 40 до 75 мкм, без внутренних пор. Толщина оксидной пленки должна быть не более 0,03 мкм.
2. Для получения изделий с высокой плотностью расстояние между дорожками сканирования должно быть <100 мкм, скорость сканирования лазерного луча 250 мм/с, подогрев платформы, где происходит построение изделия, до 200 °С, плотность потока энергии 60-75 Дж/мм2. В качестве защитной атмосферы рекомендуется использовать аргон.
3. Для обеспечения сварки соседних слоев при выборе параметров лазерной сварки, необходимо учитывать толщину порошкового слоя. Так, при толщине порошкового слоя 50 мкм, скорость сканирования должна быть 200 мм/с при мощности лазера 250 Вт. Выбор такого режима приводит к образованию капли расплава глубиной 67,5 мкм, сопоставимой с толщиной слоя порошка 50 мкм, что обеспечивает сварку соседних слоев без образования пор.
4. В качестве постобработки изделий, полученных методом SLM из порошков сплавов систем Al-Si, Al-Mg, Al-Si-Mg, применяют отжиг при температуре до 500 °С. Результатом отжига является укрупнение частиц второй фазы и снятие остаточных напряжений.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Довбыш В.М., Забеднев П.В., Зеленко М.А.
Аддитивные технологии и изделия из металла // Библиотечка литейщика. 2014. № 8-9. Campanelli S.L., Contuzzi N., Angelastro A., Lu-dovico A.D. Capabilities and Performances of the Selective Laser Melting Process // New Trends in Technologies: Devices, Computer, Communication and Industrial Systems. 2010. Р. 233-252. Kempen K., Thijs L., Van Humbeeck J., Kruth J.-P. Mechanical properties of AlSi10Mg produced by
2.
3.
Selective Laser Melting // Physics Procedia. 2012. № 39.Р.439-446.
Van Belle L., Vansteenkiste G., Boyer J.-C. Investigation of residual stresses induced during the selective laser melting process // Key Engineering Materials. 2013. V. 554-557. Р. 1828-1834. Olakanmi E.O. Selective laser sintering/melting (SLS/SLM) of pure Al, Al-Mg and Al-Si powders: Effect of processing conditions and powder proper-
0
0
АДДИТИВНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ
ties // Journal of Materials Processing Technology. 2013. № 213.Р.1387-1405.
6. ГОСТ 25849-83. Порошки металлические. Метод определения формы частиц. - М.: Издательство стандартов, 1983.
7. Louvis E., Fox P., Sutcliffe C.J. Selective laser melting of aluminium components // Journal of Materials Processing Technology. 2011. № 211. Р. 275-284.
8. Olakanmi E.O., Dalgarno K.W., Cochrane R.F. Laser sintering of blended Al-Si powders // Rapid Prototyping Journal. 2012. № 18 (2). Р. 109-119.
9. AboulkhairN.T., Everitt N.M., AshcroftI., Tuck C. Reducing porosity in AlSi10Mg parts processed by selective laser melting // Additive Manufacturing Journal. 2014. № 1-4. Р. 77-86.
10. Либенсон Г.А., Лопатин В.Ю., Комарницкий Г.В. Процессы порошковой металлургии. Т. Производство металлических порошков: учебник для вузов. - М.: МИСиС, 2002. - 688 с.
11. Yadroitsev I., KrakhmalevP., Yadroitsava I., Johansson S., Smurov I. Energy input effect on morphology and microstructure of selective laser melting single track from metallic powder // Journal of Materials Processing Technology. 2013. № 213. P. 606-613.
12. Niu H.J., Chang I.T.H. Selective laser sintering of gas and water atomized high speed steel powders // Scripta Materialia. 1999. № 41 (1). Р. 25-30.
13. Новиков И.И., Розин К.М. Кристаллография и дефекты кристаллической решетки. - М.: Металлургия. 1990. - 336 с.
14. Metal Powders for Additive Manufacturing, LPW Technology Ltd. 2015.
15. Yali Li, Dongdong Gu. Parametric analysis of thermal behavior during selective laser melting additive manufacturing of aluminum alloy powder // Materials and Design. 2014. № 63. P. 856-867.
16. Read N., Wang W., Essa K., Attallah M.M. Selective laser melting of AlSi10Mg alloy: Process optimi-
17.
zation and mechanical properties development // Materials and Design. 2015. № 65. Р. 417-424. Marcu T., Todea M., Gligor I., Berce P., Popa C.
Effect of surface conditioning on the flowability of Ti6Al7Nb powder for selective laser melting applications // Applied Surface Science. 2012. № 258. Р. 3276-3282.
18. Siddiquea S., Imrana M., Wyciskc E., Emmel-mann C., Walther F. Influence of process- induced microstructure and imperfections on mechanical properties of AlSi 12 processed by selective laser melting // Journal of Materials Processing Technology. 2015. № 221. Р. 205-213.
19. Weingarten C., Buchbinder D., Pirch N., Meiners W., Wissenbach K., Poprawe R. Formation and reduction of hydrogen porosity during selective lasermelting of AlSi10Mg // Journal of Materials Processing Technology. 2015. № 221. Р. 112-120.
20. Никифоров Г.Д. Металлургия сварки плавлением алюминиевых сплавов. - М.: Машиностроение. 1972. - 259 с.
Wang X.J., Zhang L.C., Fang M.H., Sercom-be T.B. The effect of atmosphere on the structure and properties of a selective laser melted Al-12Sialloy // Materials Science and Engineering. 2014. № A597. Р.370-375.
Prashanth K.G., Scudino S., Klauss H.J., Sur-reddi K.B., Lober L., Wang Z., Chaubey A.K., Kuhn U., Eckert J. Microstructure and mechanical properties of Al-12Si produced by selective laser melting: Effect of heat treatment // Materials Science and Engineering. 2014. № A590. Р. 153-160. Li X.P., Wang X.J., Saunders M., Suvorova A., Zhang L.C., Liu Y.J., Fang M.H., Huang Z.H., Ser-combe T.B. A selective laser melting and solution heat treatment refined Al-12Si alloy with a controllable ultrafine eutectic microstructure and 25 % tensile ductility // Acta Materialia. 2015. № 95. Р. 74-82.
21
22.
23.
