CN105728725A - 3d打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法 - Google Patents

3d打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105728725A
CN105728725A CN201610197366.1A CN201610197366A CN105728725A CN 105728725 A CN105728725 A CN 105728725A CN 201610197366 A CN201610197366 A CN 201610197366A CN 105728725 A CN105728725 A CN 105728725A
Authority
CN
China
Prior art keywords
multielement
transition interface
composite material
printing
base composite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201610197366.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105728725B (zh
Inventor
顾冬冬
荣婷
戴冬华
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nanjing University of Aeronautics and Astronautics
Original Assignee
Nanjing University of Aeronautics and Astronautics
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nanjing University of Aeronautics and Astronautics filed Critical Nanjing University of Aeronautics and Astronautics
Priority to CN201610197366.1A priority Critical patent/CN105728725B/zh
Publication of CN105728725A publication Critical patent/CN105728725A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105728725B publication Critical patent/CN105728725B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/20—Direct sintering or melting
    • B22F10/28—Powder bed fusion, e.g. selective laser melting [SLM] or electron beam melting [EBM]
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/30—Process control
    • B22F10/32—Process control of the atmosphere, e.g. composition or pressure in a building chamber
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/30—Process control
    • B22F10/34—Process control of powder characteristics, e.g. density, oxidation or flowability
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/30—Process control
    • B22F10/36—Process control of energy beam parameters
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/30—Process control
    • B22F10/36—Process control of energy beam parameters
    • B22F10/366—Scanning parameters, e.g. hatch distance or scanning strategy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/80—Data acquisition or data processing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/04—Making non-ferrous alloys by powder metallurgy
    • C22C1/05—Mixtures of metal powder with non-metallic powder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/10—Alloys containing non-metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C22C32/0047—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents
    • C22C32/0052—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ with carbides, nitrides, borides or silicides as the main non-metallic constituents only carbides
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
    • B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
    • B22F10/30—Process control
    • B22F10/36—Process control of energy beam parameters
    • B22F10/368—Temperature or temperature gradient, e.g. temperature of the melt pool
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Automation & Control Theory (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Plasma & Fusion (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Powder Metallurgy (AREA)

Abstract

本发明公开了一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法，通过向Inconel 718粉末中加入适量的WC颗粒，通过激光加工3D打印技术，在激光能量线密度处于150J/m至250J/m时，增强相与基体之间形成多元素过渡界面，该多元素过渡界面与添加的WC颗粒达到协同增强的镍基复合材料实体的作用。因此，本发明具有以下优点：3D打印技术的参数可控，可以实现任意三维形状零件的制造；通过多元素过渡界面与增强颗粒的协同增强效应，在增强材料强度、硬度的同时也提高了塑性和韧性；增强相与基体之间的多元素过渡界面使得两者具有良好的结合性能，降低了裂纹萌生与扩展的趋势，且具有承担一定载荷的能力。

Description

3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法
技术领域
本发明属于镍基复合材料增强制造技术领域，尤其涉及一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法。
背景技术
Inconel718合金在高达约700℃以下的服役环境中保持良好的高温综合性能、高温耐蚀性、高温氧化抗力、高温疲劳抗力以及热工艺性能，被广泛应用于航空航天、核工业、石油、化工等领域中，如燃气轮机中的涡轮盘，涡轮叶片，导向叶片，高压压气机盘以及燃烧室等。近些年来，随着科技的迅速发展，航天航空等行业对Inconel718系列合金的服役性能，强度，硬度、塑韧性、抗摩擦磨损等性能的要求逐渐提高。纯Inconel718合金已经逐渐不能满足人类工业生产的需要，研究发现，弥散分布陶瓷颗粒强化的金属基复合材料由于其优异的高温蠕变行为、高温腐蚀抗力、磨损抗力等优异性能在过去的十年里引起了人类广泛的研究兴趣。
WC颗粒具有高熔点、高硬度、与金属的膨胀系数小、高模量、热稳定性好等特点。加入WC颗粒可以提高材料硬度、疲劳强度、耐磨性，降低热膨胀系数，增强热稳定性。从微观力学来看，颗粒增强金属基复合材料的增强机制可能是：奥罗万强化效应即颗粒阻碍位错运动、晶粒与亚结构强化；增强相和基体合金热膨胀失配导致位错增生造成的位错强化；钉扎、绕道、裂缝偏析、分枝等机理的综合作用。同时，W与C元素之间具有不同的化合物的结合形式。WC会根据脱碳的程度进行分解，生成WC1-x,W2C甚至W，这为WC在激光的高温作用下得以发生反应奠定了基础。
但在传统工艺中，金属基复合材料由粉末冶金或者由液态金属的方法生产，用这些方法生产时，致密度不够、显微结构不够均匀的问题很容易出现。另一方面，由于陶瓷增强相和金属基之间有限的润湿性，导致增强颗粒与基体之间的匹配度不够，存在应力集中，界面结合强度不够，但可能会引起韧性、塑性下降，产生裂纹缺陷等被看作是实现连续界面结构以及足够的综合机械性能一个很大的技术难题。
综上，采用传统方法制备WC增强Ni基复合材料时，工艺复杂，热加工困难，不能满足一定环境的使用及复杂形状零件的成形要求。
发明内容
本发明的目的是为了克服传统技术中存在的成形工序复杂、对工件的三维形状要求严格、以及成形工件组织性能上问题与不足，提供了一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法，该方法能够制造任意复杂形状工件，获得具有高强度、高硬度、同时塑韧性良好且在激光作用下产生新颖界面结合结构。
为实现上述的技术目的，本发明采用以下技术方案：
一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法，包括以下步骤：
(1)将球状Inconel718粉末与形状不规则的WC颗粒混合均匀后，得到原始混合粉末；
(2)采用激光3D打印成形技术对步骤(1)所得到的原始混合粉末进行叠层制造，且在3D打印过程中，激光能量线密度η处于150-250J/m时，Inconel718粉末基体中的Ni、Cr、Fe发生扩散，而WC颗粒发生碳脱离，在WC颗粒与Inconel718粉末基体的界面处产生碳化物(W,M)C过渡界面，以得到多元素过渡界面协同增强镍基复合材料，其中：碳化物(W，M)C中，M为Ni、Cr、Fe；激光能量线密度η为激光功率P与激光扫描速度V的比值。
作为本发明的进一步改进，步骤(2)中，激光3D打印成形技术的工艺参数为：激光功率P为100W-150W；扫描速度V为600mm/s-1200mm/s；光斑直径D为50～90μm，扫描间距S为40～70μm，铺粉厚度H为30～50μm。
作为本发明的进一步改进，在原始混合粉末中，WC颗粒的平均颗粒尺寸为10μm～30μm。
作为本发明的进一步改进，Inconel718的纯度为99.6％以上、平均颗粒尺寸为30μm～50μm。
作为本发明的进一步改进，Inconel718在与WC颗粒混合前，先经过气体雾化处理。
作为本发明的进一步改进，采用溶液沉积法混合Inconel718粉末与WC颗粒。
作为本发明的进一步改进，原始混合粉末中，WC的重量百分比为20～30％。
作为本发明的进一步改进，原始混合粉末中，WC的重量百分比为25％。
作为本发明的进一步改进，步骤(2)所述激光3D打印成形技术包括以下步骤：
(I)在计算机上利用CAD软件建立所需要工件的三维模型，并且对其进行切片分层，得到由一系列二维切片构成的分层模型；
(II)根据步骤(I)的分层模型，利用激光加工3D打印设备的铺粉装置将原始混合粉末送到成形基板上，且原始混合粉末在基板上的铺粉厚度与二维切片的厚度相同；
(III)在计算机系统的控制下，激光束根据分层模型，按照设定的扫描路径对基板上的原始混合粉末进行扫描，使得基板上的原始混合粉末完全熔化，凝固后得到成形实体的单层截面；另外，在激光扫描之前，向密闭成形腔内充入Ar气，使得成形系统内的O2分压降至10ppm；
在每一单层截面加工好之后，成形腔下降一个与二维切片厚度相等的高度；然后根据步骤(I)中的模型切片，重复上述步骤(II)、(III)，直到形成所需工件的三维模型。
根据上述的技术方案，相对于现有技术，本发明具有如下的有益效果：
(1)本发明采用3D打印技术叠层制造WC/Inconel718混合粉末，通过优化3D打印技术的工艺参数，即在3D打印技术过程中，设置激光能量线密度η(η＝P/V)的取值为150-250J/m，使得所制备的镍基复合材料，在WC颗粒与Inconel718粉末基体的界面处产生碳化物(W,M)C过渡界面，即在激光作用下，尤其是激光能量线密度η的取值为150-250J/m时，增强颗粒与基体的结合界面处发生界面反应，通过Inconel718基体中元素的扩散作用，在界面处形成新的碳化物，这种特殊过渡界面结构，使得增强相与基体的结合性大大增强。在提高强度的同时，综合机械性能也得到提高。
(2)本发明采用激光加工3D打印方法，通过激光扫描粉末直接产生三维致密、任意尺寸、复杂结构工件；同时可以通过控制优化激光加工参数改变所得工件的晶粒尺寸和显微结构，可操作性强、适用范围广。
(3)成形工件的强度、硬度提高的同时，塑韧性也到了很大的提高，获得了良好的综合机械性能，因此成形工件可应用于航空航天、石油化工等对零件综合机械性能要求较高的行业，大大提高零件的服役寿命，提高资源利用效率。
附图说明：
图1为本发明所述3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法工艺流程示意图；
图2为本发明所述多元素过渡界面结构的形成示意图；
图3为本发明实施例1制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图4为本发明实施例2制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图5为本发明实施例3制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图6为本发明实施例4制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图7为本发明实施例5制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图8为本发明实施例6制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图9为本发明实施例7制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图10为本发明实施例8制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图11为本发明实施例9制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图12为本发明实施例10制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图13为本发明实施例11制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图14为本发明实施例12制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图15为本发明实施例13制得的镍基复合材料的显微组织照片；
图16为图7中区域A的EDX元素分析结果；
图5至图15中，两个箭头之间的内容表示多元素过渡界面。
具体实施方案：
为了使发明目的、原理及优势更加清晰明确，下面结合附图和具体实施例，对本发明进行阐述，应理解这些本发明的保护权限并不受这些实施例的限制。
本发明一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法，基于通过3D打印的加工方法，获得多元素过渡界面协同增强的高强度、高硬度且塑韧性良好的具有优异综合机械性能的镍基复合材料。其原理是将WC粉末加入到Inconel718的混合粉末中，获得均匀的混合粉末。在优化的激光加工参数(此处指的是激光技工的激光能量线密度处于150J/m到250J/m之间)下，通过激光加工3D打印的方法获得WC增强的Ni基复合材料实体。在3D打印过程中，在激光的作用下，增强颗粒WC与Inconel718基体中的元素发生反应，在颗粒与基体的界面结合处产生了一种具有一定厚度的过渡界面结构。这种多元素过渡界面结构能够传递一定的载荷，降低了裂纹萌生和扩展的趋势，使得增强颗粒与基体之间实现了良好的结合，大大提高了复合材料的综合机械性能。
实施例1
如图1所示，本发明所述的3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法，包括以下步骤：
(1)通过气体雾化法获得Inconel718的粉末，其纯度为99.6％以上，平均颗粒尺寸为30-50μm。将平均颗粒尺寸为10～30μm的WC颗粒与上述Inconel718粉末混合，两者的重量比为1：3；
(2)通过激光加工3D打印技术成形上述所得混合均匀的WC/Inconel718混合粉末。首先，在计算机上利用CAD软件建立所需要工件的三维模型，并且对其进行切片分层，得到一系列二维分层的平面。然后，利用激光加工3D打印设备的铺粉装置将粉末送到成形基板上，铺粉的厚度与模型的切片厚度相同。其次，在计算机的控制下，激光束根据切片模型对所铺粉末进行“S形正交”的方式扫描，使粉末完全熔化，形成所需实体的单层截面。在激光扫描之前，向密闭成形腔内充入Ar气使得成形系统内的O2分压降至10ppm。在每一截面层加工好之后，成形腔下降一个切片层厚度的高度。重复上述步骤直到形成所需的三维工件。
其中，激光功率P为120W,扫描速度V为1200mm/s，激光能量线密度η为100J/m，光斑直径D为50～90μm，扫描间距S为40～70μm，铺粉厚度H为30～50μm，所用激光的激光线能量线密度η为173J/m，氩气出气压力为3KPa。
图3为本发明实施例1制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：激光能量线密度为100J/m时(低于150J/m)未形成明显的多元素过渡界面结构。
实施例2
本实施方式与具体实施方式1不同的是将扫描速度V设定为960mm/s，则激光能量线密度η为125J/m，其他与具体实施方式1相同。
图4为本发明实施例2制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在激光能量线密度为125J/m时(低于150J/m)未形成明显的多元素过渡界面结构。
实施例3
本实施方式与具体实施方式1不同的是将扫描速度V设定为800mm/s，则激光能量线密度η为150J/m，其他与具体实施方式1相同。
图5为本发明实施例3制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在激光能量线密度为150J/m时，形成了多元素过渡界面结构。
实施例4
本实施方式与具体实施方式1不同的是将扫描速度V设定为685mm/s，则激光能量线密度η为175J/m，其他与具体实施方式1相同。
图6为本发明实施例4制得的镍基复合材料的显微组织照片；在激光能量线密度为175J/m时，形成了多元素过渡界面结构。
实施例5
本实施方式与具体实施方式1不同的是将功率P设定为100W，扫描速度V设定为500mm/s，则激光能量线密度η为200J/m，其他与具体实施方式1相同。
图7为本发明实施例5制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在激光能量线密度为200J/m时，形成了多元素过渡界面结构。
实施例6
本实施方式与具体实施方式5不同的是将功率P设定为130W，扫描速度设定为578mm/s，则激光能量线密度η为225J/m，其他与具体实施方式5相同。
图8为本发明实施例6制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在激光能量线密度为225J/m时，形成了多元素过渡界面结构。
实施例7
本实施方式与具体实施方式6不同的是将激光功率设定为150W,扫描速度设定为600mm/s，则激光能量线密度η为250J/m，其他与具体实施方式6相同。
图9为本发明实施例7制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在激光能量线密度为250J/m时，形成了多元素过渡界面结构。
实施例8
本实施方式与具体实施方式7不同的是将功率P设定为110W，扫描速度设定为400mm/s，则激光能量线密度η为275J/m，其他与具体实施方式7相同。
图10为本发明实施例8制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在激光能量线密度为275J/m时，形成了结构不规则。较为粗大的多元素过渡界面结构。
实施例9
本实施方式与具体实施方式8不同的是将功率P设定为140W，扫描速度设定为470mm/s，则激光能量线密度η为300J/m，其他与具体实施方式8相同。
图11为本发明实施例9制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在激光能量线密度为300J/m时，形成了粗大的具有硬脆性质的多元素过渡界面结构。
实施例10
本实施方式与具体实施方式3不同的是将WC的含量(重量比)配成15％，其他与具体实施方式3相同。
图12为本发明实施例10制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在WC含量为15％的时候，激光能量线密度为150J/m时，得到的多元素过渡界面十分薄弱，甚至观察不到。
实施例11
本实施方式与具体实施方式4不同的是将WC的含量(重量比)配成20％，，其他与具体实施方式4相同。
图13为本发明实施例11制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在WC含量为20％的时候，激光能量线密度为175J/m时，能够得到一定的多元素过渡界面。
实施例12
本实施方式与具体实施方式6不同的是将WC的含量(重量比)配成30％，，其他与具体实施方式6相同。
图14为本发明实施例12制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在WC含量为30％的时候，激光能量线密度为225J/m时，能够观察到一定的多元素过渡界面。
实施例13
本实施方式与具体实施方式7不同的是将WC的含量(重量比)配成35％，，其他与具体实施方式7相同。
图15为本发明实施例13制得的镍基复合材料的显微组织照片；根据图示内容可知：在WC含量为35％的时候，激光能量线密度为250J/m时，观察到的多元素过渡界面形貌不规则，组织粗大。
对比实施例(1)
本对比实施例(1)运用粉末冶金和热挤压技术(传统方法)制备WC增强Inconel718复合材料工件，对工件进行机械性能测试，通过与3D打印制备多元素过渡界面协同增强Ni基复合材料进行性能对比，以证明本发明的技术优势。
本对比实施例采用以下技术方案：
(1)将纯度为99.6％以上、平均颗粒尺寸为30～50μm的Inconel718与平均颗粒尺寸为10～30μm的WC粉末进行混合处理，其中WC粉末占混合粉末含量的25wt.％。
(2)采用放电等离子烧结和热挤压技术成形混合后的WC/Inconel718粉末。首先将球磨后的混合粉末加入到圆柱形石墨模具中，并且采用放电等离子烧结技术对其进行固化成形，加热速率为20℃/min，在外加压力为30MPa、温度为2500℃真空条件下烧结40min。将烧结后的WC/Inconel复合材料坯料在温度为800℃、氩气保护下预热5min，然后立即采用液压装置在2500KN条件下将预热后坯料压制成型，其中挤压比为35：1，冲压速率为2.0mm/s。
对比实施例(2)
本对比实施例(2)运用3D打印加工方法制备WC/Ni复合材料工件。对工件进行机械性能测试，通过与3D打印制备多元素过渡界面协同增强Inconel718复合材料进行性能对比，以证明本发明的技术优势。
本对比实施例采用以下技术方案：
(1)所采用的增强粉体为KF-56型WC-Ni12％(镍包WC)微米复合粉体，粒径为45～96μm，Ni基高温合金的粉体为KGH95镍基合金粉体，粒径约45μm。将WC-Ni12％与KGH95两种粉体按照1：3的重量比混合，放在真空球磨机中加以球磨，球料比5：1，转速200rpm，球磨时间50min。
(2)通过激光加工3D打印技术成形上述所得混合均匀的WC-Ni混合粉末。首先，在计算机上利用CAD软件建立所需要工件的三维模型，并且对其进行切片分层，得到一系列二维分层的平面。然后，利用激光加工3D打印设备的铺粉装置将粉末送到成形基板上，铺粉的厚度与模型的切片厚度相同。其次，在计算机的控制下，激光束根据切片模型对所铺粉末进行“S形正交”的方式扫描，使粉末完全熔化，形成所需实体的单层截面。在激光扫描之前，向密闭成形腔内充入Ar气使得成形系统内的O2分压降至10ppm。在每一截面层加工好之后，成形腔下降一个切片层厚度的高度。重复上述步骤直到形成所需的三维工件。
其中，激光功率P为100W,扫描速度V为500mm/s，激光能量线密度η为200J/m，光斑直径D为50～90μm，扫描间距S为40～70μm，铺粉厚度H为30～50μm，所用激光的激光线能量线密度η为173J/m，氩气出气压力为3KPa。
从图3和图4可以看出，当激光能量线密度η低于150J/m时，通过激光加工3D打印后，并不能在颗粒与基体的界面处获得过渡界面结构。而从图5-9可以看出，当激光能量线密度η处于150J/m到250J/m之间时，在增强颗粒与基体的界面处生成了一种新颖的过渡界面结构，过渡界面作为增强颗粒与基体的“粘合相”，使得增强颗粒与基体之间实现了良好的结合，大大提高了零件的综合机械性能。从图10和图11可以看出，当激光能量线密度η大于250J/m时，虽然在界面处也产生了过渡结构，但是过渡界面的形貌明显发生了变化，变得粗大而且没有规则。从图12的EDX分析结果可以看出，过渡界面主要元素组成是W，C，Ni，Cr，Fe，因此可以判断，在界面处主要形成了一种碳化物(W，M)C(M＝Ni，Cr，Fe)，其中金属元素与C元素的原子比大约为1：3。因此，界面这种多元素过渡界面结构可判断为化合物(W,M)C3，(M＝Ni，Cr，Fe，Nb)。
造成上述现象的主要原理是：在激光的作用下，Inconel718的粉末发生了熔化，WC颗粒由于熔点较高，发生部分熔化或者表面熔化，两种混合粉末熔化的部分便在激光下形成了一个个熔池。由于WC颗粒未发生全部熔化，因此移动着的WC颗粒的表面便成为了多元素过渡界面的形核点，这样在WC颗粒的周围便形成了多元素过渡界面。由于Inconel718发生了熔化，Ni，Cr，Fe又是Inconel718中含量最多的三种元素，因此在熔池中与颗粒表面便会存在浓度梯度，从而会Ni、Cr、Fe三种原子便会向颗粒表面扩散；同时，在Inconel718中，虽然Nb的含量不多，但是Nb作为一种强碳化物形成元素，也会与熔中的C原子结合，最终在WC与基体的界面处形核长大，最终形成多元素过渡界面(W,M)C3，(M＝Ni，Cr，Fe，Nb)。
当激光能量线密度η过小，低于150J/m时，导致熔池中温度较低，造成熔池中粉末得熔化不够充分，粘度过大，影响了WC颗粒的运动以及熔池中的Ni，Cr，Fe，Nb等元素的扩散，导致在颗粒与基体的界面处难以形成多元素过渡界面结构。当激光能量线密度η过大，超过250J/m时，引起熔池中的温度过高，粉末充分熔化，流动性增强，原子的扩散增强，反应更加迅速，最终形成了厚而粗大的过渡界面结构。
通过图12、13、14、15与图5、6、8、9的对比，得出WC含量的优化范围比。在优化的激光能量线密度η＝150J/m下，当WC的重量比为15％时，在增强颗粒与基体的界面处几乎观察不到明显的多元素过渡界面结构(图12)，而当WC含量为25％时，却能观察到多元素过渡界面结构(图5)。
在优化的激光能量线密度η＝175J/m下，当WC的重量比为20％时，在增强颗粒与基体的界面处可以看到一定的多元素过渡界面结构(图13)，同时，当WC含量为25％时，也能观察到多元素过渡界面结构(图6)。
在优化的激光能量线密度η＝200J/m下，当WC的重量比为25％时，能够观察到明显的多元素过渡界面结构(图7)。
在优化的激光能量线密度η＝225J/m下，当WC的重量比为30％时，在增强颗粒与基体的界面处可以看到一定的多元素过渡界面结构(图14)，同时，当WC含量为25％时，也能观察到多元素过渡界面结构(图8)。
在优化的激光能量线密度η＝250J/m下，当WC的重量比为35％时，在增强颗粒与基体的界面处虽然可以看到一定的多元素过渡界面结构(图15)，但是，获得的多元素过渡界面结构形貌不规则，组织粗大。当WC含量为25％时，却能观察到组织规则均匀生长的多元素过渡界面结构(图9)。
综上，可以得出，适宜的WC的重量百分比处于20～30％之间。
通过下表说明各实施例中WC增强Ni基复合材料试件的力学性能的影响。
表1：本发明中不同实施例中制备的复合材料的力学性能
上表给出了在不同成形工艺参数条件下，对于不同的原始粉末配比，本发明制备的WC增强Ni基复合材料试件的力学性能对比。表明采用本发明的方法制备具有多元素过渡界面协同增强Ni基复合材料试件的力学性能(维氏硬度、抗拉强度、屈服强度和延伸率)较工业纯Inconel718、传统方法制备WC/Inconel718以及3D打印制备的WC-Ni复合材料有明显提高。
同时，采用本发明的方法，利用的所设置的不同工艺参数下，制得的WC/Inconel718实体中获得了性能不同的多元素过渡界面结构。结合图3-11可以看出，在激光能量线密度η处于150J/m-250J/m时，在WC颗粒与基体才能产生多元素过渡界面，同时3D打印实体的性能(维氏硬度、抗拉强度、屈服强度和延伸率)都得到了提高。当激光能量线密度η小于150J/m时，通过3D打印技术得到的实体比对比实施例获得实体的性能得到了提高，但是在界面处却没有生成多元素过渡界面。当激光能量线密度η大于250J/m，通过3D打印技术在WC与基体的界面处获得了多元素过渡界面，但是界面的形貌粗大不规则，可以理解为是一种脆性的强化相，通过上表的数据，可以看出，当η大于250J/m时，3D打印的实体的硬度与强度增强了，这是由于激光能量线密度的增加，熔池的温度升高，粉末熔化更加充分，液体流动性好，最终致密度较好，但是延伸率却大大降低了，表示塑性下降，这是因为生成的粗大的不规则的多元素过渡界面成为硬脆相，降低了实体的塑韧性。
同时，结合图12-15可以看出，当WC的重量百分比处于20～30％之间，结合上述是优化的激光加工参数150J/m-250J/m，能够获得明显的、均匀规则的多元素过渡界面，同时，3D打印的实体的性能(维氏硬度、抗拉强度、屈服强度和延伸率)都得到了提高。当WC含量少于20％时，不能够获得明显的多元素过渡界面，虽然实体的强度增加了，但是塑性却下降了。当WC含量超过30时，虽然强度提高，但是由于生成的界面结构粗大，不规则，造成3D打印实体的塑韧性却大大降低了。
综上，当激光能量线密度处于150J/m-250J/m之间，原始粉末配比中WC的重量比为20～30％之前才能够获得能够具有多元素过渡界面结构、材料的塑韧性与强度协同得到增强的3D打印实体。
本发明方案所公开的技术手段不仅限于上述技术手段所公开的技术手段，还包括由以上技术特征任意组合所组成的技术方案。
以上述依据本发明的理想实施例为启示，通过上述的说明内容，相关工作人员完全可以在不偏离本项发明技术思想的范围内，进行多样的变更以及修改。本项发明的技术性范围并不局限于说明书上的内容，必须要根据权利要求范围来确定其技术性范围。

Claims (9)

1.一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法，其特征在于，包括以下步骤：
（1）将球状Inconel718粉末与形状不规则的WC颗粒混合均匀后，得到原始混合粉末；
（2）采用激光3D打印成形技术对步骤（1）所得到的原始混合粉末进行叠层制造，且在3D打印过程中，激光能量线密度η处于150-250J/m时，Inconel718粉末基体中的Ni、Cr、Fe发生扩散，而WC颗粒发生碳脱离，在WC颗粒与Inconel718粉末基体的界面处产生碳化物(W,M)C过渡界面，以得到多元素过渡界面协同增强镍基复合材料，其中：碳化物（W，M）C中，M为Ni、Cr、Fe；激光能量线密度η为激光功率P与激光扫描速度V的比值。
2.根据权利要求1所述基于一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法，其特征在于：步骤（2）中，激光3D打印成形技术的工艺参数为：激光功率P为100W-150W；扫描速度V为600mm/s-1200mm/s；光斑直径D为50~90μm，扫描间距S为40~70μm，铺粉厚度H为30~50μm。
3.根据权利要求1所述基于一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法，其特征在于：在原始混合粉末中，WC颗粒的平均颗粒尺寸为10μm~30μm。
4.根据权利要求1所述基于一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法，其特征在于：Inconel718的纯度为99.6%以上、平均颗粒尺寸为30μm~50μm。
5.根据权利要求1所述基于一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法，其特征在于：Inconel718在与WC颗粒混合前，先经过气体雾化处理。
6.根据权利要求1所述基于一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法，其特征在于：采用溶液沉积法混合Inconel718粉末与WC颗粒。
7.根据权利要求1所述基于一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法，其特征在于：原始混合粉末中，WC的重量百分比为20~30%。
8.根据权利要求1所述基于一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法，其特征在于：原始混合粉末中，WC的重量百分比为25%。
9.根据权利要求1所述基于一种3D打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料方法，其特征在于：步骤（2）所述激光3D打印成形技术包括以下步骤：
（I）在计算机上利用CAD软件建立所需要工件的三维模型，并且对其进行切片分层，得到由一系列二维切片构成的分层模型；
（II）根据步骤（I）的分层模型，利用激光加工3D打印设备的铺粉装置将原始混合粉末送到成形基板上，且原始混合粉末在基板上的铺粉厚度与二维切片的厚度相同；
（III）在计算机系统的控制下，激光束根据分层模型，按照设定的扫描路径对基板上的原始混合粉末进行扫描，使得基板上的原始混合粉末完全熔化，凝固后得到成形实体的单层截面；另外，在激光扫描之前，向密闭成形腔内充入Ar气，使得成形系统内的O2分压降至10ppm；
在每一单层截面加工好之后，成形腔下降一个与二维切片厚度相等的高度；然后根据步骤（I）中的模型切片，重复上述步骤（II）、（III），直到形成所需工件的三维模型。
CN201610197366.1A 2016-03-31 2016-03-31 3d打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法 Active CN105728725B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610197366.1A CN105728725B (zh) 2016-03-31 2016-03-31 3d打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610197366.1A CN105728725B (zh) 2016-03-31 2016-03-31 3d打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105728725A true CN105728725A (zh) 2016-07-06
CN105728725B CN105728725B (zh) 2018-02-09

Family

ID=56253205

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201610197366.1A Active CN105728725B (zh) 2016-03-31 2016-03-31 3d打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN105728725B (zh)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106180719A (zh) * 2016-09-27 2016-12-07 飞而康快速制造科技有限责任公司 激光选区熔化增材制造的in718构件、系统、热处理方法及装置
CN107116217A (zh) * 2017-04-27 2017-09-01 哈尔滨理工大学 选择性激光熔化成形法制备TiC增强镍基复合材料的方法
WO2018052164A1 (ko) * 2016-09-13 2018-03-22 한화테크윈 주식회사 3d 프린팅 공정을 이용한 복합소재 제품 제조 방법
CN109226753A (zh) * 2018-09-20 2019-01-18 北京理工大学 基于3d打印技术制备钨颗粒增强金属基复合材料的方法
CN113490561A (zh) * 2019-03-12 2021-10-08 川崎重工业株式会社 造形体制造方法及造形体
CN113913813A (zh) * 2021-10-11 2022-01-11 浙江翰德圣智能再制造技术有限公司 一种用于修复铬钼合金的纳米强化Inconel718激光涂层性能的方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102943199A (zh) * 2012-12-12 2013-02-27 江苏新亚特钢锻造有限公司 一种激光熔覆高韧性耐磨镍基合金粉末及其制备方法
CN104745894A (zh) * 2015-03-17 2015-07-01 江苏思莱姆智能科技有限公司 多相纳米陶瓷颗粒增强Al基复合材料及其激光3D打印成形方法
CN104745887A (zh) * 2015-03-17 2015-07-01 江苏思莱姆智能科技有限公司 纳米陶瓷颗粒增强镍基高温合金复合材料及其激光3d打印成形方法
CN105316557A (zh) * 2015-11-29 2016-02-10 印杰 一种含硼激光熔覆合金粉末
CN105328186A (zh) * 2015-10-30 2016-02-17 南京航空航天大学 一种基于激光3d打印形成的铝基原位复合材料及其制备方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102943199A (zh) * 2012-12-12 2013-02-27 江苏新亚特钢锻造有限公司 一种激光熔覆高韧性耐磨镍基合金粉末及其制备方法
CN104745894A (zh) * 2015-03-17 2015-07-01 江苏思莱姆智能科技有限公司 多相纳米陶瓷颗粒增强Al基复合材料及其激光3D打印成形方法
CN104745887A (zh) * 2015-03-17 2015-07-01 江苏思莱姆智能科技有限公司 纳米陶瓷颗粒增强镍基高温合金复合材料及其激光3d打印成形方法
CN105328186A (zh) * 2015-10-30 2016-02-17 南京航空航天大学 一种基于激光3d打印形成的铝基原位复合材料及其制备方法
CN105316557A (zh) * 2015-11-29 2016-02-10 印杰 一种含硼激光熔覆合金粉末

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018052164A1 (ko) * 2016-09-13 2018-03-22 한화테크윈 주식회사 3d 프린팅 공정을 이용한 복합소재 제품 제조 방법
CN106180719A (zh) * 2016-09-27 2016-12-07 飞而康快速制造科技有限责任公司 激光选区熔化增材制造的in718构件、系统、热处理方法及装置
CN106180719B (zh) * 2016-09-27 2019-01-18 飞而康快速制造科技有限责任公司 激光选区熔化增材制造的in718构件、系统、热处理方法及装置
CN107116217A (zh) * 2017-04-27 2017-09-01 哈尔滨理工大学 选择性激光熔化成形法制备TiC增强镍基复合材料的方法
CN109226753A (zh) * 2018-09-20 2019-01-18 北京理工大学 基于3d打印技术制备钨颗粒增强金属基复合材料的方法
CN113490561A (zh) * 2019-03-12 2021-10-08 川崎重工业株式会社 造形体制造方法及造形体
CN113913813A (zh) * 2021-10-11 2022-01-11 浙江翰德圣智能再制造技术有限公司 一种用于修复铬钼合金的纳米强化Inconel718激光涂层性能的方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN105728725B (zh) 2018-02-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105728725A (zh) 3d打印制备多元素过渡界面协同增强镍基复合材料的方法
Shi et al. Development of metal matrix composites by laser-assisted additive manufacturing technologies: a review
CN105583401B (zh) 一种制备用于3d打印的复合粉末的方法、产品以及应用
Dadkhah et al. A comprehensive overview on the latest progress in the additive manufacturing of metal matrix composites: potential, challenges, and feasible solutions
Jia et al. Selective laser melting additive manufacturing of TiC/Inconel 718 bulk-form nanocomposites: Densification, microstructure, and performance
CN112030037B (zh) 一种耐磨损梯度界面复相增强钛合金材料及其制备方法
CN109434118B (zh) 一种非晶增强金属基复合材料的制备与成形方法
CN104745887A (zh) 纳米陶瓷颗粒增强镍基高温合金复合材料及其激光3d打印成形方法
CN105803271A (zh) 一种基于slm成形的铝基纳米复合材料及其制备方法
CN103600075B (zh) 一种粉末冶金无钴铁基合金及其制备方法
CN108080629B (zh) 一种金属基碳纳米管复合材料零件的成形方法
CN110744047A (zh) 一种铝基复合材料的制备方法
Cao et al. Laser metal deposition additive manufacturing of TiC/Inconel 625 nanocomposites: Relation of densification, microstructures and performance
CN110744058A (zh) 一种原位合成铜基复合材料的制备方法
CN108728695A (zh) 一种多相纳米陶瓷颗粒混杂增强镍基合金及其激光成形方法
CN111570793A (zh) 多孔结构变密度梯度金属材料的激光选区熔化制备方法
Rominiyi et al. Synthesis, microstructural and phase evolution in Ti–2Ni and Ti–10Ni binary alloys consolidated by spark plasma sintering technique
Gong et al. Laser energy density dependence of performance in additive/subtractive hybrid manufacturing of 316L stainless steel
CN110629100B (zh) 一种氧化物弥散强化镍基高温合金的制备方法
Jose et al. Cermet systems: synthesis, properties, and applications
CN110241420A (zh) 一种硬质合金材料和硬质合金样件
CN114535602B (zh) 一种基于激光近净成形技术的镍基高温合金/不锈钢梯度复合材料及其制备方法
CN114480901B (zh) 一种通过碳化物增强增材制造镍基高温合金性能的方法、镍基高温合金粉末及其应用
CN101245461A (zh) 一种(FeAl＋Cr7C3)/γ－(Fe,Ni)复合涂层的制备方法
CN109702187A (zh) 一种石墨烯增韧的钨合金复合粉末及其制备方法和应用

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant