eng
Выпуск #2/2019
Д. С. Колчанов, А. А. Дренин, А. О. Денежкин, А. П. Симонов
Исследование влияния режимов выращивания методом селективного лазерного плавления на пористость в изделиях из медных сплавов
Исследование влияния режимов выращивания методом селективного лазерного плавления на пористость в изделиях из медных сплавов
Просмотры: 3544
Приведены результаты исследования зависимости пористости изделий, выращенных методом селективного лазерного плавления из порошков медных сплавов, от рабочих параметров процесса: скорости сканирования лазерного луча и удельной энергии. Определены границы режимов, обеспечивающих минимальную пористость при формировании стабильной единичной сплавленной дорожки.
DOI: 10.22184/1993-7296.FRos.2019.13.2.160.168
DOI: 10.22184/1993-7296.FRos.2019.13.2.160.168
Теги: bronze powder copper powder porosity selective laser melting slm бронзовый порошок медный порошок пористость селективное лазерное плавление слп
Статья поступила в редакцию 17.12.2018
Статья принята к публикации 18.01.2019
ВВЕДЕНИЕ
Процесс селективного лазерного плавления (СЛП) используется для создания сложных структур и компонентов на основе трехмерных CAD-моделей. Технология СЛП, во‑первых, позволяет напрямую создавать готовые детали, во‑вторых, она экономически выгодна для производства единичных или мелкосерийных партий изделий. Медь и сплавы на ее основе представляют большой интерес для производителей благодаря своей высокой теплопроводности и электропроводности. Но из-за низкого коэффициента поглощения этими материалами лазерного излучения и их высокой теплопроводности на практике оказывается, что для получения стабильной и плотной структуры требуется использовать мощные лазерные источники на длинах волн Δλ = 1–10 мкм и применять низкую скорость сканирования луча. При создании изделий возникают проблемы при формировании единичных сплавленных дорожек, и это зачастую ограничивает возможности выращивания качественного изделия.
Анализ результатов зарубежных исследований показал, что селективное лазерное плавление меди осуществляется с использованием лазерных источников мощностью 800–1 200 Вт [1]. Поэтому промышленные комплексы для СЛП-процесса требуют установки лазерных источников высокой мощности до 1 500 Вт. В ряде случаев устанавливают даже два лазера мощностью 400 и 1 000 Вт. Такая компоновка приводит к многократному возрастанию цены конечного изделия. Известны работы, где процесс твердофазного [2–4] и жидкофазного спекания медных порошковых композиций, в том числе с добавлением легкоплавких элементов [5–7], проведен с использованием лазерного излучения низкой мощности. В работах [8, 9] проанализировано влияние параметров СЛП-процесса на формирование микроструктуры и плотность образцов из меди (C184000). При использовании двух лазеров 400 и 1 500 Вт в процессе селективного лазерного плавления были получены образцы с плотностью 96%. Обнаружено, что лазерный источник с пучком, имеющим равномерное распределение плотности энергии в сечении, обеспечивает создание изделий с более высокой относительной плотностью, чем источник, распределение плотности энергии в сечении которого подчиняется нормальному закону Гаусса. Эксперименты, проведенные под руководством Z. Mao [10], показали, что мощность лазерного излучения оказывается сильное влияние на относительную плотность образцов Cu‑4Sn и их твердость по Виккерсу. В работе [11] для селективного лазерного плавления меди авторы использовали СО2-лазер мощностью 200 Вт и газораспыленный чистый медный порошок со средним размером диаметра 35,52 мкм. При варьировании режимов выращивания исследователи получили образец с относительной плотностью материала более 88%.
Однако серийные установки для СЛП нередко оснащены не СО2-, а твердотельными лазерными излучателями, у которых максимальная мощность не превышает 100 Вт. Такие промышленные установки предназначены для выращивания изделий из алюминия, кобальта-хрома, титана и различных сталей. Но из-за более низкого поглощения лазерного излучения и большой теплопроводности меди и медных сплавов требуется подбор и определение оптимальных параметров процесса СЛП для выращивания из меди и медных сплавов при максимальной мощности лазерного источника менее 100 Вт.
Целью исследования стало изучение зависимости пористости образцов от параметров процесса выращивания из различных материалов на основе меди. Было принято решение, на основе полученных результатов выявить границы варьирования параметров на СЛП-установке с лазером мощностью не более 100 Вт для создания образцов с высокой относительной плотностью
ОБОРУДОВАНИЕ
Эксперименты по выращиванию были проведены на установке для селективного лазерного плавления СЛП‑110 [12]. Установка оснащена непрерывным волоконным иттербиевым лазером с максимальной мощностью 100 Вт, диаметр пятна в фокусе 50 мкм, поле обработки 110 Ч 110 мм (рис. 1). Процесс выращивания проводился в камере с контролируемой атмосферой, из которой предварительно откачивается воздух и затем закачивается защитный газ (аргон). Предварительная откачка позволяет очистить не только рабочий объем камеры, но и пространство между металлическими порошинками в бункере-питателе. Перемещение бункера выращивания и бункера подачи реализовано с помощью шарико-винтовой передачи с шаговым двигателем (шаг 5 мкм).
Гранулометрический анализ порошков 99,7% Cu и ПР-БрХ был проведен с помощью анализатора размера частиц HORIBALA‑350. Диапазон измерения частиц простирается от 100 нм до 1 000 мкм. В основе работы анализатора лежит метод лазерной дифрактометрии, вычислительный алгоритм построен в согласии с теорией рассеяния Ми. Источник излучения – лазерный диод (λ = 605 нм, Р = 5 мВт), детектор – 64 фотодиода, расположенные на логарифмической спирали, 6 кремниевых фотодиодов используются для анализа обратного рассеяния.
Исследования микроструктуры выполняли с помощью металлографического анализа поперечных шлифов, для получения которых использовали комбинированный станок для автоматической и ручной резки StruersDiscotom‑6 (рис. 2b). Для горячей запрессовки полученных образцов использовали автоматический электрогидравлический пресс StruersCitoPress–20 (рис. 2а). Шлифовка и полировка образцов осуществлялись на автоматической шлифовально-полировальной системе StruersTegramin‑30 (рис. 2с).
Морфологический анализ порошков ПР-БрХи из чистой меди проводили на металлургическом инвертированном микроскопе OlympusGX‑51. Микроскоп оснащен цифровой камерой Altra 20 (разрешение 2 МП; глубина цвета 10 бит), обработка изображений проводилась в системе автоматизированного анализа изображений «SIAMSPhotolab».
Для создания плотных образцов в установке с лазером мощностью 100 Вт проводили подогрев подложки построения, что позволяло компенсировать влияние высокой теплопроводности и снижало термические напряжения. Специалистам известно, что повышение температуры материала приводит к увеличению его коэффициента поглощения. Поэтому подогрев подложки выращивания проводили до 250 °С с помощью плоского керамического нагревателя. Температура подогрева контролировалась с помощью термопары хромель-алюмель с чувствительностью 41 мВ /°С.
МАТЕРИАЛ
В исследовании использовали относительно чистый медный порошок (99,7% Cu) и порошок жаропрочной бронзы ПР-БрХ (химический состав порошков приведен в табл. 1 и 2). Порошки различались средним диаметром частиц: ПР-БрХ имел диаметр 31,84 мкм; порошок 99,7% Cu – 48,67 мкм. Распределения частиц порошка 99,7%Cu и ПР-БрХ по среднему размеру диаметра представлены на рис. 4.
Морфологический анализ показал, что гранулы порошков ПР-БрХи относительно чистой меди имеют сферическую форму (рис. 5 и 6).
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
В ходе эксперимента из двух типов порошков были получены кубические образцы 8 Ч 8 Ч 8 мм на режимах, отличающихся значениями скорости сканирования (рис. 7).
Для построения образцов с высокой относительной плотностью важно, чтобы ванна расплава формировала стабильную единичную дорожку – без капель и оголенных участков. В проведенных экспериментах диаметр пятна, расстояние между дорожками и мощность оставляли неизменными. Результаты экспериментов были приведены к единому параметру удельной энергии Е, который обобщает основные параметры лазерной обработки. Такой параметр удобен для сравнения результатов экспериментов, проведенных на различных видах оборудования с отличающимися рабочими параметрами, характеризующими конкретную установку:
Е = Р / v · l · h,
где P – мощность лазерного излучения, v – скорость сканирования, l – расстояние между дорожками, h – высота слоя.
С одной стороны, удельная энергия уменьшается с увеличением скорости сканирования. С другой стороны, скорость сканирования определяет производительность процесса выращивания. Однако увеличение мощности лазерного излучения при неизменном диаметре пятна в фокусе увеличивает плотность мощности, что приводит к перегреву и выплескиванию материала из зоны обработки.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
В эксперименте не удалось вырастить все образцы на выбранных значениях скорости. В случае использования порошка чистой меди на скорости сканирования 100 мм / сек на высоте около 2 мм формирующиеся слои утрачивали стабильность. Это приводило к прекращению дальнейшего роста. Высокие значения удельной энергии привели к перегреву материала, что нарушило стабильность процесса формирования слоев.
Нарушение процесса выращивания также было вызвано и значительным уровнем появления концентраторов напряжений в образце. Они приводили к образованию трещин у основания образца (рис. 8). Возникшие коробления и деформации создали чрезмерный контакт ножа с образцом (нож является элементом конструкции установки СЛП 110, который служит для укладывания ровным слоем заданной толщины порошка, поступающего из бункера, на платформу выращивания). Поэтому процесс выращивания на данных режимах был остановлен досрочно. Такая же картина наблюдалась у образцов из ПР-БрХ на скоростях в диапазоне значений от 100 до 300 мм / сек. Наличие легирующих элементов повысило КПД процесса, что привело к перегреву материала на меньших значениях скорости в сравнении с чистой медью. У данных образцов была измерена пористость, что повысило степень достоверности при металлографическом анализе результатов.
Поперечные шлифы выращенных образцов исследованы на микроскопе на наличие пор. Результаты исследования зависимости пористости от удельной энергии приведены на графике (рис. 9).
Результаты исследований процессов для двух типов порошков показали значительное отличие на данном участке погонной мощности. Пористость чистой меди оказалась выше по сравнению с ПР-БрХ на участках с низким значением удельной энергии. Определенное влияние на рост пористости оказывает сравнительно больший диаметр частиц порошка чистой бронзы. Однако у обоих видов порошков наблюдался различный характер зависимости пористости от удельной энергии.
Рассмотрев полученные значения пористости чистой меди, можно отметить участок от 100 до 140 Дж / мм3, на котором происходит рост пористости (рис. 10а). Далее происходит плавное снижение значений пористости при увеличении удельной энергии (рис. 10b). Снижение пористости связано с ростом удельной энергии. Причина кроется в том, что бульшее количество подводимой энергии позволяет переплавить бульший объем порошка и увеличивает время существования ванны расплава на фиксированном участке, что позволяет жидкому металлу заполнить пустоты.
Значения пористости образцов из ПР-БрХна участке от 100 до 160 Дж / мм3 падают, что вполне соответствует ранее сделанным предположениям. Уменьшение пористости при значениях удельной энергии на уровне 200 Дж / мм3 можно увязать с достижением значения температуры кипения цинка (tZn = 907 °C), пары которого нарушают сплошность жидкой ванны, формируя пустоты при остывании (рис. 11а). Дальнейший рост удельной энергии позволяет увеличить время существования жидкой ванны, которая заполняет пустоты, образованные парами цинка. До уровня удельной энергии в 320 Дж / мм3 наблюдается снижение пористости (рис. 11b). Превышение данного значения удельной энергии приводит к перегреву материала и невозможности выращивания образцов. Количество пор на данных образцах растет, что можно увязать с перегревом меди и хрома (рис. 11с). Так как на данном участке у чистой меди перегрева не наблюдается и пористость снижается, то при создании образцов по методу СЛП из порошка чистой меди следует работать в диапазоне погонной энергии 500–700 Дж / мм3. При выращивании изделий из порошка жаропрочной меди ПР-БрХ следует учитывать риски испарения части легирующих элементов и изменение химического состава изделия. Для предотвращения таких процессов необходимо ограничить диапазон работы значениями удельной энергии 150–180 Дж / мм3. Полученные результаты дают все основания для вывода о том, что установки с лазерным источником мощностью 100 Вт могут обеспечить создание изделий с низкой пористостью (менее 5%). Это приемлемый результат для изделий, полученных в ходе аддитивного выращивания. Необходимые плотности мощности и уровни погонной энергии достигаются за счет использования малого диаметра лазерного пятна в фокусе и дополнительного подогрева зоны обработки.
Авторы признательны Российскому фонду фундаментальных исследований, при финансовой поддержке которого в рамках научного проекта РФФИ № 18-38-00940 были проведены данные исследования.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Toshi-Taka Ikeshoji, Kazuya Nakamura, Makiko Yonehara, Ken Imai, Hideki Kyogoku. Selective laser melting of pure copper. The Minerals, Metals and Materials Society. 2017.
2. Manriquez-Frayre J. A., Bourel D. L. Selective laser sintering of Cu-Pb / Sn solder powders. Solid Freeform Fabrication Symposium. Austin. 1991; 236–244.
3. Badrinarayan B., Barlow J. W. Selective Laser Sintering of a Copper-PMMA System. Solid Freeform Fabrication Symposium, 1991; 245–250.
4. Zong G. et al. Direct Selective Laser Sintering of High Temperature Materials. Journal of Engineering Science and Technology. 2015; 10(4): 509–525.
5. Zhu H. H., Lu L., Fuh J. Y. H. Development and characterization of direct laser sintering of Cu-based metal powder. Journal of Materials Processing Technology. 2003; 140: 314–317.
6. Patent US005156697 Selective laser sintering of parts by compound formation of precursor powders / Bourell D. L., Marcus H. L., Weiss W. L., 1992.
7. Kruth J. P. et al. Binding mechanisms in selective laser sintering and selective laser melting. Rapid Prototyping Journal. 2005; 11 (1): 26–36.
8. Zhang D. Q., Liu Z. H., Chua C. K. Investigation on forming process of copper alloys via Selective Laser Melting. Nanyan Technological University, Singapore. 2005.
9. Meiners W. Fabrication Selective Laser Melting – Additive Manufacturing for series production of the future. Proceedings of INTERMAT Conference, Materials Science Forum. 2011; 843: 287.
10. Mao Z.; Zhang D. Z.; Wei P.; Zhang K. Manufacturing Feasibility and Forming Properties of Cu‑4Sn in Selective Laser Melting. Materials. 2017; 10: 333.
11. Lykov P. A., Safonov E. V., Akhmedianov A. Selective laser melting copper. Materials Science Forum. 2017; 843: 284–288.
12. Григорьянц А. Г., Колчанов Д. С., Дренин А. А. Установка для селективного лазерного плавления металлических порошков. Материалы IV Международной конференции «Аддитивные технологии: настоящее и будущее». ФГУП «ВИАМ». 2018; 221–234.
13. Grigor'yanc A. G., Kolchanov D. S., Drenin A. A. Ustanovka dlya selektivnogo lazernogo plavleniya metallicheskih poroshkov. Materialy IV Mezhdunarodnoj konferencii «Additivnye tekhnologii: nastoyashchee i budushchee». FGUP «VIAM». 2018; 221–234.
Статья принята к публикации 18.01.2019
ВВЕДЕНИЕ
Процесс селективного лазерного плавления (СЛП) используется для создания сложных структур и компонентов на основе трехмерных CAD-моделей. Технология СЛП, во‑первых, позволяет напрямую создавать готовые детали, во‑вторых, она экономически выгодна для производства единичных или мелкосерийных партий изделий. Медь и сплавы на ее основе представляют большой интерес для производителей благодаря своей высокой теплопроводности и электропроводности. Но из-за низкого коэффициента поглощения этими материалами лазерного излучения и их высокой теплопроводности на практике оказывается, что для получения стабильной и плотной структуры требуется использовать мощные лазерные источники на длинах волн Δλ = 1–10 мкм и применять низкую скорость сканирования луча. При создании изделий возникают проблемы при формировании единичных сплавленных дорожек, и это зачастую ограничивает возможности выращивания качественного изделия.
Анализ результатов зарубежных исследований показал, что селективное лазерное плавление меди осуществляется с использованием лазерных источников мощностью 800–1 200 Вт [1]. Поэтому промышленные комплексы для СЛП-процесса требуют установки лазерных источников высокой мощности до 1 500 Вт. В ряде случаев устанавливают даже два лазера мощностью 400 и 1 000 Вт. Такая компоновка приводит к многократному возрастанию цены конечного изделия. Известны работы, где процесс твердофазного [2–4] и жидкофазного спекания медных порошковых композиций, в том числе с добавлением легкоплавких элементов [5–7], проведен с использованием лазерного излучения низкой мощности. В работах [8, 9] проанализировано влияние параметров СЛП-процесса на формирование микроструктуры и плотность образцов из меди (C184000). При использовании двух лазеров 400 и 1 500 Вт в процессе селективного лазерного плавления были получены образцы с плотностью 96%. Обнаружено, что лазерный источник с пучком, имеющим равномерное распределение плотности энергии в сечении, обеспечивает создание изделий с более высокой относительной плотностью, чем источник, распределение плотности энергии в сечении которого подчиняется нормальному закону Гаусса. Эксперименты, проведенные под руководством Z. Mao [10], показали, что мощность лазерного излучения оказывается сильное влияние на относительную плотность образцов Cu‑4Sn и их твердость по Виккерсу. В работе [11] для селективного лазерного плавления меди авторы использовали СО2-лазер мощностью 200 Вт и газораспыленный чистый медный порошок со средним размером диаметра 35,52 мкм. При варьировании режимов выращивания исследователи получили образец с относительной плотностью материала более 88%.
Однако серийные установки для СЛП нередко оснащены не СО2-, а твердотельными лазерными излучателями, у которых максимальная мощность не превышает 100 Вт. Такие промышленные установки предназначены для выращивания изделий из алюминия, кобальта-хрома, титана и различных сталей. Но из-за более низкого поглощения лазерного излучения и большой теплопроводности меди и медных сплавов требуется подбор и определение оптимальных параметров процесса СЛП для выращивания из меди и медных сплавов при максимальной мощности лазерного источника менее 100 Вт.
Целью исследования стало изучение зависимости пористости образцов от параметров процесса выращивания из различных материалов на основе меди. Было принято решение, на основе полученных результатов выявить границы варьирования параметров на СЛП-установке с лазером мощностью не более 100 Вт для создания образцов с высокой относительной плотностью
ОБОРУДОВАНИЕ
Эксперименты по выращиванию были проведены на установке для селективного лазерного плавления СЛП‑110 [12]. Установка оснащена непрерывным волоконным иттербиевым лазером с максимальной мощностью 100 Вт, диаметр пятна в фокусе 50 мкм, поле обработки 110 Ч 110 мм (рис. 1). Процесс выращивания проводился в камере с контролируемой атмосферой, из которой предварительно откачивается воздух и затем закачивается защитный газ (аргон). Предварительная откачка позволяет очистить не только рабочий объем камеры, но и пространство между металлическими порошинками в бункере-питателе. Перемещение бункера выращивания и бункера подачи реализовано с помощью шарико-винтовой передачи с шаговым двигателем (шаг 5 мкм).
Гранулометрический анализ порошков 99,7% Cu и ПР-БрХ был проведен с помощью анализатора размера частиц HORIBALA‑350. Диапазон измерения частиц простирается от 100 нм до 1 000 мкм. В основе работы анализатора лежит метод лазерной дифрактометрии, вычислительный алгоритм построен в согласии с теорией рассеяния Ми. Источник излучения – лазерный диод (λ = 605 нм, Р = 5 мВт), детектор – 64 фотодиода, расположенные на логарифмической спирали, 6 кремниевых фотодиодов используются для анализа обратного рассеяния.
Исследования микроструктуры выполняли с помощью металлографического анализа поперечных шлифов, для получения которых использовали комбинированный станок для автоматической и ручной резки StruersDiscotom‑6 (рис. 2b). Для горячей запрессовки полученных образцов использовали автоматический электрогидравлический пресс StruersCitoPress–20 (рис. 2а). Шлифовка и полировка образцов осуществлялись на автоматической шлифовально-полировальной системе StruersTegramin‑30 (рис. 2с).
Морфологический анализ порошков ПР-БрХи из чистой меди проводили на металлургическом инвертированном микроскопе OlympusGX‑51. Микроскоп оснащен цифровой камерой Altra 20 (разрешение 2 МП; глубина цвета 10 бит), обработка изображений проводилась в системе автоматизированного анализа изображений «SIAMSPhotolab».
Для создания плотных образцов в установке с лазером мощностью 100 Вт проводили подогрев подложки построения, что позволяло компенсировать влияние высокой теплопроводности и снижало термические напряжения. Специалистам известно, что повышение температуры материала приводит к увеличению его коэффициента поглощения. Поэтому подогрев подложки выращивания проводили до 250 °С с помощью плоского керамического нагревателя. Температура подогрева контролировалась с помощью термопары хромель-алюмель с чувствительностью 41 мВ /°С.
МАТЕРИАЛ
В исследовании использовали относительно чистый медный порошок (99,7% Cu) и порошок жаропрочной бронзы ПР-БрХ (химический состав порошков приведен в табл. 1 и 2). Порошки различались средним диаметром частиц: ПР-БрХ имел диаметр 31,84 мкм; порошок 99,7% Cu – 48,67 мкм. Распределения частиц порошка 99,7%Cu и ПР-БрХ по среднему размеру диаметра представлены на рис. 4.
Морфологический анализ показал, что гранулы порошков ПР-БрХи относительно чистой меди имеют сферическую форму (рис. 5 и 6).
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
В ходе эксперимента из двух типов порошков были получены кубические образцы 8 Ч 8 Ч 8 мм на режимах, отличающихся значениями скорости сканирования (рис. 7).
Для построения образцов с высокой относительной плотностью важно, чтобы ванна расплава формировала стабильную единичную дорожку – без капель и оголенных участков. В проведенных экспериментах диаметр пятна, расстояние между дорожками и мощность оставляли неизменными. Результаты экспериментов были приведены к единому параметру удельной энергии Е, который обобщает основные параметры лазерной обработки. Такой параметр удобен для сравнения результатов экспериментов, проведенных на различных видах оборудования с отличающимися рабочими параметрами, характеризующими конкретную установку:
Е = Р / v · l · h,
где P – мощность лазерного излучения, v – скорость сканирования, l – расстояние между дорожками, h – высота слоя.
С одной стороны, удельная энергия уменьшается с увеличением скорости сканирования. С другой стороны, скорость сканирования определяет производительность процесса выращивания. Однако увеличение мощности лазерного излучения при неизменном диаметре пятна в фокусе увеличивает плотность мощности, что приводит к перегреву и выплескиванию материала из зоны обработки.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
В эксперименте не удалось вырастить все образцы на выбранных значениях скорости. В случае использования порошка чистой меди на скорости сканирования 100 мм / сек на высоте около 2 мм формирующиеся слои утрачивали стабильность. Это приводило к прекращению дальнейшего роста. Высокие значения удельной энергии привели к перегреву материала, что нарушило стабильность процесса формирования слоев.
Нарушение процесса выращивания также было вызвано и значительным уровнем появления концентраторов напряжений в образце. Они приводили к образованию трещин у основания образца (рис. 8). Возникшие коробления и деформации создали чрезмерный контакт ножа с образцом (нож является элементом конструкции установки СЛП 110, который служит для укладывания ровным слоем заданной толщины порошка, поступающего из бункера, на платформу выращивания). Поэтому процесс выращивания на данных режимах был остановлен досрочно. Такая же картина наблюдалась у образцов из ПР-БрХ на скоростях в диапазоне значений от 100 до 300 мм / сек. Наличие легирующих элементов повысило КПД процесса, что привело к перегреву материала на меньших значениях скорости в сравнении с чистой медью. У данных образцов была измерена пористость, что повысило степень достоверности при металлографическом анализе результатов.
Поперечные шлифы выращенных образцов исследованы на микроскопе на наличие пор. Результаты исследования зависимости пористости от удельной энергии приведены на графике (рис. 9).
Результаты исследований процессов для двух типов порошков показали значительное отличие на данном участке погонной мощности. Пористость чистой меди оказалась выше по сравнению с ПР-БрХ на участках с низким значением удельной энергии. Определенное влияние на рост пористости оказывает сравнительно больший диаметр частиц порошка чистой бронзы. Однако у обоих видов порошков наблюдался различный характер зависимости пористости от удельной энергии.
Рассмотрев полученные значения пористости чистой меди, можно отметить участок от 100 до 140 Дж / мм3, на котором происходит рост пористости (рис. 10а). Далее происходит плавное снижение значений пористости при увеличении удельной энергии (рис. 10b). Снижение пористости связано с ростом удельной энергии. Причина кроется в том, что бульшее количество подводимой энергии позволяет переплавить бульший объем порошка и увеличивает время существования ванны расплава на фиксированном участке, что позволяет жидкому металлу заполнить пустоты.
Значения пористости образцов из ПР-БрХна участке от 100 до 160 Дж / мм3 падают, что вполне соответствует ранее сделанным предположениям. Уменьшение пористости при значениях удельной энергии на уровне 200 Дж / мм3 можно увязать с достижением значения температуры кипения цинка (tZn = 907 °C), пары которого нарушают сплошность жидкой ванны, формируя пустоты при остывании (рис. 11а). Дальнейший рост удельной энергии позволяет увеличить время существования жидкой ванны, которая заполняет пустоты, образованные парами цинка. До уровня удельной энергии в 320 Дж / мм3 наблюдается снижение пористости (рис. 11b). Превышение данного значения удельной энергии приводит к перегреву материала и невозможности выращивания образцов. Количество пор на данных образцах растет, что можно увязать с перегревом меди и хрома (рис. 11с). Так как на данном участке у чистой меди перегрева не наблюдается и пористость снижается, то при создании образцов по методу СЛП из порошка чистой меди следует работать в диапазоне погонной энергии 500–700 Дж / мм3. При выращивании изделий из порошка жаропрочной меди ПР-БрХ следует учитывать риски испарения части легирующих элементов и изменение химического состава изделия. Для предотвращения таких процессов необходимо ограничить диапазон работы значениями удельной энергии 150–180 Дж / мм3. Полученные результаты дают все основания для вывода о том, что установки с лазерным источником мощностью 100 Вт могут обеспечить создание изделий с низкой пористостью (менее 5%). Это приемлемый результат для изделий, полученных в ходе аддитивного выращивания. Необходимые плотности мощности и уровни погонной энергии достигаются за счет использования малого диаметра лазерного пятна в фокусе и дополнительного подогрева зоны обработки.
Авторы признательны Российскому фонду фундаментальных исследований, при финансовой поддержке которого в рамках научного проекта РФФИ № 18-38-00940 были проведены данные исследования.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Toshi-Taka Ikeshoji, Kazuya Nakamura, Makiko Yonehara, Ken Imai, Hideki Kyogoku. Selective laser melting of pure copper. The Minerals, Metals and Materials Society. 2017.
2. Manriquez-Frayre J. A., Bourel D. L. Selective laser sintering of Cu-Pb / Sn solder powders. Solid Freeform Fabrication Symposium. Austin. 1991; 236–244.
3. Badrinarayan B., Barlow J. W. Selective Laser Sintering of a Copper-PMMA System. Solid Freeform Fabrication Symposium, 1991; 245–250.
4. Zong G. et al. Direct Selective Laser Sintering of High Temperature Materials. Journal of Engineering Science and Technology. 2015; 10(4): 509–525.
5. Zhu H. H., Lu L., Fuh J. Y. H. Development and characterization of direct laser sintering of Cu-based metal powder. Journal of Materials Processing Technology. 2003; 140: 314–317.
6. Patent US005156697 Selective laser sintering of parts by compound formation of precursor powders / Bourell D. L., Marcus H. L., Weiss W. L., 1992.
7. Kruth J. P. et al. Binding mechanisms in selective laser sintering and selective laser melting. Rapid Prototyping Journal. 2005; 11 (1): 26–36.
8. Zhang D. Q., Liu Z. H., Chua C. K. Investigation on forming process of copper alloys via Selective Laser Melting. Nanyan Technological University, Singapore. 2005.
9. Meiners W. Fabrication Selective Laser Melting – Additive Manufacturing for series production of the future. Proceedings of INTERMAT Conference, Materials Science Forum. 2011; 843: 287.
10. Mao Z.; Zhang D. Z.; Wei P.; Zhang K. Manufacturing Feasibility and Forming Properties of Cu‑4Sn in Selective Laser Melting. Materials. 2017; 10: 333.
11. Lykov P. A., Safonov E. V., Akhmedianov A. Selective laser melting copper. Materials Science Forum. 2017; 843: 284–288.
12. Григорьянц А. Г., Колчанов Д. С., Дренин А. А. Установка для селективного лазерного плавления металлических порошков. Материалы IV Международной конференции «Аддитивные технологии: настоящее и будущее». ФГУП «ВИАМ». 2018; 221–234.
13. Grigor'yanc A. G., Kolchanov D. S., Drenin A. A. Ustanovka dlya selektivnogo lazernogo plavleniya metallicheskih poroshkov. Materialy IV Mezhdunarodnoj konferencii «Additivnye tekhnologii: nastoyashchee i budushchee». FGUP «VIAM». 2018; 221–234.
Отзывы читателей
