顶刊《AM》：增材制造Cu-H13工具钢（二）

来源：江苏激光联盟

导读：据悉，增材制造顶刊《Additive Manufacturing》发表了采用增材制造技术，利用Ｎｉ基材料作为过渡，制备出Cu-H13工具钢材料。本文为第二部分。


3.1.2.Cu-D22-H13多晶合金的微观结构
由于直接连接过程中的上述问题，镍基合金D22首先沉积在H13上作为中间的一组层。随后将Cu沉积在D22上以制造Cu-D22- H13 MMS。制造样品不同位置的SEM显微图像如图10所示。据观察，从图10　D22-H13界面非常明显。然而，界面没有任何缺陷，如开裂或分层，证实了固体双材料粘合。界面附近的D22显示了一薄层平面结构。在激光沉积的AISI 431不锈钢中也观察到这种情况。在界面上方，D22中观察到柱状晶空隙。当D22一层层堆积时，后一沉积层产生热影响区(HAZ)(图 10b)在先前打印的层上，因为激光再加热。激光再加热起到局部退火的作用，并将HAZ中的晶体结构从主要为柱状枝晶改变为互连结构。图10c显示第一层铜预先形成柱状晶粒，类似于前面讨论的Cu-H13 DJ的晶粒结构。这是由于在沉积的第一层的快速冷却和随后的多层再加热。铜在顶层显示出类似于Cu- H13 DJ的柱状枝晶结构(图7d)。

图9　Cu-H13 DJ的元素分布图。

图11 显示了在Cu-D22-H13 MMS上执行的EDS图。镍、铁和铜是特别重要的，因为D22含有95 %的镍，而H13不含镍，含有大约90 %的铁铜大于99.9 %。图 11b-c显示了D22-H13界面上显著且明显的元素变化。Ni支配界面上方的区域，确认材料是D22。由于H13中铁含量高，铁几乎全部分布在界面下。观察到镍和铁几乎没有扩散穿过界面。这一发现也得到定量分析的证实线扫描显示在在图12。当扫描从基体过渡到D22时，观察到Ni和Fe的非常陡峭的跳跃。这样的元素跳跃发生在20微米距离内，表明最小层扩散。陆等在H13上沉积镍基超合金和50微米扩散区。本研究中使用的能量密度(57.1焦耳/平方毫米)低于。此外，H13衬底之前被预热到300℃沉积在。而在该研究中没有采用预热。如本研究中所观察到的，较低的能量密度和不预热基底可能导致较少的Ni扩散到H13中。

Cu-D22界面的EDS图如所示图11e–f，揭示了更加渐进的元素扩散。Cu沉积物的第一和第二层边界在电子图像中标出(图 11d)。将电子图像与EDS图进行比较，可以清楚地观察到Ni和Cu经历了两步浓度变化。在D22和第一层Cu的界面上，Ni含量下降，而Cu含量增加。尽管界面上的镍含量显著减少，但在第一层铜中仍观察到大量的镍。这是因为当激光熔化D22的顶层时，铜被输送到熔池中，它与熔化的镍混合形成铜镍固溶体。因此，第一层铜具有大量的镍。在Cu的第二层中，Ni经历了进一步的浓度下降，因此在该层之上几乎检测不到Ni。EDS定量线扫描在图12 也显示了支持的事实。大约在200微米以下，镍含量开始轻微下降，铜含量开始增加Cu-D22接口。在Cu-D22界面的两侧，Ni和Cu经历了平稳的变化。在Cu的第一层和第二层中，观察到作为构建层的函数的Cu的稳定上升和Ni的下降。Ni和Cu的整个转变跨越了大约800微米的距离，表明了显著的层扩散。

图10.显示(a) D22-H13界面区、(b) D22、(c) Cu-D22界面区和(d) Cu的SEM显微照片。


图11.显示(a) D22-H13和(d) Cu-D22界面的电子图像。EDS图显示了D22-H13界面附近的(b) Ni和(c) Fe，以及Cu- D22界面附近的(e) Ni和(f) Cu。



图12.对Cu-D22-H13 MMS进行元素分布线扫描。



图13.D22-H13 DJ和Cu-D22-H13 mm的拉伸应力-应变曲线。

3.2.拉伸性能
图13显示了Cu-D22-H13 mm和D22-H13 DJ的拉伸应力-应变曲线。在三个Cu-D22- H13 MMS样品上进行拉伸试验，显示187.2 MPa的平均0.2 %误差的屈服强度(0.2 %YS)，极限拉伸强度(UTS)为241.1 MPa，断裂应变(SB)为0.167。应力-应变曲线也显示了显著的塑性变形。利用DIC技术，捕获了拉伸试样在测试过程中的内表面，同时记录了拉伸引起的材料变形。对这些信息的分析提供了每个时刻的应变分布，从而实现了应变局部化的全局视图。图 14a显示了不同时刻Cu-D22-H13 mm上的应变分布，以断裂应变的百分比表示。结果表明，材料变形主要发生在Cu区，在D22和H13区的延伸率最小。图15描绘了拉伸断裂区域和Cu- D22界面的电子图像和EDS图。图15a和b确认Cu-D22-H13 MMS拉伸试样在铜区域断裂。Cu-D22界面幸存并且没有损坏(图15c-e)，这表明是固体双材料结合。样品在铜区域破裂的事实是预料中的，因为铜是软的，并且由于其高热导率而主要包含在材料系统中。因为铜的UTS很低，所以应力没有在H13和D22中引起很大的变形。本研究中通过DED工艺获得的Cu的YS和UTS高于通过其他AM技术(例如SLM和粘合剂喷射)制造的Cu的值。在这项研究中，铜显示无缺陷有助于更好拉伸性能的形态(除了微孔)。铜的UTS比热轧态铜低7 %,但YS高34 %。

对三个D22-H13 DJ样品进行拉伸试验显示平均0.2%的YS为465.29ＭＰａ，UTS为663.47ＭＰａ，锑为0.083。图 14b表示D22-H13 DJ上的应变场。它显示应变主要分布在H13部分，在D22区域没有发生显著的材料变形。图16显示了断裂的D22-H13 DJ拉伸试样的图像和EDS图。图16a和b揭示了样品在D22区域断裂，而D22-H13界面仍然完整。因此，在D22和H13之间实现了良好的界面结合。由于样本在D22区域破裂，测量的UTS是D22固有的。结合图s14b与16 可以看出，虽然在H13区观察到无伸长，但它没有导致样品的最终断裂。与H13相比，打印的D22具有较低的拉伸强度和低得多的延展性。横截面中拉伸断裂表面的SEM显微照片如所示图 17。结果表明，D22-H13 DJ的断裂表面有微裂纹，没有出现韧窝和空洞，表明其断裂机制为脆性断裂。另一方面，Cu-D22-H13 mm显示出大量的凹痕和空隙，表明韧性断裂。

3.3.硬度分布
沿着从基底到沉积物的高度方向测量两个制造样品(Cu-H13 DJ和Cu-D22-H13 MMS)的维氏显微硬度，作为从基底顶面开始的构建高度的函数。结果(图18)显示H13在基底顶面以下3 mm处具有210 HV的硬度。这是因为基底处于退火状态。对于靠近基底-沉积物界面的H13，由于激光硬化，观察到硬度的显著增加(Cu-H13 DJ的640 HV和Cu-D22-H13 MMS的550 HV)。先前的研究表明，激光硬化可以使H13表面的硬度比远离表面的材料高两到三倍，这也得到本研究的支持。硬度的提高是因为高能激光束迅速提高了熔池和HAZ中的材料到奥氏体的温度，随后的快速冷却强化了材料，出现了马氏体微观结构。研究报告称，由于局部激光重熔，界面区域的硬度增加，这种趋势在早期出版物中观察到，如IN718/Cu和钛铝复合材料。图 18 还揭示了在Cu-H13 DJ中界面附近H13的硬度高于在Cu-D22-H13 MMS中测得的硬度。此外，Cu-H13 DJ中硬化材料的深度(3.5毫米)大于Cu-D22- H13 MMS中的深度(3毫米)。这是由于在处理两个样品时激光能量密度的变化。由方程式计算的激光能量密度。显示值为66.7焦耳/平方毫米(铜-H13焦耳)52.4焦耳/平方毫米(铜-D22-H13毫米)。激光能量密度的增加增加了热影响区的深度和硬度。

在沉积部分，Cu-H13 DJ的硬度突然下降到50 HV。由于Cu直接沉积在H13基底上，并且元素不能很好地扩散穿过界面，硬度值的变化是突然的。另一方面，对于Cu-D22-H13 ，硬度值逐渐下降。D22(在基材-沉积物界面上方3 mm内)的硬度值范围为144 HV至258 HV。此外，随着层的增加，该区域的硬度逐渐下降。当到达Cu区域时，与顶层中的Cu相比，D22附近的Cu具有增加的硬度。这是因为Cu-Ni固溶体形成在Cu的最初几层，这得到了EDS分析的支持(图 12)。随着铜层的增加，硬度逐渐降低到50 HV的稳定值。这可以通过Ni含量随着随后的Cu层的沉积而不断减少的事实来解释。

图14　(a)Cu-D22-H13 mm和(b) D22-H13 DJ上的应变场。

3.4.多金属结构的热导率
单一材料的热阻由等式给出,其中R是热阻，x是材料的厚度，k是热导率，A是垂直于热流方向的横截面积。对于彩图19a，总热阻可以用等式

导热系数的实验测量是用稳态绝对技术进行的 (图19b)。导热系数的经验计算可以用等式表示。其中Q是流经MMS的热量，L是两个热电偶T1和T2之间的距离。

Cu-D22-H13导热系数的理论计算值为55.19 W/m-K。理论计算是在由每种材料的3 mm厚部分组成的Cu-D22-H13 mm上进行的。实验结果显示Cu-D22-H13 MMS具有43.1 W/m-K的热导率与纯H13相比，用D22将Cu结合到H13上，总热导率增加了100 %。然而，当这三种材料具有相同的体积时，就会得到这个结果分数(每种材料3 mm厚)。需要注意的是，铜的体积分数会显著影响整体导热率，如图19c。随着Cu体积分数的增加，热导率呈正趋势，趋势为当Cu达到某一分数(∼70 %)时更尖锐。在较低的Cu百分比下，MMS的整体导热性减弱但仍比纯H13高100 %至200 %。为了最大化整体导热性，在模具中应设计有褶皱的Cu体积。然而，为了保证模具的足够的强度、耐磨性和耐腐蚀性，铜的量是有限的。

图15　拉伸断裂Cu-D22-H13 mm的电子图像和EDS图。(a)断裂区域和(c)Cu-D22界面处材料的电子图像。(b) Cu在断裂区域，(d) Cu和(e) Ni在Cu-D22界面的EDS图。

　

图16.拉伸断裂D22-H13 DJ的电子图像和EDS图。材料在(a)断裂区域和(c)D22-H13界面的电子图像。(b) Ni在断裂区域，(d) Ni和(e) Fe在D22-H13界面的EDS图。


图17.(a) Cu-D22-H13 MMS和(b) D22-H13 DJ的拉伸断裂形态。


图18.Cu-H13 DJ和Cu-D22-H13 mm的维氏硬度测量


图19.(a)通过MMS的热流示意图；(b)用于热导率测量的稳态方法示意图；(c)Cu-D22-H13 mm中的Cu体积分数对总热导率的影响。

4.结论
为了使用DED技术将Cu与H13结合，两个在本研究中，设计了用于制造MMS的实验类型:在H13上直接沉积Cu，并且经由Ni基D22多层中间层。基于微观结构表征、机械和热测试，可以得出以下重要结论。

(1)在H13上直接沉积Cu会由于凝固开裂和由于CTE差异导致的高残余应力的组合效应而导致开裂。通过使用Ni合金D22作为中间层，无缺陷的Cu可以成功地沉积在H13上。

(2)EDS分析表明元素含量在D22-H13界面经历了急剧的转变，表明较少的层间扩散(20微米距离)。然而，在Cu-D22界面上观察到铜和镍含量的转变，揭示了更多连续元素扩散。Ni和Cu含量的整个跃迁跨越了800微米距离。

(3)在Cu-D22-H13 MMS上进行的拉伸测试显示0.2%的YS187.2兆帕和241.1兆帕的UTS。DIC技术揭示变形主要发生在Cu区。Cu-D22-H13多晶合金在Cu区断裂，表现出韧性断裂机制。D22-H13 DJ有0.2 %YS和UTS分别为465.29兆帕和663.47兆帕。尽管试样在D22区断裂，但伸长主要位于H13区。对于这两种类型的样本，多种材料的界面幸存，表明一个强大的结合强度。

(4)由于激光硬化，在基底表面附近观察到硬度增加，比基底金属的硬度高三倍。在Cu-H13 DJ的界面处硬度急剧下降，但是当引入D22 as时，硬度逐渐下降中间层。

(5)热导率测量表明，与纯H13相比，Cu-D22-H13 MMS的热导率提高了约100 %。Cu的体积分数会显著影响总体热导率，并且通过增加Cu-D22-H13 mm中的Cu体积，热导率有正趋势。

文章来源：Additive Manufacturing 36 (2020) 101474,Additive manufacturing of copper–H13 tool steel bi-metallic structures via Ni-based multi-interlayer,https://doi.org/10.1016/j.addma.2020.101474