孫迎建,劉 禹,剛建華,石 巖,周利杰

(1.河北省工業(yè)機(jī)械手控制與可靠性技術(shù)創(chuàng)新中心, 河北 滄州 061001;2.河北水利電力學(xué)院 機(jī)械工程系, 河北 滄州 061001;3.滄州師范學(xué)院 機(jī)械與電氣工程系, 河北 滄州 061001)

0 引言

近年來,隨著國家在航天航空、軍工、電子等領(lǐng)域的不斷探索,在純金屬及合金材料的單一性能或僅部分性能優(yōu)異但尚未滿足產(chǎn)品更輕質(zhì)、性能更高制造要求的情況下,金屬基復(fù)合材料(metal matric composites)逐漸成為當(dāng)今社會發(fā)展的主要趨勢[1]。在金屬基復(fù)合材料中,鋁基復(fù)合材料以其優(yōu)異的比模量及比強(qiáng)度、輕質(zhì)、耐磨損、耐高溫、易加工等特點(diǎn),已在各個要求耐磨性的領(lǐng)域內(nèi)獲得了應(yīng)用[2-4]。隨著石墨烯的制備及分散工藝不斷取得進(jìn)展,石墨烯/鋁基復(fù)合材料已取得廣泛的研究并進(jìn)行了部分應(yīng)用。研究結(jié)果表明在鋁基體中僅添加少量石墨烯增強(qiáng)體便可顯著提高材料的強(qiáng)度、硬度等力學(xué)性能,有效降低復(fù)合材料的摩擦系數(shù),減少復(fù)合材料的磨損量,提高鋁基復(fù)合材料在航空航天領(lǐng)域大型結(jié)構(gòu)件及易磨損件的使用壽命[5-6]。

由于石墨烯與鋁基體的潤濕性相差較大,采用鑄造、攪拌摩擦、粉末冶金等傳統(tǒng)成形方式加工石墨烯/鋁基復(fù)合材料零件時,石墨烯易在基體中團(tuán)聚,導(dǎo)致基體界面結(jié)合性能差,復(fù)合材料的力學(xué)性能降低[7-8]。選擇性激光熔化成形(selective laser melting,SLM)技術(shù)不同于傳統(tǒng)成形方式,是將金屬粉末按三維輪廓信息逐層沉積疊加構(gòu)造成三維物體,可實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)復(fù)雜、個性化、含內(nèi)部流道結(jié)構(gòu)零部件的快速制造。同時,其快熱快冷的成形方式有利于進(jìn)一步細(xì)化晶粒,成形零件致密度高,可進(jìn)一步提高復(fù)合材料的耐磨性[9-10]。采用SLM技術(shù)成形石墨烯/鋁基復(fù)合材料有望滿足航空航天、電子等高新技術(shù)領(lǐng)域?qū)Σ考Y(jié)構(gòu)復(fù)雜性、輕質(zhì)高強(qiáng)性的要求,因此具有非常重要的研究價值。影響SLM成形復(fù)合材料的工藝參數(shù)有離焦量、激光功率和掃描速度等,而離焦量是影響SLM成形質(zhì)量的關(guān)鍵參數(shù)。離焦量是指成形過程中激光束的焦點(diǎn)與成形層的相對位置關(guān)系,也稱激光焦點(diǎn)位置,可分為3種情況:正離焦時,激光束的焦點(diǎn)位置位于成形層的上方;當(dāng)激光束的焦點(diǎn)穿透成形層到達(dá)已成形層內(nèi)部時為負(fù)離焦;當(dāng)激光束的焦點(diǎn)位于成形層時為零離焦,如圖1所示。

本文采用選區(qū)激光熔化成形技術(shù)制備石墨烯/鋁基(GNPs/AlSi10Mg)復(fù)合材料,研究在成形過程中激光離焦量對復(fù)合材料組織、硬度和摩擦磨損性能的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)部分

1.1 實(shí)驗(yàn)材料及制備

本文采用球磨法將鍍鋁石墨烯和鋁基粉末混合制備成復(fù)合粉末。通過在石墨烯表面鍍覆鋁粒子,制得鍍鋁石墨烯材料(如圖2黃色區(qū)域所示),采用球料比6∶1,球磨時1.5 h,轉(zhuǎn)速230 r/min將鍍鋁石墨烯與AlSi10Mg粉末基體在真空環(huán)境中進(jìn)行混合,獲得鍍鋁石墨烯/鋁基復(fù)合粉末,如圖2所示,在AlSi10Mg粉末表面及顆粒間均勻分布著鍍鋁石墨烯顆粒,其中石墨烯含量為1wt%,如表1所示。真空球磨完成后將鍍鋁石墨烯/鋁基粉末置于烘箱中于100 ℃烘干3 h以去除復(fù)合粉末中的水分。采用雷尼紹AM400選區(qū)激光熔化成形機(jī)進(jìn)行試樣制備,設(shè)備激光器為動態(tài)聚焦光纖激光器,聚焦光斑直徑為70 μm,最高功率為400 W,掃描速度為1 200 mm/s。成形試樣采用條帶式掃描策略,條帶寬度為 10 mm,相鄰層間條帶掃描方向旋轉(zhuǎn)67°。

圖2 混合粉末的SEM形貌Fig.2 The SEM microstrucures of mixed powder

表1 EDS分析結(jié)果Table 1 The results of the EDS analyses (in wt.%)

當(dāng)激光功率為定值時,改變離焦量會影響光斑直徑的大小,進(jìn)而改變單位面積能量密度,影響復(fù)合材料的成形。為研究離焦量對選區(qū)激光熔化成形復(fù)合材料的成形質(zhì)量及性能的影響規(guī)律,本文在激光功率為300 W,掃描速度為1 200 mm/s的情況下,選用-4、-2、2、4 mm組不同的離焦量制備復(fù)合材料,分析離焦量對復(fù)合材料成形質(zhì)量、微觀組織、硬度及磨損性能的影響規(guī)律。

1.2 試驗(yàn)方法

試樣經(jīng)拋光腐蝕后采用SU500電子掃描顯微鏡(SEM)觀察不同離焦量成形復(fù)合材料微觀組織的變化;通過X射線衍射儀(XRD,Rigaku D/max-rB)對復(fù)合材料物相進(jìn)行鑒定;使用HVS-1000顯微維氏硬度測試儀測量復(fù)合材料微觀硬度,測試條件為加載載荷200 g,時間10 s,測量3個點(diǎn)并取平均數(shù)。

在常溫?zé)o潤滑情況下采用HRS-2M往復(fù)摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)對不同離焦量成形試樣進(jìn)行摩擦磨損試驗(yàn),加載載荷5 N,頻率2 Hz,摩擦距離5 mm,摩擦副選用軸承鋼GCr15,硬度63HRC,直徑5 mm,往復(fù)磨損時間20 min。摩擦結(jié)束后用掃描電子顯微鏡(SEM)對磨損后的形貌進(jìn)行分析。利用電子天平稱量磨損前后試樣質(zhì)量(精度為0.000 1 g),計算磨損損失量。

2 結(jié)果與討論

2.1 離焦量對SLM成形復(fù)合材料組織的影響

圖3所示為離焦量為-4、-2、2、4 mm的GNPs/AlSi10Mg復(fù)合材料表面形貌。從圖可以看出,正離焦與負(fù)離焦對復(fù)合材料成形質(zhì)量的影響并非對稱。掃描線離焦量為-4 mm時,復(fù)合材料表面呈現(xiàn)掃描線不連續(xù)導(dǎo)致凹凸不平現(xiàn)象(圖3(a)所示),表面散亂分布著尺寸較大的孔隙(圖3(a)紅色箭頭所示)及細(xì)小的顆粒狀物質(zhì)(圖3(a)藍(lán)色箭頭所示),部分區(qū)域存在較大突起。當(dāng)離焦量增加至-2 mm時,復(fù)合材料表面粗糙度降低,存在明顯的凹陷,孔隙及飛濺顆粒交錯分布,激光掃描線斷裂程度增加,成形較差(圖3(b)所示)。可見,離焦量為負(fù)離焦時,隨離焦量的增加復(fù)合材料表面出現(xiàn)凹凸不平程度增加,孔隙數(shù)量及金屬顆粒逐漸增加,成形質(zhì)量逐漸變差。當(dāng)掃描線離焦量為2 mm時,復(fù)合材料成形較好,表面較光滑,僅有局部區(qū)域存在少量的孔隙及顆粒(圖3(c)所示);當(dāng)離焦量增加至4 mm時,復(fù)合材料表面分布著細(xì)小的顆粒,孔隙直徑增大且數(shù)量增多,成形質(zhì)量降低(圖3(d)所示)?？梢?離焦量為正離焦時,復(fù)合材料成形較好,隨離焦量的增加,表面顆粒逐漸減少,但孔隙逐漸增加。綜合考慮,離焦量為2 mm時復(fù)合材料成形較好。

圖3 不同離焦量復(fù)合材料表面形貌Fig.3 Surface morphology of composites with different defocus

圖4為離焦量為-4、-2、2、4 mm 的GNPs/AlSi10Mg復(fù)合材料的微觀形貌。

圖4 不同離焦量復(fù)合材料微觀組織Fig.4 The microstructures of composites with different defocus

從圖4可以看出,復(fù)合材料微觀形貌為不同尺寸的胞狀晶粒。當(dāng)離焦量為-4 mm時,復(fù)合材料存在尺寸不一的孔隙(圖4(a)紅色箭頭所示),且數(shù)量較多。部分孔隙為成形過程中氣體來不及逃逸形成的球形孔隙[11],且多存在于熔池搭接區(qū);部分為不規(guī)則孔隙,內(nèi)部含有顆粒狀物質(zhì)。當(dāng)離焦量增加至-2 mm時,復(fù)合材料內(nèi)部分孔隙直徑增大,孔隙數(shù)量相對增加;同時觀察到復(fù)合材料內(nèi)部局部區(qū)域有微裂紋產(chǎn)生(圖4(b)藍(lán)色箭頭所示)。當(dāng)離焦量為2 mm時,復(fù)合材料孔隙數(shù)量明顯減少,僅局部區(qū)域存在球形孔隙,不規(guī)則孔隙數(shù)量較少。當(dāng)離焦量增加至4 mm時,復(fù)合材料內(nèi)出現(xiàn)尺寸較小的孔隙,且數(shù)量相對增加,局部區(qū)域出現(xiàn)細(xì)小裂紋。綜合考慮,在離焦量為2 mm時,復(fù)合材料的成形質(zhì)量較好,內(nèi)部缺陷較少。

圖5所示為激光離焦量2 mm時SLM成形GNPs/AlSi10Mg復(fù)合材料的XRD圖譜。從圖可以看出,復(fù)合材料主要為Al、Si相,存在碳的同素異形體結(jié)構(gòu)衍射峰,須結(jié)合SEM及TEM進(jìn)一部確認(rèn)是否為石墨烯;同時檢測到復(fù)合材料內(nèi)部存在Al4C3相,說明成形過程中石墨烯與Al基體在高溫狀態(tài)下產(chǎn)生反應(yīng)形成脆性界面物質(zhì)[12-13],但衍射峰較弱,說明僅有少量石墨烯與Al發(fā)生反應(yīng);復(fù)合材料中還檢測到Mg2Si相衍射峰,為SLM成形過程中形成的沉淀析出相[14]。

圖5 復(fù)合材料的XRD圖譜Fig.5 The XRD patterns for composites

圖6所示為離焦量為2 mm時,GNPs/AlSi10Mg復(fù)合材料高倍SEM形貌、TEM形貌及EDS分析。如圖6(a)復(fù)合材料的高倍SEM形貌所示,表面均勻分布著200～400 nm的顆粒狀物質(zhì)(圖中紅色箭頭所示),結(jié)合XRD物相分析(圖5所示)及EDS能譜分析(圖6(b)所示),在顆粒處Al、Si元素含量降低,C元素含量大幅增加,表明細(xì)小顆粒是石墨烯團(tuán)聚體。圖6(c)為復(fù)合材料的TEM形貌,在復(fù)合材料中存在片層狀物質(zhì)(圖中黃色區(qū)域所示),測得其原子面間距為0.335 nm;根據(jù)點(diǎn)A處片層狀物質(zhì)的EDS能譜分析(圖6(d)所示),其主要元素為C,并結(jié)合物相分析表明片層狀物質(zhì)為石墨烯。觀察圖6(c),石墨烯與基體間不存在明顯的缺陷,表明石墨烯與基體界面結(jié)合良好。

圖6 復(fù)合材料的微觀形貌及EDS分析Fig.6 The microstructure and EDS analysis of composites

圖7所示為不規(guī)則孔隙的局部SEM形貌,從圖7可以看出,在孔隙內(nèi)壁上附著較多的細(xì)小顆粒,對局部區(qū)域進(jìn)行EDS面分析發(fā)現(xiàn),孔隙內(nèi)壁主要物質(zhì)為Al,在顆粒處主要物質(zhì)為C,結(jié)合物相分析,細(xì)小顆粒主要為石墨烯顆粒。可見,在復(fù)合材料中,一部分石墨烯以細(xì)小顆粒狀或片層狀均勻分布在復(fù)合材料中;一部分石墨烯在SLM成形過程中形成嚴(yán)重團(tuán)聚,在團(tuán)聚的石墨烯顆粒周圍形成不規(guī)則孔隙,降低復(fù)合材料的性能[15]。

圖7 孔隙SEM形貌及EDS分析Fig.7 The SEM morphology and EDS analysis of pores

根據(jù)經(jīng)典光學(xué)理論,激光焦點(diǎn)位置距成形層表面呈對稱存在時,合金粉末受到的輻射熱量相等。負(fù)離焦量時,激光焦點(diǎn)位置在成形層表面以下,激光穿透性較強(qiáng),合金粉末容易過燒汽化,形成氣孔。同時,由于輻射在成形層表面的激光束的能量密度從激光束中心到邊緣逐漸增大,激光束邊緣的能量較強(qiáng),融化的粉末較多,在熔池搭接區(qū)堆積的熔融粉末過多,對激光輻射的阻礙作用增強(qiáng),導(dǎo)致熔池搭接區(qū)粉末不完全熔化形成球形未熔化顆粒,且在顆粒周圍充滿氣體(成形倉內(nèi)為氬氣氛圍)。離焦量從-4 mm到-2 mm時,成形層表面能量密度逐漸增大,成形過程中形成的氣孔逐漸增多。正離焦量時,由于輸入熔池內(nèi)部的能量較少,造成熔池內(nèi)氣體溢出困難,形成氣孔。同時,正離焦量的能量密度從激光束中心到邊緣逐漸減小,在邊緣位置激光束的能量較低,導(dǎo)致熔池搭接區(qū)粉末熔化不完全生成未熔化球形顆粒,從而在搭接區(qū)形成較大的孔隙[16-18]。離焦量從2 mm到4 mm時,成形層表面激光能量密度逐漸減小,不完全熔化粉末增多,導(dǎo)致復(fù)合材料內(nèi)氣孔數(shù)量增加。

采用真空球磨法制備的復(fù)合粉末,如圖1所示,鍍鋁石墨烯顆粒均勻分布在球形基體表面及基體間,在選區(qū)激光熔化成形過程中,當(dāng)激光束到達(dá)粉末時首先作用于鍍鋁石墨烯,在吸收及反射一部分能量后,傳遞到鋁合金的能量減少;同時,由于鋁合金對激光的反射和發(fā)散效果較強(qiáng),吸收率低,導(dǎo)致鋁合金粉末不能完全熔化,形成的熔池中液相粘度增大;在鋁合金粉末熔化形成熔池的過程中,形態(tài)完好的石墨烯進(jìn)入熔池,在Marangoni對流的作用下發(fā)生運(yùn)動和重排,達(dá)到均勻分布的效果;存在缺陷的石墨烯在高溫作用下發(fā)生分解及蒸發(fā)致使碳元素擴(kuò)散進(jìn)入熔池,使熔池內(nèi)碳元素濃度梯度升高,進(jìn)一步增加液相黏度,降低復(fù)合材料致密度。同時,當(dāng)溫度過高時,熔池內(nèi)碳元素易與鋁元素發(fā)生反應(yīng)形成脆性Al4C3相(圖5所示)。在選區(qū)激光熔化成形過程中,部分石墨烯片層在范德華力的作用下團(tuán)聚成顆粒狀,一方面可阻礙其與Al元素的反應(yīng),另一方面易在石墨烯團(tuán)聚體聚集處形成孔隙(如圖7所示),影響復(fù)合材料的力學(xué)性能。綜上所述,在復(fù)合材料中,石墨烯存在片層狀及顆粒狀2種形式。當(dāng)離焦量從-4 mm過度到4 mm時,輻射在成形表面的能量密度先逐漸增大后逐漸減小,過大的能量密度促進(jìn)石墨烯與基體反應(yīng)生成脆性相;同時,熔池內(nèi)Marangoni對流效應(yīng)增加,帶動石墨烯團(tuán)聚體的聚集,形成的孔隙增多[19-20]。當(dāng)離焦量為2 mm時,復(fù)合材料表面掃描先連續(xù),內(nèi)部孔隙數(shù)量較少,成形質(zhì)量較好。

2.2 離焦量對SLM成形復(fù)合材料硬度的影響

表2為不同離焦量成形GNPs/AlSi10Mg復(fù)合材料的硬度,從表可以看出,從負(fù)離焦到正離焦,復(fù)合材料的硬度呈不對稱分布。當(dāng)離焦量為-4 mm時,復(fù)合材料的硬度為156HV,結(jié)合圖4所示,復(fù)合材料內(nèi)部存在數(shù)量較多的孔隙,同時存在Al4C3脆性相,因此,復(fù)合材料的硬度較低。當(dāng)離焦量增加至-2 mm時,成形面激光能量密度密度增大,復(fù)合材料內(nèi)石墨烯聚集造成的孔隙增多,部分區(qū)域出現(xiàn)裂紋,致密度降低;同時,較高的溫度促進(jìn)脆性相的生成,硬度降低至141HV。當(dāng)離焦量為2 mm時,復(fù)合材料內(nèi)部孔隙及裂紋缺陷相對較少,硬度較高達(dá)178HV;當(dāng)離焦量增加至4 mm時,由于成形面激光能量密度降低,復(fù)合材料內(nèi)形成的氣孔數(shù)量增加,部分區(qū)域出現(xiàn)微裂紋,硬度減小至161HV。

表2 不同離焦量成形復(fù)合材料硬度Table 2 Hardness of composites formed with different defocus

2.3 離焦量對SLM成形復(fù)合材料摩擦性能的影響

圖8為不同離焦量下SLM成形GNPs/AlSi10Mg復(fù)合材料的摩擦系數(shù)和磨損損失量,從其中可以看出不同離焦量成形復(fù)合材料的摩擦系數(shù)不同。當(dāng)離焦量為-4 mm時,復(fù)合材料的平均摩擦系數(shù)為0.35,磨損損失量為4.2 mg;當(dāng)離焦量為-2 mm時,復(fù)合材料的平均摩擦系數(shù)升高為0.45,磨損損失量為6.15 mg;當(dāng)離焦量為2 mm時,復(fù)合材料的平均摩擦系數(shù)最小為0.124 5,磨損損失量最小為1.95 mg;當(dāng)離焦量增加至4 mm時,復(fù)合材料的平均摩擦系數(shù)增加到0.248,磨損損失量為2.88 mg。可見,隨著離焦量的增加,復(fù)合材料內(nèi)孔隙等缺陷增加,硬度降低,復(fù)合材料的平均摩擦系數(shù)增大,摩擦損失量增加。

圖8 不同離焦量下復(fù)合材料摩擦系數(shù)和磨損損失量Fig.8 The friction coefficient and wear loss of composites under different defocus

圖9為不同離焦量下GNPs/AlSi10Mg復(fù)合材料磨損后的形貌,從其中可以看出不同離焦量對復(fù)合材料磨損形貌影響顯著。當(dāng)離焦量為-4 mm時,磨損表面的滑移深度較厚,磨損坑不均勻且材料脫落較嚴(yán)重(圖9(a)所示),屬于犁削式磨損。當(dāng)離焦量增加至-2 mm時,摩擦表面存在大量的犁溝和凹坑,材料剝落嚴(yán)重,脫落后的顆粒被反復(fù)擠壓和黏著,粘附于磨損層表面,屬于黏著磨損。當(dāng)離焦量為2 mm時,復(fù)合材料磨損表面的磨損痕跡很淺(圖9(c)所示),有部分磨損犁溝形貌。當(dāng)離焦量為4 mm,復(fù)合材料摩擦表面磨損痕跡增加,有磨損碎屑附著在表面,屬于磨料磨損。

圖9 不同離焦量復(fù)合材料磨損后的磨損形貌Fig.9 The wear morphology of composites with different defocus

在室溫摩擦磨損實(shí)驗(yàn)中,軸承鋼與試樣表面接觸,對試樣表面進(jìn)行破壞。通常情況下,選區(qū)激光熔化成形試樣的摩擦磨損性能受致密度、增強(qiáng)相與基體的界面結(jié)合度影響。在復(fù)合材料內(nèi),石墨烯的添加可進(jìn)一步細(xì)化晶粒,提高復(fù)合材料的強(qiáng)度;同時,可起到自潤滑的作用。當(dāng)采用不同的離焦量成形復(fù)合材料時,成形面能量密度不同,復(fù)合材料成形質(zhì)量及內(nèi)部組織不同,導(dǎo)致復(fù)合材料的耐磨性不同[21-22]。當(dāng)離焦量為-4 mm時,復(fù)合材料內(nèi)部孔隙較多,致密度低(圖4所示),部分石墨烯團(tuán)聚,與基體界面結(jié)合較差,且在團(tuán)聚石墨烯附近形成不規(guī)則孔隙,復(fù)合材料硬度較低(表1所示),因此復(fù)合材料耐磨性較差。在摩擦過程中,鋼球產(chǎn)生巨大的壓縮應(yīng)力及剪切應(yīng)力,塑性變形逐漸增加,增加到一定程度時,在復(fù)合材料孔隙等缺陷處易形成裂紋并逐漸延伸連接在一起,導(dǎo)致復(fù)合材料磨損量較大[23]。當(dāng)離焦量為-2 mm時,輻射在成形層表面的能量密度增加,復(fù)合材料試樣內(nèi)部氣孔增加,且石墨烯團(tuán)聚造成的不規(guī)則孔隙增加(圖4所示),導(dǎo)致復(fù)合材料硬度減小(表1所示),耐磨性降低。當(dāng)離焦量為2 mm時,復(fù)合材料內(nèi)部缺陷較少,石墨烯分布較均勻,且與基體界面結(jié)合較好(圖4、6所示),硬度增加(表1所示),耐磨性增加,摩擦系數(shù)及磨損量較少;當(dāng)離焦量為4 mm時,復(fù)合材料內(nèi)部缺陷增加(圖4所示),硬度減小(表1所示),耐磨性減小,磨損量增加。

3 結(jié)論

1) 當(dāng)離焦量從負(fù)離焦過渡到正離焦,復(fù)合材料的成形質(zhì)量及內(nèi)部組織呈非對稱變化。負(fù)離焦時,隨著離焦量的增加,成形面能量密度增加,復(fù)合材料內(nèi)部石墨烯聚集引起的孔隙增多,部分區(qū)域出現(xiàn)微裂紋;

2) 正離焦時,隨離焦量增加,成形面能量密度降低,復(fù)合材料內(nèi)氣孔增加。當(dāng)離焦量為2 mm時,復(fù)合材料成形形貌較好,內(nèi)部孔隙較少,未發(fā)現(xiàn)明顯微裂紋,石墨烯增強(qiáng)相與基體存在良好的界面結(jié)合。

3) 采用不同的離焦量成形復(fù)合材料時,離焦量對成形零件的硬度和摩擦磨損性能影響較大,當(dāng)離焦量為2 mm時,復(fù)合材料硬度較大為178 HV0.2,摩擦系數(shù)為0.124 5,磨損損失量為1.95 mg。