蔡昊松，陳 鵬，蘇 瑾，王明哲，王浩則，閆春澤，，3，王 衛(wèi)，史玉升

在航空業(yè)快速發(fā)展中，輕量化對(duì)節(jié)約成本和減少碳排放量起到至關(guān)重要的作用，如飛機(jī)的結(jié)構(gòu)重量每下降1%，可以使總重降低3%～5%，減少油耗3%～4%[1]。目前，輕量化的實(shí)現(xiàn)主要有兩種方式：一種是開發(fā)高強(qiáng)度低密度的輕質(zhì)或復(fù)合材料代替?zhèn)鹘y(tǒng)的金屬材料[2]；另一種是對(duì)結(jié)構(gòu)進(jìn)行優(yōu)化設(shè)計(jì)，在滿足結(jié)構(gòu)強(qiáng)度的前提下使用多孔點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)替換傳統(tǒng)的實(shí)心結(jié)構(gòu)[3]，然而受制于傳統(tǒng)加工方式的限制，難以對(duì)復(fù)雜點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)進(jìn)行自由設(shè)計(jì)與制造[4]。

激光選區(qū)燒結(jié)（Selective laser sintering，SLS）是增材制造（Additive manufacturing，AM）技術(shù)的一個(gè)重要分支[5]，主要以熱塑性聚合物等粉末為原材料，通過激光束逐層燒結(jié)成形粉末，最終形成三維實(shí)體零件。相對(duì)于傳統(tǒng)制造方法，該技術(shù)無需模具，理論上可成形任意復(fù)雜結(jié)構(gòu)，特別適合個(gè)性化、復(fù)雜零件的成形制造。然而，目前SLS 材料體系仍以尼龍12 等低熔點(diǎn)聚合物為主，無法滿足航空工業(yè)零件對(duì)于熱穩(wěn)定性和高機(jī)械承載的需求。

聚醚醚酮（Polyet heretherketone,PEEK）的熔點(diǎn)為343℃，擁有較高的耐熱性和優(yōu)良的機(jī)械性能[6]，可在250℃以下長(zhǎng)期使用，在500℃左右短時(shí)間幾乎不分解，適用于航空高溫環(huán)境。為同步實(shí)現(xiàn)輕量化和高機(jī)械承載的目的[7–8]，本文擬在PEEK 中加入鉭（Tantalum，Ta）、鈮（Niobium，Nb）制備PEEK/Ta/Nb 復(fù)合材料點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，通過Ta、Nb 金屬作為復(fù)合材料的增強(qiáng)相，在輕量化的同時(shí)對(duì)PEEK 的拉伸和壓縮強(qiáng)度進(jìn)一步提高，對(duì)于制備航空領(lǐng)域輕量化復(fù)雜構(gòu)件具有一定指導(dǎo)意義。

試驗(yàn)及方法

1 材料與成形裝備

本試驗(yàn)采用的PEEK 粉末顆粒大多呈橢球狀，表面光滑，摻雜有不規(guī)則的小顆粒與碎片。圖1為原始粉末微觀形貌與粒徑分布，粉末粒徑如圖1（d）和表1所示，Dv（10）、Dv（50）和Dv（90）分別為19.3μm、51.4μm 和92.0μm，符合SLS 成形材料粉末粒徑大小的標(biāo)準(zhǔn)。Ta 粉和Nb 粉由河北清河縣創(chuàng)佳焊接有限公司所提供，由圖1（b）和（c）可見，Ta 粉末呈規(guī)則球形，表面光滑沒有裂痕，平均粒徑為13.1μm。Nb 粉末由大小不一、形狀不規(guī)則的破碎顆粒組成，表面為光滑的多棱狀結(jié)構(gòu)，平均粒徑為23.3μm。

表1 PEEK、Ta 和Nb 粉末的粒徑分布Table 1 Particle size of PEEK, Ta and Nb powder μm

圖1 原始粉末微觀形貌與粒徑分布Fig.1 Micromorphology and particle size distribution of original powder

本試驗(yàn)分別取質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%Ta、5% Nb、5% Ta/5% Nb 與PEEK 粉末混合通過機(jī)械法制成質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5% Ta/PEEK、5% Nb/PEEK、5% Ta/5%Nb/PEEK（后文統(tǒng)一用PEEK/Ta、PEEK/Nb 與PEEK/Ta/Nb 代替）復(fù)合材料，得到復(fù)合粉末如圖2所示，通過該方法制備的復(fù)合粉末分散均勻、無明顯團(tuán)聚現(xiàn)象，可以保障SLS成形后Ta、Nb 粉末均勻地分布在成形件內(nèi)。

圖2 復(fù)合粉末SEM 圖Fig.2 SEM images of composite powder

本試驗(yàn)使用華中科技大學(xué)自主研發(fā)的HT–SLS 裝備HK PK125（圖3）進(jìn)行成形，最高預(yù)熱溫度為400℃，成形臺(tái)面尺寸為125mm×125mm×400mm，最小層厚為0.1mm，掃描速度為0～6000mm/s。

圖3 HK PK125 成形裝備Fig.3 HK PK125 forming equipment

2 測(cè)試方法

電鏡試驗(yàn)通過美國(guó)FEI 公司生產(chǎn)的Quanta650 FEG 場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡和日本SHIMADZU 公司生產(chǎn)的EPMA–8050G 電子探針顯微分析儀對(duì)復(fù)合材料的微觀形貌進(jìn)行分析。試驗(yàn)前在真空條件下對(duì)樣品進(jìn)行300s 的噴金處理，觀察復(fù)合材料的原始粉末與壓縮件的斷面特征。粉末的粒徑及其分布通過英國(guó)馬爾文公司生產(chǎn)的Mastersizer 3000 激光粒度儀進(jìn)行濕法分散測(cè)量，測(cè)試前對(duì)樣品粉末在70℃恒溫條件下烘干24h，避免粉末團(tuán)聚影響試驗(yàn)結(jié)果。復(fù)合材料熱性能通過鉑金–埃爾默儀器，（上海）有限公司生產(chǎn)的Diamond DSC 差示掃描熱量?jī)x進(jìn)行測(cè)量，本試驗(yàn)在氮?dú)獗Ｗo(hù)氣體內(nèi)進(jìn)行，測(cè)試溫度范圍為0～400℃，加熱和冷卻速率為10℃/min。通過本試驗(yàn)得到的樣品結(jié)晶度Xc可由式（1）計(jì)算得到：

其中，ΔHm為樣品測(cè)定的熔融焓；ΔH0m為該材料完美結(jié)晶的熔融焓，PEEK 材料的完美結(jié)晶熔融焓為130J/g。

本試驗(yàn)壓縮力學(xué)性能由ITW 集團(tuán)英斯特朗公司生產(chǎn)的E1000 號(hào)電子動(dòng)靜態(tài)疲勞試驗(yàn)機(jī)測(cè)量分析，式樣形狀為15mm×15mm×10mm Gyroid 三周期極小曲面梯度點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，壓縮速率為千分之一高度/s，本試驗(yàn)中為0.01mm/s，最大壓縮力700N。每組式樣測(cè)試3 個(gè)，試驗(yàn)結(jié)果取平均值。

結(jié)果與討論

1 粉末的成形性能分析

不同復(fù)合粉末熱性能變化如圖4所示，具體數(shù)據(jù)詳見表2。對(duì)于激光選區(qū)燒結(jié)技術(shù)，需要保證在制件成形過程中粉床成形溫度在一定的溫度范圍內(nèi)，即燒結(jié)窗口（Sintering window，SW），以避免因激光燒結(jié)后的高溫熔體與周圍粉床溫度梯度過大向周圍環(huán)境散熱快速結(jié)晶導(dǎo)致零件翹曲變形。SW 由DSC 曲線中的起始熔融溫度與起始結(jié)晶溫度相減得到。SW 越大，材料的可燒結(jié)性和加工的難度越低。然而，從表2中可以看出，在PEEK 粉末中加入Ta、Nb 后，復(fù)合材料的燒結(jié)窗口較PEEK 而言均有了不同程度的降低，這可能是因?yàn)榻饘俨牧系谋葻崛葺^低，在同樣的加熱環(huán)境下溫度升溫更快，粉床的局部溫度過高導(dǎo)致附近粉末熔融。復(fù)合材料熔融峰值溫度（Tmpeak）較PEEK 的降低也可以證明上述觀點(diǎn)，這也意味著復(fù)合材料的HT–SLS 成形對(duì)于粉床成形溫度的控制需要更加精確，成形難度也更大。

圖4 復(fù)合粉末DSC 熱分析圖譜Fig.4 DSC thermal analysis spectrum of composite powder

表2 不同復(fù)合粉末DSC 熱性能數(shù)據(jù)Table 2 DSC thermal performance data of different composite powders

2 Gyroid 三周期極小曲面梯度點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)與SLS 成形

極小曲面是在特定的約束條件下滿足平均曲率為零且表面積最小的曲面，在三維空間內(nèi)呈周期性排布便可以組成三周期極小曲面（Triply periodic minimal surface，TPMS）點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)[9]。TPMS 點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)一方面擁有其他點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)重量輕、減震、抗沖擊、高能量吸收等特點(diǎn)，另一方面繼承了TPMS 均勻的曲率半徑和光滑的曲表面等優(yōu)異性能[10]。Gyroid結(jié)構(gòu)是TPMS 點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的一種，與其他TPMS 結(jié)構(gòu)相比，Gyroid 擁有優(yōu)異的網(wǎng)格結(jié)構(gòu)及比表面積大等特點(diǎn)。

本研究中結(jié)構(gòu)的孔隙率為80%～90%，沿Z軸方向呈梯度變化，相應(yīng)CAD 模型及燒結(jié)制件如圖5所示。HT–SLS 成形的Gyroid 三周期極小曲面梯度點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，制件長(zhǎng)、寬為15mm，高為10mm。從1 號(hào)到4號(hào)分別為PEEK、PEEK/Ta、PEEK/Nb 以及PEEK/Ta/Nb，根據(jù)加入金屬的不同，制件表面顏色發(fā)生了不同程度的變化，孔隙率沿Z軸方向由80%～90%呈梯度變化，將結(jié)構(gòu)經(jīng)超景深放大表面后如圖6所示，可以看出制件表面輪廓清晰，孔隙均勻，無明顯次級(jí)燒結(jié)現(xiàn)象，表明經(jīng)HT–SLS制備的Gyroid 點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)具有較高的精度。

圖5 Gyroid 結(jié)構(gòu)CAD 模型和燒結(jié)制件Fig.5 Gyroid structure CAD model and sintered parts

圖6 Gyroid 梯度點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的表面形貌Fig.6 Surface morphology of Gyroid gradient lattice structure

3 PEEK/Ta/Nb 復(fù)合材料梯度點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的壓縮力學(xué)性能

為了研究復(fù)合材料梯度點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的力學(xué)性能，對(duì)樣品進(jìn)行了單軸壓縮試驗(yàn)。圖7為Gyroid 結(jié)構(gòu)的塌陷圖，可以看到，隨著上模向下的移動(dòng)，點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)發(fā)生了顯著的彈塑性變形。在最開始形變時(shí)，由于等效應(yīng)力尚未達(dá)到臨界值，結(jié)構(gòu)發(fā)生了如圖8（b）所示的彈性變形，但是在初始階段最先出現(xiàn)的是一段非線性應(yīng)變階段，這是因?yàn)闃悠繁砻娌⒉黄秸?，與上模板出現(xiàn)局部接觸間隙，在初始?jí)嚎s時(shí)力的分布并不均勻，因此出現(xiàn)了一段非線性應(yīng)變過程。隨著上模繼續(xù)向下移動(dòng)，點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)進(jìn)入到彈性應(yīng)變階段，在應(yīng)變達(dá)到10%附近時(shí)，結(jié)構(gòu)出現(xiàn)坍塌，進(jìn)入到塑性階段。由圖7可以發(fā)現(xiàn)，Gyroid 梯度點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的坍塌方式為逐層坍塌，在進(jìn)入塑性階段時(shí)，孔隙率最大的底部最先發(fā)生斷裂，隨后向上逐層坍塌，這是因?yàn)榭紫堵首畲蟮牟课恢U直徑最細(xì)，在各層受力相同時(shí)最先達(dá)到臨界值發(fā)生斷裂。另外，坍塌后的每一層都會(huì)被模具繼續(xù)壓實(shí)，對(duì)上方點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)繼續(xù)起著支撐作用，因此隨著每一層的坍塌，結(jié)構(gòu)的應(yīng)力–應(yīng)變曲線均會(huì)出現(xiàn)先下降再上升的趨勢(shì)。

圖7 Gyroid 點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的壓縮斷裂圖Fig.7 Compression fracture images of Gyroid lattice structure

圖8 點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)應(yīng)力–應(yīng)變曲線Fig.8 Stress-strain curves of lattice structures

為了研究Gyroid 點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的壓縮力學(xué)性能，本試驗(yàn)主要對(duì)其屈服強(qiáng)度和彈性模量進(jìn)行了研究。樣件的彈性模量可以通過結(jié)構(gòu)單軸壓縮試驗(yàn)應(yīng)力–應(yīng)變曲線線性部分的斜率計(jì)算，將該線性部分直線向右偏移0.2%個(gè)單位后與應(yīng)力–應(yīng)變曲線相交的縱坐標(biāo)即為試件的屈服強(qiáng)度，具體數(shù)據(jù)如表3所示?？梢钥闯觯赑EEK 中加入Ta、Nb 后，材料的力學(xué)性能均有了明顯提升。其中，加入Ta、Nb、Ta/Nb 后PEEK的屈服強(qiáng)度和彈性模量分別增強(qiáng)了23.5%、6.7%、44.5% 和14.0%、0.4%、41.4%。

由表3可知，在PEEK 中同時(shí)加入Ta、Nb 對(duì)材料壓縮力學(xué)性能的提升最大，Ta 次之，然后是Nb，這是因?yàn)門a、Nb 對(duì)PEEK 的力學(xué)性能均有提升，兩者都加入的情況下提升效果最好。而Ta 比Nb 好的原因之一可能與兩種金屬的微觀形貌有關(guān)，Ta金屬呈規(guī)則球形，在樣品壓縮時(shí)可以對(duì)上層起到一個(gè)支撐的作用，避免結(jié)構(gòu)出現(xiàn)坍塌，而Nb 金屬大多為不規(guī)則碎裂片狀，在壓縮時(shí)裂紋容易沿Nb 碎片光滑表面蔓延導(dǎo)致結(jié)構(gòu)出現(xiàn)滑移。因此從對(duì)力學(xué)性能提升的方面看，Ta 與Nb 相比效果更佳。

表3 復(fù)合材料Gyroid 點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的壓縮力學(xué)性能Table 3 Compression mechanical properties of composites for Gyroid lattice structure

為了研究Ta、Nb 對(duì)結(jié)構(gòu)起到的支撐作用，對(duì)坍塌后的細(xì)桿進(jìn)行了觀察（圖9）。圖9（a） ～（c） 中斷口光滑平整，無明顯韌窩，是典型的脆性斷裂特征。同時(shí)可以看到存在少數(shù)未完全燒結(jié)的粉末顆粒，這是因?yàn)樵诩庸c(diǎn)陣結(jié)構(gòu)時(shí)，為了避免發(fā)生次級(jí)燒結(jié)使孔隙堵塞，對(duì)加工粉床進(jìn)行了降溫，導(dǎo)致部分粉末未完全融化，這也降低了零件的力學(xué)性能。在圖9（e）中，可以發(fā)現(xiàn)Ta顆粒緊密鑲嵌在PEEK 中，在受力時(shí)，盡管出現(xiàn)了如圖9（k）所示的裂紋，Ta 顆粒仍然能起到支撐保護(hù)的作用，使結(jié)構(gòu)保持較好的完整性，不會(huì)使裂紋繼續(xù)擴(kuò)大出現(xiàn)坍塌。然而在圖9（i）和（l）中Nb 顆粒表面光滑，散落在斷口外側(cè)，說明裂紋延伸至Nb 顆粒時(shí)將會(huì)在其光滑表面繼續(xù)延伸，導(dǎo)致裂紋擴(kuò)大結(jié)構(gòu)出現(xiàn)坍塌，這也與上文的推測(cè)保持一致。

圖9 Gyroid 點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)斷裂后的斷口形貌Fig.9 Fracture morphologies of Gyroid lattice structure after fracture

結(jié)論

本文研究制備了PEEK/Ta/Nb復(fù)合粉末材料，通過HT–SLS 增材制造技術(shù)成形PEEK/Ta/Nb 三周期極小曲面Gyroid 梯度點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，主要研究了復(fù)合材料點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)的壓縮性能與結(jié)構(gòu)斷裂機(jī)制。研究結(jié)果表明：

（1）在PEEK 中加入Ta、Nb 后制件的壓縮強(qiáng)度與彈性模量均有不同程度的提升，PEEK/Ta、PEEK/Nb與PEEK/Ta/Nb 的屈服強(qiáng)度較PEEK（1.19MPa）分別提升了23.5%、6.7%與44.5%。

（2）Ta 在壓縮時(shí)對(duì)上層組織具有支撐作用，避免結(jié)構(gòu)坍塌，而Nb為不規(guī)則碎裂片狀，在壓縮時(shí)裂紋沿Nb 碎片光滑表面蔓延，導(dǎo)致結(jié)構(gòu)出現(xiàn)滑移。因此，Ta 與Nb 相比提升力學(xué)性能的效果更佳。Gyroid 梯度點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)在單元連接處曲面可以平滑過渡，應(yīng)力最先在孔隙率較大的斜桿處集中，最終在臨界值發(fā)生斷裂，然后逐層坍塌。