王志國，何振豐，趙吉賓，趙宇輝,3，聶長武，張宏偉

(1 中國科學院 沈陽自動化研究所，沈陽 110016；2 中國科學院 機器人與智能制造創(chuàng)新研究院，沈陽 110169；3 中國科學院大學，北京 100049；4 中國科學院 金屬研究所，沈陽 110016；5 泰州鑫瑪科技產業(yè)發(fā)展有限公司，江蘇 泰州 225327)

激光沉積成形作為一種低熱輸入、高性能修復技術，在航空航天、汽車、生物等領域的結構件及模具修復等方面獲得了廣泛的應用[1-2]。這些結構的制造工藝雖然有很大的提升，但是由于服役工況惡劣，承力復雜等原因，零部件的失效在所難免，而發(fā)展其修復技術既可以延長其使用壽命又可以節(jié)省制造成本。在模具修復領域，激光沉積技術可以實現高硬度、曲面結構、大尺寸(1 m2以上)等眾多難修復場合的高性能修復[3-4]，如冷作模具的凹曲面[5]、高硬度沖裁凸模[6]等的修復。在修復用材料的選擇上，眾多研究工作聚焦于采用同成分材料進行修復，或者采用高于基體強度的異質材料，Chen等[7]研究了在預硬化P20模具表面沉積同種材料過程中的應力場優(yōu)化方法，學者們[8-10]研究了模具鋼表面沉積Co基合金或者Co基合金+強化相過程組織轉變及性能強化機制，Kattire等[11]利用CPM 9V鋼實現了H13模具鋼的修復；Telasang等[12]采用同材質材料實現H13熱作模具鋼的修復。相關研究對界面過渡區(qū)的組織轉變與基體成分的稀釋作用未進行深入論述。

由于現階段模具鋼種類繁多且成形工藝復雜，同時成分、組織差異性大，而適合于激光沉積成形的粉末種類相對較少；對于許多出現缺陷的模具鋼，沒有與其成分相同的粉末材料，而采用高強度材料修復會存在易開裂問題。因此，研究采用異種成分材料對模具鋼進行修復具有重要意義。由于模具鋼中通常具有一定的含碳量，可以利用沉積過程中基體對熔池的稀釋作用，實現熔池中化學成分的再優(yōu)化，即可以采用低強度合金鋼來實現模具鋼表面在一定厚度范圍內的高性能(高硬度)修復。通過熔化過程中的擴散作用，基體元素可以改變沉積層中微觀結構形態(tài)進而影響性能。由于材料成分、組織的差異性導致熔池中伴隨著的基體熔化對其沉積層材料的化學成分稀釋作用[13]，且在后續(xù)快速冷卻過程中會出現非平衡凝固下的組織轉變[14]，由此導致界面位置處可能出現復雜的組織轉變區(qū)域[15-16]，因而揭示界面組織/硬度演變對于異種材料修復具有重要的研究意義。

基于此，本工作選用316L不銹鋼作為沉積材料，該材料正常沉積態(tài)組織為奧氏體相，C元素含量極低，而需要修復的模具鋼材料中C元素含量要遠高于沉積材料，通過沉積過程中的稀釋作用，可以改變Fe-Cr-Ni合金中元素含量進而影響其組成相構成，同時改變硬度、耐磨性等特征。在與基體Fe,Cr,Ni等組成元素相類似的注塑模具鋼中，選擇了兩種常用的Cr系注塑模具(P20鋼和高Cr萊氏體鋼)作為對比。由于Fe-Cr-Ni系合金中基體相轉變與C,Cr,Ni等元素的含量及比例密切相關，沉積過程熔池中化學成分必然會在稀釋作用下受基體元素組成的影響；本工作研究兩種模具鋼在沉積過程中由于化學成分的差異性變化而導致的快速非平衡凝固過程基體相轉變及第二相形成差異性，分析了在兩種不同模具鋼表面沉積過程中，沉積層界面及非界面區(qū)組織和性能的演變機制，以得到不同成分的Cr系注塑模具鋼對其沉積質量性能影響的差異性，為后期模具鋼小厚度(1 mm以下)缺陷的異種材料修復提供相關理論指導。

1 實驗材料與方法

本實驗選取316L不銹鋼球形粉末作為沉積材料，粉末粒度范圍為150～300目；基體選用兩種不同化學成分的鍛造態(tài)模具鋼，其微觀組織形貌如圖1所示，圖1(a)為高Cr萊氏體鋼(基體1)，圖1(b)為P20鋼(基體2)。三種材料的化學成分如表1所示。

表1 三種材料的化學成分(質量分數/%)

圖1 兩種模具鋼基體的微觀組織

激光沉積系統(tǒng)由2 kW光纖激光器、6關節(jié)機器人、惰性氣氛保護裝置和高精度送粉系統(tǒng)組成。激光沉積成形的工藝參數：激光功率為2000 W，掃描速率為6 mm/s，送粉速率為8 g/min，成形過程在氬氣氣氛保護環(huán)境下進行(氧含量<60×10-6)，分別在兩種不同成分基材上進行沉積實驗，沉積過程中離焦量為40 mm，光斑尺寸直徑為3 mm，載氣流量為15 L/min，成形前基體表面采用240#砂紙打磨。沉積層厚度分別在500 μm和200 μm左右，該數值為成形單道次和多道次實驗的統(tǒng)計結果。在沉積層上切取制備金相試樣，首先用砂紙進行磨削，然后對試樣表面進行機械拋光，并利用王水溶液(V(HNO3)∶V(HCl)=1∶3)進行腐蝕。使用ZEISS Axio vert.A1光學顯微鏡和TESCAN MAIA3掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣的宏觀與微觀組織特征。采用SmartLab系列X射線衍射儀(XRD)對沉積層的組成相進行測試(測試平面垂直于沉積方向)，組織過渡區(qū)采用EPMA-1610型電子探針進行元素的成分分析。使用Leco AMH43全自動顯微硬度儀對試樣不同位置顯微硬度進行測量，載荷為1.96 N，保壓時間15 s。

2 結果與分析

2.1 宏觀形貌分析

圖2為相同的工藝參數條件下多道搭接沉積試樣截面的宏觀組織，其中圖2(a-2),(b-2)分別對應著圖2(a-1),(b-1)中方框位置處組織。316L不銹鋼在兩種鋼基體上均呈現良好結合狀態(tài)，沉積層組織呈現樹枝晶狀?；w1沉積層穩(wěn)定區(qū)域(deposition region,DR)與基體(substrate region,SR)之間存在明顯的過渡區(qū)域(transformation region,TR)，如圖2(a-2)中兩條虛線間區(qū)域所示；基體2沉積層宏觀上未發(fā)現明顯的過渡區(qū)域。圖3為界面位置附近主要元素的成分變化曲線，其中基體1沉積層區(qū)域發(fā)現了約200 μm的組織過渡區(qū)域，C,Cr元素成分介于基體與沉積層穩(wěn)定區(qū)域之間；而基體2沉積區(qū)域中Fe,Cr,C等元素經歷了極小寬度(<20 μm)的成分漸變。以上界面位置宏觀成分波動與圖2中組織分析相對應。其中圖3(a)中在過渡區(qū)局部位置處出現了C,Cr元素含量的升高，這與過渡區(qū)內存在碳化物聚集分布相關聯，Fe-Cr-Ni合金中碳化物形成位置處會出現C,Cr元素的成分富集[17]。

圖2 沉積層宏觀組織(1)與界面局部組織(2)

圖3 沉積界面位置處主要元素成分演變

2.2 微觀形貌差異性分析

圖4為基體1上沉積試樣界面位置處的整體區(qū)域組織形貌，組織過渡區(qū)(組織轉變區(qū))位于圖4(a)中兩條白色虛線之間的區(qū)域。從圖4(b)中可以看到A區(qū)域的組織呈枝晶狀，白色片狀共晶碳化物相分布于枝晶間(如圖4(f)所示)，未完全形成網狀。而沉積層組織在非過渡區(qū)也呈現枝晶狀，但是枝晶間不存在碳化物相。近基體位置處過渡區(qū)域組織較為復雜，發(fā)現了局部位置的共晶碳化物富集(如圖4(d),(e)所示)，截面最大長度達到20 μm。圖5為C區(qū)域主要元素的成分面掃描圖，可以看出強化相位置處，C,Cr元素富集，且基體元素Fe減少，因而推斷此處位置強化相為CrxCy相，根據文獻[18-19]中研究表明，高Cr鋼中的共晶碳化物相可能為M23C6或M7C3。碳化物強化相在近熔池底部(熔合線)呈現非均勻分布，且出現了聚集性長大，而過渡區(qū)遠離熔合線區(qū)域，組織呈現枝晶形態(tài)，碳化物相均勻分布于枝晶間。由于在過渡區(qū)局部存在碳化物富集，而導致圖3(a)中C,Cr等碳化物形成元素在局部位置出現了升高情況。

圖4 基體1沉積界面位置處微觀組織形貌

圖5 過渡區(qū)域與基體1界面的主要元素的成分面分布圖

圖6為基體2上沉積試樣界面位置處的微觀組織。在熔合線上部，直接以枝晶方式凝固，僅存在一個寬度小于20 μm的過渡區(qū)域，該區(qū)域組織仍呈現枝晶形態(tài)，且枝晶與沉積層底部連通。在枝晶內出現了彌散分布的顆粒狀碳化物(Fe3C)，該碳化物可能是從基體中引入，如圖6(b)局部區(qū)域放大所示(紅色圓圈處為白色第二相)。圖7為過渡區(qū)域與基體2界面的主要元素的成分面分布圖。通過圖7中Cr元素分析可見，界面位置處成分過渡區(qū)域寬度為5 μm左右，沉積區(qū)未出現Cr/Fe元素的明顯偏聚現象，這說明沉積層區(qū)并未存在明顯的第二相富集情況。

圖6 基體2沉積界面位置處微觀組織形貌

圖8為基體1和基體2上沉積層遠離界面位置處組織，可以看到兩種基體上沉積層組織均呈現樹枝晶形態(tài)。在基體2沉積區(qū)的枝晶內發(fā)現了板條馬氏體結構，如圖8(b-1),(b-2)中箭頭所指；在沉積過程中，由于基體與其沉積層材料的元素差異性，在成分稀釋作用下，會誘導熔池發(fā)生化學成分變化，進而出現組織的復雜轉變。圖9為兩種基體表面沉積層XRD圖譜。圖9中測試面為沉積層非轉變區(qū)域，可以看出基體1上沉積層組成相全部為γ-Fe奧氏體相，而基體2上沉積層主要為α-Fe馬氏體相以及少量的γ-Fe奧氏體相。在單個枝晶內板條馬氏體的取向趨于一致，馬氏體板條與原始奧氏體枝晶方向成一定角度，在Fe-Cr-Ni合金快速凝固過程中，液相先轉變?yōu)棣?Fe奧氏體相，之后γ-Fe奧氏體相在較高的冷卻速率下，形成α′馬氏體相。

圖8 沉積層下部組織形貌(1)和上部組織形貌(2)

圖9 兩種基體表面沉積層XRD圖譜

2.3 凝固過程組織轉變機理分析

圖10為在兩種基體上沉積過程界面熔凝機理圖，其中基體1有碳化物存在，即存在著C和Cr元素的微觀成分偏析，高Cr萊氏體鋼中初生碳化物相大部分為M7C3相[20]，其溶解的溫度較高(大于1200 ℃)且呈現較大塊狀分布，在快速熔化階段中屬于后溶解相，會造成熔池局部區(qū)域的微觀成分偏析，如圖10(a-1)所示，碳化物溶解后會造成局部位置處的C,Cr元素富集；同時近界面位置處溫度梯度大，元素的擴散不充分，在凝固階段中會出現非平衡凝固，當局部位置達到共晶相轉變條件時，則形成共晶碳化物相，且在該局部區(qū)域碳化物存在明顯長大趨勢，如圖10(b-1)所示。隨著凝固界面遠離熔池底部位置(熔合線)，溫度梯度降低(過冷度降低)，凝固過程成分偏析減弱，因而碳化物局部析出及長大趨勢降低且分布偏聚性減弱，以共晶相形式分布于枝晶間。而基體2在激光沉積過程中，相關元素未發(fā)生明顯的界面位置處微觀偏析，凝固組織從界面位置開始以枝晶方式生長，C元素從基體熔化后經歷充足的成分擴展。

圖10 基體1(1)與基體2(2)在激光沉積過程中的界面熔凝轉變機理

沉積層組織轉變與其化學成分構成密切相關，在沉積層的非界面區(qū)域存在著C元素升高，Ni/Cr元素降低的現象，這是由于基體的稀釋作用及熔池中的動態(tài)效應。Schaeffler相圖已經被廣泛地應用在激光沉積Fe-Cr-Ni合金微觀組成相分析[21-22]，根據相圖，Creq=Cr%+Mo%+1.5%Si+0.5%Nb(質量分數，下同)，而Nieq=Ni%+0.5%Mn +30%C。圖11為舍弗勒相圖。圖11中3個紅色點位置分別為根據合金成分確定的合金組織組成相在相圖中的位置，其中1#(DR)和2#(DR)分別表示在基體1和基體2沉積層非界面位置處等效成分在舍弗勒相圖中的位置。由于基體的稀釋作用，基體1中Cr含量(10.51%)高于基體2中Cr含量(1.77%)，基體1沉積層非轉變區(qū)位置與316L不銹鋼中Cr含量差距小，因而Creq移動范圍較小，雖然出現了Ni元素的稀釋而導致Nieq值降低，但是由于兩種基體中均存在C相的擴散，C元素對其提升效果要大于Ni元素，因而導致該位置處Nieq相比于316L不銹鋼得到增加。沉積層中遠離基體位置處的等效成分點分別移動到了兩個不同區(qū)域，整體上來看由于Cr,Ni的降低及C元素增加的差異性導致其最終組織出現在不同的區(qū)域，根據沉積層區(qū)域主要元素成分檢測結果，基體1上沉積試樣等效化學成分(Creq=14%，Nieq=21.7%)在A(奧氏體)區(qū)。而基體2上相對應的沉積層等效化學成分為Creq=10.05%,Nieq=11.24%，進入A+M區(qū)。基體1上沉積層區(qū)域由于Ni,C元素含量較高，實現了奧氏體相區(qū)擴大，導致其最終凝固組織為奧氏體相。

圖11 舍弗勒相圖

2.4 界面硬度演變規(guī)律分析

圖12為兩種基體至沉積層顯微硬度變化趨勢，其中SR,SR(HAZ),TR,DR分別表示基體非熱影響區(qū)，熱影響區(qū)，組織過渡區(qū)，沉積層非轉變區(qū)顯微硬度平均值，其中DR(B),DR(M),DR(T)分別表示非組織轉變區(qū)底部(近熔合線位置)，中間，頂部(近沉積層表面)位置，每個位置硬度測試3次后取平均值?；w1和基體2平均硬度分別為250HV0.2和289HV0.2，基體1熱影響區(qū)硬度微弱提升，而基體2熱影響區(qū)硬度有明顯提升，這與基體2的熱影響區(qū)經歷快速冷卻后組織的馬氏體化有關，如圖6(b)所示，熔合線下部分基體位置處為板條馬氏體，基體中組織為馬氏體時效態(tài)?；w2上沉積層硬度在500～575HV0.2之間，且沉積層區(qū)域靠近界面位置處DR(B)硬度較高，遠離界面位置處DR(M)和DR(T)硬度略有下降，對比圖8(b-1),(b-2)可以看出，沉積層組織中均有馬氏體相，但是圖8(b-1)中馬氏體化程度更高，而圖8(b-2)中部分位置未見馬氏體相，這也與XRD檢測結果相吻合；同時不同位置處組織大小尺度相差小。其馬氏體化程度差異性與熔池不同位置處凝固條件變化及熔池中復雜的成分變化相關聯?；w1沉積層界面區(qū)域硬度在425HV0.2左右，這是由于該位置處存在碳化物相強化而導致硬度提升，Fe-Cr-Ni合金中的碳化物相硬度值較高，從而使得該區(qū)域整體硬度提升；而遠離界面位置沉積層硬度值在300HV0.2(波動范圍295～325HV0.2)附近，略微大于316L沉積層的硬度(一般<250HV0.2)[23]，這是由于奧氏體中C元素含量較高，從而導致其硬度值得到一定提升。根據Michal等[24]的研究，316L不銹鋼的硬度隨著C含量提升得到明顯提高。同樣也發(fā)現隨著熔覆層遠離界面，溫度梯度降低從而導致組織差異性，產生硬度降低現象，圖12中藍色方框DR(M)硬度測試位置為圖8(a-2)位置處，DR(B)硬度測試位置則為圖8(a-1)位置；可以看到隨著遠離界面位置沉積層組織明顯粗化(枝晶間距變大)，因而導致DR(M)和DR(T)值低于DR(B)。在基體2上熔覆低硬度合金316L，在界面元素的擴散及成分稀釋作用下，可以實現熔覆表面的高硬度(硬度大于500HV0.2)，且硬度值遠大于模具鋼初始硬度。

圖12 基體1與基體2上沉積試樣不同位置處的顯微硬度

3 結論

(1)在兩種模具鋼表面沉積316L不銹鋼的過渡區(qū)組織、沉積層組織及硬度分布與基體中的化學成分及組成相分布密切相關。基體1沉積層近熔合線位置處出現了近200 μm厚度組織過渡區(qū)域，碳化物在過渡區(qū)經歷了先局部聚集性長大、之后枝晶間均勻分布等復雜變化；而基體2上組織過渡區(qū)厚度小于20 μm，過渡區(qū)組織以枝晶方式生長且與沉積層非過渡區(qū)連通，僅在枝晶內發(fā)現了彌散分布的顆粒狀碳化物。

(2)沉積層中遠離界面位置由于C元素擴散及Cr,Ni元素的稀釋導致其成分發(fā)生較大的差異，基體2上沉積層非過渡區(qū)組織主要由板條馬氏體構成，其硬度值范圍在500～575HV0.2之間，硬度值的波動與沉積層不同位置處的馬氏體化程度相關。而基體1上沉積層非過渡區(qū)幾乎所有組織為奧氏體相，其硬度值為295～325HV0.2，硬度差異性與組織粗化程度相關?；w1的組織過渡區(qū)內由于存在碳化物相，導致其硬度值在425HV0.2左右。