王金海，儀傳明，肖 罡，萬可謙，王文韞

(1.廣東漢邦激光科技有限公司，中山 528427；2.江西科駿實(shí)業(yè)有限公司，南昌 330100；3.湖南大學(xué)，汽車車身先進(jìn)設(shè)計(jì)制造國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410082)

0 引 言

模具對(duì)大批量生產(chǎn)的現(xiàn)代工業(yè)非常重要，隨著工業(yè)技術(shù)的發(fā)展，模具的設(shè)計(jì)和制備工藝也取得了快速發(fā)展[1-2]。傳統(tǒng)的機(jī)械加工和電火花加工等模具加工方法存在制造周期長、精度差以及難于進(jìn)行復(fù)雜制造等問題[3]，而且傳統(tǒng)方法加工的模具冷卻水路基本為直線型，存在冷卻不均勻、冷卻時(shí)間較長等問題，導(dǎo)致生產(chǎn)的產(chǎn)品出現(xiàn)翹曲變形等缺陷，因此已無法滿足現(xiàn)代工業(yè)的要求[4-5]。選區(qū)激光熔化(selective laser melting, SLM)技術(shù)是3D打印領(lǐng)域中最具發(fā)展?jié)摿Φ募夹g(shù)之一，該技術(shù)采用高能量激光束對(duì)粉末進(jìn)行逐層掃描，粉末受熱熔化凝固成形，可制造出形狀復(fù)雜的產(chǎn)品[6-8]。與傳統(tǒng)加工方法相比，SLM能制造出高精度、復(fù)雜隨形水路的模具型芯和型腔，極大縮短熔體充型時(shí)模具的冷卻時(shí)間和模具的制造周期。

18Ni300馬氏體時(shí)效鋼在增材制造注塑模具中的應(yīng)用十分廣泛，但其耐腐蝕性能一般，內(nèi)部的隨形水路容易生銹，導(dǎo)致模具的使用壽命降低[9]。316L不銹鋼具有良好的耐腐蝕性能，但抗拉強(qiáng)度和硬度較低，不太適合制造高強(qiáng)度模具[10]。S136馬氏體不銹鋼的鉻含量高，耐腐蝕性能和力學(xué)性能優(yōu)異，但是其含碳量較高，在SLM成形過程中會(huì)形成較大的內(nèi)應(yīng)力，易使成形零件開裂[11]。針對(duì)上述問題，研究者基于鐵基合金成分開發(fā)了12Cr9NiAlMo不銹鋼。該鋼屬于低碳馬氏體沉淀不銹鋼，化學(xué)成分中含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)約12%的鉻和9%的鎳，不僅具有良好的抗氧化和酸性氣體腐蝕能力，而且具有較好的力學(xué)性能，因此成為制造具有隨形水路金屬模具的候選材料之一[12]。伴隨定制化產(chǎn)品的市場(chǎng)需求及SLM技術(shù)的快速發(fā)展，急需探索適用于12Cr9NiAlMo模具鋼的SLM成形工藝，但是目前鮮見該鋼的SLM成形和熱處理工藝方面的報(bào)道。

為了實(shí)現(xiàn)12Cr9NiAlMo模具鋼的SLM成形工藝優(yōu)化以及成形件服役性能的提升，作者采用SLM工藝制備了12Cr9NiAlMo模具鋼試樣，通過正交試驗(yàn)研究了激光功率、掃描間距、掃描速度等工藝參數(shù)對(duì)成形試樣相對(duì)密度的影響規(guī)律，獲得最佳工藝參數(shù)，同時(shí)研究了900 ℃×1 h固溶處理+530 ℃×3 h時(shí)效處理后SLM成形試樣的顯微組織和力學(xué)性能。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)原料為旋轉(zhuǎn)電極生產(chǎn)的12Cr9NiAlMo模具鋼粉末，由西安歐中材料科技有限公司提供，化學(xué)成分如表1所示，粉末粒徑范圍為15～55 μm；該粉末的微觀形貌如圖1所示，可見粉末顆粒主要呈球形和近球形。采用HBD-280型金屬3D打印設(shè)備進(jìn)行選區(qū)激光熔化成形試驗(yàn)，設(shè)備內(nèi)置功率為500 W的光纖激光器，激光波長為1 070 nm，光斑直徑約為75 μm，打印過程充入體積分?jǐn)?shù)99.99%的高純氬氣進(jìn)行保護(hù)，打印室內(nèi)氧體積分?jǐn)?shù)低于1 000×10-6。成形過程中采用分區(qū)條形掃描策略，掃描路徑如圖2所示，逐層旋轉(zhuǎn)67°，固定鋪粉厚度50 μm。采用L9(33)正交試驗(yàn)方法研究激光功率、掃描速度和掃描間距對(duì)SLM成形試樣相對(duì)密度的影響，正交試驗(yàn)的因素和水平如表2所示，制備塊狀試樣的尺寸為10 mm×10 mm×10 mm，相對(duì)密度由阿基米德排水法測(cè)定。根據(jù)正交試驗(yàn)確定的最優(yōu)SLM成形工藝參數(shù)，采用相同的方法制備如圖3所示的棒狀拉伸試樣和V型缺口沖擊試樣。對(duì)成形試樣進(jìn)行熱處理，其工藝為900 ℃×1 h空冷的固溶處理+530 ℃×3 h隨爐冷卻的時(shí)效處理。

表1 12Cr9NiAlMo模具鋼的化學(xué)成分

圖1 12Cr9NiAlMo鋼粉末的微觀形貌Fig.1 Micromorphology of 12Cr9NiAlMo steel powder

表2 正交試驗(yàn)因素與水平

圖2 條形分區(qū)掃描策略示意Fig.2 Diagram of strip partition scanning strategy

圖3 拉伸試樣和沖擊試樣的尺寸Fig.3 Dimension of tensile sample (a) and impact sample (b)

圖4 不同能量密度下成形試樣中的典型缺陷Fig.4 Typical defects of formed samples under different energy densities

采用光學(xué)顯微鏡觀察成形試樣的表面形貌，采用TR200型表面粗糙度儀測(cè)成形試樣的表面粗糙度。對(duì)試樣進(jìn)行超聲波清洗、粗磨、拋光后，用CDM-806C型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察試樣缺陷形貌；再用1 g CuCl2+25 mL HCl+ 25 mL HNO3+150 mLH2O組成的混合溶液腐蝕約60 s后，用CDM-806C型光學(xué)顯微鏡和QUANTA 450型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察熱處理前后成形試樣的顯微組織。采用D/Max 2400型X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析，采用銅靶，Kα射線，功率為12 kW，掃描范圍為40°90°，掃描速率5(°)·min-1。采用DigiRock DR3型洛氏硬度計(jì)測(cè)試樣的硬度，載荷為1 470 N，保載時(shí)間為5 s。按照GB/T 228-2010，采用C51.105 型電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1。按照GB/T 229-2020，采用PTM2302-C1型夏比擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)，沖擊能量為300 J，沖擊速度為5 m·s-1。采用QUANTA 450型SEM和JEM-2100型透射電鏡(TEM)觀察斷口的微觀形貌，用附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 工藝參數(shù)優(yōu)化

由表3可知:SLM工藝參數(shù)對(duì)SLM成形12Cr9NiAlMo模具鋼相對(duì)密度的影響按由大到小的順序排列為激光功率、掃描間距、掃描速度;最優(yōu)工藝為A2B2C2，激光功率325 W、掃描速度1 000 mm·s-1、掃描間距0.1 mm。采用該最優(yōu)SLM工藝制備12Cr9NiAlMo模具鋼試樣，測(cè)得其相對(duì)密度為99.22%，高于表3中的9組正交試驗(yàn)結(jié)果，證明了正交試驗(yàn)的有效性。

表3 SLM工藝參數(shù)正交試驗(yàn)結(jié)果

由于在SLM過程中關(guān)鍵工藝參數(shù)會(huì)相互產(chǎn)生影響，因此采用激光體能量密度(簡(jiǎn)稱能量密度)進(jìn)一步分析相對(duì)密度的變化規(guī)律，能量密度E的表達(dá)式[13]為

(1)

式中：P為激光功率，W；δ為鋪粉厚度，μm；v為掃描速度，mm·s-1；S為掃描間距，mm。

由圖4可知，當(dāng)能量密度為47.43 J·mm-3時(shí)(激光功率300 W、掃描速率1 150 mm·s-1、掃描間距0.11 mm)，成形試樣內(nèi)部存在不規(guī)則的未熔合缺陷，最大缺陷尺寸為41 μm，這是由于此時(shí)能量密度太低，不足以將粉末完全熔化，形成的熔池尺寸小,溫度低，且熔體黏度和表面張力較大，熔池流動(dòng)性較差，不能充分鋪展，因此熔池之間搭接處出現(xiàn)未熔合缺陷[14]，且未熔合缺陷的尺寸較大。這使得成形試樣的相對(duì)密度顯著減小。隨著能量密度的增加，熔池溫度升高，液態(tài)金屬的流動(dòng)性提升，未熔合缺陷逐漸減少。當(dāng)能量密度達(dá)到65.00 J·mm-3(最優(yōu)工藝參數(shù))，成形試樣內(nèi)部僅存在少量由液態(tài)金屬氣化而產(chǎn)生的球形孔洞缺陷，缺陷尺寸較小，因此相對(duì)密度增大。當(dāng)能量密度增加至78.43 J·mm-3時(shí)(激光功率300 W、掃描速度850 mm·s-1、掃描間距0.09 mm)，由于熱量輸入過多，粉末熔化形成的熔池內(nèi)部對(duì)流劇烈，從而加劇液態(tài)金屬氣化進(jìn)而形成球形孔洞；由于激光能量呈高斯分布，受激光輻射的熔池內(nèi)部具有明顯的溫度差異，導(dǎo)致液相流動(dòng)并形成Marangoni效應(yīng)，增大了SLM過程中飛濺的產(chǎn)生，這些飛濺液滴在空氣中凝固成金屬小顆粒，有些顆粒落到已凝固的金屬表面，有些顆粒則落入到熔池內(nèi)，且伴隨熔池的冷卻凝固而被包裹在內(nèi)部，繼而產(chǎn)生球化現(xiàn)象[15]；這些球化顆粒會(huì)影響SLM過程中的鋪粉質(zhì)量，導(dǎo)致相對(duì)密度較低。

由圖5可知，當(dāng)能量密度為47.43 J·mm-3時(shí)，輸入的能量密度低，形成的液相金屬溫度低，黏度大[16]，流動(dòng)性差，使得熔道不連續(xù)，寬度不均勻，熔道間的搭接效果差，同時(shí)為維持液相金屬表面與周邊介質(zhì)表面組成的體系的自由能最小，在表面張力作用下，液相金屬向內(nèi)收攏形成球狀以達(dá)到平衡[17]，導(dǎo)致成形試樣表面存在大量細(xì)小的球形顆粒，從而增大表面粗糙度，此時(shí)表面粗糙度Ra為6.15 μm。當(dāng)能量密度為65.00 J·mm-3時(shí)，輸入的能量密度較適宜，凝固形成的表面熔道較均勻，表面粗糙度較小，Ra為5.51 μm。當(dāng)能量密度為78.43 J·mm-3時(shí)，輸入的能量密度過高，液相金屬的流動(dòng)性加劇，導(dǎo)致SLM過程中出現(xiàn)飛濺現(xiàn)象，造成表面形成較大的球形顆粒，同時(shí)能量過高還使得金屬粉末過熔，熔池中熔體的量較多，氧化程度較高，導(dǎo)致球化現(xiàn)象更明顯[18]，此時(shí)表面粗糙度較大，Ra為5.83 μm。

圖5 不同能量密度下成形試樣的表面形貌Fig.5 Surface morphology of formed samples under different energy densities

圖6 熱處理前后最優(yōu)SLM工藝成形試樣的OM形貌和SEM形貌Fig.6 OM morphology (a-b) and SEM morphology (c-d) of samples formed by optimal SLM process before (a, c) and after (b, d) heat treatment

2.2 熱處理對(duì)最優(yōu)工藝成形試樣顯微組織的影響

12Cr9NiAlMo鋼中的鉻質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為12%，依據(jù)Fe-Cr二元合金相圖[19]，在加熱與冷卻過程會(huì)出現(xiàn)奧氏體和鐵素體的相變過程以及奧氏體和馬氏體的相變過程。由圖6可知：未熱處理(熱處理前)最優(yōu)工藝成形試樣的熔道邊界清晰，熔道呈拋物狀層層重疊，主要組織為細(xì)小的層片狀馬氏體；熱處理后成形試樣的熔道邊界消失，組織為板條狀馬氏體，與未熱處理的試樣相比，此時(shí)馬氏體分布更加均勻，且在晶界處析出沉淀相顆粒。

由圖7可知，熱處理前后最優(yōu)SLM工藝成形試樣的組織主要為馬氏體和少量殘留奧氏體，且熱處理前成形試樣的奧氏體含量較高。SLM過程中極高的冷卻速率會(huì)抑制碳化物的產(chǎn)生，使得合金元素固溶于奧氏體中，從而提高奧氏體的穩(wěn)定性[20]，因此SLM成形試樣組織中存在更高含量的殘余奧氏體。固溶和時(shí)效熱處理促進(jìn)了奧氏體的轉(zhuǎn)變，使得成形試樣中形成大量的馬氏體組織。

圖7 熱處理前后最優(yōu)SLM工藝成形試樣的XRD譜Fig.7 XRD spectra of samples formed by optimal SLM process before and after heat treatment

2.3 熱處理對(duì)最優(yōu)工藝成形試樣力學(xué)性能的影響

未熱處理成形試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長率、硬度、沖擊吸收功分別為1 055 MPa，990 MPa，17.5%，34 HRC，80 J，熱處理后分別為1 710 MPa，1 580 MPa，10.5%，48 HRC，15 J。固溶和時(shí)效處理促進(jìn)了馬氏體的生成，且在晶界附近析出強(qiáng)化相顆粒，使得熱處理后成形試樣的強(qiáng)度和硬度升高，但斷后伸長率和沖擊吸收功降低。由圖8可知：未熱處理成形試樣的拉伸斷口中分布著大量不同尺寸的韌窩，呈現(xiàn)典型的韌性穿晶斷裂特征；熱處理成形試樣拉伸斷口中除了存在韌窩外，還呈現(xiàn)準(zhǔn)解理斷裂特征，斷裂形式為脆性和韌性混合斷裂，同時(shí)斷口中存在大量球形顆粒。該顆粒的主要成分為鋁、鎳、鉻和鐵元素，分析認(rèn)為該球形顆?？赡苁菬崽幚砗笪龀龅腘iAl相顆粒。通過TEM進(jìn)一步確定球形顆粒的主要成分為鋁、鎳、鉻和鐵元素，如圖9所示?？芍獰崽幚砗蟪尚卧嚇游龀龅那蛐晤w粒為NiAl相。FAKIC等[21]在Fe-Cr-Ni沉淀硬化鋼中發(fā)現(xiàn)了NiAl析出相的存在，研究[22-23]發(fā)現(xiàn)，SLM成形SS-CX合金可通過固溶時(shí)效析出的NiAl相進(jìn)行強(qiáng)化。NiAl相顆粒的析出可以阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高成形試樣的強(qiáng)度，但也在一定程度上增加了試樣脆性，導(dǎo)致斷后伸長率和沖擊吸收功降低[22]。由圖10可知：未熱處理成形試樣沖擊斷口表面分布著大量韌窩，屬于韌性斷裂；而熱處理后斷口表面分布著大量撕裂棱和裂紋以及少量韌窩，屬于混合斷裂機(jī)制。裂紋是在沖擊力作用下由位錯(cuò)形成的。裂紋的形成與擴(kuò)展及大量撕裂棱的形成均會(huì)消耗內(nèi)部能量，從而導(dǎo)致沖擊吸收功的降低[22]。

圖9 熱處理后最優(yōu)SLM工藝成形試樣拉伸斷口球形顆粒的TEM形貌及EDS譜Fig.9 TEM morphology (a) and EDS spectrum (b) of spherical particles at tensile fracture of sample formed by optimal SLM process after heat treatment

圖10 熱處理前后最優(yōu)SLM工藝成形試樣沖擊斷口的SEM形貌Fig.10 SEM morphology of impact fracture of samples formed by optimal SLM process before (a) and after (b) heat treatment

3 結(jié) 論

(1) 由正交試驗(yàn)分析得到，激光功率對(duì)SLM成形12Cr9NiAlMo模具鋼試樣相對(duì)密度的影響程度最大，其次為掃描間距，掃描速度的影響程度最小，最優(yōu)工藝參數(shù)為激光功率325 W、掃描間距0.10 mm、掃描速度1 000 mm·s-1，在此工藝條件下制備的試樣相對(duì)密度可達(dá)到99.22%，表面粗糙度Ra為5.51 μm。

(2) 最優(yōu)工藝成形試樣的顯微組織主要由馬氏體和殘余奧氏體組成，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后伸長率、硬度、沖擊吸收功分別為1 055 MPa，990 MPa，17.5%，34 HRC，80 J；經(jīng)過固溶時(shí)效處理后部分殘余奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，且組織中析出大量細(xì)小的NiAl強(qiáng)化相顆粒，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和硬度分別提高到1 710 MPa，1 580 MP，48 HRC，分別提高了62.1%,59.6%,41.2%，斷后伸長率和沖擊吸收功降低至10.5%和15 J,分別降低了40.0%,81.3%。

(3) 未熱處理最優(yōu)工藝成形試樣拉伸和沖擊斷口中存在大量韌窩，呈現(xiàn)典型的韌性斷裂特征，而固溶時(shí)效處理后的最優(yōu)成形試樣斷口中分布著少量韌窩和大量撕裂棱，呈現(xiàn)脆性和韌性混合斷裂特征。