張夢(mèng)醒, 馬黨參, 周 健, 遲宏宵, 王長(zhǎng)軍

(鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院, 北京 100081)

增材制造(Additive manufacturing, AM)技術(shù)是目前各國競(jìng)相研發(fā)的顛覆性前沿技術(shù),在世界范圍內(nèi)獲得廣泛關(guān)注與重視[1-3]。其中選區(qū)激光熔化技術(shù)(Selective laser melting, SLM)是一種新興的激光粉末床熔合AM工藝,具有研制周期短、材料利用率高、成型精度高等技術(shù)優(yōu)勢(shì),能夠直接快速地成形結(jié)構(gòu)復(fù)雜、形狀完整、功能齊全的零部件,在航空航天、模具、汽車以及醫(yī)療等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[4-5]。目前SLM技術(shù)已成為快速成型金屬模具領(lǐng)域的研究熱點(diǎn),其技術(shù)特點(diǎn)可以解決直線狀的注塑模具冷卻水道問題,生產(chǎn)隨注塑模具形狀變化的隨形冷卻水道,使得注塑制品得到均勻的冷卻,減少冷卻時(shí)間和制品變形,提高冷卻效率和產(chǎn)品質(zhì)量[6-8]。目前,國產(chǎn)商用SLM成形金屬模具材料較少,遠(yuǎn)遠(yuǎn)不能滿足現(xiàn)代模具生產(chǎn)領(lǐng)域的發(fā)展需求。

718HH塑料模具鋼屬于718系列模具鋼,其淬透性更好,蝕花性能更佳,拋光性能也更加優(yōu)異,是當(dāng)前汽車模具鋼行業(yè)的優(yōu)選鋼種,因此本文選取718HH塑料模具鋼粉末作為SLM成形的原材料,在前期研究基礎(chǔ)上探究不同的激光掃描速率對(duì)SLM成形718HH塑料模具鋼性能的影響規(guī)律,確定最佳的成形工藝參數(shù),為718系列模具鋼的SLM模具成形技術(shù)提供工藝基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

本文采用氣霧化法制備的718HH塑料模具鋼粉末為原材料,化學(xué)成分如表1所示,微觀形貌如圖1所示,粉末的平均粒徑為43.53 μm,呈球形或近球形。粉末的流動(dòng)性為18.44 s/50 g、松裝密度和振實(shí)密度分別為4.16和4.75 g/cm3。

表1 718HH塑料模具鋼粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

圖1 718HH模具鋼粉末顆粒的顯微形貌

1.2 試驗(yàn)條件及表征手段

SLM成形試驗(yàn)在國產(chǎn)DLM-280型金屬選擇性激光熔化3D打印機(jī)上進(jìn)行。該打印機(jī)鋪粉層厚0.025～0.1 mm可調(diào),掃描速率范圍為0～8500 mm/s,成形尺寸最大為280 mm×280 mm×300 mm。由一系列前期試驗(yàn)確定本次SLM成形采用的激光功率為255 W,掃描策略為旋轉(zhuǎn)角67°,鋪粉層厚為0.03 mm,掃描間距為0.1 mm,激光光斑直徑為φ0.10 mm,基板為316不銹鋼鋼板,保護(hù)氣氛為高純氬氣(99.999%)。試驗(yàn)采用6種掃描速率(800、900、950、980、1000及1100 mm/s)制備試樣,成形試樣尺寸為10 mm×10 mm×10 mm。試驗(yàn)前將20 kg 718HH鋼粉末置于80 ℃的烘箱內(nèi)烘干6 h,去除粉末中的水分,可在打印過程中增強(qiáng)粉末的流動(dòng)性,以提高鋪粉質(zhì)量。試驗(yàn)所得718HH塑料模具鋼SLM成形試樣表面光潔度良好,無明顯宏觀缺陷。

采用線切割分離成形試樣與基板,試樣的上表面和側(cè)表面經(jīng)磨平拋光后,采用倒置式光學(xué)顯微鏡(OM)進(jìn)行觀察,然后用5%硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕,使用OM和FEI Quanta 650FEG型掃描電鏡(SEM)觀察微觀組織。另對(duì)試樣側(cè)表面進(jìn)行磨平拋光后,采用EM500-2A型半自動(dòng)顯微維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)量,載荷為300 g,從試樣底端間距0.5 μm取10個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測(cè)量,取其平均值作為試樣的平均顯微硬度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 體激光能量密度

SLM成形過程中熔化金屬粉末的主要能量來源是高能量的激光[9]。而SLM成形工藝參數(shù)中的掃描速率、激光功率、鋪粉厚度、掃描間距等都將影響成形過程中試樣的成形質(zhì)量。體激光能量密度Ev為單位體積的激光能量,可以用來評(píng)估SLM成形過程中激光輸入到成形粉末層的能量,其計(jì)算公式為[10]:

(1)

式中:P為激光功率;S為掃描間距;V為掃描速率;T為鋪粉厚度。根據(jù)本次試驗(yàn)P=255 W、S=0.1 mm、T=0.03 mm,通過式(1)計(jì)算可得掃描速率為800、900、950、980、1000及1100 mm/s下的體積激光能量密度分別為106.25、94.44、89.47、86.73、85.00、77.27 J/mm3,可見隨著掃描速率的增大,試樣成形時(shí)的體能量密度依次降低。朱天云等[11]研究發(fā)現(xiàn),采用SLM成形時(shí),成形件的內(nèi)部質(zhì)量一般與成形時(shí)金屬粉末的熔化效果有關(guān),在所用金屬粉末的冶金性能范圍內(nèi),其他參數(shù)條件一定時(shí),激光掃描速率越小,熔融粉末的粘度越小,成形時(shí)熔融粉末的鋪展效果越好,成形軌跡之間的結(jié)合就越緊密,進(jìn)而使最終成形件的成形質(zhì)量越高,綜合性能越好。

2.2 SLM成形試樣表面形貌

圖2為不同掃描速率下718HH鋼SLM成形試樣上表面和側(cè)表面的拋光態(tài)形貌。通過對(duì)比6種不同掃描速率下的SLM成形件上表面孔洞最多的視場(chǎng)(見圖2(a1～f1))可以明顯看出,當(dāng)掃描速率較小(800和900 mm/s)時(shí),試樣表面幾乎沒有孔洞或孔洞尺寸較小,而當(dāng)掃描速率較大(950～1100 mm/s)時(shí),試樣表面孔洞數(shù)量變多且尺寸較大。高掃描速率下孔洞的形成主要是由于SLM逐層遞增的成形方式。在逐層成形過程中,球化效應(yīng)會(huì)阻礙打印層在上一成形層上的均勻沉積,在高掃描速率下,這種不均勻的粉末層會(huì)阻礙熔池前端及內(nèi)部的熔融體運(yùn)動(dòng),熔融體難以完全填充,從而導(dǎo)致層間孔隙。即隨著掃描速率的增加,熔化粉末的能量密度減小,粉末從完全熔化到未完全熔化,增加試樣內(nèi)部的缺陷,從而增加了成形件表面的孔洞率[12]。

由圖2(a2～f2)可以看出,除掃描速率為800 mm/s以外,在其他掃描速率下試樣的側(cè)表面邊界處均產(chǎn)生了不同程度的裂紋,且裂紋擴(kuò)展方向垂直于粉末成形時(shí)的沉積方向,說明SLM成形件側(cè)表面邊界處的裂紋擴(kuò)展具有明顯的取向性,且沿著熔融層擴(kuò)展[13]。718HH鋼SLM成形試樣的側(cè)表面裂紋一般起源于試樣邊緣,這是因?yàn)镾LM成形過程時(shí),熔池凝固過程中冷卻速度快,溫度梯度大,試樣內(nèi)存在很大的殘余應(yīng)力;而且成形件的側(cè)表面邊緣與基體粉末接觸多,會(huì)有未熔或半熔粉末黏附在表面(如圖3所示),導(dǎo)致溫度梯度更大且會(huì)使邊界形成缺口 (如圖2(b2)所示),使裂紋、孔洞等缺陷更易產(chǎn)生;另外,當(dāng)掃描速率增大時(shí),液相前沿的凝固速率增加,從而增大溫度梯度,因此在較高的掃描速率下SLM成形件的側(cè)表面均產(chǎn)生了不同程度的裂紋。

圖3 SLM成形試樣側(cè)表面拋光態(tài)的SEM照片(掃描速度900 mm/s)

2.3 顯微組織

圖4是不同掃描速率下SLM成形件側(cè)表面腐蝕后的光學(xué)顯微照片,顯示了典型熔池的形貌和分布。由圖4可見,6種掃描速率下,熔池之間的搭接連續(xù),熔池的大小隨掃描速率的增加而增大,而且隨著掃描速率的增加,表面出現(xiàn)不同程度的孔洞缺陷。當(dāng)掃描速率較低時(shí),熔池分布較為均勻,隨著掃描速率的增大,熔池分布的交錯(cuò)和亂序越來越明顯。這是因?yàn)殡S著掃描速率增大,激光能量密度減少,粉末獲得的能量不足,熔池內(nèi)會(huì)形成明顯的溫度梯度,從而引起表面張力梯度和由此產(chǎn)生的Marangoni對(duì)流,且這種對(duì)流往往會(huì)導(dǎo)致液體的不穩(wěn)定[14],由此造成了越來越明顯的結(jié)構(gòu)不均勻。

圖4 不同掃描速率下SLM成形試樣的側(cè)表面腐蝕后的形貌

不同掃描速率下 SLM 成形后的718HH鋼金相試樣的上表面組織如圖5所示,凝固組織主要為板條馬氏體。由圖5可以看出,隨著掃描速率的增加,馬氏體組織細(xì)化。當(dāng)掃描速率為950 mm/s時(shí),馬氏體組織最均勻。冷卻速度和粉末中的合金元素都影響著打印過程中的馬氏體相變。馬氏體相變開始于熔池冷卻速度大于馬氏體臨界冷卻速度到Ms點(diǎn)以下,隨著溫度降低,結(jié)束于Mf點(diǎn)。718HH鋼粉末中的Mn、Ni、Cr等合金元素可以穩(wěn)定過冷奧氏體,降低馬氏體臨界冷卻速度,促進(jìn)馬氏體相變。本質(zhì)上,激光掃描速率通過改變凝固速率和實(shí)際過冷度來影響相變。增大掃描速率,熔池內(nèi)液體前沿的凝固速率增加,從而增強(qiáng)熱過冷和動(dòng)力學(xué)過冷,顯著增加熔池的溫度梯度促進(jìn)馬氏體相變。因此718HH鋼粉末可以在SLM成形過程中熔池快速冷卻作用下,進(jìn)行馬氏體轉(zhuǎn)變[15]。

2.4 顯微硬度

圖6為不同掃描速率下SLM成形金相試樣的側(cè)表面沿成形方向的顯微硬度分布和平均顯微硬度。從圖6(a)可以看出,沿SLM成形方向各掃描速率下試樣的硬度分布均存在波動(dòng)。這可能是因?yàn)樵赟LM成形的過程中,液態(tài)熔池內(nèi)部具有復(fù)雜的冶金過程,不同區(qū)域具有差別較大的溫度梯度,從而得到不同飽和程度的馬氏體,因此熔池邊界和內(nèi)部具有不同的硬度值。從圖6(b)可以看出,718HH模具鋼成形件的平均顯微硬度隨著掃描速率的增加呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。SLM成形過程中,在快速冷卻凝固階段,熔池內(nèi)部的液相向固相轉(zhuǎn)變的過程中,由于快速冷卻凝固,會(huì)發(fā)生體積收縮以及馬氏體相變時(shí)的體積膨脹,導(dǎo)致組織中產(chǎn)生殘余應(yīng)力,兩者相比,馬氏體相變過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力更大。800 mm/s的掃描速率下,體能量密度最大,溫度梯度較小,殘余應(yīng)力較低,因此硬度相對(duì)較低[16],隨著掃描速率增加,溫度梯度變大,殘余應(yīng)力隨之增加,一般SLM成形件中合理水平的殘余應(yīng)力可以提高硬度[17],同時(shí)組織的細(xì)化也可以提高硬度值。因此當(dāng)掃描速率為980 mm/s時(shí),成形件的硬度值最大,但當(dāng)掃描速率進(jìn)一步提高時(shí),能量密度減低,成形件內(nèi)部會(huì)形成孔洞和裂紋,降低成形質(zhì)量進(jìn)而導(dǎo)致硬度降低。因此,在晶粒尺寸、殘余應(yīng)力和孔洞裂紋等缺陷的綜合影響下,打印件的平均顯微硬度隨著掃描速率的增加呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。

圖6 不同掃描速率下SLM成形試樣的側(cè)表面顯微硬度

3 結(jié)論

1) 隨著掃描速率的增大,SLM成形718HH塑料模具鋼的上表面孔洞越來越多,且側(cè)表面邊界會(huì)產(chǎn)生不同程度的裂紋。當(dāng)掃描速率為800 mm/s時(shí),打印件的上表面和側(cè)表面質(zhì)量最好,幾乎沒有孔洞和裂紋產(chǎn)生,組織致密,具有良好的顯微硬度,適用于SLM成形。

2) SLM成形718HH塑料模具鋼的側(cè)表面腐蝕后,可見明顯的熔池分布。熔池的大小隨掃描速率的增加而增大,且隨著掃描速率的增大,熔池分布的交錯(cuò)和亂序越來越明顯。打印件的組織主要為馬氏體。

3) SLM成形718HH塑料模具鋼具有較高的顯微硬度。在晶粒尺寸、殘余應(yīng)力和孔洞裂紋等缺陷的綜合影響下,打印件的平均顯微硬度隨著掃描速率的增加呈現(xiàn)先增大后降低的趨勢(shì)。