1 引言

激光增材制造(LAM)技术是一种先对计算机辅助设计(CAD)数字模型进行离散处理,再采用高能激光束逐层熔化材料粉末或线材,直接制造出零件的快速成形技术^[1-3]。以粉末床为主要技术特征的选区激光熔化(SLM)技术是现今最受关注并且发展得最为迅速的LAM技术^[4-5]。SLM技术可高精度地成形钛合金^[4,6-7]、铝合金^[8]、高温合金^[9]、不锈钢^[10-12]等多种材质的构件,且对形状极复杂的构件的成形具有明显优势。

SLM成形构件的性能决定于其显微组织,而 显微组织又与金属粉末在激光束作用下的热过程密切相关。在激光成形过程中,熔池和热影响区的冷却速度极高(可达10²~10⁶ K/s),从而导致金属的凝固和固态相变严重偏离平衡状态,这会带来两方面的结果:一方面会细化晶粒及晶内的亚结构,改善成形构件的性能;另一方面易形成对性能不利的孔洞、夹杂等缺陷。为了获得理想的性能,通常需要针对不同的材料优化激光工艺参数(激光功率、扫描速度、扫描策略等)。Gong等^[13]研究了扫描速度对SLM成形Ti6Al4V构件孔隙率及力学性能的影响,结果发现:扫描速度过快或过慢都会导致孔隙率增大;当孔隙率低于1%时,少量细小的孔洞几乎不影响材料的强塑性;当孔隙率超过5%时,材料的强塑性明显降低。Moussaoui等^[14]对Inconel 718高温合金SLM成形构件的微观组织进行研究后发现,随着激光能量输入增加,熔池内的柱状晶变得更细长,孔洞缺陷减少,其中的球形孔洞主要分布于熔池内,未熔合孔洞主要分布于熔池边界和搭接区。Guan等^[15]研究了扫描策略对304L不锈钢SLM成形构件拉伸性能的影响,结果发现,层间旋转角度从90°变为105°不仅可以减少相邻熔道之间形成的孔洞缺陷,而且可以避免晶粒的单向生长,实现微结构的各向同性,使成形构件的拉伸性能明显提高。

相对而言,钛合金和高温合金构件的SLM成形研究得较早,发展得较成熟,已有相关SLM构件在生物医疗^[16]和航空航天^[4]等领域获得了应用。而对于国民经济中常用的合金钢的SLM研究则起步较晚。目前,人们仅对少量合金钢进行了相关研究,如H13模具钢^[17]、AISI4340高强钢^[18]、24CrNiMo合金钢^[19-20]等。合金钢成分多样、相变复杂,致使成形构件易出现组织可控性差、缺陷多等问题,影响构件力学性能的稳定性^[21-24]。因此,有关SLM技术特性与合金钢组织演化及其力学性能之间的关系仍需进行深入的系统研究。

本文主要针对24CrNiMo合金钢进行SLM成形研究。24CrNiMo合金钢具有良好的淬透性和优异的强塑性,是制造高速列车制动盘的重要材料。制动盘通常具有复杂的散热筋结构,以降低制动时的高温造成的损伤失效,从而导致其制造难度极大。目前,高速列车制动盘主要采用铸造和锻造两种方法成形。前者应用较广,但其对补缩和缩孔、缩松消除技术的要求较高,因此良品率较低^[25-27];后者则工艺更为复杂,国外仅少数国家拥有核心技术,而国内的研究相对比较落后,虽然有试制工作,但仍未实现批量生产^[28]。SLM技术作为一种高精度、一体化成形复杂零件的增材制造技术,在制动盘件的制造上具有明显优势,而且,其快速凝固过程对组织的细化作用也有助于改善成形件的性能。随着SLM技术的发展,近几年已有部分研究者将其应用于24CrNiMo合金钢件的成形:Wei等^[19]利用高功率SLM技术制备了24CrNiMo合金钢件,研究了其显微组织演化及缺陷形成机制;袁梅彦等^[20]采用点扫式选区激光熔化技术成形了24CrNiMo合金钢,研究了点距对成形合金钢致密度的影响。本文采用一种较低功率的连续扫描SLM技术成形24CrNiMo合金钢,此方法获得的熔池体积小,冷却速度快,且前熔覆层受到的后续熔覆层的热影响较小,显微组织相对更易控制;另外,成形件的尺寸精度更高。本文研究了激光工艺参数对成形合金钢微观组织结构及力学性能的影响,并将其与铸态合金钢进行了对比,以期拓展SLM技术在复杂合金钢构件上的应用。

2 试验方法

用于SLM成形的合金钢粉末为采用气雾化法制备的商用24CrNiMo,其化学成分见表1。图1给出了该粉末颗粒的表面形貌和尺寸分布。由图1可以看出,粉末颗粒呈球形,表面无明显缺陷,平均粒径为43.3 μm。

采用德国EOS M 290型金属成形系统在一块304不锈钢基板上进行合金钢粉末的SLM成形,基板预热至80 ℃。激光成形工艺参数如下:激光功率(P)为200~320 W,扫描速度(v)为750~1250 mm/s,光斑直径为75 μm,铺粉厚度为40 μm。成形过程在氩气气氛中进行,成形室内氧的体积分数为0.05%。图2为单层扫描策略示意图。将每个单层分割为宽10 mm的条状区域,激光束依次在每个条状区域内往复扫描,扫描方向垂直于条状分区的长度方向,扫描间距为110 μm。新一层成形时,扫描路径转动67°,如此重复。分别成形10 mm×10mm×10 mm和100 mm×30 mm×30 mm两种尺寸的样品,前者用于组织结构、致密度及硬度分析,后者用于拉伸性能测试。SLM成形合金钢件的化学成分与合金钢粉末一致,如表1所示。

另外制备了24CrNiMo钢铸件(成分见表1),用于进行对比试验。

图 1. 24CrNiMo合金钢粉末的形貌和粒度分布。(a)形貌;(b)粒度分布

Fig. 1. Morphology and particle size distribution of 24CrNiMo alloy steel powder. (a) Morphology; (b) particle size distribution

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图 2. SLM工艺扫描策略示意图

Fig. 2. Schematic of scanning strategy of SLM forming

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选择成形合金钢的XOZ面进行研磨、抛光,之后再进行刻蚀,以观察其显微组织。刻蚀采用以下两种方式:1)用4%硝酸酒精溶液(溶液中硝酸的体积分数为4%)腐蚀10 s;2)先用4%硝酸酒精溶液预腐蚀5~10 s,然后用酒精清洗,干燥后再在Lepera试剂 (40 g/L苦味酸乙醇溶液与10 g/L偏重亚硫酸钠水溶液以1∶1体积比进行混合) 中浸泡20 s。铸态试样经研磨、抛光后采用上述方式1)进行刻蚀。

用Axio Observer. Zlm光学显微镜(OM)和Philips XL-30FEG扫描电子显微镜(SEM)观察、分析SLM成形合金钢及铸态合金钢的显微组织。由于耐蚀性的差异,不同的组织经Lepera溶液刻蚀后会在OM下呈现出不同的色彩,其中:奥氏体中的合金元素含量越高,耐蚀性越好,呈现为白亮色;马氏体由奥氏体快速转变而来,合金元素的固溶度高,刻蚀后仍呈现白亮色;马氏体经回火后因析出碳化物增加了界面数量,使得刻蚀后的颜色变暗,且随回火程度增加由浅黄色向深褐色转变^[29]。

采用Rigaku DMAX/2400型X射线衍射仪(XRD)分析合金钢的相组成,选用铜靶,扫描角度为40°~100°,扫描速度为1 (°)/min。采用直接对比法计算残余奥氏体的含量^[30],计算公式为

Cγ%=1001+RγRα×IαIγ,(1)

式中:R_α和R_γ分别为α-Fe和γ-Fe两相的强度因子;I_α和I_γ分别为α-Fe和γ-Fe两相衍射峰的积分强度,其中α-Fe选取(200)和(211)衍射峰,γ-Fe选取(200)、(220)和(311)衍射峰,计算结果取平均值。

采用JEOL JEM 2010F型透射电子显微镜(TEM)观察SLM成形合金钢的显微结构并进行选区电子衍射分析(SAED)。TEM样品的制备方法为:选择SLM成形合金钢的XOZ面,对其进行研磨抛光后,先使用4%硝酸酒精腐蚀5 s,再采用聚焦离子束(FIB)在样品的不同区域切取TEM样品。

采用阿基米德排水法测试成形合金钢的密度,通过与铸件进行对比获得SLM成形合金钢的致密度。测试样品的尺寸为10 mm×10 mm×10 mm,6个面均研磨至镜面效果。

采用HV-1000型显微硬度仪分析成形合金钢的硬度,加载载荷为0.98 N,加载时间为10 s,每个样品测试10个点后取平均值。沿成形合金钢的XOY面切取尺寸如图3所示的拉伸试样,然后用INSTRON 5982电子万能试验机测试试样的室温拉伸性能,应变率为10^-3 s^-1。

图 3. 拉伸试样的尺寸

Fig. 3. Size of tensile specimen

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3 试验结果及讨论

3.1 SLM成形合金钢的显微组织和结构

图4给出了铸态合金钢和SLM成形合金钢(P=320 W,v=950 mm/s)的XRD图谱。铸态24CrNiMo合金钢的XRD谱中主要存在体心立方(BCC)结构铁(α-Fe)的衍射峰,结合金相分析可知,该组织为针状回火索氏体,见图5(a)给出的OM形貌。而成形合金钢的XRD图谱中不仅有α-Fe的衍射峰,还有微弱的面心立方(FCC)结构铁(γ-Fe)的衍射峰。在SLM成形过程中,熔池的冷却速度极快,合金钢极易形成马氏体组织,而后续熔覆层的再加热作用会使得该马氏体发生一定程度的回火,因此,BCC结构铁应为回火马氏体,FCC结构铁应为未来得及转变的残余奥氏体。

图 4. SLM成形合金钢与铸态合金钢的XRD图谱(P=320 W, v=950 mm/s)

Fig. 4. XRD patterns of SLM-formed alloy steel and as-cast alloy steel (P=320 W, v=950 mm/s)

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为确定SLM成形合金钢的显微组织特征,进一步用Lepera溶液对其进行刻蚀,结果如图5(b)、(c)所示。SLM成形合金钢包含数个熔覆层,每个熔覆层由多个熔道组成,如图5(b)所示。放大后可以发现,其显微组织较铸态合金钢更细小,且可以分成两个典型区域:熔池区和熔覆层之间的过渡区,如图5(c)所示。其中:熔池区呈现浅褐色,为回火马氏体组织;过渡区为亚表层被重新加热形成的热影响区。靠近新熔覆层底部的区域受到的热影响最明显,其内部出现了白亮色的岛状组织(其相组成和成因将在后面详细阐述);远离新熔覆层底部的区域受到的热影响减弱,显微组织的颜色由深褐色逐渐转变为褐色,即马氏体的回火程度逐渐减弱。

图 5. 合金钢的OM组织。(a)铸态合金钢(硝酸酒精溶液腐蚀);(b)(c) SLM成形合金钢的XOZ截面组织及其局部放大形貌(腐蚀剂为4%硝酸酒精溶液和Lepera溶液,P=320 W, v=950 mm/s)

Fig. 5. OM morphology of alloy steel. (a) As-cast alloy steel(etched by 4% nital); (b)(c) XOZ cross-sections of SLM-formed alloy steel (etched by 4% nital and Lepera solution, P=320 W, v=950 mm/s)

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熔池区的回火马氏体极其细小,在OM下较难分辨其细微结构及析出的碳化物,为此采用TEM对该区域进行观察,结果如图6(a)~(c)所示。由图6(a)所示的明场像可以看出,马氏体板条的平均宽度为50 nm。在图6(b)所示的暗场像中可以观察到马氏体板条间出现的棒状或颗粒状析出相,经选区电子衍射(SAED)分析可以确定该析出相为θ-Fe₃C碳化物,且碳化物和马氏体基体满足( 1-03)θ‖( 1-0 1-)∂及[311]θ‖[ 1-11]∂的取向关系。图6(d)为热影响区的TEM明场像,可以发现,该区域中马氏体板条明显宽化,平均宽度达到200 nm。由图6(e)、(f)所示的SLM成形合金钢热影响区的暗场像和选区电子衍射结果可知,马氏体板条间形成了块状奥氏体,即OM像中的白亮色岛状组织,其与马氏体满足K-S关系(即(0 1-1)∂‖( 1-11)γ,[ 1-1-1-]∂‖[101]γ)与N-W关系(即(011)∂‖( 1-11)γ,[ 1-00]∂‖[101]γ)。另外,热影响区没有明显的碳化物析出。奥氏体主要在热影响区形成的原因为:当高能激光束对粉末床进行扫描时,会形成凹陷的熔池,温度最高的区域为凹陷熔池的底部^[31],使得下方最邻近熔覆层中的马氏体(热影响区)被加热到奥氏体化温度以上,并开始向奥氏体转变。奥氏体优先在晶界和马氏体板条边界等区域的富碳位置形核和生长,同时周围马氏体中的碳元素向奥氏体内扩散,使奥氏体的稳定性提高,奥氏体可保留至室温^[32]。由于高能激光束的快速移动,热影响区的奥氏体化时间很短,因此仅生成少量奥氏体。另外,热影响区中的马氏体板条发生回复后变宽,且马氏体中的碳元素扩散进入奥氏体,导致马氏体中的碳含量降低,故而热影响区中析出的碳化物明显减少。在远离新熔池的区域,温度逐渐降低,当低于奥氏体化温度时,不能发生上述转变。

图 6. SLM成形合金钢熔池区和热影响区的TEM像(成形参数:P=320 W,v=950 mm/s)。(a)~(c)熔池区;(d)~(f)热影响区

Fig. 6. TEM images of molten pool zone and heat affected zone of SLM-formed alloy steel (forming parameters: P=320 W, v=950 mm/s). (a)--(c) Molten pool; (d)--(f) heat affected zone

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3.2 激光工艺参数对显微组织的影响

图7给出了不同激光功率和扫描速度下SLM成形合金钢横截面的OM像。在200 W、1250 mm/s条件下,熔道呈液滴状,如图7(a)所示。随着扫描速度降低,熔道宽度增大,深度增加,熔覆层的平坦程度增大,如图7(b)、(c)所示。激光功率对熔覆层形貌的影响与扫描速度的影响类似,增大激光功率同样可使熔道变宽、加深,如图7(c)、(f)所示。在320 W、750 mm/s条件下,如图7(f)所示,激光能量的输入最大,熔覆层厚度达到最大,且熔覆层最为平坦。在本研究中,起始熔覆层的扫描路径平行于X轴,之后每一层的激光扫描路径旋转67°,熔覆第四层时激光扫描路径共旋转201°,其角度几乎与X轴平行。因此,每隔两层就可以观察到一层较平直且内部无热影响区的熔覆层,如图7(c)中的第n层和第n+3层。

图8给出了典型激光工艺参数下成形合金钢熔池区及热影响区显微组织的高倍SEM像。随激光功率增大或扫描速度降低,激光在单位面积上及单位时间内输入的能量增加,导致熔池温度升高,这不仅增大了对已成形部分的热作用,导致熔池区马氏体的回火程度增加,马氏体板条宽化,还使得热影响区的奥氏体化温度升高,奥氏体化时间延长,从而导致该区域的马氏体板条宽化及奥氏体含量增多。另外,热影响区的厚度也随激光输入能量的增加而增大。结合OM和SEM结果可知,在200 W、1250 mm/s条件下,热影响区的厚度约为9 μm;在320 W、950 mm/s条件下,该区厚度增大至约12 μm;在320 W、750 mm/s条件下,厚度增大至约16 μm。激光输入能量增加使得熔覆层厚度增大,因此热影响区所占比例降低,残余奥氏体含量减少。如,在激光功率为320 W的条件下,残余奥氏体的面积分数由950 mm/s时的5.5%降低到750 mm/s时的3.0%。

图 7. 不同激光工艺参数下SLM成形合金钢XOZ截面的OM像(腐蚀剂为4%硝酸酒精溶液)

Fig. 7. OM images of XOZ cross-section of SLM-formed alloy steel with different laser parameters (etched by 4% nital)

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图 8. 不同激光工艺参数条件下SLM成形合金钢XOZ截面的SEM像(腐蚀剂为4%硝酸酒精溶液)

Fig. 8. SEM images of XOZ cross-section of SLM-formed alloy steel with different laser parameters (etched by 4% nital)

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由图7还可以发现,SLM成形合金钢内部出现了孔洞(图中白色虚线圆圈标注区域),孔洞直径从几微米到几十微米不等。其中,大尺寸孔洞呈不规则形状,主要形成于熔道间搭接区的底部,部分孔洞中存在球形颗粒,如图7(a)中的高倍SEM插图所示,这些孔洞主要为未熔合孔洞。小尺寸孔洞呈圆形,主要出现在熔覆层内部,如图7(e)中高倍SEM插图所示。在相同的激光功率下,随激光扫描速度降低,孔洞数量逐渐减少;在相同的激光扫描速度下,随着激光功率增大,孔洞数量同样减少。孔洞会直接影响合金钢的致密度。图9总结了SLM成形合金钢致密度随激光功率和扫描速度的变化:在200 W、1250 mm/s条件下,合金钢的致密度最低,仅为95.4%;当激光功率增大至320 W且扫描速度降低至750 mm/s时,合金钢的致密度最高,为99.93%。成形合金钢致密度随激光工艺参数的变化与图7中孔洞的观测结果一致,即:提高激光功率或降低激光扫描速度均可改善成形合金钢的致密度。

上述SLM成形合金钢显微组织随激光工艺参数的演化可进一步由图10所示的示意图进行描述。在SLM过程中,每一层的成形实质上是对预置粉末层进行逐道熔覆的过程。熔道侧面由于温度最低而易产生粉末烧结特征,存在较大的起伏和孔洞,这些缺陷一般可以通过后续熔道的搭接而被消除。当激光输入能量较低时,如图10(a)所示,一方面,熔池的体积小,相同扫描间距条件下的搭接面积也较小,导致搭接区底部的烧结颗粒不能熔化;另一方面,熔池温度低,熔融合金钢的黏度大,不能较好地流入烧结部分填充其内部孔洞^[33]。因此,多数未熔合孔洞形成于搭接区底部。另外,较小的熔池导致熔道边界曲率较大,多个熔道连接在一起就会形成起伏明显的波浪形热影响区,并导致不易观察到平行于X轴的连续熔覆层(layer n)。增大激光输入能量后,如图10(b)所示,熔池体积增大,熔道间搭接区变宽,同时熔池温度升高,熔融合金钢的流动性增强,因此搭接区未熔合的孔洞得以消除。同时,熔道边界的曲率变小,熔覆层中多个熔道连接而形成的热影响区的起伏减小。增大激光输入能量后,虽然未熔合孔洞基本消失,但熔覆层内部仍存在少量细小的圆形孔洞,如图7(e)中高倍SEM插图所示,这主要是由于熔池内的保护气体或粉末熔化时产生的蒸气在快速凝固条件下来不及逸出而被封存在熔覆层内部所致^[14]。

图 9. 不同工艺参数下SLM成形合金钢的致密度

Fig. 9. Relative density of SLM-formed alloy steel with different laser parameters

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图 10. SLM成形合金钢XOZ面形貌随激光工艺参数演化的示意图。(a)激光输入能量较低时;(b)激光输入能量较高时

Fig. 10. Schematics of XOZ cross-section morphology evolution of SLM-formed alloy steel with different parameters. (a) Low energy input; (b) high energy input

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3.3 SLM成形合金钢的力学性能

熔池区和热影响区是SLM成形合金钢显微组织中的两个典型区域,且其形貌会随激光功率和激光扫描速度而发生变化,为此分别对这两个区域进行显微硬度分析,结果如图11所示。可以发现:在相同的激光工艺条件下,熔池区的显微硬度明显高于热影响区;随着激光功率增大或扫描速度降低,熔池区和热影响区的显微硬度均逐渐降低。如前所述,熔池区内的组织主要为细小的回火马氏体,其内部大量的界面以及析出的细小碳化物起到了界面强化和弥散强化作用,而热影响区内为板条明显宽化的回火马氏体以及残余奥氏体,因此,熔池区的显微硬度更高。随激光功率增大或扫描速度降低,熔池温度升高,增强了对邻近已成形部分的热作用,导致熔池区马氏体的回火程度增加,同时提高了热影响区的奥氏体化温度,冷却后得到的残余奥氏体增多,马氏体板条加宽。因此,这两个区域的显微硬度均逐渐降低。铸态合金钢的显微硬度为388.7 HV,接近于成形合金钢件热影响区的显微硬度,但远低于熔池区的显微硬度。

为研究激光工艺参数对成形合金钢拉伸性能的影响,本文选取了三个典型样品:样品1#,激光成形参数P=200 W,v=950 mm/s,其致密度较低,为98.32%;样品2#,激光成形参数P=320 W,v=950 mm/s,致密度为99.83%;样品3#,激光成形参数P=320 W,v=750 mm/s,其致密度较高,为99.93%。样品2#和样品3#的致密度接近,但它们的熔覆层形态明显不同,如图7(e)、(f)所示。具体的拉伸实验结果如图12和表2所示,其中,铸态合金钢进行了相同的测试以作对比研究。随着激光对熔池输入能量的增大(提高激光功率或降低激光扫描速度),成形合金钢的抗拉强度和屈服强度逐渐降低,但均高于铸态合金钢。对于致密度较低的样品1#,其内部存在明显的孔洞,如图7(b)所示,致使拉伸时因孔洞处应力集中而过早地形成裂纹,加速断裂,因此其延伸率仅为7.7%;当致密度提高至99.8%以上(样品2#和3#)时,合金钢的延伸率得以明显改善(16.2%和15.1%),已与铸态合金钢的相当。可见,在合适的激光成形参数下,SLM成形24CrNiMo合金钢的综合力学性能明显优于铸态合金钢。

图 11. 不同激光工艺参数下SLM成形合金钢XOZ截面上熔池区和热影响区的显微硬度

Fig. 11. Microhardness of molten pool zone and heat affected zone in XOZ cross-sections of SLM-formed alloy steel with different laser parameters

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图 12. SLM成形合金钢与铸态合金钢的拉伸曲线

Fig. 12. Tensile curves of SLM-formed alloy steel and as-cast alloy steel

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熔池区内高硬度的细小回火马氏体是SLM成形24CrNiMo合金钢具有高强度的决定性因素。细小回火马氏体中大量的界面在拉伸变形过程中将强烈阻碍位错运动,因此,成形合金钢的强度较铸态合金钢明显提高。随着激光输入能量的降低,合金钢的屈服强度由1141 MPa增大至1292 MPa,抗拉强度由1315 MPa增加至1426 MPa。对于样品1#,其成形时的激光输入能量较低,熔池的冷却速度快,得到了更细小的马氏体板条;同时,新熔池对已凝固组织的热影响程度较弱,致使残余奥氏体量较少,且马氏体回火程度也降低,此时获得的显微组织的强度最高,从而导致拉伸时微裂纹扩展所需的临界应力增大,所以样品的强度较高。但样品1#的致密度相对于样品2#、3#来说较低,随着拉伸时载荷的增大,由孔洞缺陷导致的大量裂纹源同时启动,致使样品1#快速断裂。

随着激光输入能量的增大,样品2#、3#的致密度提高,其延展性得以明显改善,且强度降低得不大。这主要归因于成形合金钢中含回火马氏体和残余奥氏体的层状复合组织。熔池区的回火马氏体强度高,变形能力较弱,在高应力状态下极易萌生裂纹,而对于热影响区中FCC结构的残余奥氏体来说,其滑移系远多于BCC结构的马氏体,可以容纳大量位错,具有较高的塑性变形能力^[34],使裂纹扩展受阻,所以回火马氏体中产生的裂纹不易穿过热影响区与相邻熔覆层中回火马氏体产生的裂纹相连,从而显著降低了熔覆层之间的裂纹扩展速率,保证了良好的塑性。与样品2#相比,样品3#的强度有所提高,但延伸率降低,主要原因是随着激光扫描速度降低(激光输入能量增大),熔覆层厚度由50 μm左右增加到100 μm以上,如图7(e)、(f)所示,较厚的熔覆层导致其不同部位受新熔覆层热效应的影响程度不同,顶部受到的热影响明显,马氏体的回火程度较高,而底部所受影响较弱,马氏体较细小,从而使得熔覆层内的组织不均匀,熔池底部强度很高的细小回火马氏体与强度明显降低的热影响区组织之间的变形协调性较差,极易萌生裂纹,导致延伸率降低。同时,残余奥氏体减少也是合金钢塑性降低的原因之一。

图13为SLM成形合金钢与铸态合金钢拉伸断口的典型形貌,可以发现,所有拉伸试样均出现了颈缩,且断口均包括纤维区、放射区和剪切唇区。样品2#拉伸断口上的颈缩和拔出现象更明显,纤维区和剪切唇的面积最大,放射区面积较小。观察样品2#纤维区的高倍像可以看到大量的等轴韧窝,该样品的拉伸断口呈典型的韧性断裂,韧窝深度较大,表明其具有较好的塑性变形能力。韧窝尺寸大小不一主要是由熔覆层组织的不均匀导致的。相比之下,样品3#拉伸断口上纤维区和剪切唇的面积较小,放射区面积较大,纤维区出现了等轴韧窝、准解理面和撕裂韧窝等断裂特征,断口表现为韧性断裂和准解理断裂的混合断裂模式,且韧窝深度相对于样品2#较浅,说明样品3#的塑性相对较差,这是由其熔覆层组织的不均匀性加剧及残余奥氏体减少导致的。图13(c)为铸态合金钢的断口形貌,在其纤维区,剪切唇的面积相对较小,放射区面积较大,纤维区由准解理面、撕裂棱和少量韧窝组成,为准解理断裂特征形貌;较粗大的铸态组织是其强塑性较低的主要原因。

图 13. SLM成形合金钢与铸态合金钢的拉伸断口形貌。(a)样品2#;(b)样品3#;(c)铸态合金钢

Fig. 13. Tensile fractures of SLM-formed alloy steel and as-cast alloy steel. (a) Sample 2#; (b) sample 3#; (c) as-cast alloy steel

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4 结论

本文研究了200~320 W激光功率、750~1250 mm/s激光扫描速度条件下,SLM成形24CrNiMo合金钢的组织结构演化及力学性能,得到的主要结论如下:

SLM成形合金钢的熔覆层由熔池区和热影响区组成,微观组织为回火马氏体和少量残余奥氏体,其中后者主要分布于热影响区内。

随着激光功率增大或扫描速度降低,成形合金钢中的孔洞缺陷逐渐减少,在320 W、750 mm/s条件下,成形合金钢的致密度最高,为99.93%;同时,马氏体板条宽化,成形合金钢的显微硬度及强度均较低。

在320 W、950 mm/s 条件下,SLM成形合金钢件具有最优的强塑性,屈服强度和抗拉强度分别为1362 MPa和1252 MPa,延伸率为16.2%,综合力学性能明显优于铸态合金钢。