1 引言

模具是现代工业的基础装备,主要用于大批量生产工业产品中的零部件。目前,模具加工主要采用传统机械加工和电火花加工方式,存在加工效率低、精度差及复杂制造能力差等问题^[1-3]。4Cr5MoSiV1模具钢属于铬系热作模具钢,具有较高的强度、韧性、淬硬性和抗疲劳性,被广泛应用于铸造、锻造和热挤压模具的生产^[4]。传统铸造4Cr5MoSiV1模具钢的显微组织为粗大的枝晶和碳化物,且存在宏观偏析^[5]。该材料主要受到高温、高压以及腐蚀、冲击、摩擦等影响,易产生磨损、腐蚀、热裂纹、塑性变形和机械疲劳等失效形式,使用寿命也会受到严重影响^[6]。

选区激光熔化(SLM)技术采用离散/堆积原理,利用高能激光束实现点-线-面-体的加工过程,尤其适用于具有复杂结构的零部件,是最具发展潜力的金属增材制造技术之一。目前,SLM技术已应用于部分高端注塑模具中,在均匀性、冷却效率、制造周期、制造成本等方面优势明显^[7-9]。采用SLM技术进行复杂模具制造时,成型件必须具有优良的力学性能,如较高的硬度、耐磨性等,这些力学性能指标和成型件的致密度、显微组织等密切相关。

郑东来^[10]通过研究SLM成型4Cr5MoSiV1模具钢的基本表征发现,成型试样显微组织中主要存在铁素体(α-Fe)、马氏体(M)和残余奥氏体(γ'),其中,马氏体以及亚稳相奥氏体是影响硬度的主要原因,XOY面最高硬度为57.4 HRC。严凯等^[11]通过研究激光立体成型4Cr5MoSiV1模具钢显微组织及回火处理的组织和性能发现,成型试样显微组织为马氏体、残余奥氏体和细小碳化物,其中,回火处理后析出的大量细小碳化物是硬度增加的原因,在550 ℃回火2 h后硬度峰值为600 HV0.3。Mertens等^[12]对SLM成型4Cr5MoSiV1模具钢的显微组织及力学性能进行研究发现,粉床预热温度决定试样显微组织的物相组成,当残余奥氏体相含量最少时,试样的显微硬度高达706 HV0.5。Laakso等^[13]通过SLM成型4Cr5MoSiV1模具钢的工艺优化和模拟研究发现,不合理的工艺参数会使试样中孔隙数量增多,进而使试样的致密度降低。

由于SLM技术采用熔道叠加、逐层累积的成型方法,故其具有复杂的传热过程。该过程会影响成型件中元素分布情况和显微组织特征,使熔道各区域之间存在性能差异,其中,性能薄弱区将直接决定成型件的使用寿命^[14]。目前,关于SLM成型4Cr5MoSiV1模具钢各区域显微组织特征及其形成机制的研究较少;同时,作为铁基材料的强化元素,碳元素会直接影响成型件的力学性能,但关于SLM成型4Cr5MoSiV1模具钢中碳元素分布情况及其损耗机理的研究尚缺;还需深入研究显微组织特征、碳元素损耗、致密度和显微硬度之间的内在联系,才能为提高SLM成型4Cr5MoSiV1模具钢的性能提供基础支撑。

本文利用SLM技术成型4Cr5MoSiV1模具钢试样,分析不同工艺参数下试样显微组织、碳元素损耗、显微硬度的变化规律,研究显微组织演变、碳元素损耗及缺陷产生机制,探讨显微硬度的影响因素,从而为优化4Cr5MoSiV1模具钢成型工艺、提高成型件性能提供依据。

2 实验材料与方法

2.1 实验材料

实验采用气雾化生产的4Cr5MoSiV1模具钢粉末,该粉末的化学成分如表1所示,粉末粒径分布范围为15~45 μm。

实验采用Dimetal-50 SLM成型设备,设备内置200 W SPI光纤激光器,激光器波长为1070 nm,光斑直径为70 μm。成型室可成型的最大尺寸为50 mm×50 mm×50 mm,成型过程中充入高纯氩气进行保护,成型室内氧含量低于0.1%。

2.2 成型过程

实验采用S型正交的扫描方式,扫描路径如图1所示。设置铺粉层厚为25 μm,扫描间距为70 μm;激光功率P=190 W;扫描速度v=200,210,220,230 mm/s;进行选区激光熔化成型7 mm×7 mm×5 mm的块体试样。定义激光线能量密度为η(η=P/v),相应的η分别为950,905,864,835 J·m^-1。采用线切割方式将成型的块体从基板上切割下来,再利用丙酮进行超声波清洗,然后对试样进行打磨、抛光、腐蚀,腐蚀液选用体积分数为4%的硝酸酒精。

图 1. 激光扫描路径

Fig. 1. Laser scanning path

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2.3 实验方法

根据阿基米德原理,先采用排水法测试块状试样的密度,再将试样的密度与4Cr5MoSiV1模具钢的理论密度进行对比求得试样的致密度。采用OLYMP金相显微镜观察试样的金相组织,然后利用Ultra 55场发射扫描电镜观察试样的宏观形貌和微观组织,并通过能谱仪对试样的成分进行分析。由于能谱仪在测量碳元素含量时属于半定量测量,所以采用JS-GHW800型碳硫分析仪精确测量试样的碳元素含量。利用DX-2700BH型X射线衍射仪分析试样的物相组成。采用HXS-1000AK型显微硬度计测量试样XOY面的显微硬度值,载荷为200 g,加载时间为15 s。利用Image-Pro Plus图像软件测量晶粒的尺寸。

3 结果与讨论

3.1 显微组织分析

SLM成型过程中的冷却凝固属于非平衡凝固,凝固过程中固/液界面的推进速度极快,在该条件下凝固后,试样中极易产生过饱和固溶体,其显微组织与常规铸造件组织存在明显区别^[15]。当η=905 J·m^-1时,SLM成型4Cr5MoSiV1模具钢试样的致密度高达99.82%,该试样的显微组织如图2所示。由图2(a)和2(b)可知,在XOZ面中,熔池中心区域为胞状组织,熔池边界区域为柱状组织,而且熔池边界区域的晶粒生长方向与熔池边界基本垂直。图2(c)为XOY面的显微组织,箭头方向为成型方向。在XOY面中,熔池边界和熔池中心区域的显微组织存在较大差异。熔池中心区域为胞状组织,晶粒尺寸及分布较均匀。熔池边界主要存在热影响区和过渡区两部分:热影响区的晶粒尺寸较大,晶粒内部存在呈颗粒状分布的第二相析出物;过渡区的晶粒呈不规则的胞状,晶粒尺寸较小、晶界较宽。

图 2. η=905 J·m-1时试样的显微组织。 (a) 3500倍下的XOZ面;(b) 10000倍下的XOZ面;(c) 5000倍下的XOY面

Fig. 2. Microstructures of samples at η=905 J·m-1. (a) XOZ section magnified by 3500 times; (b) XOZ section magnified by 10000 times; (c) XOY section magnified by 5000 times

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熔池中的大部分热量通过已凝固金属热传导及气体对流方式进行传递,沿垂直于边界的方向,温度梯度最大、散热最快。由于晶粒主要依靠热量扩散驱动提供的动力长大,晶体的生长方向与最大散热方向相反,故在XOZ面中,熔池边界晶粒的结晶方向易垂直于熔池边界,并最终生长成柱状晶。Yadroitsev等^[16]的研究表明,凝固等温线实际形态和外延生长机制是影响柱状晶形成的主要因素,柱状晶取向与熔池边界晶粒初始的[1 0 0]取向吻合。因此,在凝固过程中,那些生长方向与熔池边界大致垂直的晶粒更容易长大,并将排挤那些取向不利的晶粒,这种竞争生长机制将导致XOY面中过渡区晶粒呈不规则的胞状组织排列(胞状组织是柱状组织的截面)。在熔池边界的过渡区,已凝固的金属为后续熔池提供异质形核的基底,且熔池边界过渡区的温度梯度G大于熔池中心线上熔池边界法向上的温度梯度G',故过渡区的形核率较高。过渡区的散热机制、外延生长机制、竞争生长机制和高形核率共同导致XOY面中的晶粒呈不规则胞状排列。

能量呈高斯分布的激光束导致熔池中产生流体流动的驱动力主要包括浮力和表面张力梯度引起的剪切应力^[17]。熔池中流体流动的驱动力导致液态金属产生对流,这种对流将熔池边界生长至熔池内部的柱状晶粒破碎成许多小的晶粒,促使熔池中心区域形成均匀的胞状组织。

图3为XOY面中熔池中心区域的显微组织。当η=905 J·m^-1时,晶粒尺寸和分布较为均匀;当η=950 J·m^-1时,晶粒尺寸较大、形状不规则,且晶粒内部存在呈颗粒状分布的第二相析出物;当η=835 J·m^-1时,晶粒形状不规则,且存在孔隙缺陷;当η=864 J·m^-1时,晶粒表现出明显的尺寸差异。采用Image-Pro Plus图像处理软件对试样熔池中心区域、热影响区和过渡区的晶粒尺寸d进行多次测量后取平均值,结果如表2所示。由表2可知:随着η的增加,熔池内各区域的晶粒尺寸逐渐增大;在同一η下成型的试样,热影响区的晶粒尺寸最大,过渡区的晶粒尺寸最小。

图 3. 不同η下熔池中心区域的显微组织。(a) 835 J·m-1;(b) 864 J·m-1; (c) 905 J·m-1;(d) 950 J·m-1

Fig. 3. Microstructures in central zone of molten pool under different η. (a) 835 J·m-1;(b) 864 J·m-1; (c) 905 J·m-1; (d) 950 J·m-1

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SLM凝固过程中,晶粒的生长主要经历形核和长大两个阶段,增大形核率、降低生长速率能够减小晶粒的尺寸。提高冷却速率可增加固/液界面前沿的移动速度,增大合金在凝固时固/液界面前沿的过冷度,从而提高合金的形核率和生长速率^[18]。

熔池的冷却速率 T·是描述单位时间内温度变化的物理量,定义为^[19]

T·=ΔTΔt,(1)

式中:ΔT为温度的变化量,最高温度与输入到熔池中的能量Q有关;Δt为冷却时间,其大小与导热效率有关。所以对于同种材料,Q越大,冷却到退火温度时的时间越长, T·越小;当Q一定时,导热效率越高,冷却时间越短, T·越大。

对于液态金属,在低于熔点时,单位时间内单位体积的形核率与熔体的过冷度ΔT_k有关。根据约翰逊-梅尔方程,晶核数量P(t)为^[20]

P(t)=kNR34,(2)

式中k为常数,N为形核率,R为生长速率。在较大的过冷度下,液态熔池中容易形成大量的晶核,液态熔池的快速凝固又能抑制晶粒的生长,这样在短时间内可形成细晶组织。由于N∝exp(-1/Δ Tk2),R∝ΔT_k(连续长大)或R∝Δ Tk2(螺旋位错长大),过冷度增大后N的变大速率比R快,所以增大过冷度可以增加晶核数量,同时细化晶粒。

在SLM成型过程中,较高的扫描速度使金属粉末吸收的激光能量减少,冷却速率 T·提高,过冷度ΔT_k变大,从而增加晶核数量、细化晶粒。由于激光束能量呈高斯分布,同一成型层中熔池边界过渡区吸收的激光能量低于熔池中心区域吸收的激光能量,而且过渡区的热量可通过已凝固熔池散失,冷却时间较短。所以过渡区的冷却速率 T·提高,过冷度ΔT_k增大,晶粒更加细化。

在SLM成型过程中,激光束熔化当前材料时,高温熔池的热量会迅速传递到已凝固熔池中,改变已成型层的温度和应力分布,这个过程被称为后续热循环。后续热循环对已凝固金属起到回火作用,所以热影响区的晶粒尺寸变大^[21]。SLM成型过程中的快速冷却极易使试样中形成过饱和固溶体组织,而后续热循环使过饱和的碳元素与铁、铬等金属元素形成碳化物析出,从而在晶粒内部出现呈颗粒状分布的第二相析出物。

3.2 元素分析

利用能谱仪(EDS)对η=905 J·m^-1试样的熔池中心区域、过渡区和热影响区的晶粒及晶界处进行能谱分析,结果如表3所示。由表3可知,过渡区碳元素含量最高,热影响区碳元素含量最低,且同一区域内晶粒内部碳元素含量低于晶界碳元素含量。

SLM成型过程中,碳原子比铁、铬等金属原子更易与氧原子发生反应。由于成型室内、金属粉末表面和金属粉末间隙内存在残余氧气,所以在熔池表面的碳原子和氧原子易发生反应,脱碳反应可表示为^[22]

[C]+[O]=CO(g)。(3)

熔池内流体的流动驱动力会加剧碳元素的扩散,碳元素从熔池内部移动到熔池表面,并发生脱碳反应,从而熔池边界到熔池中心的碳元素含量呈梯度分布。在熔化/凝固时,热影响区的金属与室内气体直接接触,易发生脱碳反应;熔池中心区域部分碳元素在流体流动驱动力的作用下扩散到熔池表面,碳元素浓度降低;过渡区的金属以已凝固熔池为基底快速形核、长大,碳元素未发生明显扩散,这也是该区域晶界较宽的原因。

激光束作用于金属粉末表面会使部分过热液态金属发生汽化,汽化产生的高压蒸汽导致液态金属被排挤出熔池,这些液态金属在穿过激光辐射区域时会形成液滴态飞溅。同时,高压蒸汽也会冲击熔池边界附近的金属粉末,从而形成粉末飞溅。其中部分飞溅颗粒镶嵌于已凝固金属表面,如图4(a)所示。对飞溅颗粒进行EDS能谱分析,结果如表4所示。飞溅颗粒碳元素含量高于基体碳元素含量,且含有氧元素,说明飞溅过程中发生了氧化反应。

图 4. 颗粒微观形貌。(a)飞溅颗粒; (b)黑烟颗粒

Fig. 4. Microstructures of particles. (a) Spatter particles; (b) black smoke particles

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SLM成型过程中,激光束与金属粉末作用将产生黑烟,空气循环系统中的滤芯可过滤大部分黑烟,滤芯表面黑烟颗粒的微观形貌如图4(b)所示,其EDS能谱分析结果如表5所示。滤芯表面的黑烟为形状不规则且间隙明显的颗粒,黑烟颗粒中碳、氧、铁元素含量较高,为元素烧蚀和氧化的产物。

由于EDS能谱分析对碳元素含量的测量属于半定量测量,所以采用碳/硫分析仪精确测定试样中碳元素的含量。当η分别为950,905,864,835 J·m^-1时,对应的含碳量依次为0.321%、0.330%、0.336%、0.341%,滤芯表面黑烟颗粒的含碳量为0.986%。成型试样中碳元素含量较原始粉末分别降低了17.7%、15.4%、13.8%、12.6%。脱碳反应、飞溅行为和元素烧蚀造成碳元素的大量损耗,当η升高时,流体驱动力和熔池冷却时间增加,脱碳反应时间增长,且飞溅和烧蚀程度增加,所以碳元素含量降低。

3.3 物相分析

SLM是一个快速熔化/凝固的冶金过程,极大的冷却速度使SLM成型件的组织组成和相组成与传统加工方式制造的零件不同,但也需参考平衡相图对该非平衡凝固过程进行研究。本研究使用的4Cr5MoSiV1模具钢粉末含铬量约为5%,根据Fe-Cr二元相图可知,4Cr5MoSiV1模具钢的冷却过程中经过奥氏体和铁素体区域。SLM成型过程中,4Cr5MoSiV1模具钢熔化和冷却的过程中出现α-Fe↔γ的相互转变以及γ→M的转变,形成马氏体,γ表示奥氏体。同时,SLM 极高的冷却速度会抑制一次碳化物的形成,使合金元素固溶于奥氏体中,从而提高过冷奥氏体的稳定性,降低马氏体的临界转变温度,因此,SLM成型件的组织中存在残余奥氏体。

图5为SLM成型4Cr5MoSiV1试样的X射线衍射(XRD)图谱,通过分析XRD图谱可知SLM成型试样主要为马氏体和残余奥氏体。采用参考卡片强度比例方法^[23]计算马氏体和残余奥氏体的质量分数,其中,试样的物相组成如表6所示。碳元素的损耗及快速冷却导致相关物质含量太少,未能被检测到,因此,图谱中未出现碳化物的衍射峰。

图 5. 不同η下试样的XRD图谱

Fig. 5. XRD patterns of samples under different η

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由于马氏体相通常由奥氏体转变,一个稳定和较大的奥氏体区对发生马氏体相变至关重要。碳元素可以极大地扩展奥氏体区,但SLM成型过程中碳元素的损耗会缩小奥氏体区。随着η的增加,碳元素的损耗增大,冷却后马氏体组织质量分数降低。同时,熔池温度升高,熔池高温保持时间增加,在快速冷却过程中残余奥氏体相增多。

3.4 缺陷分析

当η=835 J·m^-1时,试样孔隙数量最多。大部分孔隙近似圆形,位于晶粒内部,与该区域晶粒尺寸相当,如图6所示。SLM凝固时间极短,部分存在于金属粉末间隙中的氩气及其他生成气体未及时逸出试样,最终在试样中形成孔隙。由于气泡以表面能最小形式存在,所以形成的孔隙近似圆形。根据金属物理学方面的研究,形成气泡的数目计算公式为^[24]

m=Cexp(4πr2σ3kBT),(4)

式中m为单位时间内形成气泡的数目,r为气泡临界半径,σ为气泡与液态金属间的表面张力,k_B为玻尔兹曼常数,T为开尔文温度,C为常数。在SLM成型过程中,提高η可以提高温度T、降低表面张力σ,同时增加熔融时间,促进气泡逸出,从而可降低气泡的数目m。

图 6. η=835 J·m-1时试样表面的孔隙。(a) 1500倍;(b) 20000倍

Fig. 6. Surface pores of sample at η=835 J·m-1. (a) 1500 times; (b) 20000 times

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图 7. η=950 J·m-1时试样表面的裂纹。 (a) 800倍;(b) 5000倍

Fig. 7. Surface crack of sample at η=950 J·m-1. (a) 800 times; (b) 5000 times

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图 8. 试样不同区域的显微硬度。(a)熔池中心区域;(b)过渡区

Fig. 8. Micro-hardness in different zones of sample. (a) Central zone of molten pool; (b) transition zone

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图 9. 试样的平均显微硬度。(a)熔池中心区域;(b)过渡区

Fig. 9. Average micro-hardness of sample. (a) Central zone of molten pool; (b) transition zone

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当η=950 J·m^-1时,SLM成型试样表面存在明显裂纹,如图7所示。裂纹具有沿晶界扩展和穿晶开裂的断裂行径,且裂纹走向和熔池边界平行,呈现出明显的冷裂纹特征。熔池不同区域的温度梯度和冷却速率的差异会导致残余应力的产生,增加η将产生更大的残余应力来促使冷裂纹的产生。

3.5 显微硬度分析

对熔池中心区域和过渡区进行硬度测试,不同η下试样不同区域的显微硬度如图8所示,各试样的平均显微硬度如图9所示。由图9可知,试样的硬度均高于45钢的淬火硬度,说明SLM成型冷却过程中发生了马氏体转变。同一线能量密度下试样过渡区的显微硬度均高于熔池中心区域的显微硬度,这与过渡区的晶粒尺寸较小、碳元素损耗率较低密切相关。过渡区高碳含量对铁基合金起到强化作用,同时实现细小晶粒的细晶强化,所以过渡区显微硬度较高。

当η=835 J·m^-1时,试样显微硬度最低,其晶粒尺寸最小,碳元素损耗率最低,但晶粒形状不规则,且存在明显的孔隙缺陷;当η=950 J·m^-1时,试样显微硬度较低,其晶粒尺寸最大,碳元素损耗率最高,且晶粒形状不规则,存在明显的冷裂纹缺陷;当η=864 J·m^-1时,试样显微硬度较高,其晶粒尺寸较小,碳元素损耗率较低,不存在明显缺陷,但晶粒尺寸差异明显;当η=905 J·m^-1时,试样显微硬度最高,其晶粒尺寸较小,碳元素损耗率较低,同时致密度高,晶粒尺寸均匀。综上所述,明显的孔隙和裂纹缺陷将直接降低试样的显微硬度,当试样致密度较高时,试样的晶粒尺寸、晶粒形状和碳元素含量等将共同影响其显微硬度。

4 结论

对SLM成型4Cr5MoSiV1模具钢试样的组织与性能进行了研究,分析了不同工艺参数下试样显微组织、碳元素损耗及显微硬度之间的内在联系,得到如下结论。

1) SLM成型4Cr5MoSiV1模具钢试样的XOZ面中心区域为胞状组织,边界区域为柱组织。XOY面中熔池中心区域为细小的胞状组织,晶粒尺寸均匀;热影响区的晶粒粗大,而且在晶粒内部出现呈颗粒状分布的第二相析出物;过渡区的晶粒呈不规则的胞状,晶粒尺寸较小、晶界较宽。

2) 脱碳反应、飞溅行为和元素烧蚀共同导致碳元素的损耗,当线能量密度η=950 J·m^-1,碳元素损耗为17.7%。熔池过渡区碳元素含量最高,热影响区碳元素含量最低,且同一区域内晶界碳元素含量高于晶粒内碳元素含量。

3) SLM成型4Cr5MoSiV1模具钢试样主要由马氏体和少量残余奥氏体组成,碳元素损耗造成奥氏体区逐渐缩小,转变产物中马氏体含量降低、残余奥氏体含量升高。当线能量密度η=835 J·m^-1时,马氏体含量最高为99.72%。

4) η降低,冷却速率和过冷度增加,晶粒尺寸减小、碳元素损耗率降低、马氏体含量增加、孔隙缺陷增多。η过高,冷却速率和过冷度较低,碳元素损耗率较高、马氏体含量较少,晶粒形状不规则、尺寸较大、内部存在第二相析出物,且熔池边界出现冷裂纹缺陷。

5) 晶粒尺寸、碳元素含量和缺陷数量共同影响试样的显微硬度,晶粒粗大、碳元素含量降低、缺陷数量增多均降低显微硬度值。同一η下,过渡区的显微硬度高于热影响区的显微硬度。当η=905 J·m^-1时,试样显微硬度最高,其熔池中心区域平均显微硬度为710.3 HV,过渡区平均显微硬度为732.4 HV。