1　引言

选区激光熔化（SLM）技术被广泛认为是继传统铸造、锻造后新型的金属零件成型技术。激光沿着规划好的路径烧结金属粉末逐层叠加成型，可用来制备同等力学性能的轻量化零件，极大程度地提高材料的利用率和加工效率^［1］。18Ni300马氏体（MS）模具钢具备优秀的热导性、较高的比强度和良好的焊接性能，被广泛应用于高性能模具、航空航天、原子能等尖端领域^［2］。随着工业发展对高强度合金的需求增加，许多学者开始研究在金属粉末中加入增核剂来提高强度和改善表面形貌。常见的增核剂主要有氧化物、氮化物、硼化物和碳化物^［3-4］，其原理是通过细晶强化、位错强化、Orawan强化机制以及载荷转移来达到机械性能的增强^［5-6］。Dai等^［7］发现通过添加与铝合金匹配的高热导性陶瓷可以稳固熔池，从而改善铝基复合材料零件的表面粗糙度。欧阳盛等^［8］研究发现在7075铝合金粉末中添加TiH₂+TiB₂能够使SLM成型出完全无裂纹的合金。Wang等^［9］研究加入碳纳米管（CNT）可以阻碍晶粒生长显著提高SLM成型铝合金试样的显微硬度、拉伸强度以及延伸性。而国内外学者目前主要是通过优化热处理工艺来提升SLM成型模具钢的机械性能：董福元等^［10］研究表明SLM成型马氏体时效钢的硬度和强度随时效处理的时间增加呈先增后降趋势；陈卫东等^［11］研究显示对SLM技术制备的H13模具钢进行回火处理也能显著提升力学性能；Hong等^［12］指出对未经热处理成型的18Ni300模具钢直接氮化处理能够获得最佳表面机械性能，而关于SLM成型模具钢复合材料（MMCs）的研究较少，特别是SiC粉末对SLM成型模具钢性能影响的研究鲜有报道。

然而热处理对模具钢机械性能的提升存在上限，如果SLM成型试样的机械性能在热处理前就实现很大程度提升，再经热处理后就能实现质的飞跃，因此迫切需要研究加入增核剂对SLM成型模具钢的性能影响。故本文选择含碳量较低的18Ni300马氏体时效钢作为基体，研究加入不同体积分数的SiC粉末对基体的表面粗糙度、表面形貌、硬度和强度的影响。

2　实验条件与方法

2.1　材料

试验选用高纯度球形18Ni300模具钢粉末，粉末中位粒径D₅₀=34.9 μm，主要化学成分（质量分数，%）包括：Co（9.01%），Ni（17.95%），Ti（0.67%），Mo（4.76%），其余为Fe。该粉末球形度较高，卫星球数量少，如图1（a）所示。增核剂选用微米级SiC粉末，中位粒径D₅₀=4.14 μm，其形状多为长条，分布密集，如图1（c）所示。根据前期试验数据可知，加入体积分数2%和3%的SiC粉末会严重影响试样的成型质量从而降低试样的致密度，并通过排水法测得致密度分别为88.86%和80.9%，如图1（g）和（h）所示。因此，按照粉末的松装密度在MS粉末中添加体积分数0.3%~1%的SiC粉末。由于SiC粉末在范德瓦尔斯力的作用下容易团聚，故首先对混合粉末进行超声震散，再用细目筛网将粉末均匀分散，最后以1500 r/min的转速匀速搅拌2 h，保证团状的SiC粉末与基体粉末充分均匀混合得到复合粉末，添加体积分数0.3%和1% SiC的复合粉末如图1（d）、（e）所示。图1（f）中Si元素的分布位置说明粉末混合均匀。基板材料为304不锈钢，经磨床精磨后的边角高度误差在±0.02 mm，安装前用无水乙醇擦拭以去除油渍污迹。为便于分析说明，用M0、M0.3、M0.5、M0.8、M1来命名分别添加体积分数0、0.3%、0.5%、0.8%、1% SiC粉末后的成型试样。

图 1. 粉末及成型试样。（a）18Ni300粉末；（b）SiC和18Ni300粉末粒径分布图；（c）SiC粉末；（d）加入体积分数0.3% SiC的混合粉末；（e）加入体积分数1% SiC的混合粉末；（f）Si元素；（g）加入体积分数2% SiC的试样；（h）加入体积分数3% SiC的试样

Fig. 1. Powders and formed specimen. (a) 18Ni300 powders; (b) particle size distributions of SiC and 18Ni300 powders; (c) SiC powders; (d) mixed powder with volume fraction of 0.3% SiC; (e) mixed powder with volume fraction of 1% SiC; (f) Si element; (g) sample with volume fraction of 2% SiC; (h) sample with volume fraction of 3% SiC

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2.2　试验设备

试验采用大族激光的HAN’S M100金属三维打印设备，最大成型尺寸为110 mm×110 mm×100 mm，激光器为德国IPG公司研发的IPGYLR-200-AC红外光纤激光器（波长λ=1.06~1.08 μm，最大激光功率为200 W，焦点光斑直径为50 μm），该激光器具有光束质量高（M²<1.1）、出光稳定、散热面积大、体积小巧等优点，并且采用精度高、控制稳定的IntelliSCAN III 20扫描振镜，最大扫描速度为7 m/s。

2.3　试验方法

调整SiC粉末的体积分数，分别采用SLM成型5组10 mm×10 mm×10 mm的方块试样和满足GB/T 228.1—2010的拉伸试样。工艺参数分别是激光功率150 W、扫描速度800 mm/s、扫描间距65 μm，采用层间旋转角度为67°的条形扫描策略。本文分别研究了加入不同体积分数的SiC粉末对MMCs的影响，从表面粗糙度、显微表面形貌、硬度和拉伸强度等方面与未添加SiC粉末试样进行对比分析。

用电火花线切割将SLM成型的试样与基板分离，对表面进行超声清洗后，用VKX-1000对试样原始形貌的表面和侧面进行表面粗糙度测量。然后，依次用240、600、1200、2000、5000目的砂纸对小方块试样表面进行打磨抛光。待打磨光整后，将试样经30 mL浓盐酸与10 mL浓硝酸混合配制的王水溶液腐蚀40 s，清洗晾干后，分别用VXH-6000超景深电子显微镜和ZEISS的Sigma 500扫描电子显微镜（SEM）观测试样表面显微形貌。为获得试样的力学性能，首先采用HVS-1000Z显微硬度仪，对每个样品的上表面进行显微硬度测试，载荷为1 kgf（1 kgf=9.8 N），持续15 s，测量9个点，取平均值作为最终硬度值。再采用REGER公司的RGM-4300电子万能试验机对试样进行抗拉压性能测试，设备准确度为0.5级，最大载荷300 kN。拉伸试验在室温下进行，加载速率2 mm/min，根据原始标距与截面尺寸最终获得各试样的抗拉强度和延伸率。

3　结果与讨论

3.1　表面粗糙度对比

添加不同体积分数SiC粉末成型的小方块试样顶面形貌如图2所示。由图2（a）~（e）可知，随着SiC粉末含量增多，顶面首先出现局部不规则泪滴状隆起，再新增表面球化，且呈逐渐增加的趋势，图中方形和圆形圈住的地方分别表示隆起和球化。在图3（a）中，随着SiC体积分数的增加，拉伸试样的表面颜色越来越暗，并且表面的球化现象也逐渐增多。这是由于激光能量呈高斯分布，造成熔池中心温度高而边缘温度低，故形成表面张力梯度引发由中心向边缘的Marangoni对流。熔池尾部温度低加之熔体表面张力大，所以熔体沿着激光束运动的反方向流动，在快速凝固作用下形成了泪滴状的隆起^［13］。除M0试样表面平整光滑外，其他试样均有不同程度的隆起和球化，加入SiC后一方面可能影响了温度梯度打破了已形成的动态平衡造成表面隆起，另一方面SiC和MS的熔点相差较大，同时激光能量在复合粉末表面不均匀分布，根据吉布斯自由能最小原理熔体表面收缩到最小，熔池产生球化现象^［14］。在高倍镜下观测到所有试样的侧面均存在粘粉现象，然而随着SiC体积分数的增加，试样侧面粘粉现象逐渐严重，如图2（a1）~（e1）所示。添加SiC粉末造成Marangoni对流加剧将不完全熔融或未熔粉末颗粒吸附在熔池边缘，等熔池凝固后就形成图中所示的粘粉现象。

图 2. 试样顶面与侧面形貌

Fig. 2. Top and side morphology of the sample

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图 3. 成型试样及其表面粗糙度值

Fig. 3. Formed sample and its surface roughness value

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对各个试样表面和侧面各选取5个局部区域测试了线粗糙度，取平均值作为相应平面的最终粗糙度值，所得结果如图3（b）所示。由图3可知，成型试样表面的粗糙度随SiC粉末含量的增加而变大，而侧面的粗糙度随SiC含量增加的变化较小。因此，对试样粗糙度有影响的主要是表面的隆起和球化，而侧面的粘粉行为对粗糙度影响相对较小。

3.2　表面形貌和微观结构

选取M0、M0.5、M1试样进行表面形貌和微观结构的对比分析，抛光后的表面形貌如图4（a）~（c）所示。由图4可知，在采用较优的工艺参数下加入体积分数0.5%和1%的SiC粉末后试样表面会出现孔隙，且随SiC含量的增多，孔隙逐渐变大。形成这种原因一方面可能因为加入SiC粉末后表面自由能变小和表面粗糙度的变大导致熔池的润湿性降低从而形成孔隙^［15］，另一方面由于在抛光过程中试样表面的氧化夹杂物被磨掉留下细小的孔隙。因此，添加的SiC含量越多越容易使试样表面产生孔隙，且孔隙越来越大。

图 4. 试样抛光后的表面形貌

Fig. 4. Polished surface morphologies of the sample

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图5（a）~（c）展示了添加SiC粉末对试样凝固组织的影响。从图5（a1）可以看出，M0试样的凝固组织特征表现为胞状晶，这是因为SLM成型MS过程中的冷却速率非常高（7.67×10⁷ K/s）^［16］，促使平滑的固液界面小的凸起向成分过冷区域生长，固液界面失去稳定性从而形成胞状晶，通过ImageJ软件采用直线截点法算得M0试样的胞状晶粒大小约为0.61 μm。图5（b1）所示为M0.5试样的部分凝固组织发生改变，一部分胞晶侧面的凸起向温度较低的斜下方延伸形成柱状晶，另一部分胞晶平均尺寸为0.52 μm。M1试样的凝固组织全部表现为枝晶，如图5（c1）所示。对图5（b1）和（c1）进行能谱仪（EDS）面谱扫描，可见Si和C元素的分布较均匀。金属的晶粒形貌由凝固行为决定，影响凝固行为的关键参数有温度梯度（G）、凝固速率（R）、过冷度和合金成分，满足固液界面平面生长模式的公式^［17］为

图 5. 试样微观结构以及EDS映射分析。（a）M0试样；（b）M0.5试样；（c）M1试样

Fig. 5. Microstructure and the EDS mapping analysis of the sample. (a) M0 sample; (b) M0.5 sample; (c) M1 sample

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式中：D_L为液相区的扩散系数。由式（1）可知，决定凝固组织的生长方式主要是温度梯度和凝固速率，同时上式需满足G很大或者R很小才能出现平面生长。只有当G/R的比值变小不等式不成立时，平面生长模式被打破，晶粒的生长方式才会逐渐形成胞状晶、柱状晶、枝晶以及等轴枝晶的转变。由于SiC的导热系数为270 W/（m·K），MS的导热系数为（15±0.8）W/（m·K），两者间的导热系数相差巨大，加入SiC后会增加G和R，再结合SLM越靠近前一凝固层温度梯度越大的特性^［18］，那些满足生长速率最快的晶向且散热最快方向的晶粒优先向成分过冷区域生长形成柱状晶区，其他晶向的晶粒受邻近晶粒的限制而不能生长。随着SiC含量的增加，R提升幅度远超G时，凝固组织最终全部转变为枝晶。综上所述，提高SiC的含量会显著增加试样的凝固速率，进而转变凝固组织。

3.3　力学性能对比

对添加不同体积分数SiC试样进行显微硬度测量，结果如图6（a）所示。由图6可知，随着SiC含量的增加，试样的显微硬度先增加后减小，但均高于未添加SiC粉末试样。当添加体积分数0.5% SiC粉末时试样的显微硬度最大，达到371.1 HV，相较于M0试样的347.1 HV提升了7%，而经传统锻造马氏体时效钢的维氏硬度在280~330 HV之间^［19］，本文通过SLM成型试样的硬度要更优。在M1试样中，虽然显微硬度略高于M0，但压痕表现为非正锥形，表明试样表面承受载荷不均匀。由于SiC和MS的热膨胀系数、弹性模量存在较大差异^［20］，而在SLM成型过程中会产生热应力的累积，促使MS基体发生塑性变形导致位错密度增加，从而达到位错强化的效果。但是由于激光能量是固定的，在添加超过体积分数0.5%的SiC粉末后未熔颗粒容易增加试样的孔隙率从而降低强度。

图 6. 试样的力学性能分析。（a）硬度变化曲线；（b）应力-应变曲线；（c）最大拉伸强度-延伸率曲线

Fig. 6. Analysis of mechanical properties of the sample. (a) Hardness curve; (b) stress-strain curves; (c) ultimate tensile strength-elongation curves

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图6（b）、（c）分别为拉伸测试得到的应力-应变和最大拉伸强度-延伸率曲线。由图6可知，拉伸强度的增长趋势与显微硬度相同，呈先增后减。加入SiC粉末试样的最大拉伸强度均高于未添加SiC粉末试样，M0.5试样的最大拉伸强度达到1.51 GPa，相较M0试样的975.27 MPa提升了54.8%，对比华曙高科成型MS试样的最大拉伸强度为（1150±100）MPa，也有明显的提高。添加SiC粉末试样的最大拉伸强度均高于M0试样，延伸率呈现下降趋势。为解释这些现象的原因，接下来对拉伸件断口进行分析。

图7为添加不同体积分数SiC粉末成型试样的拉伸断口宏观和微观形貌。从断口宏观形貌上看，图7（a）的断口存在一定程度由边缘向中心的缩颈，断口颜色灰暗、凹凸不平且有较明显的塑性变形，图7（b）~（e）所示的断面颜色均有灰暗和光亮共存，但是图7（b）~（d）存在明显的缩颈现象，而图7（e）中宏观断口形貌比较平直，灰暗断面呈粗糙状，初步判断M0试样的断裂方式仅为塑性断裂，加入不同体积分数SiC的MCCs试样为塑性-脆性断裂。由图7（a1）~（e1）可知，所有试样断口的微观形貌中均存在不同大小的韧窝。其中，图7（a1）~（d1）中的韧窝形状显示断裂机理为滑移分离，进一步放大可以看到涟波状的微观形貌。图7（e1）中断口所示的晶粒较明显，图7（e2）中的晶界面光滑且无特征形貌，表现为沿晶断口。综上所述，未添加SiC粉末的试样断裂方式仅为塑性断裂，加入SiC粉末的试样断口均表现为塑性-脆性断裂，区别在于M0.3、M0.5、M0.8试样以塑性断裂为主，M1以脆性断裂为主。图7（c1）中的韧窝深度相比其他的要深一些，所以M0.5试样的最大拉伸强度要高于其他试样。而导致M1试样脆性断裂的原因可能是过量SiC粉末的加入降低了金属的层错能，促进平面滑移的产生而影响交滑移进行，阻碍应力松弛导致试样脆断，也可能由于过量的SiC粉末和基体在熔融过程中形成的合金元素在晶界聚集从而产生沿晶脆断。

图 7. 拉伸试样的断口形貌。（a）M0；（b）M0.3；（c）M0.5；（d）M0.8；（e）M1

Fig. 7. Fracture morphology of tensile specimens. (a) M0; (b) M0.3; (c) M0.5; (d) M0.8; (e) M1

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4　结论

随着SiC粉末体积分数的增加，试样顶面首先出现泪滴状隆起，再新增球化现象，并逐渐加剧导致顶面的粗糙度也随之增大，侧面的粘粉现象加重但对该平面的粗糙度影响不大。

通过对添加与未添加SiC粉末的SLM成型试样表面的微观检测发现，未添加SiC粉末试样的显微组织为胞状晶，晶粒大小在0.5 μm左右。而随着SiC粉末体积分数的增加，试样表面孔隙会逐渐变大，但内部晶粒尺寸变小，同时组织的温度梯度和凝固速率增加，打破了固液界面的平面生长模式，凝固组织由胞状晶向柱状晶再向枝晶转变。

随着SiC粉末体积分数增加，试样的延伸率虽呈下降趋势，但试样的硬度和拉伸强度均呈现先增后减的趋势，且均高于未添加SiC粉末试样。当SiC粉末体积分数为0.5%时，试样的硬度和拉伸强度最大，分别达到了371.1 HV和1.51 GPa，相比未添加SiC粉末试样分别提升了7%和54.8%。另外，除SiC粉末体积分数为1%的试样断口形貌主要表现为脆性断裂，其他试样断裂方式主要为塑性断裂。