预热温度对24CrNiMoY合金钢组织性能影响

黄 涛, 智彤彤, 陈岁元, 周 林, 张 欣, 郭 倩

(1. 沈阳师范大学 物理科学与技术学院, 沈阳 110034;2. 东北大学 材料科学与工程学院, 沈阳 110004)

0 引 言

近些年来,随着短流程制造技术的发展,其中的激光直接沉积(DLD)技术在快速制造和快速加工方面发展更为迅速[1-2]。DLD技术在快速成形技术基础上结合了激光熔覆技术,发展成为无模快速制造技术。原材料为金属粉末,利用了高密度大功率激光束,通过金属粉末堆积,逐层熔化,从CAD数据生成三维的实体零件[3]。相比于传统的铸造技术,DLD具有加工速度快、零件复杂程度高且性能优异、加工成本低等优点。然而,由于DLD属于快速熔化、冷却凝固的过程,在凝固过程中由于基材与沉积层之间的温度梯度过大,造成零部件的变形开裂和产生气孔夹杂等缺陷[4]。

沉积过程中过高加热及冷却速率、残余应力的演变是裂纹产生的主要来源。沉积层和基材之间的裂纹会导致材料性能下降。 因此,许多研究人员尝试不同的方法防止沉积层界面处开裂。基体预热是降低裂纹敏感性的方法之一[5]。预热基体通过降低冷却速率从而降低热应力和残余应力,在沉积过程中减小基材与沉积层间的温度梯度,减缓裂纹的产生。然而,预热会对沉积层的性能和组织产生一定的影响。因此,要合理的选择预热过程和温度,从而获得所需的性能。

美国空军研究实验室优化了激光熔覆沉积成形钛合金工艺,后续热处理改善了成形件微观组织和性能;蔡春波等人通过对不同预热温度下激光熔覆铁基涂层过程的数值模拟,表明了预热温度越高,熔覆层中心峰值温度越高,也能有效降低熔覆层的冷却速度。预热温度在20～300 ℃的范围内,随着预热温度的增加,熔覆层中贝氏体的含量逐渐增多,铁素体和马氏体的含量逐渐减少[5]。Farahmand等人研究发现了激光熔覆和感应加热相结合,提高了熔覆层的均匀性和表面质量,同时,细化晶粒改善组织[6]。

基于上述前人研究,可知没有研究过利用预热设备辅助DLD技术沉积低碳合金钢。预热可以减缓裂纹的产生,还可以对微观组织与性能产生明显影响。本研究以高速列车刹车盘的材料----24CrNiMoY合金钢为研究对象,研究其在不同预热温度对沉积层在DLD工艺下组织与性能的影响。目前,在前期的研究工作中[7-9],除了主要完成对24CrNiMoY合金钢的基本组织和性能的研究,还进行了关于SiC增强Fe60合金高耐磨涂层的预热研究[10],但关于24CrNiMoY合金钢在不同预热温度下的沉积特性并未深入研究。因此,本研究通过预热基材施加外物理场减缓基材与沉积层间的温度梯度,从而改变合金钢在凝固过程中的冷却速率。最后建立预热温度与组织、性能之间的变化机制。而且,发现了24CrNiMoY合金钢在DLD工艺下的最优预热温度,一定程度上有助于改善合金钢性能,为高性能的耐磨大型零部件的工业化生产提供参考。

1 实验方法

1.1 实验材料

为了更好地在不同预热温度下进行DLD的实验研究,选择真空感应熔炼气体雾化法(VIGA)制备的粒径在80～180 μm的24CrNiMoY合金钢粉末,利用激光热源将其熔化,并沉积在Q235基板上,如表1所示为24CrNiMoY合金钢粉末的化学成分。

表1 24CrNiMoY合金钢粉末化学成分Table 1 Chemical composition of 24CrNiMoY powder (mass fraction) %

1.2 实验工艺

如图1所示为对基材进行预热打印的DLD工艺设计图,采用了FL-Dlight 02-3000W半导体激光器(最大功率为3 000 W,光斑尺寸为4 mm×4 mm)和基板预热装置(最高预热温度为400 ℃)来获得成形样品。对基材进行不同温度的基板预热,其详细工艺参数如表2所示。利用半导体激光器对其进行加工,接着在打印完成的样品上切割所需尺寸的样品,对其进行组织表征和性能检测。

图1 DLD 24CrNiMoY工艺图
Fig.1 Process map of DLD 24CrNiMoY

表2 24CrNiMoY合金钢样品工艺参数Table 2 Process of DLD 24CrNiMoY alloy steel

1.3 组织表征与性能检测

在DLD之后,对样品进行垂直于激光扫描方向(表征YOZ平面)切割,进行微观结构的观察。金相样品的制备包括采用砂纸对样品进行处理、用金刚石进行抛光并用4%的硝酸酒精(4 mL硝酸和96 mL乙醇溶液)对其进行腐蚀10～15 s,最后采用光学显微镜对微观组织进行观察。采用OLYMPUS-GX71光学显微镜(OM)、JSM-7001F场发射扫描电镜(SEM)对样品进行微观结构表征。

图2 拉伸样品尺寸Fig.2 Sketch map of tensile sample size

采用MicroMet-510显微硬度计,在200 g的载荷和10 s的载荷停留时间下,测量了各样品的沉积层表面到基体的维氏显微硬度。如图2为拉伸样品的尺寸图,拉伸试验在室温下使用AG-X100KN以0.5 mm/min进行测量。为了确保实验的准确性,在相同的试验条件下进行3次重复的试验,得到了典型的拉伸应力-应变曲线。

2 结果与讨论

2.1 不同预热温度下组织表征

图3为DLD 24CrNiMoY合金钢样品不同预热温度下的金相组织图,由图可以看出,5组参数下的样品组织主要为贝氏体。由于预热温度不同,样品呈现出不同的组织形貌,未预热时组织主要为板条贝氏体,此外,还含有少量粒状贝氏体和铁素体。预热温度100 ℃时,组织依然以板条贝氏体居多,但粒状贝氏体和铁素体含量有所增加。预热温度150 ℃时,粒状贝氏体的含量明显增加,当预热温度达到250 ℃时,粒状贝氏体含量为最多,超过板条贝氏体。呈现上述变化是由于粒状贝氏体相变温度较高于板条贝氏体相变温度,随着预热温度的升高,使得粒状贝氏体的含量逐渐增加。

如图4为不同预热温度样品的扫描图片,由此可以看出预热温度对沉积层组织形态有一定的影响。随着预热温度的升高,沉积层组织由板条贝氏体(LB)向粒状贝氏体(GB)转变。如图5所示为不同预热温度下沉积层组织中贝氏体含量变化统计图。LB含量逐渐减少,GB含量逐渐升高。未预热时LB含量为75.98%,GB含量为5.22%;预热到250 ℃时,LB含量减少到20.87%,GB增加到69.78%。这是归因于预热影响了沉积过程中组织转变温度,从而导致了贝氏体形态的变化。未预热时样品的沉积层组织如图4(a)所示,该组织主要为LB。LB的板条铁素体宽度较窄,铁素体板条中存在大量的高密度位错并且强度较大。然而,LB中平行排列的铁素体板条和高的位错密度限制了位错滑移,增大了位错运动阻力,使LB钢的塑性降低。此外,由于LB钢板中的M-A岛颗粒的排列趋于直线,容易变成裂纹扩展路径从而导致钢的脆性降低。所以,LB的塑性、脆性较GB差[11-12]。

(a) 25 ℃; (b) 100 ℃; (c) 150 ℃; (d) 200 ℃; (e) 250 ℃图3 不同预热温度金相显微图Fig.3 Metallographic micrograph of different preheating temperature

如图4(e)是预热温度为250 ℃的显微组织,由于预热温度相对较高,在凝固过程中过冷奥氏体大多变为GB组织。GB板条特征不如LB明显,这是由于与LB相比,GB的形成温度较高,其中的铁素体能够在较高温度下回复。由于GB中铁素体位错密度低尺寸大,所以GB的强度明显低于LB,但是,铁素体近等轴状,位错密度低并具有良好的塑性,而且GB中的M-A岛呈无序排列,可以延缓裂纹扩展。所以GB的塑性、低温韧性最好[13-14]。

(a) 25 ℃; (b) 100 ℃; (c) 150 ℃; (d) 200 ℃; (e) 250 ℃图4 不同预热温度扫描形貌图Fig.4 Scanning topography of different preheating temperature

图5 不同预热温度下24CrNiMoY合金钢的组织含量统计图Fig.5 Statistical chart of tissue content of 24CrNiMoY alloy steel under different preheating temperature

预热温度为150 ℃时,其显微组织为34.73%粒状贝氏体+49.34%板条贝氏体+15.93%铁素体的混合组织(图4c),表明在冷却过程中过冷奧氏体同时经过了GB和LB两个转变区域。由于材料组织决定着材料性能,因此,预热150 ℃的样品以LB和GB的最佳比例混合,既具有LB的高强度硬度性能,又具有GB良好的塑性韧性[15]。

如图6所示为不同预热温度下沉积层各组织随预热温度变化的函数拟合曲线,板条贝氏体、粒状贝氏体、及铁素体分别与预热温度的函数关系如下:

式中,f1(x)代表板条贝氏体与预热温度(x)之间的关系式,f2(x)是粒状贝氏体的函数,f3(x)指的是铁素体的函数。可以看到,板条贝氏体、粒状贝氏体和铁素体含量和预热温度均是二次函数关系,其中,板条贝氏体和铁素体随着预热温度升高呈下降趋势,粒状贝氏体随预热温度升高呈上升趋势。板条贝氏体拟合优度为0.984 95,粒状贝氏体拟合优度为0.983 85,铁素体拟合优度为0.965 68。

(a) GB; (b) LB; (c) PF图6 不同预热温度试样各组织拟合函数曲线图Fig.6 Curve of fitting function for samples under different preheating temperature

2.2 显微硬度

图7(a)为不同预热温度下24CrNiMoY合金钢沉积层自上而下的硬度分布图,可以看出在预热150 ℃时沉积层组织硬度分布最均匀。如图7(b)所示为不同预热温度下样品的平均硬度,可得出预热温度明显影响着样品的显微硬度。随着预热温度从25 ℃到150 ℃,沉积层的平均硬度由409.1 HV0.2升高至442.4 HV0.2,当预热温度进一步升高至250 ℃时,硬度明显降低了1 19.9 HV0.2,这是归因于沉积层的组织形态[16]。如图4(a)所示,在较低预热温度下,沉积层组织主要为板条贝氏体,具有较高的显微硬度,而当预热温度升高至250 ℃时, 沉积层组织转变为粒状贝氏体,而粒状贝氏体预示着较低的显微硬度。由此说明,合适的预热温度可以明显调控合金钢样品的硬度分布,进而改善其力学性能。

(a) 硬度分布图; (b) 平均值图7 不同预热温度样品硬度曲线图Fig.7 The hardness curve graphs of different preheating temperatures

2.3 拉伸性能

不同预热温度下试样拉伸性能测试曲线如图8(a)所示,图8(b)是五组样品抗拉强度,屈服强度与预热温度的关系图。由图8(b)可以看出,试样的屈服强度呈现先减小再增加后减小的变化趋势;试样的抗拉强度呈现先增加后减小再增加的趋势,总体变化幅度较小。预热150 ℃时抗拉强度最高,为1 138.11 MPa,屈服强度为816.46 MPa,达到拉伸性能匹配最优化。此时,样品组织含量为GB(34.73)、LB(49.34)和PF(15.93)。LB具有高硬度、低塑性低韧性的特点,GB具有低硬度、高塑性高韧性的特点。当二者按照一定比例结合时,则会呈现硬度、塑性和韧性的最优组合。当预热温度高于150 ℃时,其样品的屈服强度和拉伸强度并没有明显降低,预热200 ℃时样品的屈服强度甚至高于150 ℃样品的屈服强度。这是由于GB有2种形态,分别为GB1和GB2,其中GB2是由LB分割形成的短条状铁素体和富碳奥氏体组成。在一定程度上,与LB具有相似的性能,即具有较高的显微硬度和拉伸强度[17]。

(a) 拉伸曲线图; (b) 抗拉强度和屈服强度统计图图8 不同预热温度24CrNiMoY样品拉伸测试结果Fig.8 Tensile test results of 24CrNiMoY samples with different preheating temperature

3 结 论

使用半导体激光器通过送粉的方法在扫描速率为7 mm/s,激光功率为2 000 W的工艺参数下制备了未预热、预热100 ℃、150 ℃、200 ℃和250 ℃的不同预热温度的样品,对其组织演化规律和性能进行了研究和分析,得到了组织含量随预热温度的变化规律,以及不同预热温度样品力学性能变化规律。研究结论如下:

1) 预热温度对DLD 24CrNiMoY合金钢样品的显微组织影响较大。随着预热温度增加,样品中板条贝氏体含量逐渐减少,粒状贝氏体含量逐渐增加;在未预热时样品主要组织为板条贝氏体、铁素体和少量粒状贝氏体,到预热温度为250 ℃时则变为少量板条贝氏体、铁素体和粒状贝氏体。

2) DLD 24CrNiMoY合金钢样品中不同组织随预热温度的含量变化满足二次函数关系,并且其拟合度与实验符合对应关系。

板条贝氏体与预热温度关系式为

f1=-5.252 74×10(-4)x2-0.096 15x+78.294 07,R2=0.984 95;

粒状贝氏体与预热温度关系式为

f2=7.370 44×10(-4)x2+0.078 16x+3.281 78,R2=0.983 85;

铁素体与预热温度关系式为

f3=-2.117 7×10(-4)x2+0.017 99x+18.424 15,R2=0.965 68。

拟合方程可为实验提供一定的理论指导。

3) 适当的预热温度可明显改善DLD 24CrNiMoY合金钢的力学性能。随着预热温度的增加,样品的硬度平均值呈先增加后减小的趋势。预热温度为150 ℃时硬度值最大,平均硬度为442.4 HV0.2。根据试样的拉伸测试可知,屈服强度先减小再增加后减小,试样的抗拉强度先增加后减小再增加,总体变化幅度较小。其中预热150 ℃时抗拉强度最高,为1 138.11 MPa。