电子束束流对电子束选区熔化成形H13钢组织和性能的影响

2022-05-13刘世锋

中国材料进展 2022年4期

刘世锋，宋玺，王岩，薛彤，王建，石英

(1.西安建筑科技大学冶金工程学院，陕西西安 710055)(2.西北有色金属研究院金属多孔材料国家重点实验室，陕西西安 710016)

1 前言

H13模具钢具有良好的高温冲击韧性、耐磨性、红硬性以及抗冷热疲劳性等优异性能，是使用最广泛和最具代表性的热作模具钢种，能满足模具对硬度、服役寿命和可靠性等苛刻要求[1, 2]。然而传统冶炼H13钢时易存在偏析、组织均匀度不理想问题，而且传统数控加工方式难以成形形状、结构复杂的H13钢零件[3-5]。电子束选区熔化(selective electron beam melting,SEBM)技术以聚焦电子束为热源逐点扫描、逐线搭接、逐层熔化、凝固堆积，可实现三维复杂零件的成形，具备随形热处理工艺，能有效消除零件内部残余应力，从而在很大程度上降低或消除零件表面裂纹，保证组织的均匀性，可有效用于H13模具钢成形[6-8]。

目前，仅有部分研究学者开展SEBM成形H13模具钢性能及组织研究。Cormier等[9]分析了SEBM工艺对H13模具钢化学成分及显微组织的影响，发现真空下电子束熔化低熔点合金元素时存在气化现象，但SEBM熔池快速凝固的特点会抑制元素逃逸，因此成形件中仅Mn元素含量低于合金标准值，成形件组织为马氏体，硬度为455～481 MPa。Kahlert等[10]通过SEBM技术制备出具有高致密度且力学性能良好的H13钢零件，发现电子束能量密度在32～44 J/mm3范围内时，试样显示出针状组织，猜测可能是由贝氏体和马氏体混合物及富钒析出物组成。Ghibaudo等[11]系统地确定了SEBM制备H13模具钢的工艺参数，指出铺粉层厚为90 μm时，扫描速度处于373.33～800.00 mm/s范围内，并控制能量密度在50～96 J/mm3之间，可以获得致密度为98%以上的成形件；当扫描速度为700 mm/s、能量密度为57.41 J/mm3时，成形件致密度可高达99.96%。另外，还有研究学者进行了其他钢种SEBM制备工艺和冶金行为的研究。Jurisch等[12]基于SEBM技术对焊接性能较差的42CrMo4高强钢进行熔化成形，优化后的工艺参数可实现无裂纹打印，且成形件的力学性能与经过传统热处理后的性能相当。Lee等[13]对9%～12%Cr(质量分数)铁素体/马氏体耐热钢进行SEBM成形，区别于传统调质处理后得到较为粗大的晶粒(166.3±32.2) μm以及富Cr和W的大尺寸M23C6，SEBM制备的试样具有细小的等轴晶(60.1±8.3) μm，组织为回火马氏体及富W的小尺寸M23C6析出相。Wang等[14]通过优化SEBM成形SS316L不锈钢中的速度函数(speed function)和聚焦偏移(focus offset)两个工艺参数，制备出致密度超过99%、抗拉强度远优于铸造和锻造成形件的抗拉强度。Gao等[15]系统研究了SEBM技术成形氧化物弥散强化(oxide dispersion strengthened,ODS)铁素体钢的熔化过程、晶粒形貌及拉伸性能，向Fe-18Cr-2W-0.5Ti钢中添加Y2O3纳米级氧化物颗粒后，发现该颗粒弥散分布在基体中且仍为纳米级尺寸，在高温下对试样进行拉伸试验，发现断口出现了韧窝断裂形貌，细小的氧化物颗粒位于韧窝中心，显著提高了材料的高温强度。

采用SEBM技术制备上述钢的过程中，其工艺参数对打印成形件的显微组织和力学性能具有重要的作用[16]，成形件较高的致密度和良好的表面质量受到电子束束流、扫描速度、扫描间距及铺粉层厚度等参数的影响。因此，本文以传统H13热作模具钢为研究对象，探究电子束束流对其显微组织和力学性能的影响规律。

2 实验

2.1 实验材料

本实验采用西安赛隆金属材料有限责任公司SLPA-D型桌面级等离子旋转电机雾化制粉设备自制的H13(4Cr5MoSiV1)合金粉末，其化学成分见表1。

表1 H13合金粉末的化学成分

2.2 实验过程

使用Sailong-Y150型打印机进行H13合金粉末的成形，电子束枪加速电压为60 kV，束斑直径为0.2 mm，铺粉层厚度为50 μm，扫描间距为80 μm，扫描速度为5 m/s，基板预热温度设定为720 ℃，电子束束流分别为14.0，14.5，15.0，15.5和16.0 mA，成形过程中电子束以相同的方向进行选区扫描熔化合金粉末，相邻层的电子束扫描方向旋转90°，成形件尺寸为20 mm×20 mm×10 mm的立方块。采用激光粒度仪对H13钢粉末粒径分布进行检测，并使用X射线衍射仪(XRD，Bruker D2 Phaser)测定合金粉末相组成。采用MH-300A电子密度计测得成形件的密度，并计算出其致密度。随后将试样的xy底面经400#、800#、1200#、2000#水磨SiC砂纸打磨后，在抛光机上进行抛光，然后通过金相显微镜拍摄5张照片。采用Cu靶的X射线衍射仪在25°～95°的2θ范围内扫描样品，使用MDI Jade软件对衍射图谱峰进行物相分析。为观测电子束束流对显微组织的影响，使用体积比为1∶24的HNO3和C2H6O腐蚀剂对抛光后的样品进行腐蚀，并采用蔡司Gemini 300扫描电镜观察其微观组织。最后采用401MVD数显显微维氏硬度计进行硬度测量，载荷为200 g，载荷保压时间为10 s，每组试样测试5组数据，然后取其平均值。

3 结果与讨论

3.1 孔隙与致密度分析

H13钢粉末具有良好的球形度，仅存在少量的异形粉和卫星粉，且粉末内部几乎无气孔存在，如图1a和1b所示；粉末平均粒径为80 μm，如图1c所示。且该合金粉末主要由α相和γ相组成，最强衍射峰位于44.68°，可见基体相主要为α-Fe(110)，这是由于粉末在制备过程中快速凝固促进了γ相向α相的转变，同时残留有部分γ相。

图1 H13合金粉末：(a) SEM照片，(b)截面光镜照片，(c)粒径分布图，(d) XRD衍射图谱Fig.1 H13 alloy powder: (a) SEM image, (b) sectional OM image, (c) particles size distribution, (d) XRD diffraction pattern

图2a为测得的不同电子束束流下成形件的致密度。当电子束束流低于14.5 mA时，成形件致密度小于95%，具有较高的孔隙率；随着电子束束流的增大，电子束能量密度增加，成形件致密度先增大后趋于稳定。电子束束流大于15.0 mA时，成形件的致密度可达97%以上；其中当电子束束流为16.0 mA时，能量密度为48 J/mm3，成形件致密度达到98.1%，孔隙率最低。

不同电子束束流下成形件的底面金相照片如图2b～2f所示，可以看出有部分微孔分布于基底上，微孔直径最大约为12 μm，但数量极少，这是因为电子束与粉末作用形成的熔池反应剧烈，会裹挟一部分保护气体进入熔池内部形成小型孔洞[17]；此外，基体还均匀分布着大量纳米尺寸的微孔，这些微孔主要为未能完全逃逸出熔池的原始粉末内部的气体，在凝固时保留在基体内部。由图2b～2f可以看出，随着电子束束流的增大，纳米尺寸的微孔数量减少，但微米尺寸的微孔却仍然存在。这是因为电子束束流的增大，提高了熔池的熔深尺寸，增加了熔道的重熔程度，残留在上一层熔池上方的气孔再一次从熔体中逸出，降低了纳米微孔的数量；然而，电子束束流的增大会加剧熔池的反应，导致了微米尺寸的孔洞难以消除。

图2 不同电子束束流成形试样的致密度(a)和OM照片 (b～f)Fig.2 Relative density (a) and OM images (b～f) of the samples formed with different electron beam currents

此外，由图2b～2f金相照片可以看出基体上存在大量的熔合不良现象，这是因为SEBM技术扫描速度较快，对熔池搅拌作用较强，熔池内部熔体剧烈流动使其难以均匀铺展在试样表面，在表面张力作用下形成凸起，在后续铺粉过程中，粉末不能均匀填充整个平面，当电子束进行扫描时，熔道间不能连续结合起来，产生了细条状的熔池间熔合不良现象[18]。此外，在较低的电子束束流下熔化粉末时，能量输入低，导致粉末难以充分熔化，这部分未完全熔化的粉末也会导致平面产生熔合不良现象。但随着电子束束流的增加，未充分融合的细条状尺寸逐渐减小，提高了成形件的致密度。

3.2 显微组织分析

由于增材制造逐层堆积的成形特点，导致成形件沿成形方向经历了不同的热处理时间，使得观测到的微观组织具有不均匀性。而试样底部能够保持稳定的热平衡状态，微观组织趋于稳定，没有明显的差异。因此，对试样底部微观组织进行表征，更具有代表性。

通过XRD检测不同电子束束流下成形试样底部水平截面相组成，如图3a所示，H13钢主要由α-Fe相和γ-Fe相组成。然而，随着电子束束流的增加，44.72°处衍射峰α-Fe(110)峰强先降低后增强，同时峰也先向右偏移后又向左偏移。根据布拉格定律：

图3 不同电子束束流成形试样底部截面的XRD图谱(a)，SEM照片(b～f)和元素分布图(g)Fig.3 XRD patterns (a), SEM images (b～f) and elemental distribution maps (g) of the samples formed with different electron beam currents

2dsinθ=λ

(1)

其中，d为平行原子平面间距，λ为入射波波长，θ为入射光与晶面间夹角。电子束束流分别为14.0，14.5和15.0 mA时，随着电子束束流的增加，能量密度增大，衍射峰右移，λ为常值，θ增大，说明d值减小，此时马氏体发生晶格畸变，受到残余压应力作用，晶格间距变小。随着马氏体变形程度不断加大，可以发生衍射的α-Fe数量减少，因此峰强降低。而电子束束流分别为15.0，15.5和16.0 mA时，随着电子束束流的增加，能量密度增大，衍射峰左移，此时热输入较大，基体发生了回复与再结晶，缓解了马氏体晶格之间的残余应力，并逐渐由压应力转变成拉应力，晶面间的距离再次被拉大。随着回复的马氏体晶格增多，峰强又逐渐增加。

图3b～3f为不同电子束束流下成形件底部的SEM照片，发现区域A和区域B的组织具有明显差异。对14.0 mA电子束束流下成形的试样进行SEM-EDS检测，如图3g所示，Fe元素和C元素分布较为均匀，可见区域A和区域B具有相同的相结构。结合图2b～2f的金相照片进行进一步分析，发现区域A为熔合不良区，由于这部分区域的组织未能经历重熔过程，在打印成形过程中不断经历重复的热处理过程，基板温度又一直保持在720 ℃以上，H13钢中含有的Cr，Mo，V等碳化物形成元素使得区域A更易形成碳化物并长大粗化，最后经腐蚀剂腐蚀后，出现与区域B明显不同的组织。因此，区域B为SEBM成形H13钢基体组织。此外，区域A的尺寸随着电子束束流的增加逐渐减小，这与金相观测结果一致。同时还观察到14.0和14.5 mA两个电子束束流下的区域A面积都比较大，15.0，15.5和16.0 mA电子束束流下的区域A面积明显减小，这与致密度检测结果一致。此外，观察SEM-EDS中V元素的分布，发现其出现偏聚现象，结合文献中对H13碳化物的研究，SEBM成形H13钢晶界处存在富V类的碳化物[19, 20]。

不同电子束束流成形试样的显微组织如图3b～3f的区域B所示，发现成形件显微组织主要由板条状马氏体组成(图中红色方框标注)，其中XRD检测出的FCC结构γ相并未明显观测到，这主要与SEBM技术具有微小熔池的成形特点有关。随着熔池快速凝固并达到室温，初始奥氏体晶粒发生马氏体相变，被马氏体板条分割最后残留在马氏体板条束之间，因此，残余奥氏体尺寸是非常细小的，但却均匀分布在基体上，数量较多，可以通过XRD检测出来，但很难通过SEM观测到。另外，当电子束束流分别为14.0，14.5和15.0 mA时，随着电子束束流的增加，能量密度增大，马氏体板条由开始的破碎状逐渐变成片状。当电子束束流分别为15.0，15.5和16.0 mA时，随着电子束束流的增加，能量密度继续增大，马氏体板条逐渐长大。

3.3 显微硬度性能及形貌分析

图4a为不同电子束束流成形试样的维氏显微硬度。从图中可以看出，当电子束束流为15.0 mA时，能量密度为45 J/mm3，试样的硬度最高，为2395.8 MPa。随着电子束束流的增大，能量密度增加，硬度值先逐渐增大后趋于稳定。当电子束束流分别为14.0，14.5和15.0 mA时，随着能量密度的增加，马氏体板条受到压应力作用，发生晶格畸变，硬度增加。而当电子束束流分别为15.0，15.5和16.0 mA时，随着能量密度的增加，马氏体长大并粗化，会对硬度造成一定的影响，同时由于热输入较大，二次碳化物会析出，又对表面强度的提升具有一定作用。因此，当电子束束流大于15.0 mA时，硬度随电子束束流的增加逐渐趋于稳定状态。

图4b～4f为不同电子束束流成形试样的金相照片。当电子束束流分别为14.0，14.5和15.0 mA时，随着能量密度的增大，硬度点的形貌逐渐发生变形。其中15.0 mA电子束束流下的试样可以明显观察到马氏体组织对表面的强化作用，阻碍了压头对表面的作用力。当电子束束流分别为15.0，15.5和16.0 mA时，随着能量密度的增大，硬度点的形貌又趋于规则，这是由于电子束对基体的热输入增加，导致马氏体逐渐粗化，但细小碳化物的析出却又增加了表面硬度。因此，虽然马氏体组织有变软的趋势，但基体强度仍然很高，且细小的碳化物并不会造成硬度点形貌的变形。