本文介紹了不同制造條件下SLM工藝制備的H13鋼的顯微組織對(duì)拉伸性能和斷裂行為的影響。

圖0 全文概要圖

全文摘要

為了表征選擇性激光熔化（SLM）H13工具鋼，進(jìn)行了顯微組織與力學(xué)性能的相關(guān)性研究。在選擇性激光熔化過(guò)程中，觀察到了奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變行為，其中C在基體中的分配與原子擴(kuò)散率相關(guān)。在凝固過(guò)程中，由于沿著H13工具鋼的制造方向的外延生長(zhǎng)，形成柱狀晶粒結(jié)構(gòu)。柱狀組織主要由馬氏體和少量殘余奧氏體組成。高激光掃描速度下H13的過(guò)冷增加了形核位置，減小了柱狀晶的直徑。

拉伸過(guò)程中，晶界出現(xiàn)形變，但X射線衍射(XRD)和電子背散射衍射(EBSD)分析表明沒(méi)有明顯的馬氏體相變。S2(掃描速度為200 mm/s的試樣具有較好的拉伸性能，抗拉強(qiáng)度為1700 MPa，伸長(zhǎng)率為1.6%，高于其余試樣(< 1300 MPa，伸長(zhǎng)率為0.3%)。斷口觀察證實(shí)，孔隙率、孔徑和孔隙類(lèi)型是影響拉伸性能的關(guān)鍵金屬參數(shù)。通過(guò)透射電子顯微鏡(TEM)和3D原子探針斷層掃描(APT)分析確定了各種碳化物，以證實(shí)選擇性激光熔化H13工具鋼的這些微觀結(jié)構(gòu)特征和斷裂行為。

1. 背景介紹

高強(qiáng)度H13工具鋼具有優(yōu)秀的耐磨性/耐熱性，因此廣泛用于模塑、熱壓成型和壓鑄材料。隨著對(duì)H13工具鋼產(chǎn)品更復(fù)雜設(shè)計(jì)的需求，傳統(tǒng)的制造方法如鑄造或鍛造工藝在設(shè)計(jì)復(fù)雜性方面有其局限性。隨著最近金屬增材制造技術(shù)的改進(jìn)，打印H13工具鋼已被積極研究。選擇性激光熔化（SLM）是粉末床熔化工藝之一，是以最少的后處理實(shí)現(xiàn)復(fù)雜設(shè)計(jì)近凈形制造的高精度候選工藝之一。在SLM工藝中，打印金屬零件的機(jī)械性能高度依賴于復(fù)雜的打印參數(shù)，因此工藝優(yōu)化對(duì)于成功制造H13工具鋼至關(guān)重要。

代表性的SLM工藝參數(shù)包括掃描策略、激光功率、掃描速度、陰影空間和層厚度。這些參數(shù)可用體積能量密度E [J/mm3]為Eq (1)：

其中Q是熱輸入[J/mm2]，t是層厚度[mm]，P是激光功率[W]，v是激光掃描速度[mm/s]，h是掃描間距[mm]。研究發(fā)現(xiàn)能量密度(E)受原材料性質(zhì)的影響很大，因此需要為每種材料找到最佳工藝條件。當(dāng)能量密度高于材料的適當(dāng)范圍時(shí)，熔化表面變得不穩(wěn)定，由于成球現(xiàn)象和不良的表面粗糙度而導(dǎo)致內(nèi)部孔隙。過(guò)低的能量密度會(huì)降低拉伸強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率，因?yàn)槲慈刍虿糠秩刍姆勰?huì)產(chǎn)生孔隙。

根據(jù)重疊情況，陰影空間決定孔隙尺寸、孔隙形狀和孔隙度。當(dāng)開(kāi)口空間足夠窄時(shí)，重疊區(qū)域變小，導(dǎo)致致密的低孔隙率微結(jié)構(gòu)。太大的艙口空間會(huì)增加尺寸和孔隙率的體積分?jǐn)?shù)。層厚會(huì)直接影響表面粗糙度和內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)，因此它幾乎固定在20-40微米的范圍。

圖1.SLM工藝的掃描策略示意圖

圖2.(a) S2、(b) S4和(c) S8樣品在X-Y、Y-Z和Z-X平面上的光學(xué)顯微照片。

圖3.SLM加工H13鋼試樣的孔隙率與激光掃描速度的關(guān)系。

圖4.(a)(b) S2、(c)(d) S4和(e)(f) S8試樣在Y-Z平面上的光學(xué)顯微照片，顯示了氣孔、匙孔型氣孔、未熔化粉末和未熔合氣孔。

圖5.(a)熱輸入和(b)S2、S4和S8試樣中作為激光掃描速度函數(shù)的未熔合缺陷指數(shù)。

最可控的SLM工藝參數(shù)是激光掃描速度，這是由于其控制范圍廣且直接依賴于打印金屬部件的微觀結(jié)構(gòu)和機(jī)械性能。足夠低的激光掃描速度產(chǎn)生合適的致密微結(jié)構(gòu)，但是增加了加工時(shí)間和成本。雖然SLM工藝的生產(chǎn)率與掃描速度的優(yōu)化高度相關(guān)，關(guān)于H13選擇性激光熔化的掃描速度因子研究數(shù)量有限。Yun等人報(bào)道了H13在90 W激光功率下以200 mm/s的掃描速度具有最高的密度和高硬度，并且硬度隨著掃描速度而降低。Choe等人報(bào)道了在800毫米/秒的掃描速度和90瓦的激光功率下沒(méi)有重疊，這導(dǎo)致在200毫米/秒以下產(chǎn)生大量的孔和小孔。Alsalla等人表明建筑取向影響SLM 316 L不銹鋼中孔隙、空隙和裂紋的形成。馬祖爾等人受控的各種SLM制造H13工具鋼的工藝參數(shù)，預(yù)測(cè)模具溫度和零件翹曲。

本研究旨在探討激光掃描速度對(duì)3D打印H13工具鋼拉伸試驗(yàn)行為的影響及其與微觀結(jié)構(gòu)、變形和斷裂行為的關(guān)系。 用三種不同的掃描速度對(duì)H13工具鋼進(jìn)行打印，觀察在固定其它工藝參數(shù)下的微觀組織和斷裂行為。用光學(xué)顯微鏡(OM)和掃描電子顯微鏡(SEM)觀察微觀結(jié)構(gòu)。使用X射線衍射方法(XRD)、EBSD、TEM和3D APT分析來(lái)表征每個(gè)相和沉淀的化學(xué)組成。通過(guò)拉伸試驗(yàn)研究了3D打印H13鋼的變形和斷裂行為，并對(duì)其微觀組織變形行為進(jìn)行了研究。通過(guò)斷口分析，找出了影響拉伸失效的冶金因素，研究了激光掃描速度、顯微組織與拉伸行為之間的關(guān)系。

圖6.(a) S2、(b) S4和(c) S8樣品在X-Y、Y-Z和Z-X平面的掃描電子顯微照片。

圖7.(a) SEM-EDS圖像和(b)S2樣品的Y-Z平面中的EBSD相圖。

圖8.SLM加工H13鋼樣品的維氏硬度與激光掃描速度的函數(shù)關(guān)系。

圖9.SLM加工H13鋼試樣的工程拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

2.結(jié)果和討論

在圖2中，顯示了S2、S4和S8樣品的X-Y、Y-Z和Z-X平面。X-Y、Y-Z和Z-X的每個(gè)表面具有不同的形狀微觀結(jié)構(gòu)?？梢栽赬-Y平面上觀察掃描軌跡，如圖1中的示意圖所示。掃描軌跡寬度為50-100微米，陰影空間(80微米)和重疊(30%)。當(dāng)樣品(S2和S4)具有沿著掃描方向的連續(xù)掃描軌跡時(shí)，S8具有掃描軌跡的不連續(xù)模式。在Y-Z平面上可以很好地發(fā)現(xiàn)熔池的形狀。所有三個(gè)樣品的熔池寬度為90-120 μm。在50-70微米范圍內(nèi)，熔池深度隨著激光掃描速度的增加而減小，其中S2的熔池最深。

可以在Z-X平面中很好地找到層厚度，該層厚度是變化的，隨著激光掃描寬度的增加，從直線形狀變?yōu)椴ɡ诵螤睢?nbsp;通過(guò)熔池邊界的形成，發(fā)現(xiàn)層厚為30微米，略高于設(shè)定厚度(25微米)。這在相同掃描速度條件下，X-Y、Y-Z和Z-X方向的孔隙率接近，但總體上孔隙率隨掃描速度的增加而增加。S2、S4和S8樣品的孔隙率分別為0.2%、0.4%和2.9%。為了分析不同掃描速度下孔隙率的變化，觀察樣品的每個(gè)Y-Z表面，并根據(jù)尺寸和形狀對(duì)孔隙進(jìn)行分類(lèi)，如所示圖.4。首先，球形孔可以歸類(lèi)為氣孔，它們是由惰性氣體的截留或合金元素的蒸發(fā)形成的。此外，匙孔式氣孔可以被觀察到，已知這是由不穩(wěn)定的熔池引起的高導(dǎo)熱率H13的流動(dòng)[23]。缺乏熔合在MPB周?chē)l(fā)現(xiàn)了類(lèi)型和不規(guī)則形狀的氣孔，這是由于粉末沒(méi)有熔化造成的。這些類(lèi)型的微孔降低了硬度和伸長(zhǎng)率，并在拉伸變形下在孔位置產(chǎn)生裂紋。

在三種試樣中，S2試樣的氣孔數(shù)量最少，但發(fā)現(xiàn)了氣孔和小孔型氣孔。如圖4（b）所示，S4有不熔化粉末，缺乏熔透氣孔和氣孔/匙孔型氣孔。未熔化粉末與未熔化氣孔一起被發(fā)現(xiàn)，因?yàn)檫@兩種缺陷都在局部低能量密度區(qū)被發(fā)現(xiàn)。在S8試樣中，MPB周?chē)鷽](méi)有熔透氣孔，存在氣孔合并現(xiàn)象。如所示圖 2(c)以及在三個(gè)樣品中，S8的孔隙率最高，這是由于其具有大尺寸的孔隙。未熔合導(dǎo)致大量氣孔，并在拉伸變形過(guò)程中在氣孔尖端附近引發(fā)裂紋，因此必須通過(guò)適當(dāng)?shù)墓に噧?yōu)化使其最小化。

圖10.拉伸試驗(yàn)之前和之后的S2樣品(a)的XRD結(jié)果顯示存在馬氏體和殘余奧氏體。

圖11.(a) TEM-EDS繪圖結(jié)果，(b)具有衍射圖案的明場(chǎng)和HAADF-STEM圖像。(c)高分辨率透射電鏡結(jié)果和相應(yīng)的快速傅里葉變換分析。

圖5總結(jié)了掃描速度、熱輸入和LF之間的關(guān)系。

S2、S4和S8的X-Y、Y-Z和Z-X的SEM圖像示于圖 6。 如Y-Z和Z-X平面所示，通過(guò)定向凝固形成柱狀晶粒。柱狀晶粒傾向于沿Z方向生長(zhǎng)，因?yàn)樗谀踢^(guò)程中遵循來(lái)自固體部分的優(yōu)選取向25在X-Y平面上，可以觀察到柱狀晶晶粒的截面，對(duì)S2來(lái)說(shuō)是2微米，1微米和0.5微米，分別是S4和S8。這種依賴于掃描速度的定向生長(zhǎng)行為是由高激光掃描速度條件下的快速散熱引起的，并且柱狀晶粒在生長(zhǎng)期間必須在成核點(diǎn)區(qū)域競(jìng)爭(zhēng)。在這里圖7，化學(xué)成分分析結(jié)果顯示為內(nèi)部柱狀晶粒和晶界。雖然化學(xué)成分沒(méi)有顯著差異，但柱狀晶中白色部分的C含量為4-5 %, Mo含量約為2%,比灰色部分高1%。如所示圖 7(b)柱狀晶內(nèi)有馬氏體和殘余奧氏體，比例為4:1。

在馬氏體相變過(guò)程中，C原子可能不會(huì)擴(kuò)散，而是作為間隙原子存在，因此C含量是相似的。 殘余奧氏體可以在室溫下存在，由于快速冷卻速率引起的殘余熱應(yīng)力，奧氏體穩(wěn)定。此外，鉬增加了碳的激活能，從而延緩了碳的擴(kuò)散并且形成具有殘余奧氏體形成的富碳區(qū)域。

圖12.(a) 3D APT尖端重構(gòu)，和(b)Fe、C、V、Cr、Mn和Mo原子位置的等值面性質(zhì)。(c)沿圓柱體的1D成分剖面。

進(jìn)行TEM分析以識(shí)別H13鋼中的碳化物。圖 11(a)顯示了S2樣品中富釩碳化物的TEM EDS圖譜結(jié)果。 圖 11(b)顯示明場(chǎng)和HAADF(高角度環(huán)形暗場(chǎng))-STEM(掃描透射電子顯微鏡)圖像。富鉬碳化物的球形類(lèi)型通過(guò)具有[112]區(qū)軸的奧氏體基體中的EDS分析得到證實(shí)。眾所周知，H13工具鋼具有各種碳化物，例如具有顯示球形的fcc晶體結(jié)構(gòu)的MC(富含V ),具有顯示橢圓形的hcp結(jié)構(gòu)的M2C(富含Mo )，具有顯示棒狀的fcc晶體結(jié)構(gòu)的M6C(富含Mo和Fe )，具有顯示大球形顆粒的hcp結(jié)構(gòu)的M7C3(富含Cr )，以及具有顯示不規(guī)則球形或方形顆粒的fcc結(jié)構(gòu)的M23C6(富含Cr、Fe和Mo.在圖11，M2C也通過(guò)高分辨率TEM (HRTEM)分析和沿著hcp晶體結(jié)構(gòu)中的帶軸獲得的相應(yīng)FFT(快速傅立葉變換)斑點(diǎn)圖案證實(shí)。

進(jìn)行3D APT(原子探針斷層掃描)分析以定量分析富釩碳化物中的元素分配。圖12(a)顯示了鐵、碳、釩、鉻、錳和鉬的3D原子圖。在富V碳化物中，富C和富V區(qū)域是可區(qū)分的，并且V原子圍繞C原子，但是沒(méi)有檢測(cè)到碳化物和基體之間的化學(xué)分配。其它的鉻、錳和鉬原子也偏聚在富碳區(qū)的邊緣，這有助于阻止碳的擴(kuò)散。圖12(b)顯示了對(duì)應(yīng)于TEM觀察的尺寸為30 nm的每個(gè)原子位置的重構(gòu)沉淀。圖12(c)顯示了圓柱體尺寸為14.4納米× 14.4納米× 41.2納米的1D濃度剖面圖。閾值V和C大約是40 at。證明顆粒大多富含V和C。這些納米碳化物有效地增加了均勻分散在基體中的強(qiáng)度。

圖13.S2和S4樣品(a)在Y-Z平面拉伸試驗(yàn)之前和(b)之后的EBSD反極圖(IPF)、相位和晶粒取向分布圖(GOS)。

X-Y、Y-Z和Z-X的維氏硬度結(jié)果總結(jié)在圖 8中。 對(duì)于所有X- Y、Y-Z和Z-X，S2的硬度最高，接近585 HV。S4和S8的硬度分別為520 HV和470 HV。由于高孔隙率下的部分?jǐn)嗔?，硬度隨著掃描速度降低。如所示圖 8較高的掃描速度產(chǎn)生較高的孔隙率，從而導(dǎo)致較低的硬度。每個(gè)樣品的應(yīng)力-應(yīng)變曲線總結(jié)于圖 9，具有屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。屈服強(qiáng)度隨掃描速度的增加而降低，S2的屈服強(qiáng)度最高，為1340 MPa。在S2 (1704 MPa)、S4 (1327 MPa)和S8 (1227 MPa)的拉伸強(qiáng)度中，可以更明顯地觀察到這種由掃描速度引起的機(jī)械性能的降低。最大的伸長(zhǎng)率也出現(xiàn)在S2 (1.6%)。

在圖 10用XRD分析了拉伸前后試樣的拉伸變形行為。 EBSD也是如此。圖 7(b)同時(shí)觀察到馬氏體和殘余奧氏體。拉伸試驗(yàn)后馬氏體的體積分?jǐn)?shù)保持相似，殘余奧氏體從7.8%變?yōu)?.6%。這種微觀結(jié)構(gòu)的變化是由低延伸率(0.3-1.55)的早期斷裂引起的。拉伸試驗(yàn)后的EBSD試樣如圖所示圖 13。在反極圖中(IPF)地圖和極圖(PF)，?001?紋理見(jiàn)圖 13。凝固最重要的因素包括溫度溫度梯度(G)和生長(zhǎng)率(R)。高G/R比導(dǎo)致柱狀微觀結(jié)構(gòu)，低G/R比導(dǎo)致柱狀晶狀或等軸晶狀結(jié)構(gòu)。

此外，生長(zhǎng)速率也會(huì)影響熔池中微觀組織的類(lèi)型。在增材制造過(guò)程中，固液界面的溫度梯度最高。熱流方向與晶粒生長(zhǎng)呈反向平行關(guān)系，因此熔化潛熱通過(guò)床底部釋放。如的相圖所示圖 13(a)中，柱狀晶粒由馬氏體組成，晶界由殘余奧氏體組成。根據(jù)晶粒取向分布(GOS)圖，馬氏體比殘余奧氏體具有更高的GOS，這可能是由剪切轉(zhuǎn)變引起的。圖13(b)顯示了拉伸試驗(yàn)后的EBSD。大部分變形發(fā)生在柱狀晶界，相圖中幾乎看不到殘余奧氏體，這是柱狀晶界劇烈變形造成的。在拉伸變形過(guò)程中，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)由馬氏體相變引起的相變誘發(fā)塑性(TRIP )，如所示圖 8。

Z-X斷裂面如所示圖14。對(duì)于沿著MPB的平行微孔的情況，機(jī)械強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率非常低，因此在斷裂中觀察微孔分布是重要的表面。當(dāng)孔隙尺寸超過(guò)具有高應(yīng)力集中系數(shù)的臨界值時(shí)，它們可以作為裂紋萌生位置。未熔化粉末表現(xiàn)為基體中的夾雜物，這降低了界面結(jié)合強(qiáng)度并有助于裂紋的產(chǎn)生。團(tuán)簇中未熔化粉末的高體積分?jǐn)?shù)導(dǎo)致孔隙聚結(jié)，這加速了裂紋擴(kuò)展。如所示圖 14(a)，S2在表面上局部具有少量孔隙。在圖 14(b)里在表面的幾個(gè)部分附近觀察到少量未熔化粉末，由于塑性變形，這些粉末不能作為顯示變形帶的主裂紋擴(kuò)展。相比之下，S4的大孔均勻分布在表面。S4具有未熔化粉末簇和缺乏熔化孔，如所示圖14。由于聚集效應(yīng)，S4的這些孔隙起到了初始傳播的作用，如所示圖. 14(c)如所示，S8斷裂表面具有大量未熔化的粉末，大量缺乏熔化孔圖。

圖14.(a)(b) S2、(c)(d) S4和(e)(f) S8試樣的SEM斷口圖，以及拉伸試驗(yàn)后整個(gè)區(qū)域選定區(qū)域的放大圖。

圖15 在不同掃描策略下增材制造H13鋼時(shí)的SEM圖和EBSD圖。

圖16 增材制造的H13柱狀空心在壓縮時(shí)不同階段的實(shí)物圖

3. 結(jié)論

采用選擇性激光熔化工藝對(duì)H13工具鋼進(jìn)行了打印，通過(guò)三維顯微組織分析、XRD、EBSD、拉伸試驗(yàn)和斷口分析，研究了激光掃描速度對(duì)顯微組織和拉伸行為的綜合影響。在3D微結(jié)構(gòu)分析中，對(duì)于SLM工藝H13，在X-Y平面中觀察掃描軌跡，在Y-Z中觀察熔池，在Z-X中觀察層厚度。S2和S4樣品具有低于0.5%的低孔隙體積分?jǐn)?shù)，但是S8具有超過(guò)2.9%的高孔隙體積分?jǐn)?shù)。較高的掃描速度導(dǎo)致較低的熔透缺陷指數(shù)(LF)和較高的孔隙率。

S2和S4試樣具有小尺寸氣孔和鑰匙孔型氣孔，而S8試樣具有未熔化的粉末，沒(méi)有熔合 孔隙，導(dǎo)致高孔隙率。凝固過(guò)程中試樣沿 z 方向呈柱狀晶狀 ?001? 織構(gòu)定向生長(zhǎng)。柱狀晶內(nèi)部是馬氏體和晶界由比率為 4:1 的殘余奧氏體組成。 TEM 分析證實(shí)了 MC( 富釩 ) 和 M2C( 富鉬 ) 碳化物的存在。在富 V 碳化物中， V 原子圍繞 C 原子，其它 Cr 、 Mn 和 Mo 原子也在富 C 區(qū)的邊緣偏析。高激光掃描速度下 H13 的過(guò)冷增加了形核位置，從而減小了柱狀晶的直徑。在拉伸試驗(yàn)中，變形發(fā)生在晶界，而沒(méi)有明顯的馬氏體相變。 S2 試樣具有較好的拉伸性能，抗拉強(qiáng)度為 1700 MPa ，伸長(zhǎng)率為 1.6% ，優(yōu)于其他兩種試樣 (< 1300 MPa ，伸長(zhǎng)率為 0.3%) 。在斷口上， S2 試樣有局部微孔，而 S4 和 S8 試樣由于激光掃描速度低，有大量未熔化粉末。具有未熔化孔隙的大團(tuán)簇作為裂紋萌生位置，導(dǎo)致力學(xué)性能下降。

圖17 硬度深度隨著激光功率、掃描速度以及相應(yīng)的激光能量密度變化時(shí)的結(jié)果

文章來(lái)源：Microstructural effects on the tensile and fracture behavior of selective laser melted H13 tool steel under varying conditions，Materials Characterization，Volume 155, September 2019, 109817，https://doi.org/10.1016/j.matchar.2019.109817

參考文獻(xiàn)：Selective laser melting with changing input energy periodically for production of partially hardened laminate structure in H13 steel,Journal of Manufacturing Processes,Volume 73, January 2022, Pages 839-848,https://doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.11.028