王金海，仪传明，肖 罡，万可谦，王文韫

(1.广东汉邦激光科技有限公司，中山 528427；2.江西科骏实业有限公司，南昌 330100；3.湖南大学，汽车车身先进设计制造国家重点实验室，长沙 410082)

0 引 言

模具对大批量生产的现代工业非常重要，随着工业技术的发展，模具的设计和制备工艺也取得了快速发展[1-2]。传统的机械加工和电火花加工等模具加工方法存在制造周期长、精度差以及难于进行复杂制造等问题[3]，而且传统方法加工的模具冷却水路基本为直线型，存在冷却不均匀、冷却时间较长等问题，导致生产的产品出现翘曲变形等缺陷，因此已无法满足现代工业的要求[4-5]。选区激光熔化(selective laser melting, SLM)技术是3D打印领域中最具发展潜力的技术之一，该技术采用高能量激光束对粉末进行逐层扫描，粉末受热熔化凝固成形，可制造出形状复杂的产品[6-8]。与传统加工方法相比，SLM能制造出高精度、复杂随形水路的模具型芯和型腔，极大缩短熔体充型时模具的冷却时间和模具的制造周期。

18Ni300马氏体时效钢在增材制造注塑模具中的应用十分广泛，但其耐腐蚀性能一般，内部的随形水路容易生锈，导致模具的使用寿命降低[9]。316L不锈钢具有良好的耐腐蚀性能，但抗拉强度和硬度较低，不太适合制造高强度模具[10]。S136马氏体不锈钢的铬含量高，耐腐蚀性能和力学性能优异，但是其含碳量较高，在SLM成形过程中会形成较大的内应力，易使成形零件开裂[11]。针对上述问题，研究者基于铁基合金成分开发了12Cr9NiAlMo不锈钢。该钢属于低碳马氏体沉淀不锈钢，化学成分中含有质量分数约12%的铬和9%的镍，不仅具有良好的抗氧化和酸性气体腐蚀能力，而且具有较好的力学性能，因此成为制造具有随形水路金属模具的候选材料之一[12]。伴随定制化产品的市场需求及SLM技术的快速发展，急需探索适用于12Cr9NiAlMo模具钢的SLM成形工艺，但是目前鲜见该钢的SLM成形和热处理工艺方面的报道。

为了实现12Cr9NiAlMo模具钢的SLM成形工艺优化以及成形件服役性能的提升，作者采用SLM工艺制备了12Cr9NiAlMo模具钢试样，通过正交试验研究了激光功率、扫描间距、扫描速度等工艺参数对成形试样相对密度的影响规律，获得最佳工艺参数，同时研究了900 ℃×1 h固溶处理+530 ℃×3 h时效处理后SLM成形试样的显微组织和力学性能。

1 试样制备与试验方法

试验原料为旋转电极生产的12Cr9NiAlMo模具钢粉末，由西安欧中材料科技有限公司提供，化学成分如表1所示，粉末粒径范围为15～55 μm；该粉末的微观形貌如图1所示，可见粉末颗粒主要呈球形和近球形。采用HBD-280型金属3D打印设备进行选区激光熔化成形试验，设备内置功率为500 W的光纤激光器，激光波长为1 070 nm，光斑直径约为75 μm，打印过程充入体积分数99.99%的高纯氩气进行保护，打印室内氧体积分数低于1 000×10-6。成形过程中采用分区条形扫描策略，扫描路径如图2所示，逐层旋转67°，固定铺粉厚度50 μm。采用L9(33)正交试验方法研究激光功率、扫描速度和扫描间距对SLM成形试样相对密度的影响，正交试验的因素和水平如表2所示，制备块状试样的尺寸为10 mm×10 mm×10 mm，相对密度由阿基米德排水法测定。根据正交试验确定的最优SLM成形工艺参数，采用相同的方法制备如图3所示的棒状拉伸试样和V型缺口冲击试样。对成形试样进行热处理，其工艺为900 ℃×1 h空冷的固溶处理+530 ℃×3 h随炉冷却的时效处理。

表1 12Cr9NiAlMo模具钢的化学成分

图1 12Cr9NiAlMo钢粉末的微观形貌Fig.1 Micromorphology of 12Cr9NiAlMo steel powder

表2 正交试验因素与水平

图2 条形分区扫描策略示意Fig.2 Diagram of strip partition scanning strategy

图3 拉伸试样和冲击试样的尺寸Fig.3 Dimension of tensile sample (a) and impact sample (b)

图4 不同能量密度下成形试样中的典型缺陷Fig.4 Typical defects of formed samples under different energy densities

采用光学显微镜观察成形试样的表面形貌，采用TR200型表面粗糙度仪测成形试样的表面粗糙度。对试样进行超声波清洗、粗磨、抛光后，用CDM-806C型光学显微镜(OM)观察试样缺陷形貌；再用1 g CuCl2+25 mL HCl+ 25 mL HNO3+150 mLH2O组成的混合溶液腐蚀约60 s后，用CDM-806C型光学显微镜和QUANTA 450型扫描电子显微镜(SEM)观察热处理前后成形试样的显微组织。采用D/Max 2400型X射线衍射仪(XRD)进行物相分析，采用铜靶，Kα射线，功率为12 kW，扫描范围为40°90°，扫描速率5(°)·min-1。采用DigiRock DR3型洛氏硬度计测试样的硬度，载荷为1 470 N，保载时间为5 s。按照GB/T 228-2010，采用C51.105 型电子万能拉伸试验机进行室温拉伸试验，拉伸速度为1 mm·min-1。按照GB/T 229-2020，采用PTM2302-C1型夏比摆锤冲击试验机进行室温冲击试验，冲击能量为300 J，冲击速度为5 m·s-1。采用QUANTA 450型SEM和JEM-2100型透射电镜(TEM)观察断口的微观形貌，用附带的能谱仪(EDS)进行微区成分分析。

2 试验结果与讨论

2.1 工艺参数优化

由表3可知:SLM工艺参数对SLM成形12Cr9NiAlMo模具钢相对密度的影响按由大到小的顺序排列为激光功率、扫描间距、扫描速度;最优工艺为A2B2C2，激光功率325 W、扫描速度1 000 mm·s-1、扫描间距0.1 mm。采用该最优SLM工艺制备12Cr9NiAlMo模具钢试样，测得其相对密度为99.22%，高于表3中的9组正交试验结果，证明了正交试验的有效性。

表3 SLM工艺参数正交试验结果

由于在SLM过程中关键工艺参数会相互产生影响，因此采用激光体能量密度(简称能量密度)进一步分析相对密度的变化规律，能量密度E的表达式[13]为

(1)

式中：P为激光功率，W；δ为铺粉厚度，μm；v为扫描速度，mm·s-1；S为扫描间距，mm。

由图4可知，当能量密度为47.43 J·mm-3时(激光功率300 W、扫描速率1 150 mm·s-1、扫描间距0.11 mm)，成形试样内部存在不规则的未熔合缺陷，最大缺陷尺寸为41 μm，这是由于此时能量密度太低，不足以将粉末完全熔化，形成的熔池尺寸小,温度低，且熔体黏度和表面张力较大，熔池流动性较差，不能充分铺展，因此熔池之间搭接处出现未熔合缺陷[14]，且未熔合缺陷的尺寸较大。这使得成形试样的相对密度显著减小。随着能量密度的增加，熔池温度升高，液态金属的流动性提升，未熔合缺陷逐渐减少。当能量密度达到65.00 J·mm-3(最优工艺参数)，成形试样内部仅存在少量由液态金属气化而产生的球形孔洞缺陷，缺陷尺寸较小，因此相对密度增大。当能量密度增加至78.43 J·mm-3时(激光功率300 W、扫描速度850 mm·s-1、扫描间距0.09 mm)，由于热量输入过多，粉末熔化形成的熔池内部对流剧烈，从而加剧液态金属气化进而形成球形孔洞；由于激光能量呈高斯分布，受激光辐射的熔池内部具有明显的温度差异，导致液相流动并形成Marangoni效应，增大了SLM过程中飞溅的产生，这些飞溅液滴在空气中凝固成金属小颗粒，有些颗粒落到已凝固的金属表面，有些颗粒则落入到熔池内，且伴随熔池的冷却凝固而被包裹在内部，继而产生球化现象[15]；这些球化颗粒会影响SLM过程中的铺粉质量，导致相对密度较低。

由图5可知，当能量密度为47.43 J·mm-3时，输入的能量密度低，形成的液相金属温度低，黏度大[16]，流动性差，使得熔道不连续，宽度不均匀，熔道间的搭接效果差，同时为维持液相金属表面与周边介质表面组成的体系的自由能最小，在表面张力作用下，液相金属向内收拢形成球状以达到平衡[17]，导致成形试样表面存在大量细小的球形颗粒，从而增大表面粗糙度，此时表面粗糙度Ra为6.15 μm。当能量密度为65.00 J·mm-3时，输入的能量密度较适宜，凝固形成的表面熔道较均匀，表面粗糙度较小，Ra为5.51 μm。当能量密度为78.43 J·mm-3时，输入的能量密度过高，液相金属的流动性加剧，导致SLM过程中出现飞溅现象，造成表面形成较大的球形颗粒，同时能量过高还使得金属粉末过熔，熔池中熔体的量较多，氧化程度较高，导致球化现象更明显[18]，此时表面粗糙度较大，Ra为5.83 μm。

图5 不同能量密度下成形试样的表面形貌Fig.5 Surface morphology of formed samples under different energy densities

图6 热处理前后最优SLM工艺成形试样的OM形貌和SEM形貌Fig.6 OM morphology (a-b) and SEM morphology (c-d) of samples formed by optimal SLM process before (a, c) and after (b, d) heat treatment

2.2 热处理对最优工艺成形试样显微组织的影响

12Cr9NiAlMo钢中的铬质量分数约为12%，依据Fe-Cr二元合金相图[19]，在加热与冷却过程会出现奥氏体和铁素体的相变过程以及奥氏体和马氏体的相变过程。由图6可知：未热处理(热处理前)最优工艺成形试样的熔道边界清晰，熔道呈抛物状层层重叠，主要组织为细小的层片状马氏体；热处理后成形试样的熔道边界消失，组织为板条状马氏体，与未热处理的试样相比，此时马氏体分布更加均匀，且在晶界处析出沉淀相颗粒。

由图7可知，热处理前后最优SLM工艺成形试样的组织主要为马氏体和少量残留奥氏体，且热处理前成形试样的奥氏体含量较高。SLM过程中极高的冷却速率会抑制碳化物的产生，使得合金元素固溶于奥氏体中，从而提高奥氏体的稳定性[20]，因此SLM成形试样组织中存在更高含量的残余奥氏体。固溶和时效热处理促进了奥氏体的转变，使得成形试样中形成大量的马氏体组织。

图7 热处理前后最优SLM工艺成形试样的XRD谱Fig.7 XRD spectra of samples formed by optimal SLM process before and after heat treatment

2.3 热处理对最优工艺成形试样力学性能的影响

未热处理成形试样的抗拉强度、屈服强度、断后伸长率、硬度、冲击吸收功分别为1 055 MPa，990 MPa，17.5%，34 HRC，80 J，热处理后分别为1 710 MPa，1 580 MPa，10.5%，48 HRC，15 J。固溶和时效处理促进了马氏体的生成，且在晶界附近析出强化相颗粒，使得热处理后成形试样的强度和硬度升高，但断后伸长率和冲击吸收功降低。由图8可知：未热处理成形试样的拉伸断口中分布着大量不同尺寸的韧窝，呈现典型的韧性穿晶断裂特征；热处理成形试样拉伸断口中除了存在韧窝外，还呈现准解理断裂特征，断裂形式为脆性和韧性混合断裂，同时断口中存在大量球形颗粒。该颗粒的主要成分为铝、镍、铬和铁元素，分析认为该球形颗粒可能是热处理后析出的NiAl相颗粒。通过TEM进一步确定球形颗粒的主要成分为铝、镍、铬和铁元素，如图9所示。可知热处理后成形试样析出的球形颗粒为NiAl相。FAKIC等[21]在Fe-Cr-Ni沉淀硬化钢中发现了NiAl析出相的存在，研究[22-23]发现，SLM成形SS-CX合金可通过固溶时效析出的NiAl相进行强化。NiAl相颗粒的析出可以阻碍位错运动，提高成形试样的强度，但也在一定程度上增加了试样脆性，导致断后伸长率和冲击吸收功降低[22]。由图10可知：未热处理成形试样冲击断口表面分布着大量韧窝，属于韧性断裂；而热处理后断口表面分布着大量撕裂棱和裂纹以及少量韧窝，属于混合断裂机制。裂纹是在冲击力作用下由位错形成的。裂纹的形成与扩展及大量撕裂棱的形成均会消耗内部能量，从而导致冲击吸收功的降低[22]。

图9 热处理后最优SLM工艺成形试样拉伸断口球形颗粒的TEM形貌及EDS谱Fig.9 TEM morphology (a) and EDS spectrum (b) of spherical particles at tensile fracture of sample formed by optimal SLM process after heat treatment

图10 热处理前后最优SLM工艺成形试样冲击断口的SEM形貌Fig.10 SEM morphology of impact fracture of samples formed by optimal SLM process before (a) and after (b) heat treatment

3 结 论

(1) 由正交试验分析得到，激光功率对SLM成形12Cr9NiAlMo模具钢试样相对密度的影响程度最大，其次为扫描间距，扫描速度的影响程度最小，最优工艺参数为激光功率325 W、扫描间距0.10 mm、扫描速度1 000 mm·s-1，在此工艺条件下制备的试样相对密度可达到99.22%，表面粗糙度Ra为5.51 μm。

(2) 最优工艺成形试样的显微组织主要由马氏体和残余奥氏体组成，抗拉强度、屈服强度、断后伸长率、硬度、冲击吸收功分别为1 055 MPa，990 MPa，17.5%，34 HRC，80 J；经过固溶时效处理后部分残余奥氏体转变为马氏体，且组织中析出大量细小的NiAl强化相颗粒，抗拉强度、屈服强度和硬度分别提高到1 710 MPa，1 580 MP，48 HRC，分别提高了62.1%,59.6%,41.2%，断后伸长率和冲击吸收功降低至10.5%和15 J,分别降低了40.0%,81.3%。

(3) 未热处理最优工艺成形试样拉伸和冲击断口中存在大量韧窝，呈现典型的韧性断裂特征，而固溶时效处理后的最优成形试样断口中分布着少量韧窝和大量撕裂棱，呈现脆性和韧性混合断裂特征。