扫描速率对SLM成形718HH模具钢成形性的影响

2023-05-04张梦醒马党参迟宏宵王长军

金属热处理 2023年4期

张梦醒, 马党参, 周健, 迟宏宵, 王长军

(钢铁研究总院有限公司特殊钢研究院, 北京 100081)

增材制造(Additive manufacturing, AM)技术是目前各国竞相研发的颠覆性前沿技术,在世界范围内获得广泛关注与重视[1-3]。其中选区激光熔化技术(Selective laser melting, SLM)是一种新兴的激光粉末床熔合AM工艺,具有研制周期短、材料利用率高、成型精度高等技术优势,能够直接快速地成形结构复杂、形状完整、功能齐全的零部件,在航空航天、模具、汽车以及医疗等领域得到广泛应用[4-5]。目前SLM技术已成为快速成型金属模具领域的研究热点,其技术特点可以解决直线状的注塑模具冷却水道问题,生产随注塑模具形状变化的随形冷却水道,使得注塑制品得到均匀的冷却,减少冷却时间和制品变形,提高冷却效率和产品质量[6-8]。目前,国产商用SLM成形金属模具材料较少,远远不能满足现代模具生产领域的发展需求。

718HH塑料模具钢属于718系列模具钢,其淬透性更好,蚀花性能更佳,抛光性能也更加优异,是当前汽车模具钢行业的优选钢种,因此本文选取718HH塑料模具钢粉末作为SLM成形的原材料,在前期研究基础上探究不同的激光扫描速率对SLM成形718HH塑料模具钢性能的影响规律,确定最佳的成形工艺参数,为718系列模具钢的SLM模具成形技术提供工艺基础。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

本文采用气雾化法制备的718HH塑料模具钢粉末为原材料,化学成分如表1所示,微观形貌如图1所示,粉末的平均粒径为43.53 μm,呈球形或近球形。粉末的流动性为18.44 s/50 g、松装密度和振实密度分别为4.16和4.75 g/cm3。

表1 718HH塑料模具钢粉末的化学成分(质量分数,%)

图1 718HH模具钢粉末颗粒的显微形貌

1.2 试验条件及表征手段

SLM成形试验在国产DLM-280型金属选择性激光熔化3D打印机上进行。该打印机铺粉层厚0.025～0.1 mm可调,扫描速率范围为0～8500 mm/s,成形尺寸最大为280 mm×280 mm×300 mm。由一系列前期试验确定本次SLM成形采用的激光功率为255 W,扫描策略为旋转角67°,铺粉层厚为0.03 mm,扫描间距为0.1 mm,激光光斑直径为φ0.10 mm,基板为316不锈钢钢板,保护气氛为高纯氩气(99.999%)。试验采用6种扫描速率(800、900、950、980、1000及1100 mm/s)制备试样,成形试样尺寸为10 mm×10 mm×10 mm。试验前将20 kg 718HH钢粉末置于80 ℃的烘箱内烘干6 h,去除粉末中的水分,可在打印过程中增强粉末的流动性,以提高铺粉质量。试验所得718HH塑料模具钢SLM成形试样表面光洁度良好,无明显宏观缺陷。

采用线切割分离成形试样与基板,试样的上表面和侧表面经磨平抛光后,采用倒置式光学显微镜(OM)进行观察,然后用5%硝酸酒精溶液进行腐蚀,使用OM和FEI Quanta 650FEG型扫描电镜(SEM)观察微观组织。另对试样侧表面进行磨平抛光后,采用EM500-2A型半自动显微维氏硬度计进行硬度测量,载荷为300 g,从试样底端间距0.5 μm取10个点进行测量,取其平均值作为试样的平均显微硬度。

2 试验结果与讨论

2.1 体激光能量密度

SLM成形过程中熔化金属粉末的主要能量来源是高能量的激光[9]。而SLM成形工艺参数中的扫描速率、激光功率、铺粉厚度、扫描间距等都将影响成形过程中试样的成形质量。体激光能量密度Ev为单位体积的激光能量,可以用来评估SLM成形过程中激光输入到成形粉末层的能量,其计算公式为[10]:

(1)

式中:P为激光功率;S为扫描间距;V为扫描速率;T为铺粉厚度。根据本次试验P=255 W、S=0.1 mm、T=0.03 mm,通过式(1)计算可得扫描速率为800、900、950、980、1000及1100 mm/s下的体积激光能量密度分别为106.25、94.44、89.47、86.73、85.00、77.27 J/mm3,可见随着扫描速率的增大,试样成形时的体能量密度依次降低。朱天云等[11]研究发现,采用SLM成形时,成形件的内部质量一般与成形时金属粉末的熔化效果有关,在所用金属粉末的冶金性能范围内,其他参数条件一定时,激光扫描速率越小,熔融粉末的粘度越小,成形时熔融粉末的铺展效果越好,成形轨迹之间的结合就越紧密,进而使最终成形件的成形质量越高,综合性能越好。

2.2 SLM成形试样表面形貌

图2为不同扫描速率下718HH钢SLM成形试样上表面和侧表面的抛光态形貌。通过对比6种不同扫描速率下的SLM成形件上表面孔洞最多的视场(见图2(a1～f1))可以明显看出,当扫描速率较小(800和900 mm/s)时,试样表面几乎没有孔洞或孔洞尺寸较小,而当扫描速率较大(950～1100 mm/s)时,试样表面孔洞数量变多且尺寸较大。高扫描速率下孔洞的形成主要是由于SLM逐层递增的成形方式。在逐层成形过程中,球化效应会阻碍打印层在上一成形层上的均匀沉积,在高扫描速率下,这种不均匀的粉末层会阻碍熔池前端及内部的熔融体运动,熔融体难以完全填充,从而导致层间孔隙。即随着扫描速率的增加,熔化粉末的能量密度减小,粉末从完全熔化到未完全熔化,增加试样内部的缺陷,从而增加了成形件表面的孔洞率[12]。

由图2(a2～f2)可以看出,除扫描速率为800 mm/s以外,在其他扫描速率下试样的侧表面边界处均产生了不同程度的裂纹,且裂纹扩展方向垂直于粉末成形时的沉积方向,说明SLM成形件侧表面边界处的裂纹扩展具有明显的取向性,且沿着熔融层扩展[13]。718HH钢SLM成形试样的侧表面裂纹一般起源于试样边缘,这是因为SLM成形过程时,熔池凝固过程中冷却速度快,温度梯度大,试样内存在很大的残余应力;而且成形件的侧表面边缘与基体粉末接触多,会有未熔或半熔粉末黏附在表面(如图3所示),导致温度梯度更大且会使边界形成缺口 (如图2(b2)所示),使裂纹、孔洞等缺陷更易产生;另外,当扫描速率增大时,液相前沿的凝固速率增加,从而增大温度梯度,因此在较高的扫描速率下SLM成形件的侧表面均产生了不同程度的裂纹。

图3 SLM成形试样侧表面抛光态的SEM照片(扫描速度900 mm/s)

2.3 显微组织

图4是不同扫描速率下SLM成形件侧表面腐蚀后的光学显微照片,显示了典型熔池的形貌和分布。由图4可见,6种扫描速率下,熔池之间的搭接连续,熔池的大小随扫描速率的增加而增大,而且随着扫描速率的增加,表面出现不同程度的孔洞缺陷。当扫描速率较低时,熔池分布较为均匀,随着扫描速率的增大,熔池分布的交错和乱序越来越明显。这是因为随着扫描速率增大,激光能量密度减少,粉末获得的能量不足,熔池内会形成明显的温度梯度,从而引起表面张力梯度和由此产生的Marangoni对流,且这种对流往往会导致液体的不稳定[14],由此造成了越来越明显的结构不均匀。

图4 不同扫描速率下SLM成形试样的侧表面腐蚀后的形貌

不同扫描速率下 SLM 成形后的718HH钢金相试样的上表面组织如图5所示,凝固组织主要为板条马氏体。由图5可以看出,随着扫描速率的增加,马氏体组织细化。当扫描速率为950 mm/s时,马氏体组织最均匀。冷却速度和粉末中的合金元素都影响着打印过程中的马氏体相变。马氏体相变开始于熔池冷却速度大于马氏体临界冷却速度到Ms点以下,随着温度降低,结束于Mf点。718HH钢粉末中的Mn、Ni、Cr等合金元素可以稳定过冷奥氏体,降低马氏体临界冷却速度,促进马氏体相变。本质上,激光扫描速率通过改变凝固速率和实际过冷度来影响相变。增大扫描速率,熔池内液体前沿的凝固速率增加,从而增强热过冷和动力学过冷,显著增加熔池的温度梯度促进马氏体相变。因此718HH钢粉末可以在SLM成形过程中熔池快速冷却作用下,进行马氏体转变[15]。

2.4 显微硬度

图6为不同扫描速率下SLM成形金相试样的侧表面沿成形方向的显微硬度分布和平均显微硬度。从图6(a)可以看出,沿SLM成形方向各扫描速率下试样的硬度分布均存在波动。这可能是因为在SLM成形的过程中,液态熔池内部具有复杂的冶金过程,不同区域具有差别较大的温度梯度,从而得到不同饱和程度的马氏体,因此熔池边界和内部具有不同的硬度值。从图6(b)可以看出,718HH模具钢成形件的平均显微硬度随着扫描速率的增加呈现先升高后降低的趋势。SLM成形过程中,在快速冷却凝固阶段,熔池内部的液相向固相转变的过程中,由于快速冷却凝固,会发生体积收缩以及马氏体相变时的体积膨胀,导致组织中产生残余应力,两者相比,马氏体相变过程中产生的残余应力更大。800 mm/s的扫描速率下,体能量密度最大,温度梯度较小,残余应力较低,因此硬度相对较低[16],随着扫描速率增加,温度梯度变大,残余应力随之增加,一般SLM成形件中合理水平的残余应力可以提高硬度[17],同时组织的细化也可以提高硬度值。因此当扫描速率为980 mm/s时,成形件的硬度值最大,但当扫描速率进一步提高时,能量密度减低,成形件内部会形成孔洞和裂纹,降低成形质量进而导致硬度降低。因此,在晶粒尺寸、残余应力和孔洞裂纹等缺陷的综合影响下,打印件的平均显微硬度随着扫描速率的增加呈现先升高后降低的趋势。