模具鋼表面激光沉積316L不銹鋼的組織轉(zhuǎn)變及差異性

王志國，何振豐，趙吉賓，趙宇輝,3，聶長武，張宏偉

(1 中國科學(xué)院 沈陽自動化研究所，沈陽 110016；2 中國科學(xué)院 機器人與智能制造創(chuàng)新研究院，沈陽 110169；3 中國科學(xué)院大學(xué)，北京 100049；4 中國科學(xué)院 金屬研究所，沈陽 110016；5 泰州鑫瑪科技產(chǎn)業(yè)發(fā)展有限公司，江蘇 泰州 225327)

激光沉積成形作為一種低熱輸入、高性能修復(fù)技術(shù)，在航空航天、汽車、生物等領(lǐng)域的結(jié)構(gòu)件及模具修復(fù)等方面獲得了廣泛的應(yīng)用[1-2]。這些結(jié)構(gòu)的制造工藝雖然有很大的提升，但是由于服役工況惡劣，承力復(fù)雜等原因，零部件的失效在所難免，而發(fā)展其修復(fù)技術(shù)既可以延長其使用壽命又可以節(jié)省制造成本。在模具修復(fù)領(lǐng)域，激光沉積技術(shù)可以實現(xiàn)高硬度、曲面結(jié)構(gòu)、大尺寸(1 m2以上)等眾多難修復(fù)場合的高性能修復(fù)[3-4]，如冷作模具的凹曲面[5]、高硬度沖裁凸模[6]等的修復(fù)。在修復(fù)用材料的選擇上，眾多研究工作聚焦于采用同成分材料進行修復(fù)，或者采用高于基體強度的異質(zhì)材料，Chen等[7]研究了在預(yù)硬化P20模具表面沉積同種材料過程中的應(yīng)力場優(yōu)化方法，學(xué)者們[8-10]研究了模具鋼表面沉積Co基合金或者Co基合金+強化相過程組織轉(zhuǎn)變及性能強化機制，Kattire等[11]利用CPM 9V鋼實現(xiàn)了H13模具鋼的修復(fù)；Telasang等[12]采用同材質(zhì)材料實現(xiàn)H13熱作模具鋼的修復(fù)。相關(guān)研究對界面過渡區(qū)的組織轉(zhuǎn)變與基體成分的稀釋作用未進行深入論述。

由于現(xiàn)階段模具鋼種類繁多且成形工藝復(fù)雜，同時成分、組織差異性大，而適合于激光沉積成形的粉末種類相對較少；對于許多出現(xiàn)缺陷的模具鋼，沒有與其成分相同的粉末材料，而采用高強度材料修復(fù)會存在易開裂問題。因此，研究采用異種成分材料對模具鋼進行修復(fù)具有重要意義。由于模具鋼中通常具有一定的含碳量，可以利用沉積過程中基體對熔池的稀釋作用，實現(xiàn)熔池中化學(xué)成分的再優(yōu)化，即可以采用低強度合金鋼來實現(xiàn)模具鋼表面在一定厚度范圍內(nèi)的高性能(高硬度)修復(fù)。通過熔化過程中的擴散作用，基體元素可以改變沉積層中微觀結(jié)構(gòu)形態(tài)進而影響性能。由于材料成分、組織的差異性導(dǎo)致熔池中伴隨著的基體熔化對其沉積層材料的化學(xué)成分稀釋作用[13]，且在后續(xù)快速冷卻過程中會出現(xiàn)非平衡凝固下的組織轉(zhuǎn)變[14]，由此導(dǎo)致界面位置處可能出現(xiàn)復(fù)雜的組織轉(zhuǎn)變區(qū)域[15-16]，因而揭示界面組織/硬度演變對于異種材料修復(fù)具有重要的研究意義。

基于此，本工作選用316L不銹鋼作為沉積材料，該材料正常沉積態(tài)組織為奧氏體相，C元素含量極低，而需要修復(fù)的模具鋼材料中C元素含量要遠高于沉積材料，通過沉積過程中的稀釋作用，可以改變Fe-Cr-Ni合金中元素含量進而影響其組成相構(gòu)成，同時改變硬度、耐磨性等特征。在與基體Fe,Cr,Ni等組成元素相類似的注塑模具鋼中，選擇了兩種常用的Cr系注塑模具(P20鋼和高Cr萊氏體鋼)作為對比。由于Fe-Cr-Ni系合金中基體相轉(zhuǎn)變與C,Cr,Ni等元素的含量及比例密切相關(guān)，沉積過程熔池中化學(xué)成分必然會在稀釋作用下受基體元素組成的影響；本工作研究兩種模具鋼在沉積過程中由于化學(xué)成分的差異性變化而導(dǎo)致的快速非平衡凝固過程基體相轉(zhuǎn)變及第二相形成差異性，分析了在兩種不同模具鋼表面沉積過程中，沉積層界面及非界面區(qū)組織和性能的演變機制，以得到不同成分的Cr系注塑模具鋼對其沉積質(zhì)量性能影響的差異性，為后期模具鋼小厚度(1 mm以下)缺陷的異種材料修復(fù)提供相關(guān)理論指導(dǎo)。

1 實驗材料與方法

本實驗選取316L不銹鋼球形粉末作為沉積材料，粉末粒度范圍為150～300目；基體選用兩種不同化學(xué)成分的鍛造態(tài)模具鋼，其微觀組織形貌如圖1所示，圖1(a)為高Cr萊氏體鋼(基體1)，圖1(b)為P20鋼(基體2)。三種材料的化學(xué)成分如表1所示。

表1 三種材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)/%)

圖1 兩種模具鋼基體的微觀組織

激光沉積系統(tǒng)由2 kW光纖激光器、6關(guān)節(jié)機器人、惰性氣氛保護裝置和高精度送粉系統(tǒng)組成。激光沉積成形的工藝參數(shù)：激光功率為2000 W，掃描速率為6 mm/s，送粉速率為8 g/min，成形過程在氬氣氣氛保護環(huán)境下進行(氧含量<60×10-6)，分別在兩種不同成分基材上進行沉積實驗，沉積過程中離焦量為40 mm，光斑尺寸直徑為3 mm，載氣流量為15 L/min，成形前基體表面采用240#砂紙打磨。沉積層厚度分別在500 μm和200 μm左右，該數(shù)值為成形單道次和多道次實驗的統(tǒng)計結(jié)果。在沉積層上切取制備金相試樣，首先用砂紙進行磨削，然后對試樣表面進行機械拋光，并利用王水溶液(V(HNO3)∶V(HCl)=1∶3)進行腐蝕。使用ZEISS Axio vert.A1光學(xué)顯微鏡和TESCAN MAIA3掃描電子顯微鏡(SEM)觀察試樣的宏觀與微觀組織特征。采用SmartLab系列X射線衍射儀(XRD)對沉積層的組成相進行測試(測試平面垂直于沉積方向)，組織過渡區(qū)采用EPMA-1610型電子探針進行元素的成分分析。使用Leco AMH43全自動顯微硬度儀對試樣不同位置顯微硬度進行測量，載荷為1.96 N，保壓時間15 s。

2 結(jié)果與分析

2.1 宏觀形貌分析

圖2為相同的工藝參數(shù)條件下多道搭接沉積試樣截面的宏觀組織，其中圖2(a-2),(b-2)分別對應(yīng)著圖2(a-1),(b-1)中方框位置處組織。316L不銹鋼在兩種鋼基體上均呈現(xiàn)良好結(jié)合狀態(tài)，沉積層組織呈現(xiàn)樹枝晶狀?；w1沉積層穩(wěn)定區(qū)域(deposition region,DR)與基體(substrate region,SR)之間存在明顯的過渡區(qū)域(transformation region,TR)，如圖2(a-2)中兩條虛線間區(qū)域所示；基體2沉積層宏觀上未發(fā)現(xiàn)明顯的過渡區(qū)域。圖3為界面位置附近主要元素的成分變化曲線，其中基體1沉積層區(qū)域發(fā)現(xiàn)了約200 μm的組織過渡區(qū)域，C,Cr元素成分介于基體與沉積層穩(wěn)定區(qū)域之間；而基體2沉積區(qū)域中Fe,Cr,C等元素經(jīng)歷了極小寬度(<20 μm)的成分漸變。以上界面位置宏觀成分波動與圖2中組織分析相對應(yīng)。其中圖3(a)中在過渡區(qū)局部位置處出現(xiàn)了C,Cr元素含量的升高，這與過渡區(qū)內(nèi)存在碳化物聚集分布相關(guān)聯(lián)，F(xiàn)e-Cr-Ni合金中碳化物形成位置處會出現(xiàn)C,Cr元素的成分富集[17]。

圖2 沉積層宏觀組織(1)與界面局部組織(2)

圖3 沉積界面位置處主要元素成分演變

2.2 微觀形貌差異性分析

圖4為基體1上沉積試樣界面位置處的整體區(qū)域組織形貌，組織過渡區(qū)(組織轉(zhuǎn)變區(qū))位于圖4(a)中兩條白色虛線之間的區(qū)域。從圖4(b)中可以看到A區(qū)域的組織呈枝晶狀，白色片狀共晶碳化物相分布于枝晶間(如圖4(f)所示)，未完全形成網(wǎng)狀。而沉積層組織在非過渡區(qū)也呈現(xiàn)枝晶狀，但是枝晶間不存在碳化物相。近基體位置處過渡區(qū)域組織較為復(fù)雜，發(fā)現(xiàn)了局部位置的共晶碳化物富集(如圖4(d),(e)所示)，截面最大長度達到20 μm。圖5為C區(qū)域主要元素的成分面掃描圖，可以看出強化相位置處，C,Cr元素富集，且基體元素Fe減少，因而推斷此處位置強化相為CrxCy相，根據(jù)文獻[18-19]中研究表明，高Cr鋼中的共晶碳化物相可能為M23C6或M7C3。碳化物強化相在近熔池底部(熔合線)呈現(xiàn)非均勻分布，且出現(xiàn)了聚集性長大，而過渡區(qū)遠離熔合線區(qū)域，組織呈現(xiàn)枝晶形態(tài)，碳化物相均勻分布于枝晶間。由于在過渡區(qū)局部存在碳化物富集，而導(dǎo)致圖3(a)中C,Cr等碳化物形成元素在局部位置出現(xiàn)了升高情況。

圖4 基體1沉積界面位置處微觀組織形貌

圖5 過渡區(qū)域與基體1界面的主要元素的成分面分布圖

圖6為基體2上沉積試樣界面位置處的微觀組織。在熔合線上部，直接以枝晶方式凝固，僅存在一個寬度小于20 μm的過渡區(qū)域，該區(qū)域組織仍呈現(xiàn)枝晶形態(tài)，且枝晶與沉積層底部連通。在枝晶內(nèi)出現(xiàn)了彌散分布的顆粒狀碳化物(Fe3C)，該碳化物可能是從基體中引入，如圖6(b)局部區(qū)域放大所示(紅色圓圈處為白色第二相)。圖7為過渡區(qū)域與基體2界面的主要元素的成分面分布圖。通過圖7中Cr元素分析可見，界面位置處成分過渡區(qū)域?qū)挾葹? μm左右，沉積區(qū)未出現(xiàn)Cr/Fe元素的明顯偏聚現(xiàn)象，這說明沉積層區(qū)并未存在明顯的第二相富集情況。

圖6 基體2沉積界面位置處微觀組織形貌

圖8為基體1和基體2上沉積層遠離界面位置處組織，可以看到兩種基體上沉積層組織均呈現(xiàn)樹枝晶形態(tài)。在基體2沉積區(qū)的枝晶內(nèi)發(fā)現(xiàn)了板條馬氏體結(jié)構(gòu)，如圖8(b-1),(b-2)中箭頭所指；在沉積過程中，由于基體與其沉積層材料的元素差異性，在成分稀釋作用下，會誘導(dǎo)熔池發(fā)生化學(xué)成分變化，進而出現(xiàn)組織的復(fù)雜轉(zhuǎn)變。圖9為兩種基體表面沉積層XRD圖譜。圖9中測試面為沉積層非轉(zhuǎn)變區(qū)域，可以看出基體1上沉積層組成相全部為γ-Fe奧氏體相，而基體2上沉積層主要為α-Fe馬氏體相以及少量的γ-Fe奧氏體相。在單個枝晶內(nèi)板條馬氏體的取向趨于一致，馬氏體板條與原始奧氏體枝晶方向成一定角度，在Fe-Cr-Ni合金快速凝固過程中，液相先轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Fe奧氏體相，之后γ-Fe奧氏體相在較高的冷卻速率下，形成α′馬氏體相。

圖8 沉積層下部組織形貌(1)和上部組織形貌(2)

圖9 兩種基體表面沉積層XRD圖譜

2.3 凝固過程組織轉(zhuǎn)變機理分析

圖10為在兩種基體上沉積過程界面熔凝機理圖，其中基體1有碳化物存在，即存在著C和Cr元素的微觀成分偏析，高Cr萊氏體鋼中初生碳化物相大部分為M7C3相[20]，其溶解的溫度較高(大于1200 ℃)且呈現(xiàn)較大塊狀分布，在快速熔化階段中屬于后溶解相，會造成熔池局部區(qū)域的微觀成分偏析，如圖10(a-1)所示，碳化物溶解后會造成局部位置處的C,Cr元素富集；同時近界面位置處溫度梯度大，元素的擴散不充分，在凝固階段中會出現(xiàn)非平衡凝固，當(dāng)局部位置達到共晶相轉(zhuǎn)變條件時，則形成共晶碳化物相，且在該局部區(qū)域碳化物存在明顯長大趨勢，如圖10(b-1)所示。隨著凝固界面遠離熔池底部位置(熔合線)，溫度梯度降低(過冷度降低)，凝固過程成分偏析減弱，因而碳化物局部析出及長大趨勢降低且分布偏聚性減弱，以共晶相形式分布于枝晶間。而基體2在激光沉積過程中，相關(guān)元素未發(fā)生明顯的界面位置處微觀偏析，凝固組織從界面位置開始以枝晶方式生長，C元素從基體熔化后經(jīng)歷充足的成分擴展。

圖10 基體1(1)與基體2(2)在激光沉積過程中的界面熔凝轉(zhuǎn)變機理

沉積層組織轉(zhuǎn)變與其化學(xué)成分構(gòu)成密切相關(guān)，在沉積層的非界面區(qū)域存在著C元素升高，Ni/Cr元素降低的現(xiàn)象，這是由于基體的稀釋作用及熔池中的動態(tài)效應(yīng)。Schaeffler相圖已經(jīng)被廣泛地應(yīng)用在激光沉積Fe-Cr-Ni合金微觀組成相分析[21-22]，根據(jù)相圖，Creq=Cr%+Mo%+1.5%Si+0.5%Nb(質(zhì)量分數(shù)，下同)，而Nieq=Ni%+0.5%Mn +30%C。圖11為舍弗勒相圖。圖11中3個紅色點位置分別為根據(jù)合金成分確定的合金組織組成相在相圖中的位置，其中1#(DR)和2#(DR)分別表示在基體1和基體2沉積層非界面位置處等效成分在舍弗勒相圖中的位置。由于基體的稀釋作用，基體1中Cr含量(10.51%)高于基體2中Cr含量(1.77%)，基體1沉積層非轉(zhuǎn)變區(qū)位置與316L不銹鋼中Cr含量差距小，因而Creq移動范圍較小，雖然出現(xiàn)了Ni元素的稀釋而導(dǎo)致Nieq值降低，但是由于兩種基體中均存在C相的擴散，C元素對其提升效果要大于Ni元素，因而導(dǎo)致該位置處Nieq相比于316L不銹鋼得到增加。沉積層中遠離基體位置處的等效成分點分別移動到了兩個不同區(qū)域，整體上來看由于Cr,Ni的降低及C元素增加的差異性導(dǎo)致其最終組織出現(xiàn)在不同的區(qū)域，根據(jù)沉積層區(qū)域主要元素成分檢測結(jié)果，基體1上沉積試樣等效化學(xué)成分(Creq=14%，Nieq=21.7%)在A(奧氏體)區(qū)。而基體2上相對應(yīng)的沉積層等效化學(xué)成分為Creq=10.05%,Nieq=11.24%，進入A+M區(qū)?；w1上沉積層區(qū)域由于Ni,C元素含量較高，實現(xiàn)了奧氏體相區(qū)擴大，導(dǎo)致其最終凝固組織為奧氏體相。

圖11 舍弗勒相圖

2.4 界面硬度演變規(guī)律分析

圖12為兩種基體至沉積層顯微硬度變化趨勢，其中SR,SR(HAZ),TR,DR分別表示基體非熱影響區(qū)，熱影響區(qū)，組織過渡區(qū)，沉積層非轉(zhuǎn)變區(qū)顯微硬度平均值，其中DR(B),DR(M),DR(T)分別表示非組織轉(zhuǎn)變區(qū)底部(近熔合線位置)，中間，頂部(近沉積層表面)位置，每個位置硬度測試3次后取平均值?；w1和基體2平均硬度分別為250HV0.2和289HV0.2，基體1熱影響區(qū)硬度微弱提升，而基體2熱影響區(qū)硬度有明顯提升，這與基體2的熱影響區(qū)經(jīng)歷快速冷卻后組織的馬氏體化有關(guān)，如圖6(b)所示，熔合線下部分基體位置處為板條馬氏體，基體中組織為馬氏體時效態(tài)?；w2上沉積層硬度在500～575HV0.2之間，且沉積層區(qū)域靠近界面位置處DR(B)硬度較高，遠離界面位置處DR(M)和DR(T)硬度略有下降，對比圖8(b-1),(b-2)可以看出，沉積層組織中均有馬氏體相，但是圖8(b-1)中馬氏體化程度更高，而圖8(b-2)中部分位置未見馬氏體相，這也與XRD檢測結(jié)果相吻合；同時不同位置處組織大小尺度相差小。其馬氏體化程度差異性與熔池不同位置處凝固條件變化及熔池中復(fù)雜的成分變化相關(guān)聯(lián)?；w1沉積層界面區(qū)域硬度在425HV0.2左右，這是由于該位置處存在碳化物相強化而導(dǎo)致硬度提升，F(xiàn)e-Cr-Ni合金中的碳化物相硬度值較高，從而使得該區(qū)域整體硬度提升；而遠離界面位置沉積層硬度值在300HV0.2(波動范圍295～325HV0.2)附近，略微大于316L沉積層的硬度(一般<250HV0.2)[23]，這是由于奧氏體中C元素含量較高，從而導(dǎo)致其硬度值得到一定提升。根據(jù)Michal等[24]的研究，316L不銹鋼的硬度隨著C含量提升得到明顯提高。同樣也發(fā)現(xiàn)隨著熔覆層遠離界面，溫度梯度降低從而導(dǎo)致組織差異性，產(chǎn)生硬度降低現(xiàn)象，圖12中藍色方框DR(M)硬度測試位置為圖8(a-2)位置處，DR(B)硬度測試位置則為圖8(a-1)位置；可以看到隨著遠離界面位置沉積層組織明顯粗化(枝晶間距變大)，因而導(dǎo)致DR(M)和DR(T)值低于DR(B)。在基體2上熔覆低硬度合金316L，在界面元素的擴散及成分稀釋作用下，可以實現(xiàn)熔覆表面的高硬度(硬度大于500HV0.2)，且硬度值遠大于模具鋼初始硬度。

圖12 基體1與基體2上沉積試樣不同位置處的顯微硬度

3 結(jié)論

(1)在兩種模具鋼表面沉積316L不銹鋼的過渡區(qū)組織、沉積層組織及硬度分布與基體中的化學(xué)成分及組成相分布密切相關(guān)?；w1沉積層近熔合線位置處出現(xiàn)了近200 μm厚度組織過渡區(qū)域，碳化物在過渡區(qū)經(jīng)歷了先局部聚集性長大、之后枝晶間均勻分布等復(fù)雜變化；而基體2上組織過渡區(qū)厚度小于20 μm，過渡區(qū)組織以枝晶方式生長且與沉積層非過渡區(qū)連通，僅在枝晶內(nèi)發(fā)現(xiàn)了彌散分布的顆粒狀碳化物。

(2)沉積層中遠離界面位置由于C元素擴散及Cr,Ni元素的稀釋導(dǎo)致其成分發(fā)生較大的差異，基體2上沉積層非過渡區(qū)組織主要由板條馬氏體構(gòu)成，其硬度值范圍在500～575HV0.2之間，硬度值的波動與沉積層不同位置處的馬氏體化程度相關(guān)。而基體1上沉積層非過渡區(qū)幾乎所有組織為奧氏體相，其硬度值為295～325HV0.2，硬度差異性與組織粗化程度相關(guān)?；w1的組織過渡區(qū)內(nèi)由于存在碳化物相，導(dǎo)致其硬度值在425HV0.2左右。