激光熔絲增材制造低合金鋼的微觀組織及性能研究

劉旭明，張大越，張 建，李彬周，趙 陽(yáng)，王軍生

（鞍鋼集團(tuán)北京研究院有限公司,北京 102200）

0 引言

增材制造，又稱(chēng)為3D 打印，隨著社會(huì)經(jīng)濟(jì)的發(fā)展，該技術(shù)的應(yīng)用前景非常廣闊，越來(lái)越多的3D 打印材料應(yīng)用在航空航天、核工業(yè)、海洋工業(yè)等領(lǐng)域，增材制造的產(chǎn)品質(zhì)量在某些方面可以達(dá)到鍛造件的質(zhì)量水平[1-2]。低合金鋼由于其較低的制造成本以及優(yōu)異的綜合性能，在船舶工業(yè)、海洋工業(yè)等方面有著廣泛的應(yīng)用[3]。

在增材制造領(lǐng)域，目前主要的工藝有激光選區(qū)熔化（SLM）、激光選區(qū)燒結(jié)（SLS）、熔融沉積建模（FDM）、激光工程凈成形（LENS）、電弧增材制造（WAAM）和電子束熔化（EBM）等[4]。金屬材料的3D 打印，其原材料主要是粉材和絲材，采用激光熔絲的3D 打印工藝，其特點(diǎn)是激光的能量密度大，同時(shí)相比粉材的3D 打印，絲材的成材率較高，接近100%，該工藝能夠降低材料的應(yīng)用成本，在未來(lái)有很好的應(yīng)用前景[5]。

低合金鋼經(jīng)過(guò)激光3D 打印后，在隨后的連續(xù)冷卻過(guò)程中，會(huì)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變。一般情況下，貝氏體鋼的微觀組織有粒狀貝氏體GB、貝氏體鐵素體BF、板條貝氏體LB、多邊形貝氏體PF、針狀鐵素體AF 以及馬奧島組織M-A。對(duì)于貝氏體型低合金鋼，在打印過(guò)程中，即使發(fā)生層間退火、回火，或者即使在等溫條件下，仍會(huì)發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變[6]。

在貝氏體鋼微觀組織的研究中，經(jīng)常會(huì)出現(xiàn)馬奧島組織，馬奧島是一種硬脆性相，其硬度要遠(yuǎn)大于基體組織，因而在材料中可以理解為一種第二相強(qiáng)化組織[7]。馬奧島的形貌一般分為塊粒狀和棒狀的，其形貌以及尺寸的差異會(huì)直接影響馬奧島在鋼中的作用。從形貌上講，塊粒狀的馬奧島在裂紋沿邊界擴(kuò)展時(shí)會(huì)消耗更大的能量，而棒狀的馬奧島在塑性變形時(shí)則更容易沿著馬奧島界面撕裂。塊粒狀彌散分布的馬奧島能夠提高材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，也能夠帶來(lái)更高的韌性指標(biāo)[8]。

筆者采用化學(xué)成分清潔化的思路進(jìn)行了絲材的開(kāi)發(fā)，通過(guò)真空感應(yīng)爐對(duì)氣體元素進(jìn)行深度去除，隨后對(duì)坯料進(jìn)行熱軋和拉拔，開(kāi)發(fā)了增材制造專(zhuān)用的高強(qiáng)高韌低合金鋼絲，并進(jìn)行了3D 打印試驗(yàn)，其產(chǎn)品可以滿足海工用900 MPa 級(jí)增材制造的應(yīng)用。

1 高強(qiáng)高韌合金鋼絲的開(kāi)發(fā)及試驗(yàn)方法

1.1 材料設(shè)計(jì)

表1 為低合金鋼絲設(shè)計(jì)成分，從化學(xué)成分可以看出，該鋼絲Mn、Ni、Cr、Mo 的相對(duì)含量較高，經(jīng)過(guò)激光熔絲3D 打印后，在連續(xù)冷卻過(guò)程中，其綜合作用抑制了珠光體的轉(zhuǎn)變，即使在空冷的情況下也容易發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變[9]，甚至?xí)l(fā)生部分馬氏體轉(zhuǎn)變。

表1 鋼絲主要化學(xué)成分Table 1 Main chemical compositions of wire%

采用鞍鋼集團(tuán)北京研究院高性能材料計(jì)算中心的JMatpro 軟件進(jìn)行了CCT 曲線的計(jì)算，利用其計(jì)算數(shù)據(jù)，采用軟件Origin 做圖，其結(jié)果如圖1 所示。

圖1 低合金鋼的CCT 曲線Fig.1 Continuous cooling transition (CCT) curve of lowalloy steel

從CCT 曲線（圖1）可以看出，該鋼種在冷速≤30 ℃/s 下，均有貝氏體生成。在冷速≤0.015 ℃/s時(shí)，此時(shí)的冷速較為緩慢，從奧氏體開(kāi)始相變時(shí)，先共析鐵素開(kāi)始析出，隨后伴隨著珠光體開(kāi)始析出，隨著進(jìn)一步冷卻，開(kāi)始生成貝氏體。在冷速0.015 ℃/s和0.25 ℃/s 之間，在整個(gè)冷卻過(guò)程中，全部生成為貝氏體組織。在冷速0.25 ℃/s 和30 ℃/s 之間，在整個(gè)冷卻過(guò)程中，生成貝氏體以及馬氏體組織，隨著溫度的降低，奧氏體中碳元素的擴(kuò)散速度降低，貝氏體的轉(zhuǎn)變溫度逐漸降低。在冷速超過(guò)30 ℃/s 時(shí)，則全部析出為馬氏體組織。

1.2 絲材制備流程

通過(guò)對(duì)增材制造用合金鋼絲材的制備過(guò)程及應(yīng)用進(jìn)行研究，為獲得強(qiáng)度和韌性相匹配的力學(xué)性能，采用清潔化煉鋼的思路，為了降低成本并對(duì)殘余有害元素精確控制，采用了真空脫氣煉鋼工藝，嚴(yán)格控制O、N、H 元素的含量。殘余元素的高水平控制，是保證絲材有較好強(qiáng)度和韌性的必要條件[10-11]。在煉鋼后，通過(guò)對(duì)鑄錠進(jìn)行鍛造，制備了熱軋坯料，隨后對(duì)熱軋坯料進(jìn)行熱連軋，制備了直徑為5.5 mm的合金鋼盤(pán)條，合金鋼盤(pán)條經(jīng)過(guò)拉拔制絲工藝，形成了增材用?1.2 mm 的專(zhuān)用絲材。

具體的工藝流程如下：合金配比→真空感應(yīng)爐煉鋼→鑄錠→熱連軋→?5.5 mm 盤(pán)條→粗拉絲至?3.2 mm→退火→中拉絲至?2.0 mm→退火→中拉絲至?1.26 mm→精拉絲至?1.2 mm。在拉拔過(guò)程中，需要對(duì)加工硬化態(tài)的鋼絲進(jìn)行兩次退火軟化，最終精拉拔至?1.2 mm[12]。

1.3 打印試驗(yàn)及試驗(yàn)方法

1.3.1 激光增材制造工藝

在進(jìn)行激光熔絲3D 打印（圖2 所示）時(shí)，為了保證打印塊體不出現(xiàn)氧化夾雜物，采用純氬氣作為保護(hù)氣，流量為20 L/min。經(jīng)過(guò)試驗(yàn)摸索，特采用表2 的試驗(yàn)參數(shù)作為最終的3D 打印參數(shù)。利用紅外測(cè)溫儀對(duì)塊體打印過(guò)程中的溫度進(jìn)行測(cè)量，其冷速為在2.5～5.2 ℃/s，按照前述CCT 曲線來(lái)看，其組織為貝氏體和少量的馬氏體組織。

圖2 激光熔絲3D 打印示意Fig.2 Schematic diagram of 3D printing of laser wirefeed using wire material

表2 激光熔絲增材制造試驗(yàn)技術(shù)參數(shù)Table 2 Technical parameters of laser wire-feed additive manufacturing

對(duì)沉積層厚度而言，主要的影響因素是掃描速度、喂絲速度、光絲距、離焦量。在光絲距、離焦量一定的前提下，掃描速度的降低、喂絲速度的加快會(huì)增加單位時(shí)間的金屬沉積量[13]。通過(guò)激光熔絲打印，制備了厚度為30 mm，截面為80 mm×120 mm的合金塊體。

1.3.2 微觀組織表征

金相組織采用ZEISS 40 MAT 型號(hào)的光鏡，為了觀察馬奧島的微觀組織，特對(duì)試樣進(jìn)行染色金相處理，采用的腐蝕液為L(zhǎng)epera 試劑，其配比為2%偏重亞硫酸鈉水溶液和4%的苦味酸乙醇溶液按照1∶1 混合。

掃描電鏡的設(shè)備型號(hào)為 650-FEG，配備能譜分析系統(tǒng) Pegasus Apex 4.拉伸使用WE-300 型萬(wàn)能測(cè)試儀，透射電鏡型號(hào)為日立公司的H-800，并配備H-8010 掃描電鏡系統(tǒng)。

1.3.3 拉伸和夏比沖擊試驗(yàn)

夏比V 型缺口沖擊試驗(yàn)依據(jù)《GB/T 229-2007 金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，使用該標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。拉伸試樣采用《GBT 228.1-2010 金屬材料 拉伸試驗(yàn)第1 部分；室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行樣品制備。每個(gè)試驗(yàn)的次數(shù)為3 次，取其平均值作為最終的性能數(shù)據(jù)。

2 結(jié)果和討論

2.1 微觀組織研究

經(jīng)過(guò)激光熔絲3D 打印后，對(duì)打印塊體的金屬進(jìn)行取樣并進(jìn)行金相制樣，經(jīng)過(guò)腐蝕后利用掃描電鏡進(jìn)行觀察，發(fā)現(xiàn)其顯微微觀組織主要是由板條狀鐵素體LB、貝氏體鐵素體BF、塊狀貝氏體GB、馬奧島組元M-A 組成，見(jiàn)圖3。金相試樣經(jīng)過(guò)Lepera試劑染色后，從染色金相可以看出，白色區(qū)域的微觀組織為馬奧島組織(見(jiàn)圖3(b)，可以看到粒狀的馬奧島分布在貝氏體基體之上。馬奧島的分布對(duì)打印金屬性能的影響非常顯著，一般來(lái)講，塑性指標(biāo)隨著馬奧島組織比例的增加而減小。彌散分布的粒狀的馬奧島組織有益于提高金屬的塑性，如延伸率和沖擊韌性指標(biāo)，而網(wǎng)狀分布的馬奧島會(huì)惡化沖擊性能[14-15]。

圖3 (a)貝氏體的SEM 形貌照片,(b)馬奧島組織Fig.3 SEM microscope micrographs of (a) bainite;(b) martensite-austenite (M-A) constituents

在進(jìn)行貝氏體相變時(shí)，奧氏體內(nèi)成分開(kāi)始變的不穩(wěn)定，主要表現(xiàn)為C 元素的富集。當(dāng)冷卻溫度較低時(shí)，貝氏體鐵素體首先在貧碳位置形核，隨著鐵素體的不斷長(zhǎng)大，不斷的向周?chē)盘肌Ｔ谔荚馗患奈恢茫S著冷卻的進(jìn)行，富碳的奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，并殘留一定的奧氏體。在冷速相對(duì)較慢時(shí)，C、Fe 元素?cái)U(kuò)散較為充分，形成的鐵素體的形貌為塊狀，不規(guī)則的馬奧島M-A 就夾雜在塊狀鐵素體之間。在冷速加快時(shí)，貝氏體的轉(zhuǎn)變溫度降低，C、Fe 元素的擴(kuò)散受限，此時(shí)板條狀的貝氏體鐵素體形成，在板條之間形成富碳的奧氏體，冷卻時(shí)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變并殘留一定的奧氏體，棒狀的馬奧島M-A 一般平行于鐵素體板條。

2.2 力學(xué)性能

通過(guò)表3 可以發(fā)現(xiàn)，打印合金鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別達(dá)到了857 MPa 和930 MPa。其在-40 ℃下的V 型缺口沖擊韌性指標(biāo)達(dá)到了118 J，見(jiàn)表4?？梢钥闯觯摰秃辖痄摰拇蛴K體具有優(yōu)異的強(qiáng)韌性。

表3 打印金屬拉伸性能Table 3 Tensile properties of printed metal

表4 打印金屬?zèng)_擊性能Table 4 Impact properties of printed metal

將打印塊體按照拉伸樣和沖擊樣的標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行制樣，經(jīng)過(guò)拉伸和沖擊試驗(yàn)后，將斷口經(jīng)過(guò)掃描電鏡進(jìn)行觀察。拉伸斷口在電鏡下，斷口總體上呈現(xiàn)出韌性金屬典型的微孔聚集型斷口形貌，斷口上遍布大小不等的韌窩，見(jiàn)圖4(a)。沖擊試樣的斷口呈現(xiàn)韌性和脆性混合的形貌特征，但脆性斷口形貌偏多，韌窩底部較潔凈，未見(jiàn)夾雜物存在，韌窩的大小不一，在脆性斷口處，試樣的解理面沿著裂紋源及擴(kuò)展方向伸長(zhǎng)，形成橢圓或狹長(zhǎng)的特征，其外貌類(lèi)似扇形或河流狀，見(jiàn)圖4(b)。

圖4 斷口形貌的掃描電鏡照片F(xiàn)ig.4 SEM microscope micrographs at different fractured states (a) tensile fracture;(b) impact fracture

2.3 微觀組織對(duì)力學(xué)性能的影響

在高溫奧氏體冷卻的過(guò)程中，形成貝氏體鐵素體BF、粒狀貝氏體GB 和馬奧島組織，其透射電鏡形貌見(jiàn)圖5(a)，貝氏體的位錯(cuò)密度較高，因而具有較大的強(qiáng)度。馬奧島的形貌見(jiàn)圖5(b)和5(c)，其對(duì)沖擊韌性的影響較大。一般情況下，晶界處存在的網(wǎng)狀的馬奧島會(huì)最大程度的惡化沖擊性能。馬奧島的尺寸也會(huì)對(duì)沖擊性能產(chǎn)生關(guān)鍵的影響，裂紋會(huì)在原奧氏體晶界和馬奧島的交叉處擴(kuò)展。彌散分布的粒狀的馬奧島則有助于沖擊韌性的提升，而粗大的塊狀或者棒狀分布的馬奧島則會(huì)惡化沖擊性能。劉清友等對(duì)管線鋼進(jìn)行研究時(shí)，亦得出了類(lèi)似的結(jié)論[16-17]。

圖5 (a)板條貝氏體和粒狀貝氏體整體形貌；(b)板條貝氏體之間的馬奧島透射電鏡照片；(c)粒狀貝氏體之間的馬奧島透射電鏡照片F(xiàn)ig.5 TEM microscope micrographs of experimental steel.(a) Overall morphology of lath bainite and granular bainite;(b)M-A constituents between lath bainites;(c) M-A constituents between granular bainites

由于馬奧島屬于硬脆相，與基體相存在著較大的硬度差，當(dāng)晶界處的馬奧島遇到變形導(dǎo)致的位錯(cuò)堆積時(shí)，馬奧島無(wú)法緩解應(yīng)力集中，以及馬奧島與基體存在的強(qiáng)度錯(cuò)配，此處便會(huì)成為應(yīng)力集中點(diǎn)，裂紋會(huì)由此展開(kāi)。即使在裂紋擴(kuò)展的過(guò)程中，塊粒狀的馬奧島裂紋擴(kuò)展的路徑是之字型的，棒狀的馬奧島在擴(kuò)展時(shí)是直線的，這也導(dǎo)致了棒狀的馬奧島更容易發(fā)生裂紋傳播[18]。

板條狀的貝氏體形貌見(jiàn)圖6(a)，條狀貝氏體板條之間馬奧島組元呈粒狀(圖6(b)，可有效阻斷裂紋擴(kuò)展，保證3D 打印金屬具有較高的低溫韌性[19]，這與打印金屬塊體具有相對(duì)較高的沖擊功相吻合，其中奧氏體的分布與圖3(b)中Lepera 試劑染色后的馬奧島組織的分布規(guī)律相吻合，均為粒狀分布在貝氏體微觀組織的相界面之間。

圖6 (a)板條貝氏體和粒狀貝氏體EBSD 照片；(b)奧氏體組織分布的EBSD 照片F(xiàn)ig.6 (a) EBSD inverse pole figure (IPF) map of the lath and granular bainite;(b) EBSD phase map of the austenite

3 結(jié)論

1）低合金鋼絲經(jīng)激光熔絲3D 打印后，在空氣中連續(xù)冷卻時(shí)，微觀組織主要為粒狀貝氏體、板條狀貝氏體以及M-A(馬奧島)組織組成。

2）經(jīng)過(guò)激光3D 打印后，合金鋼絲打印件的力學(xué)性能達(dá)到了900 MPa 級(jí)別，且在-40 ℃的低溫韌性達(dá)到了118 J，其綜合強(qiáng)度歸因于高密度位錯(cuò)分布的貝氏體微觀組織以及彌散分布的馬奧島進(jìn)一步增強(qiáng)了對(duì)貝氏體基體的強(qiáng)度同時(shí)提高了打印塊體的沖擊韌性指標(biāo)。

3）本次開(kāi)發(fā)的3D 打印專(zhuān)用的高強(qiáng)高韌性合金鋼絲，其化學(xué)成分的潔凈化，尤其是O、N、H 元素的高水平控制，從成分設(shè)計(jì)上保證了綜合力學(xué)性能的高水平。