熱處理對(duì)激光選區(qū)熔化成型高速鋼組織和力學(xué)性能的影響

楊智凱，柏鑒玲，張欣悅*

(1 廣東省科學(xué)院新材料研究所 現(xiàn)代材料表面工程技術(shù)國(guó)家工程實(shí)驗(yàn)室 廣東省現(xiàn)代表面工程技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，廣州 510650；2 重慶市銅梁區(qū)科學(xué)技術(shù)局，重慶 402560)

激光選區(qū)熔化(selective laser melting, SLM)[1]是一種備受關(guān)注的金屬增材制造技術(shù)(additive manufacturing, AM)[2]，該技術(shù)以高能量密度激光束為熱源，逐層選擇性地熔融預(yù)先鋪設(shè)的金屬粉末，通過(guò)層間冶金結(jié)合形成三維金屬實(shí)體。除自由設(shè)計(jì)與制造的特性外，SLM技術(shù)還具有成型致密度近100%、構(gòu)件力學(xué)性能優(yōu)異以及節(jié)約原材料等諸多優(yōu)勢(shì)。近些年，SLM技術(shù)在高強(qiáng)韌合金鋼[3]、鈦及鈦合金[4]和鋁合金[5]等金屬及合金的快速制造上獲得了成功。并且越來(lái)越多研究擴(kuò)展到鐵基[6]、鈦基[7]、鎳基及鋁基等金屬基復(fù)合材料上，在SLM成形過(guò)程中，多種類型的增強(qiáng)相顆粒、晶須、短纖維和長(zhǎng)纖維通過(guò)外加或原位合成[8]的方式引入到金屬基體中，取得了良好的強(qiáng)化效果。

高速鋼(high speed steel, HSS)是一種高碳高合金萊氏體鋼[9]，具有高強(qiáng)度、高硬度、良好的紅硬性和韌性，在多刃刀具、受沖擊和振動(dòng)的切削刀具以及模具制造中占據(jù)了重要地位，并且對(duì)復(fù)雜異形件的需求日益強(qiáng)烈。傳統(tǒng)熔鑄和電渣重熔所制備的高速鋼因含有較多合金元素會(huì)發(fā)生嚴(yán)重的組織偏析，形成粗大的一次共晶碳化物與網(wǎng)狀二次碳化物。粉末冶金法可解決碳化物粗大及分布不均勻的問(wèn)題，卻受到壓制模具的限制，其高速鋼制品結(jié)構(gòu)形狀較簡(jiǎn)單。無(wú)?；?、快速化和節(jié)約化的激光選區(qū)熔化SLM技術(shù)，能夠克服傳統(tǒng)加工方式所面臨的形狀結(jié)構(gòu)復(fù)雜性[10-11]和材料種類復(fù)雜性[12]等挑戰(zhàn)，在難加工材料成型上具有得天獨(dú)厚的優(yōu)勢(shì)。

但高碳高合金的高速鋼焊接性能較差，在SLM快速熔融-凝固成型過(guò)程中易發(fā)生變形和開(kāi)裂，因此目前關(guān)于SLM制造高速鋼的相關(guān)報(bào)道較少。德國(guó)波鴻魯爾大學(xué)的Geenen等[13]發(fā)現(xiàn)，采用預(yù)熱打印基板(200～300 ℃)的方式降低溫度梯度，可顯著減少裂紋密度，甚至避免裂紋的產(chǎn)生，所制備的M3∶2型高速鋼顯微組織由亞微米級(jí)胞狀晶粒、枝晶和亞晶組成。SLM成型能夠產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)，有望解決高速鋼組織偏析和碳化物粗大問(wèn)題。類似地，大量關(guān)于SLM成型馬氏體型[14-15]、半奧氏體型[16-17]以及奧氏體型鋼材[18]的研究證明，在細(xì)晶組織的基礎(chǔ)上，借助沉淀硬化析出不同類型碳化物、氮化物、碳氮化物或金屬間化合物，既能提高鋼的強(qiáng)度又能保持足夠的韌性。SLM極高的熔融/冷卻速度以及周期性熱效應(yīng)給高速鋼的形性控制帶來(lái)挑戰(zhàn)，但也為此類易析出第二相粒子的金屬及合金材料提供了新的設(shè)計(jì)和發(fā)展前景。

基于此，本工作提出采用預(yù)熱基板、低功率及慢掃描的SLM成型工藝，制備高致密度低缺陷的高速鋼樣品，隨后通過(guò)熱處理調(diào)控SLM高速鋼中釩碳化物原位析出行為，揭示析出相成分、分布和尺寸演變規(guī)律，形成高密度細(xì)小析出相并研究其強(qiáng)韌化機(jī)制，以期研發(fā)出高強(qiáng)高韌激光增材制造高速鋼材料。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 高速鋼粉末

采用氣霧化高釩高速鋼粉末作為打印原料，其化學(xué)成分是1.25C-4.88V-8.50Cr-1.45Mo-4.60Ni-0.80Al-0.80Si-77.72Fe(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)，純度>99.5%，購(gòu)自北京金物科技發(fā)展有限公司。圖1展示了氣霧化高釩高速鋼粉末形貌和粒度分布，可觀察到粉末呈球形或近球形，平均粒度D50為36.5 μm，滿足SLM成型工藝對(duì)原料粉末的要求。

圖1 氣霧化高釩高速鋼粉末 (a)形貌；(b)粒度分布Fig.1 Gas atomized high speed steel powder (a)morphology;(b)particle size distribution

1.2 高速鋼SLM成型樣品制備

在氬氣氣氛保護(hù)下(控制氧含量≤ 0.1%，體積分?jǐn)?shù)，下同)，使用EOS GmbH M290增材制造設(shè)備打印成型高速鋼樣品，工藝參數(shù)見(jiàn)表1。因M290設(shè)備打印基板預(yù)熱溫度范圍是20～150 ℃，參考前期工藝參數(shù)優(yōu)化結(jié)果，將316L不銹鋼基板加熱至150 ℃，在此基礎(chǔ)上采用低功率150 W、慢掃描速度700 mm/s的方式降低冷卻溫度梯度，減少樣品殘余熱應(yīng)力，抑制裂紋的產(chǎn)生。激光掃描策略是在相鄰成型層之間旋轉(zhuǎn)67°，掃描路徑呈“之”字形。

表1 高速鋼SLM成型工藝參數(shù)Table 1 Selective laser melting parameters of high speed steel

1.3 熱處理

為獲得二次硬化效應(yīng)，對(duì)SLM成型高速鋼樣品進(jìn)行固溶和高溫回火處理，如表2所示。其中固溶處理是將樣品加熱到1080 ℃并保溫1 h使其均勻化，放入油中淬火?；鼗饎t是樣品在550 ℃保溫30 min后空冷。研究不同熱處理工藝對(duì)SLM成型高速鋼的相轉(zhuǎn)變、碳化物形核與析出行為以及力學(xué)性能的影響。表2為SLM成型高速鋼熱處理工藝，如表2所示，SLMed代表打印態(tài)高速鋼樣品，Quenched為固溶淬火態(tài)樣品，Tempered-Ⅰ,Tempered-Ⅱ,TemperedⅢ和TemperedⅣ分別為固溶淬火后進(jìn)行1～4次回火處理的樣品。

表2 SLM成型高速鋼熱處理工藝Table 2 Heat treatment of selective laser melted high speed steel

1.4 組織與性能表征

1.4.1 顯微組織和物相分析

使用Leica Dmirm 5000光學(xué)顯微鏡觀察高速鋼樣品金相組織。采用Nova NanoSEM 450場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)，其加速電壓為200～300 kV，配置有EDS能譜分析儀，用以觀察試樣的顯微組織、析出相尺寸、分布及形態(tài)。物相分析采用D/max-Rb型X射線衍射儀，測(cè)試條件：銅靶λ=0.154 nm，以10 (°)/min掃描速度掃描30°～80°范圍，分析試樣的物相組成和晶體結(jié)構(gòu)等信息。

1.4.2 性能測(cè)試

采用阿基米德排水法測(cè)定高速鋼試樣密度，重復(fù)3次保證準(zhǔn)確性。依照GB/T 10420—2002標(biāo)準(zhǔn)使用HR-150A型洛氏硬度計(jì)測(cè)試高速鋼硬度，每個(gè)樣品測(cè)試5個(gè)點(diǎn)，取平均值作為該樣品硬度。三點(diǎn)抗彎強(qiáng)度測(cè)試則按照GB/T 3851—2015標(biāo)準(zhǔn)在GP-TS2000M電子式萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，即將試樣平放在2個(gè)支撐點(diǎn)上，在試樣中心施加短時(shí)靜態(tài)壓力，加載速度為1 mm/min，直至試樣斷裂。各取5個(gè)試樣進(jìn)行測(cè)試，取平均值作為抗彎強(qiáng)度。

2 結(jié)果與分析

2.1 不同熱處理工藝對(duì)高速鋼微觀結(jié)構(gòu)的影響

2.1.1 高速鋼樣品顯微組織演變

圖2為SLM打印態(tài)、固溶態(tài)和1～4次回火處理的高速鋼樣品SEM顯微組織照片。由圖2(a)可知，SLMed高速鋼組織細(xì)小，致密度高(99.72%)，僅在晶界處有少量黑灰色第二相顆粒，未出現(xiàn)如鑄造高速鋼中常見(jiàn)的粗大碳化物和網(wǎng)狀碳化物。經(jīng)過(guò)1080 ℃固溶處理后，圖2(b)顯示高速鋼晶界處的小顆粒溶解于鋼基體中，形成均勻的過(guò)飽和固溶體，并且因淬火晶粒細(xì)化，Quenched樣品晶粒尺寸略小于SLMed樣品。圖2(c)中可觀察到，在1次550 ℃保溫30 min回火后，Tempered-Ⅰ樣品沿晶界處析出細(xì)小的顆粒。對(duì)比圖2(c)和圖2(f)發(fā)現(xiàn)，隨著回火次數(shù)的增加，析出相數(shù)量明顯增多，且在回火次數(shù)較多的Tempered-Ⅲ和Tempered-Ⅳ樣品中部分析出相顆粒尺寸明顯增大。

圖2 熱處理工藝對(duì)SLM成型高速鋼顯微組織的影響(a)SLMed樣品；(b)Quenched樣品；(c)Tempered-Ⅰ樣品；(d)Tempered-Ⅱ樣品；(e)Tempered-Ⅲ樣品；(f)Tempered-Ⅳ樣品Fig.2 Effect of heat treatment on microstructures of SLM-processed high speed steel(a)SLMed sample;(b)Quenched sample;(c)Tempered-Ⅰ sample;(d)Tempered-Ⅱ sample;(e)Tempered-Ⅲ sample;(f)Tempered-Ⅳ sample

為進(jìn)一步觀察析出相分布和形貌，使用4%硝酸酒精溶液腐蝕Tempered-Ⅲ樣品，并在較高倍數(shù)下拍攝了顯微組織圖片，如圖3所示。分析圖3(a)發(fā)現(xiàn)，Tempered-Ⅲ樣品除了在原始晶界上析出較大的顆粒外(如橢圓標(biāo)記處)，還在原始奧氏體晶粒內(nèi)部沉淀出大量細(xì)小彌散的納米顆粒。圖3(b)顯示晶內(nèi)析出相大部分都小于100 nm，均勻彌散分布于鋼基體中。這是因?yàn)榇蠼蔷Ы缬休^高的界面能，可提供相變驅(qū)動(dòng)力降低形核功，以及晶界處可提供形核質(zhì)點(diǎn)，使得第二相顆粒優(yōu)先在晶界處形核，并在數(shù)次回火過(guò)程中逐漸長(zhǎng)大。而原始晶粒內(nèi)則接近于均勻形核，形成了大量納米級(jí)第二相顆粒。

圖3 Tempered-Ⅲ樣品的SEM照片(a)及A區(qū)域放大圖(b)Fig.3 SEM images of Tempered-Ⅲ sample(a) and magnified image of zone A(b)

2.1.2 高速鋼相結(jié)構(gòu)和相轉(zhuǎn)變分析

原料粉末、SLMed和Quenched以及Tempered-Ⅰ～Ⅳ高速鋼樣品的XRD曲線見(jiàn)圖4。氣霧化高釩高速鋼粉末由奧氏體和馬氏體雙相組成。在激光選區(qū)熔化成型后，SLMed高速鋼轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。推測(cè)主要原因包括：一是使用的高速鋼原料粉末含有較多碳、鎳等奧氏體形成元素；二是采用了預(yù)熱基板、低功率、慢掃描的打印策略；三是受到SLM周期性熔融加熱的影響。在多種因素的共同作用下，將高溫相奧氏體保留到了室溫。SLM成型樣品通常是過(guò)飽和固溶體，溶入的溶質(zhì)原子使得晶胞參數(shù)變大以及晶面間距d變大，加之殘余熱應(yīng)力，與奧氏體PDF卡片[65-9094]特征峰相比，SLMed樣品衍射峰整體向左(小角度)偏移。在固溶+油淬處理后，Quenched高速鋼樣品則主要由馬氏體和殘余奧氏體組成。因過(guò)冷奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)具有體積膨大效應(yīng)和熱效應(yīng)，導(dǎo)致樣品無(wú)法完全轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，總是殘留部分奧氏體并且產(chǎn)生壓應(yīng)力，使得Quenched樣品衍射峰略微向右(大角度)偏移。對(duì)比Quenched樣品和不同回火次數(shù)的Tempered-Ⅰ，Tempered-Ⅱ，Tempered-Ⅲ及Tempered-Ⅳ樣品可以發(fā)現(xiàn)，隨著回火次數(shù)的增加，殘余奧氏體峰逐漸減弱直至完全消失，馬氏體峰值增強(qiáng)。高速鋼材料需要進(jìn)行多次高溫回火，一方面消除壓應(yīng)力，促使殘余奧氏體2次淬火，繼續(xù)向馬氏體轉(zhuǎn)變；另一方面合金馬氏體在多次回火中發(fā)生碳化物脫溶，析出強(qiáng)化相引起馬氏體的回火二次硬化。結(jié)合圖2顯微組織照片分析，Tempered-Ⅰ和Tempered-Ⅱ樣品析出的碳化物顆粒較少并且較細(xì)小，因此XRD曲線未出現(xiàn)明顯碳化物衍射峰。而在Tempered-Ⅲ和Tempered-Ⅳ樣品中逐漸出現(xiàn)MC型碳化物峰。這一點(diǎn)與高速鋼顯微組織演變規(guī)律相吻合，即隨著回火次數(shù)增加，晶界處及晶內(nèi)析出的碳化物顆粒增多、尺寸增大。

圖4 高速鋼原料粉末以及不同狀態(tài)下高速鋼樣品的XRD曲線Fig.4 XRD patterns of raw powder and high speed steel samples in different states

前期不少研究[19-20]發(fā)現(xiàn)，高釩高合金的高速鋼中可形成大量MC型釩碳化物(VC)，起到共格畸變強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化作用，提高材料的強(qiáng)度和硬度。Xu等[21]對(duì)比分析了碳含量對(duì)含有不同合金元素高速鋼耐磨性能的影響，發(fā)現(xiàn)含釩高速鋼中形成了高硬度良好形狀的VC，獲得了極佳的耐磨性能。通過(guò)掃描電鏡(SEM)和EDS能譜分析儀，對(duì)Tempered-Ⅳ樣品中的微米級(jí)和納米級(jí)的第二相顆粒進(jìn)行了點(diǎn)掃描成分分析，如圖5所示。結(jié)果顯示：晶界處的微米析出相顆粒(Spot 1)除Fe外，主要含有V和C，推測(cè)是釩碳化物(VC)；然而原始晶粒內(nèi)部納米顆粒(Spot 2)則以Fe和Cr元素為主。EDS微區(qū)分析激發(fā)體積為10 μm3左右，遠(yuǎn)超過(guò)納米顆粒尺寸，鋼基體成分影響了納米第二相(Spot 2)點(diǎn)掃描結(jié)果。根據(jù)掃描電鏡背散射模式圖2(e)，(f)顯示，Tempered-Ⅲ和Tempered-Ⅳ高速鋼樣品中微米顆粒和納米顆粒無(wú)明顯的襯度差異。Tempered-Ⅲ和Tempered-Ⅳ樣品XRD曲線中逐漸出現(xiàn)MC型碳化物峰，結(jié)合相關(guān)文獻(xiàn)調(diào)研，推測(cè)在本研究數(shù)次高溫回火過(guò)程中，高速鋼樣品析出的第二相顆粒主要為VC釩碳化物，鋼中的鉻、鉬等其他合金元素也可能形成了少量復(fù)合碳化物。后續(xù)將采用透射電子顯微鏡TEM等手段對(duì)不同狀態(tài)高速鋼樣品進(jìn)行顯微結(jié)構(gòu)觀察及微區(qū)成分分析，明確其相組成。

圖5 Tempered-Ⅳ樣品的微觀結(jié)構(gòu)SEM圖(a)及圖(a)中微米顆粒(Spot 1)(b)和納米顆粒(Spot 2)(c)的EDS成分分析Fig.5 SEM image of Tempered-Ⅳ sample(a) and EDS analysis of micron precipitate (Spot 1)(b) and nano precipitate (Spot 2)(c) in fig.(a)

2.2 熱處理工藝對(duì)高速鋼力學(xué)性能的影響

圖6(a)歸納了打印態(tài)和不同熱處理態(tài)高速鋼樣品的硬度。SLMed高速鋼晶粒較細(xì)小，硬度為44HRC。Quenched樣品因成分均勻化、部分組織轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，硬度值提高至53HRC。如前文所述，在重復(fù)數(shù)次高溫回火過(guò)程中，一是高速鋼樣品應(yīng)力逐漸消除，殘余奧氏體繼續(xù)向馬氏體轉(zhuǎn)化，馬氏體也不斷轉(zhuǎn)變?yōu)橛设F素體與極細(xì)顆粒狀滲碳體所組成的回火馬氏體組織；二是碳化物脫溶，在晶界處形成微米級(jí)顆粒以及在原始奧氏體晶粒內(nèi)析出大量細(xì)小彌散的納米顆粒?；鼗瘃R氏體由極細(xì)的ε碳化物和低過(guò)飽和度的鐵素體組成，Wang等[22]認(rèn)為回火馬氏體可以視為多組元復(fù)合材料，與鋼的其他組織相比，具有很高的強(qiáng)度、硬度、耐磨性和韌性。在回火馬氏體相變強(qiáng)化和MC型碳化物沉淀強(qiáng)化作用下，隨著回火次數(shù)的增多，Tempered-Ⅰ，Tempered-Ⅱ，Tempered-Ⅲ和Tempered-Ⅳ高速鋼的硬度不斷升高，Tempered-Ⅳ樣品獲得最高硬度值61HRC。

圖6 熱處理工藝對(duì)高速鋼樣品性能的影響(a)硬度；(b)抗彎應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.6 Effect of heat treatment on mechanical properties of high speed steel samples(a)hardness;(b)bending stress-strain curves

圖6(b)為不同狀態(tài)高速鋼樣品的抗彎應(yīng)力-應(yīng)變曲線。SLMed高速鋼樣品抗彎強(qiáng)度2181 MPa，彎曲斷裂應(yīng)變?yōu)?.1%。這源于SLM成型過(guò)程中不可避免地產(chǎn)生微偏析和孔洞等缺陷以及殘余熱應(yīng)力，對(duì)力學(xué)性能造成了不利影響。Quenched樣品因馬氏體強(qiáng)化，抗彎強(qiáng)度升高至3221 MPa。隨著回火次數(shù)增多，樣品組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體，其中析出的MC型碳化物尤其是彌散分布的納米顆粒阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，高速鋼樣品的強(qiáng)度明顯提高，Tempered-Ⅲ樣品抗彎強(qiáng)度為3621 MPa，Tempered-Ⅳ則達(dá)到了3889 MPa。而在數(shù)次高溫回火處理后，高速鋼的彎曲斷裂應(yīng)變呈現(xiàn)先增大后降低的趨勢(shì)。主要是因?yàn)榛鼗饡r(shí)應(yīng)力消除，Tempered-Ⅲ樣品彎曲斷裂應(yīng)變提高至10.1%。眾所周知，第二相顆粒尺寸、分布形態(tài)、體積分?jǐn)?shù)以及與基體的匹配關(guān)系是影響第二相強(qiáng)化的關(guān)鍵因素?；趭W羅萬(wàn)(Orowan)及切過(guò)2種典型的強(qiáng)化機(jī)制可知，越細(xì)小、越高密度的析出能夠獲得越好的強(qiáng)化效果。Tempered-Ⅲ樣品在擁有較高硬度和抗彎強(qiáng)度的同時(shí)，仍能保持最高的彎曲斷裂應(yīng)變，獲得較好的硬度-強(qiáng)度-韌性平衡。Tempered-Ⅳ樣品彎曲斷裂應(yīng)變的下降則歸因于晶界處碳化物顆粒粗化，基于Orowan繞過(guò)機(jī)制，位錯(cuò)無(wú)法切過(guò)而是繞過(guò)大顆粒形成了一個(gè)個(gè)位錯(cuò)環(huán)，加上大量無(wú)法繞過(guò)的位錯(cuò)堆積，造成應(yīng)力集中，使得大顆粒易破碎形成裂紋源，導(dǎo)致樣品彎曲斷裂應(yīng)變下降。

圖7展示了不同狀態(tài)高速鋼樣品的斷口形貌。SLMed高速鋼斷面較為平整，可觀察到許多“類解理”小平面、河流花樣短而彎曲且周圍有較多撕裂棱的準(zhǔn)解理特征，并且還混合有少量韌窩組織，如圖7(a)標(biāo)記處。準(zhǔn)解理斷裂常常是在夾雜、空洞和硬質(zhì)點(diǎn)等不同部位產(chǎn)生解理裂紋核，擴(kuò)展成解理刻面，最后以塑性方式撕裂。SLMed高速鋼受殘余應(yīng)力影響，加之容易在孔洞、夾雜和偏析等缺陷薄弱位置形成微孔裂紋源，這些微孔快速擴(kuò)大并連通導(dǎo)致斷裂，介于解理斷裂和韌窩斷裂之間，使得樣品抗彎強(qiáng)度和彎曲斷裂應(yīng)變不高。經(jīng)固溶淬火+3次高溫回火后，Tempered-Ⅲ樣品完全表現(xiàn)為韌性斷裂，圖7(b)顯示其斷口由無(wú)數(shù)等軸型韌窩組成，部分韌窩底部可觀察到微小的第二相顆粒，表明樣品在斷裂前發(fā)生明顯的宏觀塑性變形，斷裂過(guò)程中吸收了較多的能量，具備較好的韌性。然而Tempered-Ⅳ樣品在4次高溫回火后，晶界處碳化物顆粒長(zhǎng)大，在斷口(圖7(c))中可看到許多由箭頭標(biāo)出的大顆粒斷裂面。圖7(d)EDS點(diǎn)掃描結(jié)果顯示Tempered-Ⅳ樣品斷裂的大顆粒主要含有C和V元素，推測(cè)為晶界處粗化的釩碳化物。顆粒增強(qiáng)金屬基復(fù)合材料易斷裂區(qū)域主要是顆粒增強(qiáng)體斷裂、基體斷裂以及增強(qiáng)體顆粒與基體界面斷裂[23]。Llyod等[24]在研究SiC/Al復(fù)合材料時(shí)發(fā)現(xiàn)，當(dāng)增強(qiáng)顆粒尺寸較大時(shí)，易發(fā)生顆粒斷裂、裂紋擴(kuò)展導(dǎo)致整個(gè)材料失效。這也印證了前文所述的，大量位錯(cuò)環(huán)和位錯(cuò)堆積致使大顆粒破裂成為裂紋源，因此Tempered-Ⅳ樣品彎曲斷裂應(yīng)變較Tempered-Ⅲ樣品有明顯下降。

圖7 不同狀態(tài)高速鋼樣品斷口形貌(a)SLMed樣品；(b)Tempered-Ⅲ樣品；(c)Tempered-Ⅳ樣品；(d)Tempered-Ⅳ樣品斷面大尺寸顆粒EDS成分分析Fig.7 Fracture morphologies of high speed steel samples in different states(a)SLMed (as-built) sample;(b)Tempered-Ⅲ sample;(c)Tempered-Ⅳsample;(d)EDS analysis of large-sized particle in the fracture surface of Tempered-Ⅳ sample

3 結(jié)論

(1)采取低功率150 W、慢掃描速度700 mm/s、預(yù)熱基板至150 ℃的打印策略，在粉末層厚30 μm和掃描間距90 μm的參數(shù)匹配下，SLM成型了近全致密(致密度99.72%)、低缺陷、細(xì)晶組織的高速鋼樣品，解決了傳統(tǒng)工藝所制備高速鋼中常見(jiàn)的粗大萊氏體組織和網(wǎng)狀碳化物問(wèn)題。SLMed高速鋼樣品硬度44HRC，抗彎強(qiáng)度2181 MPa，彎曲斷裂應(yīng)變?yōu)?.1%。

(2)激光選區(qū)熔化成型高速鋼在1080 ℃保溫1 h固溶處理后油淬，其組織由馬氏體和殘余奧氏體構(gòu)成。數(shù)次在550 ℃高溫回火能夠促使殘余奧氏體不斷向馬氏體轉(zhuǎn)變，形成鐵素體與極細(xì)ε碳化物所組成的回火馬氏體組織，以及馬氏體發(fā)生碳化物脫溶，在原始奧氏體晶界處析出微米尺寸碳化物，原始晶粒內(nèi)部則彌散分布著大量納米級(jí)碳化物顆粒。

(3)Tempered-Ⅲ樣品，硬度值60HRC，抗彎強(qiáng)度為3621 MPa，彎曲斷裂應(yīng)變達(dá)到了10.1%，表現(xiàn)出明顯的二次硬化(強(qiáng)化)效果，獲得了最佳的綜合力學(xué)性能，其性能強(qiáng)化機(jī)制主要包括細(xì)晶強(qiáng)化、馬氏體/回火馬氏體相變強(qiáng)化和MC型釩碳化物彌散強(qiáng)化。