崔 燦 ，劉 棟，蘇亞東，吳 斌，王向明

（1. 航空工業(yè)沈陽(yáng)飛機(jī)設(shè)計(jì)研究所,沈陽(yáng) 110035;2. 北京航空航天大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,北京 100083）

近年來(lái)，隨著增材制造技術(shù)的發(fā)展，激光直接沉積成形技術(shù)越來(lái)越多地應(yīng)用于航空結(jié)構(gòu)件。A-100鋼由于具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能及抗應(yīng)力腐蝕性能，被認(rèn)為是下一代飛機(jī)起落架等關(guān)鍵結(jié)構(gòu)件的首選材料[1]。采用激光直接沉積成形技術(shù)成形A-100鋼，可提高材料利用率并縮短生產(chǎn)試制周期，將成為未來(lái)先進(jìn)航空制造技術(shù)的前沿?zé)狳c(diǎn)研究方向之一[2-3]。目前，鍛制A-100鋼在國(guó)內(nèi)外的應(yīng)用已較為成熟，相關(guān)的熱處理工藝及組織性能研究也較為完善[4-5]。但采用激光直接沉積成形技術(shù)制造A-100鋼，其熱處理工藝及相關(guān)基體組織性能等研究迄今未見報(bào)道。本文主要對(duì)激光直接沉積成形A-100鋼沉積態(tài)及熱處理態(tài)組織進(jìn)行分析，并嘗試通過調(diào)整熱處理工藝改變激光直接沉積成形A-100鋼基體組織，獲得回火馬氏體與回火貝氏體混合基體組織，并探討其對(duì)合金性能的影響。

1 試驗(yàn)方法

激光直接沉積成形A-100鋼制件的制備與成形在配有三軸聯(lián)動(dòng)四坐標(biāo)數(shù)控加工機(jī)床的10kW光纖激光增材制造成套系統(tǒng)上進(jìn)行。激光增材制造過程中成形腔內(nèi)保持高純氬氣保護(hù)性氣氛，通過高功率激光對(duì)同軸輸送的A-100鋼粉末進(jìn)行多道逐層熔化沉積。激光增材制造工藝參數(shù)為：激光束功率3500～3700W、光斑直徑2.5mm、光束掃描速度200mm/min，單層沉積生長(zhǎng)高度約為0.5mm，最終成形出尺寸為370mm×130mm×30mm的厚板狀試樣（如圖1所示）。

圖1 激光直接沉積成形A-100鋼試樣Fig.1 Laser deposition shaping A-100 steel

試樣成形后經(jīng)均勻化退火處理及正火+高溫回火軟化等預(yù)備熱處理后，進(jìn)行最終熱處理，熱處理工藝參數(shù)見表1。

表1 激光直接沉積A-100鋼熱處理工藝參數(shù)

采用Olympus BX51M型光學(xué)金相顯微鏡分析不同狀態(tài)下試料組織形貌，在INST R ON5565型微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)試室溫拉伸性能，在JSM-5800型掃描電鏡分析斷口形貌及微觀組織成分，在FM-800型顯微硬度儀進(jìn)行顯微硬度測(cè)定。

2 試驗(yàn)結(jié)果分析

2.1 沉積態(tài)組織形貌

利用光學(xué)金相顯微鏡對(duì)激光直接沉積成形A-100鋼沉積態(tài)縱、橫截面組織進(jìn)行觀察，圖2（a）為縱向截面試樣的組織形貌照片，可見沉積態(tài)組織細(xì)小、均勻、致密，縱截面上可見每層熔池底部的熔合線特征，原始奧氏體柱狀晶貫穿多個(gè)沉積層外延生長(zhǎng)。圖2（b）為放大顯微鏡觀察倍數(shù)的橫向截面試樣組織形貌，可見組織幾乎全部為近似等軸狀或方塊狀胞晶形貌。在一個(gè)相同取向的大奧氏體柱晶內(nèi)部，存在許多沿同一方向排列的細(xì)小胞晶。激光直接沉積過程具有高溫度梯度、高凝固速度的特點(diǎn)[6]，凝固過程中冷卻速度很大，在很大的過冷度下，可以達(dá)到很高的形核率，而且其生長(zhǎng)時(shí)間極短，因此可得到高度細(xì)化的胞狀樹枝晶組織。顯微硬度測(cè)試顯示沉積態(tài)組織的維氏硬度值約（494±8）HV，制件基體的硬度較高，說(shuō)明在沉積凝固過程中，組織已部分發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變。

圖2 沉積態(tài)組織微觀形貌（OM）Fig.2 OM micrographs of the deposited material microstructure

激光直接沉積成形A-100鋼過程中，合金元素主要以固溶的形式存在，胞晶組織形貌主要由凝固過程中合金的成分過冷產(chǎn)生。由于A-100鋼的合金元素含量高，凝固“糊狀區(qū)”很大，所以即使快速凝固可以有效抑制凝固偏析，但在胞晶尺度上仍然存在微弱的微觀偏析現(xiàn)象。表2為對(duì)樹枝晶主干和枝晶間區(qū)域進(jìn)行主要合金元素含量能譜分析的結(jié)果，證實(shí)了微弱的成分偏析存在，主要合金元素中枝晶主干Cr、Mo、Ni含量較低，Co含量較高，枝晶間區(qū)域的元素含量正好相反，表明先析出部分含Cr、Mo、Ni元素少，將合金元素在固液界面前沿排出，最后富集在晶間部分。

表2 激光直接沉積成形A-100鋼試樣EDS分析結(jié)果 %

2.2 熱處理態(tài)組織形貌

（1）預(yù)備熱處理。

激光直接沉積成形A-100鋼預(yù)備熱處理包含均勻化退火、正火和高溫回火3步，設(shè)計(jì)的兩種熱處理工藝制度預(yù)備熱處理相同，因此在預(yù)備熱處理階段，具有相同的組織形態(tài)。

圖3為均勻化退火后的顯微組織照片，可見均勻化退火使得胞晶偏析基本消除，沉積態(tài)熔池底部熔合線及取向生長(zhǎng)胞晶組織特征消失，組織中原始奧氏體晶粒尺寸明顯長(zhǎng)大，晶內(nèi)為奧氏體緩冷下轉(zhuǎn)變鐵素體組織。

圖3 均勻化退火后的顯微組織（OM）Fig.3 Microstructure of the sample after anneal treatment

圖4為正火后的顯微組織照片，可見正火后晶粒組織得到明顯的細(xì)化，組織主要呈現(xiàn)快冷下的馬氏體組織特征，并含有少量殘余奧氏體，主要沿晶界析出。正火過程中，組織重新加熱到奧氏體區(qū)，進(jìn)行奧氏體化，保溫1h后空冷，在原奧氏體晶界處形成了新核，進(jìn)一步長(zhǎng)大形成新的晶粒，從而起到一個(gè)細(xì)化晶粒的作用。由于A-100鋼屬于高合金鋼，Ni元素含量很高，在鋼加熱奧氏體化后的淬火冷卻過程中，它能強(qiáng)烈推遲奧氏體向珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變，使過冷奧氏體轉(zhuǎn)變曲線的位置向右移[4,7-8]。另外Cr和Mo元素也會(huì)阻礙奧氏體轉(zhuǎn)變，推遲珠光體的成核與長(zhǎng)大，明顯提高鋼的淬透性[4,7-8]，所以A-100鋼在正火后空冷時(shí)奧氏體非常穩(wěn)定、難以分解，冷卻得到大量馬氏體。顯微硬度測(cè)試顯示正火態(tài)組織的硬度值約為HRC50左右。

圖5為高溫回火后的顯微組織照片?？梢姡?jīng)高溫回火后，組織由大量鐵素體和一些碳化物及逆轉(zhuǎn)變奧氏體組成，其中鐵素體保持條束狀，碳含量低，碳化物已顯著粗化，逆轉(zhuǎn)變奧氏體從馬氏體板條邊界和內(nèi)部析出。顯微硬度測(cè)試顯示，經(jīng)高溫回火后的基體組織硬度下降至HB370左右。

激光直接沉積成形A-100鋼沉積態(tài)、正火態(tài)及高溫回火態(tài)的硬度對(duì)比見圖6?？梢姵练e態(tài)的硬度較高，正火態(tài)由于晶粒細(xì)化，硬度更高于沉積態(tài)，此兩種狀態(tài)下不利于機(jī)械加工。高溫回火后，基體組織得到了軟化，此時(shí)易于機(jī)械加工，因此激光直接沉積成形制件的機(jī)械加工應(yīng)選擇在高溫回火之后進(jìn)行。

（2）最終熱處理。

圖4 正火后的顯微組織（OM）Fig.4 Microstructure of the sample after normalizing treatment

圖5 高溫回火后的顯微組織（OM）Fig.5 Microstructure of the sample after high temperature tempering

圖6 激光直接沉積成形A-100鋼不同狀態(tài)下硬度對(duì)比Fig.6 Hardness（HRC）contrast of laser deposition shaping A-100 steel after different heat treatments

激光直接沉積成形A-100鋼最終熱處理包含固溶、深冷和回火3步，固溶處理的冷卻速度差異決定了最終基體組織組成的不同。

采用油淬處理后所得到的主要為板條狀馬氏體組織[7-10]；采用空冷處理后得到是馬氏體和貝氏體混合組織，在緩慢冷卻過程中，達(dá)到貝氏體轉(zhuǎn)變溫度時(shí)先發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生貝氏體，然后隨溫度下降至Ms點(diǎn)時(shí)再發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，形成馬氏體[7-10]。由于A-100鋼的高合金成分中有大量奧氏體穩(wěn)定化元素Ni和Co，大大降低Ms點(diǎn)[7-10]，所以即使在高冷速（淬火）下仍易于形成一定量的殘余奧氏體，在兩種固溶處理工藝中均需要進(jìn)行深冷處理以使殘余奧氏體充分轉(zhuǎn)變。后續(xù)回火過程中，基體組織相應(yīng)轉(zhuǎn)化為回火馬氏體組織以及回火馬氏體+回火貝氏體混合組織。

由圖7（a）可知，采用油淬處理后得到的馬氏體組織呈現(xiàn)團(tuán)簇狀，每個(gè)團(tuán)簇中的板條馬氏體取向相同，呈現(xiàn)典型的低碳板條馬氏體形態(tài)，且板條尺寸較大，這是由于碳化物的析出釘扎使其比較穩(wěn)定。板條間滲碳體的析出較明顯，如圖7中白色條狀物，分布較彌散，起到強(qiáng)化作用。由于鋼中的高合金成分中含有Cr和Mo元素，該類元素屬于強(qiáng)碳化物形成元素，在回火過程中，這類元素向滲碳體富集，形成特殊合金碳化物，且由于其與碳的親和力較強(qiáng)，能增加合金碳化物的穩(wěn)定性，相對(duì)滲碳體更穩(wěn)定，顯著提高回火的穩(wěn)定性，因此滲碳體尺寸較小。另外，此時(shí)在板條間也已產(chǎn)生了逆轉(zhuǎn)變奧氏體，其形態(tài)是薄膜狀，厚度在納米級(jí)，適量的奧氏體能夠有效增強(qiáng)材料韌性。圖7（b）為采用空冷淬火處理后得到的基體組織，在光學(xué)金相下貝氏體形態(tài)與馬氏體形態(tài)較為類似，難以明顯區(qū)分。

2.3 拉伸性能對(duì)比

表3為兩種熱處理工藝下試樣室溫拉伸性能測(cè)試的結(jié)果，可見回火貝氏體與回火馬氏體混合組織具有比回火馬氏體組織更高的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度；但組織中回火貝氏體含量的增加，使合金塑性有所降低，一方面可能與空冷或貝氏體化過程中新生晶界鐵素體分布于晶界降低塑性有關(guān)，另一方面可能與回火組織中馬氏體板條間奧氏體含量的變化有關(guān)。

2.4 拉伸斷裂機(jī)制

對(duì)兩種熱處理工藝下的試樣拉伸斷口進(jìn)行掃描電鏡（SEM）分析，結(jié)果顯示，拉伸試樣斷口均呈韌性斷裂特征。圖8為采用空冷淬火熱處理工藝下試樣的拉伸斷口形貌，宏觀斷口為杯錐狀形貌，有明顯的頸縮現(xiàn)象，斷口從外向內(nèi)可看到明顯的剪切唇和纖維區(qū)，剪切唇在斷口表面所占的比例較大。高倍微觀斷口形貌為大小不同的韌窩組成，為微孔聚集型斷口形貌。

圖7 經(jīng)過不同后續(xù)完整工藝熱處理的激光熔化沉積A-100鋼組織形貌Fig.7 Microstructure of laser deposition shaping A-100 steel after final heat treatment

表3 不同基體組織對(duì)室溫拉伸性能影響測(cè)試結(jié)果

圖8 拉伸試樣斷口形貌（SEM）Fig.8 Tensile fracture morphologies of the sample

3 結(jié)論

（1）激光直接沉積成形A-100鋼沉積態(tài)組織為細(xì)小、均勻、致密的近似等軸狀或方塊狀胞晶組織。

（2）均勻化退火后，激光直接沉積成形A-100鋼胞晶偏析基本消除，組織中原始奧氏體晶粒尺寸明顯長(zhǎng)大，晶內(nèi)為奧氏體緩冷下轉(zhuǎn)變鐵素體組織。

（3）經(jīng)正火+高溫回火處理后，激光直接沉積成形A-100鋼組織為大量鐵素體和一些碳化物及逆轉(zhuǎn)變奧氏體組成，顯微硬度明顯下降。

（4）激光直接沉積成形A-100鋼經(jīng)空冷淬火、深冷和回火得到回火貝氏體+回火馬氏體混合組織，與油冷淬火組織相比，具有更高的強(qiáng)度，但塑性有所下降。

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