劉世鋒，宋 璽，王 巖，薛 彤，王 建，石 英

(1.西安建筑科技大學冶金工程學院，陜西 西安 710055)(2.西北有色金屬研究院 金屬多孔材料國家重點實驗室，陜西 西安 710016)

1 前 言

H13模具鋼具有良好的高溫沖擊韌性、耐磨性、紅硬性以及抗冷熱疲勞性等優(yōu)異性能，是使用最廣泛和最具代表性的熱作模具鋼種，能滿足模具對硬度、服役壽命和可靠性等苛刻要求[1, 2]。然而傳統(tǒng)冶煉H13鋼時易存在偏析、組織均勻度不理想問題，而且傳統(tǒng)數(shù)控加工方式難以成形形狀、結構復雜的H13鋼零件[3-5]。電子束選區(qū)熔化(selective electron beam melting,SEBM)技術以聚焦電子束為熱源逐點掃描、逐線搭接、逐層熔化、凝固堆積，可實現(xiàn)三維復雜零件的成形，具備隨形熱處理工藝，能有效消除零件內(nèi)部殘余應力，從而在很大程度上降低或消除零件表面裂紋，保證組織的均勻性，可有效用于H13模具鋼成形[6-8]。

目前，僅有部分研究學者開展SEBM成形H13模具鋼性能及組織研究。Cormier等[9]分析了SEBM工藝對H13模具鋼化學成分及顯微組織的影響，發(fā)現(xiàn)真空下電子束熔化低熔點合金元素時存在氣化現(xiàn)象，但SEBM熔池快速凝固的特點會抑制元素逃逸，因此成形件中僅Mn元素含量低于合金標準值，成形件組織為馬氏體，硬度為455～481 MPa。Kahlert等[10]通過SEBM技術制備出具有高致密度且力學性能良好的H13鋼零件，發(fā)現(xiàn)電子束能量密度在32～44 J/mm3范圍內(nèi)時，試樣顯示出針狀組織，猜測可能是由貝氏體和馬氏體混合物及富釩析出物組成。Ghibaudo等[11]系統(tǒng)地確定了SEBM制備H13模具鋼的工藝參數(shù)，指出鋪粉層厚為90 μm時，掃描速度處于373.33～800.00 mm/s范圍內(nèi)，并控制能量密度在50～96 J/mm3之間，可以獲得致密度為98%以上的成形件；當掃描速度為700 mm/s、能量密度為57.41 J/mm3時，成形件致密度可高達99.96%。另外，還有研究學者進行了其他鋼種SEBM制備工藝和冶金行為的研究。Jurisch等[12]基于SEBM技術對焊接性能較差的42CrMo4高強鋼進行熔化成形，優(yōu)化后的工藝參數(shù)可實現(xiàn)無裂紋打印，且成形件的力學性能與經(jīng)過傳統(tǒng)熱處理后的性能相當。Lee等[13]對9%～12%Cr(質(zhì)量分數(shù))鐵素體/馬氏體耐熱鋼進行SEBM成形，區(qū)別于傳統(tǒng)調(diào)質(zhì)處理后得到較為粗大的晶粒(166.3±32.2) μm以及富Cr和W的大尺寸M23C6，SEBM制備的試樣具有細小的等軸晶(60.1±8.3) μm，組織為回火馬氏體及富W的小尺寸M23C6析出相。Wang等[14]通過優(yōu)化SEBM成形SS316L不銹鋼中的速度函數(shù)(speed function)和聚焦偏移(focus offset)兩個工藝參數(shù)，制備出致密度超過99%、抗拉強度遠優(yōu)于鑄造和鍛造成形件的抗拉強度。Gao等[15]系統(tǒng)研究了SEBM技術成形氧化物彌散強化(oxide dispersion strengthened,ODS)鐵素體鋼的熔化過程、晶粒形貌及拉伸性能，向Fe-18Cr-2W-0.5Ti鋼中添加Y2O3納米級氧化物顆粒后，發(fā)現(xiàn)該顆粒彌散分布在基體中且仍為納米級尺寸，在高溫下對試樣進行拉伸試驗，發(fā)現(xiàn)斷口出現(xiàn)了韌窩斷裂形貌，細小的氧化物顆粒位于韌窩中心，顯著提高了材料的高溫強度。

采用SEBM技術制備上述鋼的過程中，其工藝參數(shù)對打印成形件的顯微組織和力學性能具有重要的作用[16]，成形件較高的致密度和良好的表面質(zhì)量受到電子束束流、掃描速度、掃描間距及鋪粉層厚度等參數(shù)的影響。因此，本文以傳統(tǒng)H13熱作模具鋼為研究對象，探究電子束束流對其顯微組織和力學性能的影響規(guī)律。

2 實 驗

2.1 實驗材料

本實驗采用西安賽隆金屬材料有限責任公司SLPA-D型桌面級等離子旋轉(zhuǎn)電機霧化制粉設備自制的H13(4Cr5MoSiV1)合金粉末，其化學成分見表1。

表1 H13合金粉末的化學成分

2.2 實驗過程

使用Sailong-Y150型打印機進行H13合金粉末的成形，電子束槍加速電壓為60 kV，束斑直徑為0.2 mm，鋪粉層厚度為50 μm，掃描間距為80 μm，掃描速度為5 m/s，基板預熱溫度設定為720 ℃，電子束束流分別為14.0，14.5，15.0，15.5和16.0 mA，成形過程中電子束以相同的方向進行選區(qū)掃描熔化合金粉末，相鄰層的電子束掃描方向旋轉(zhuǎn)90°，成形件尺寸為20 mm×20 mm×10 mm的立方塊。采用激光粒度儀對H13鋼粉末粒徑分布進行檢測，并使用X射線衍射儀(XRD，Bruker D2 Phaser)測定合金粉末相組成。采用MH-300A電子密度計測得成形件的密度，并計算出其致密度。隨后將試樣的xy底面經(jīng)400#、800#、1200#、2000#水磨SiC砂紙打磨后，在拋光機上進行拋光，然后通過金相顯微鏡拍攝5張照片。采用Cu靶的X射線衍射儀在25°～95°的2θ范圍內(nèi)掃描樣品，使用MDI Jade軟件對衍射圖譜峰進行物相分析。為觀測電子束束流對顯微組織的影響，使用體積比為1∶24的HNO3和C2H6O腐蝕劑對拋光后的樣品進行腐蝕，并采用蔡司Gemini 300掃描電鏡觀察其微觀組織。最后采用401MVD數(shù)顯顯微維氏硬度計進行硬度測量，載荷為200 g，載荷保壓時間為10 s，每組試樣測試5組數(shù)據(jù)，然后取其平均值。

3 結果與討論

3.1 孔隙與致密度分析

H13鋼粉末具有良好的球形度，僅存在少量的異形粉和衛(wèi)星粉，且粉末內(nèi)部幾乎無氣孔存在，如圖1a和1b所示；粉末平均粒徑為80 μm，如圖1c所示。且該合金粉末主要由α相和γ相組成，最強衍射峰位于44.68°，可見基體相主要為α-Fe(110)，這是由于粉末在制備過程中快速凝固促進了γ相向α相的轉(zhuǎn)變，同時殘留有部分γ相。

圖1 H13合金粉末：(a) SEM照片，(b)截面光鏡照片，(c)粒徑分布圖，(d) XRD衍射圖譜Fig.1 H13 alloy powder: (a) SEM image, (b) sectional OM image, (c) particles size distribution, (d) XRD diffraction pattern

圖2a為測得的不同電子束束流下成形件的致密度。當電子束束流低于14.5 mA時，成形件致密度小于95%，具有較高的孔隙率；隨著電子束束流的增大，電子束能量密度增加，成形件致密度先增大后趨于穩(wěn)定。電子束束流大于15.0 mA時，成形件的致密度可達97%以上；其中當電子束束流為16.0 mA時，能量密度為48 J/mm3，成形件致密度達到98.1%，孔隙率最低。

不同電子束束流下成形件的底面金相照片如圖2b～2f所示，可以看出有部分微孔分布于基底上，微孔直徑最大約為12 μm，但數(shù)量極少，這是因為電子束與粉末作用形成的熔池反應劇烈，會裹挾一部分保護氣體進入熔池內(nèi)部形成小型孔洞[17]；此外，基體還均勻分布著大量納米尺寸的微孔，這些微孔主要為未能完全逃逸出熔池的原始粉末內(nèi)部的氣體，在凝固時保留在基體內(nèi)部。由圖2b～2f可以看出，隨著電子束束流的增大，納米尺寸的微孔數(shù)量減少，但微米尺寸的微孔卻仍然存在。這是因為電子束束流的增大，提高了熔池的熔深尺寸，增加了熔道的重熔程度，殘留在上一層熔池上方的氣孔再一次從熔體中逸出，降低了納米微孔的數(shù)量；然而，電子束束流的增大會加劇熔池的反應，導致了微米尺寸的孔洞難以消除。

圖2 不同電子束束流成形試樣的致密度(a)和OM照片 (b～f)Fig.2 Relative density (a) and OM images (b～f) of the samples formed with different electron beam currents

此外，由圖2b～2f金相照片可以看出基體上存在大量的熔合不良現(xiàn)象，這是因為SEBM技術掃描速度較快，對熔池攪拌作用較強，熔池內(nèi)部熔體劇烈流動使其難以均勻鋪展在試樣表面，在表面張力作用下形成凸起，在后續(xù)鋪粉過程中，粉末不能均勻填充整個平面，當電子束進行掃描時，熔道間不能連續(xù)結合起來，產(chǎn)生了細條狀的熔池間熔合不良現(xiàn)象[18]。此外，在較低的電子束束流下熔化粉末時，能量輸入低，導致粉末難以充分熔化，這部分未完全熔化的粉末也會導致平面產(chǎn)生熔合不良現(xiàn)象。但隨著電子束束流的增加，未充分融合的細條狀尺寸逐漸減小，提高了成形件的致密度。

3.2 顯微組織分析

由于增材制造逐層堆積的成形特點，導致成形件沿成形方向經(jīng)歷了不同的熱處理時間，使得觀測到的微觀組織具有不均勻性。而試樣底部能夠保持穩(wěn)定的熱平衡狀態(tài)，微觀組織趨于穩(wěn)定，沒有明顯的差異。因此，對試樣底部微觀組織進行表征，更具有代表性。

通過XRD檢測不同電子束束流下成形試樣底部水平截面相組成，如圖3a所示，H13鋼主要由α-Fe相和γ-Fe相組成。然而，隨著電子束束流的增加，44.72°處衍射峰α-Fe(110)峰強先降低后增強，同時峰也先向右偏移后又向左偏移。根據(jù)布拉格定律：

圖3 不同電子束束流成形試樣底部截面的XRD圖譜(a)，SEM照片(b～f)和元素分布圖(g)Fig.3 XRD patterns (a), SEM images (b～f) and elemental distribution maps (g) of the samples formed with different electron beam currents

2dsinθ=λ

(1)

其中，d為平行原子平面間距，λ為入射波波長，θ為入射光與晶面間夾角。電子束束流分別為14.0，14.5和15.0 mA時，隨著電子束束流的增加，能量密度增大，衍射峰右移，λ為常值，θ增大，說明d值減小，此時馬氏體發(fā)生晶格畸變，受到殘余壓應力作用，晶格間距變小。隨著馬氏體變形程度不斷加大，可以發(fā)生衍射的α-Fe數(shù)量減少，因此峰強降低。而電子束束流分別為15.0，15.5和16.0 mA時，隨著電子束束流的增加，能量密度增大，衍射峰左移，此時熱輸入較大，基體發(fā)生了回復與再結晶，緩解了馬氏體晶格之間的殘余應力，并逐漸由壓應力轉(zhuǎn)變成拉應力，晶面間的距離再次被拉大。隨著回復的馬氏體晶格增多，峰強又逐漸增加。

圖3b～3f為不同電子束束流下成形件底部的SEM照片，發(fā)現(xiàn)區(qū)域A和區(qū)域B的組織具有明顯差異。對14.0 mA電子束束流下成形的試樣進行SEM-EDS檢測，如圖3g所示，F(xiàn)e元素和C元素分布較為均勻，可見區(qū)域A和區(qū)域B具有相同的相結構。結合圖2b～2f的金相照片進行進一步分析，發(fā)現(xiàn)區(qū)域A為熔合不良區(qū)，由于這部分區(qū)域的組織未能經(jīng)歷重熔過程，在打印成形過程中不斷經(jīng)歷重復的熱處理過程，基板溫度又一直保持在720 ℃以上，H13鋼中含有的Cr，Mo，V等碳化物形成元素使得區(qū)域A更易形成碳化物并長大粗化，最后經(jīng)腐蝕劑腐蝕后，出現(xiàn)與區(qū)域B明顯不同的組織。因此，區(qū)域B為SEBM成形H13鋼基體組織。此外，區(qū)域A的尺寸隨著電子束束流的增加逐漸減小，這與金相觀測結果一致。同時還觀察到14.0和14.5 mA兩個電子束束流下的區(qū)域A面積都比較大，15.0，15.5和16.0 mA電子束束流下的區(qū)域A面積明顯減小，這與致密度檢測結果一致。此外，觀察SEM-EDS中V元素的分布，發(fā)現(xiàn)其出現(xiàn)偏聚現(xiàn)象，結合文獻中對H13碳化物的研究，SEBM成形H13鋼晶界處存在富V類的碳化物[19, 20]。

不同電子束束流成形試樣的顯微組織如圖3b～3f的區(qū)域B所示，發(fā)現(xiàn)成形件顯微組織主要由板條狀馬氏體組成(圖中紅色方框標注)，其中XRD檢測出的FCC結構γ相并未明顯觀測到，這主要與SEBM技術具有微小熔池的成形特點有關。隨著熔池快速凝固并達到室溫，初始奧氏體晶粒發(fā)生馬氏體相變，被馬氏體板條分割最后殘留在馬氏體板條束之間，因此，殘余奧氏體尺寸是非常細小的，但卻均勻分布在基體上，數(shù)量較多，可以通過XRD檢測出來，但很難通過SEM觀測到。另外，當電子束束流分別為14.0，14.5和15.0 mA時，隨著電子束束流的增加，能量密度增大，馬氏體板條由開始的破碎狀逐漸變成片狀。當電子束束流分別為15.0，15.5和16.0 mA時，隨著電子束束流的增加，能量密度繼續(xù)增大，馬氏體板條逐漸長大。

3.3 顯微硬度性能及形貌分析

圖4a為不同電子束束流成形試樣的維氏顯微硬度。從圖中可以看出，當電子束束流為15.0 mA時，能量密度為45 J/mm3，試樣的硬度最高，為2395.8 MPa。隨著電子束束流的增大，能量密度增加，硬度值先逐漸增大后趨于穩(wěn)定。當電子束束流分別為14.0，14.5和15.0 mA時，隨著能量密度的增加，馬氏體板條受到壓應力作用，發(fā)生晶格畸變，硬度增加。而當電子束束流分別為15.0，15.5和16.0 mA時，隨著能量密度的增加，馬氏體長大并粗化，會對硬度造成一定的影響，同時由于熱輸入較大，二次碳化物會析出，又對表面強度的提升具有一定作用。因此，當電子束束流大于15.0 mA時，硬度隨電子束束流的增加逐漸趨于穩(wěn)定狀態(tài)。

圖4b～4f為不同電子束束流成形試樣的金相照片。當電子束束流分別為14.0，14.5和15.0 mA時，隨著能量密度的增大，硬度點的形貌逐漸發(fā)生變形。其中15.0 mA電子束束流下的試樣可以明顯觀察到馬氏體組織對表面的強化作用，阻礙了壓頭對表面的作用力。當電子束束流分別為15.0，15.5和16.0 mA時，隨著能量密度的增大，硬度點的形貌又趨于規(guī)則，這是由于電子束對基體的熱輸入增加，導致馬氏體逐漸粗化，但細小碳化物的析出卻又增加了表面硬度。因此，雖然馬氏體組織有變軟的趨勢，但基體強度仍然很高，且細小的碳化物并不會造成硬度點形貌的變形。

圖4 不同電子束束流成形試樣的硬度值(a)和金相照片(b～f)Fig.4 Vickers microhardness (a) and OM images (b～f) of the samples formed with different electron beam currents

4 結 論

本文通過電子束選區(qū)熔化(SEBM)技術制備了H13模具鋼，探究了不同電子束束流對H13鋼致密度、微觀組織、相組成及硬度的影響，主要結論如下：

(1)不同電子束束流成形的H13鋼主要存在彌散的納米尺寸微孔、局部的微米尺寸微孔以及熔合不良區(qū)域。隨著電子束束流的增加，會改善熔合不良區(qū)域以及減少納米尺寸微孔的數(shù)量，但微米尺寸微孔難以消除。當電子束束流為16.0 mA時，能量密度為48 J/mm3，試樣孔隙率最小，致密度能達到98.1%。

(2)SEBM制備的H13模具鋼微觀組織主要由馬氏體、殘余奧氏體及碳化物組成。隨著電子束束流的增加，能量密度增加，馬氏體會發(fā)生晶格畸變；隨著電子束束流繼續(xù)增加，能量密度也繼續(xù)變大，馬氏體逐漸粗化，基體發(fā)生回復與再結晶，緩解了試樣內(nèi)部的殘余應力，同時會彌散析出二次碳化物。

(3)當電子束束流為15.0 mA時，能量密度為45 J/mm3，基體強度達到最大，為2395.8 MPa。隨著電子束束流的增加，基體強度先增大后趨于穩(wěn)定狀態(tài)。