激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的組織及性能*

2022-01-27 11:12:48張春華趙超越

沈陽工業(yè)大學學報 2022年1期

張春華，趙超越，譚兵，張松，陳江

(1. 沈陽工業(yè)大學材料科學與工程學院，沈陽 110870； 2. 沈陽大陸激光技術有限公司，沈陽 110136)

近年來，利用激光熔化沉積技術直接成形金屬零件逐漸成為先進制造技術領域發(fā)展最為迅速的研究方向[1-2].該項技術具有加工速度快、清潔度高、自動化程度高、凝固速度快等優(yōu)點，廣泛應用于鈦合金、鋁合金、高溫合金等激光增材成形零件制造中[3-5].低合金鋼具有較高的強度、良好的低溫沖擊韌性，廣泛用于各種機械零件和工程構件，如齒輪、齒套、凸輪、花鍵軸、主軸、軸套、壓縮機等結構件的生產中[6].但低合金鋼的硬度、抗拉強度較低，耐磨性較差，在使用中易磨損，從而導致零件使用壽命變短，為此加入適當比例的合金元素，提高低合金鋼的耐磨性顯得尤為重要[7-8].核電應急柴油機凸輪軸為12CrNi2低合金鋼，傳統(tǒng)制造工藝方法為鍛造，然后機械加工成形.El-Bitar等[9]研究發(fā)現(xiàn)，利用控熱鍛造技術加工低碳鋼，可使其硬度達到255 HV.迄今為止，激光熔化沉積技術得到了廣泛應用，C是碳鋼及合金鋼中必備的合金化元素.C能與鋼中的Fe元素形成間隙固溶體，對基體起到固溶強化作用，還可以與鋼中的合金元素反應形成碳化物，改變合金鋼的顯微組織，從而提高合金鋼的綜合力學性能[10-12].V是強碳化物形成元素，具有體心立方晶格，熔點高，延展性好，質堅硬，無磁性，可以通過細晶強化方式使合金鋼的顯微組織更加致密，進一步提高合金鋼的韌性、強度、耐磨性和耐腐蝕等性能[13-14].

本文利用激光熔化沉積技術制備CrNiV系低合金鋼構件，研究激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的組織和耐磨性，以期為核電應急柴油機12CrNi2低合金鋼凸輪軸的制造和應用開辟新途徑.本文研究了C、V元素含量對激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼組織及性能的影響.12CrNi2低合金鋼標準化學成分為：w(C)=0.10～0.17，w(Si)=0.17～0.37，w(Mn)=0.30～0.60，w(Cr)=0.60～0.90，w(Ni)=1.50～1.90，余量為Fe.通過調整化學成分，適當增加C、V元素含量來提高CrNiV系合金鋼的硬度和耐磨性，從而設計出適用于激光增材制造凸輪軸的CrNiV系低合金鋼成分，為激光熔化沉積高性能合金鋼部件專用粉體材料的設計和應用奠定了理論基礎.

1 材料與方法

基板材料為35CrMo合金鋼，其尺寸為φ150 mm×15 mm.采用真空氣霧化方法制備低合金鋼粉末，粉末粒徑介于45～150 μm之間.表1為激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼粉末的化學成分.利用YLS-6000光纖激光器進行激光熔化沉積，保護氣為氬氣.激光熔化沉積工藝參數(shù)為：激光功率2 200 W，光斑直徑4 mm，送粉率11 g/min，掃描速度8 mm/s，掃描間距2 mm.將激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼構件切割成尺寸為5 mm×5 mm×8 mm的樣品，取垂直于激光掃描方向的橫截面制成金相樣品.金相樣品經研磨、拋光后，用4%硝酸酒精溶液約腐蝕10 s.采用日立S-3400N型掃描電子顯微鏡及能譜儀對樣品顯微組織形貌、磨痕形貌及微區(qū)成分進行分析.采用HVS-1000型維氏硬度計測定激光熔化沉積低合金鋼樣品的顯微硬度，施加載荷為200 g，保載時間為10 s，每個樣品測量3次，然后計算其平均值作為最終結果.電子背散射衍射(EBSD)樣品采用機械研磨拋光法制得，機械研磨時間為2 h，之后利用超聲波清洗儀清洗1 min去除樣品表面污跡.采用MFT-4000型往復摩擦磨損實驗機對激光熔化沉積低合金鋼樣品進行球盤干滑動磨損實驗.上摩擦副為直徑5 mm的GCr15球，法向載荷為10 N，磨損行程長度為7 mm，滑動速度為120 mm/min，磨損時間為60 min.采用KLA-Tencor Corporation Micro-XAM型白光干涉儀測試樣品的磨損體積.

表1 低合金鋼粉末化學成分(w)Tab.1 Chemical composition of low alloy steel powders (w) %

2 結果與討論

2.1 顯微組織

圖1為激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的顯微組織形貌，表2為各區(qū)域EDS分析結果.由圖1可見，不同C含量沉積樣品的組織主要由枝晶和枝晶間共晶結構構成，枝晶間存在由許多成群、近平行排列的板條組成的板條狀馬氏體，板條束往往呈現(xiàn)不規(guī)則形狀且板條束較為細小.隨著C含量的提高，沉積樣品的馬氏體板條發(fā)生細化，且馬氏體板條群中平行排列的同位向板條束尺寸逐漸減少，而不同方向排列的板條束增多.觀察圖1b、c可以發(fā)現(xiàn)，隨著C含量的增加，板條間分布的彌散相增多，當C含量增加至0.12%時，板條馬氏體細化明顯；當C含量增加至0.26%時，板條馬氏體細化更加明顯，還可以觀察到一些碳化物顆粒.由表2可知，不同低合金鋼樣品的晶內、晶界和馬氏體板條中組織均勻，且無明顯偏聚現(xiàn)象.這是由于液相凝固生成奧氏體后，激光熔化沉積過冷度較大，具有面心立方的奧氏體會轉變成體心立方的馬氏體，而馬氏體屬于切變共格無擴散型相變，相變時不存在穿越晶界的原子，因而新相馬氏體承襲了母相的化學成分、原子序態(tài)和晶體缺陷.V元素不僅可以起到沉淀強化作用，而且也有利于過冷奧氏體的晶體細化.

圖1 低合金鋼顯微組織形貌Fig.1 Microstructural morphologies of low alloy steels

表2 低合金鋼各區(qū)域EDS分析結果(w)

2.2 相組成

圖2為激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的XRD圖譜.由圖2可見，3種樣品均具有體心立方結構的α-Fe相(BCC相)，隨著碳含量的增加，低合金鋼中出現(xiàn)了少量Cr23C6碳化物.這是由于激光熔化沉積工藝是一種快速熔化凝固過程，液態(tài)金屬冷卻速度較快，凝固所用時間較短，因而形成了鐵基過飽和固溶體馬氏體.1號樣品的碳含量較低，因而在XRD檢測結果中未發(fā)現(xiàn)碳化物衍射峰的存在.隨著C元素含量的增加，在多次激光輻照條件下，熔池中的C元素與Cr元素反應形成碳化物Cr23C6，并以細小彌散方式均勻分布在馬氏體中.因此，在2號和3號樣品的XRD圖譜中檢測到了Cr23C6碳化物.α-Fe相可以起到固溶強化作用，同時析出的碳化物或金屬間化合物會在基體中起到第二相強化效應，進而阻礙位錯運動，從而能夠有效提升合金強度.

圖2 低合金鋼XRD圖譜Fig.2 XRD spectra of low alloy steels

2.3 EBSD分析

圖3為激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼晶粒尺寸分布圖.由圖3可知，隨著晶粒尺寸的增大，晶粒被測到的頻數(shù)值均顯著降低，低合金鋼的平均晶粒尺寸主要為2～3 μm.1、2、3號樣品的平均晶粒尺寸分別為2.73、2.54、2.4 μm.隨著碳含量由0.084%增加到0.26%，激光熔化沉積低合金鋼樣品的平均晶粒尺寸減小了12.1%.這是因為V元素具有細化晶粒作用.另外，由于C和V元素都是擴大過冷奧氏體區(qū)的元素，使得C曲線右移，Ms點(馬氏體轉變溫度)顯著降低，因而過冷奧氏體更加穩(wěn)定，進而將Ms點推向更低的溫度，使得過冷奧氏體晶粒在馬氏體轉變之前尺寸更小，而馬氏體的形核部位為過冷奧氏體的晶界，且形核后垂直于晶界向晶內生長.因而過冷奧氏體晶粒尺寸越小，馬氏體板條也就越細小.此外，C元素可在鋼中形成間隙固溶體和碳化物，起到固溶強化和第二相析出強化作用.

2.4 顯微硬度

圖4為激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的平均顯微硬度.由圖4可見，激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的顯微硬度隨著碳含量的增加而增加.結合XRD圖譜可知，1號樣品只存在C及合金元素的固溶強化作用，2、3號樣品中存在碳化物相Cr23C6，其強化機制包括固溶強化和第二相強化.因此，Cr23C6第二相有利于顯著提高2、3號樣品的顯微硬度.此外，與12CrNi2低合金鋼相比，CrNiV系低合金鋼增加了V元素，其主要作用是細化晶粒，進而晶界變多，有效防止了位錯和晶粒滑移.激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的顯微硬度隨著碳含量的增加而增加，可以認為是固溶強化、相變強化、細晶強化和第二相強化共同作用的結果[15].

圖3 低合金鋼晶粒尺寸分布Fig.3 Grain size distribution of low alloy steels

圖4 低合金鋼顯微硬度Fig.4 Mirohardness of low alloy steels

2.5 耐磨性能

2.5.1 摩擦系數(shù)

圖5為激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的摩擦系數(shù)曲線.由圖5可見，磨損初期由于樣品表面光滑，粗糙度小，摩擦阻力小，導致摩擦系數(shù)較低；隨著磨損加重，樣品表面出現(xiàn)溝槽，對磨損起到了較大阻礙作用，導致摩擦系數(shù)升高；進入磨損平穩(wěn)期后，樣品表面粗糙度變化不大，故摩擦系數(shù)較為穩(wěn)定.隨著碳含量的增加，激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的摩擦系數(shù)逐漸增大，經計算1號、2號和3號樣品的平均摩擦系數(shù)分別為0.196、0.515和0.632.這是因為碳含量越高，樣品硬度越高，材料越耐磨.此外，V元素的加入可使樣品的顯微組織更加細小致密，所以有利于耐磨性的提高.

圖5 低合金鋼摩擦系數(shù)曲線Fig.5 Friction coefficient curves of low alloy steels

2.5.2 磨損機理

圖6為激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼磨損樣品表面磨痕形貌，表3為低合金鋼磨痕區(qū)域EDS分析結果.結合圖6a和表3可知，A區(qū)域氧含量較高，達到21.91%，證明該區(qū)域發(fā)生了氧化磨損，B區(qū)域對應氧化層剝落后露出的沉積態(tài)低合金鋼基材.因為球塊磨損屬于干摩擦磨損，這種磨損形式本身就會產生明顯升溫，從而導致磨損表面發(fā)生氧化，同時在上摩擦副的擠壓下，生成的氧化層很容易破碎并嵌入沉積態(tài)低合金鋼表面，對其表面造成切削并形成典型的犁溝形貌，加劇低合金鋼表面的磨損剝落，從而形成較深的磨痕深度.因此，1號樣品的磨損機理主要表現(xiàn)為磨粒磨損、粘著磨損和氧化磨損.結合圖6b和表3可知，C區(qū)域含有少量氧元素，說明該區(qū)域處于輕微氧化狀態(tài)，D區(qū)域氧含量相對較高，說明該區(qū)域氧化較為嚴重.隨著C含量的升高，碳化物隨之析出，其對耐磨性具有一定影響，這是因為大量硬質相有利于提高磨料的耐磨性.在摩擦磨損過程中上摩擦副與2號樣品接觸面發(fā)生相對滑動，使得低合金鋼表面溫度升高，促使低合金鋼表面發(fā)生氧化，形成了脆性較大的氧化層，在正應力與剪應力的共同作用下氧化層破損并發(fā)生剝落，露出了氧化層內部的沉積態(tài)低合金鋼，導致其受到了輕微氧化.結合圖6c和表3可知，磨損表面未見明顯塑性變形區(qū)和粘著坑，F(xiàn)區(qū)域有少量淺犁溝，而且存在少量的磨損剝落現(xiàn)象，故發(fā)生了磨粒磨損.E區(qū)域含氧較高，表明發(fā)生了嚴重的氧化磨損.隨著C含量的升高，碳化物的存在對耐磨性具有一定影響.這是因為氧化磨損程度往往取決于樣品表面抗塑性變形的能力，而材料的抗變形能力與其自身的硬度密切相關.當材料表面硬度增加時，塑性變形量變小，氧化磨損程度減輕.大量硬質相有利于提高材料的耐磨性.然而，碳化物的形成并不是提高耐磨性的唯一決定性因素.C、V元素的共同作用提高了材料的顯微硬度和韌性.

圖6 低合金鋼表面磨痕形貌Fig.6 Surface morphologies of wear scars of low alloy steels

表3 低合金鋼磨痕區(qū)域EDS分析結果(w)Tab.3 Results of EDS analysis in wear scar areas of low alloy steels (w) %

2.5.3 比磨損率

采用比磨損率比較激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼樣品的耐磨性，通常比磨損率越低，材料耐磨性越優(yōu)良.在摩擦磨損實驗中比磨損率是衡量材料耐磨性的重要參數(shù)，其表達式為

(1)

式中：V為樣品磨損體積；F為載荷；L為滑行距離.

圖7為激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的比磨損率和顯微硬度柱狀圖.由圖7可見，隨著碳含量的增加，激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的比磨損率降低，說明低合金鋼的顯微硬度越高，其比磨損率越低，而耐磨損性越好.V元素的添加細化了晶粒，進一步提高了激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼的顯微硬度，使得其耐磨性得到進一步改善.

圖7 低合金鋼比磨損率和顯微硬度Fig.7 Specific wear rate and microhardness of low alloy steels

圖8為激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼磨痕的二維輪廓形貌.可以通過白光干涉儀測量出低合金鋼的磨損體積.由圖8可見，1號樣品磨痕較深，磨痕寬度較寬，磨痕形貌明顯，其磨損體積為8.97×106μm3.2號樣品磨痕深度與1號樣品相近，磨痕寬度變窄，底部形貌變化趨于平緩，其磨損體積為4.06×106μm3.3號樣品磨痕深度較淺，磨痕寬度最窄，形貌變化趨勢較為平緩，其磨損體積為3.48×106μm3.3號樣品較1、2號樣品具有更多的C元素，故其磨損體積最小，耐磨性最好.綜上所述，激光熔化沉積CrNiV系低合金鋼隨著C含量的增加，其耐磨性逐漸增強，且磨損機理主要為磨粒磨損、粘著磨損和氧化磨損.