基于316L激光選區嫁接成型18Ni300的工藝與性能研究*

賀義峰，李 笑，孫振忠

（1.廣東工業大學機電工程學院，廣州 510006；2.東莞理工學院機械工程學院，廣東東莞 523808）

0 引言

激光選區熔化成型（SLM）技術是一種快速增材制造技術，采用分層制造技術[1]，將三維零件數據進行切片處理，獲得激光掃描路徑，激光選擇性熔化各層金屬粉末，逐層地累積粘結，形成組織致密的金屬實體[2]。SLM 成型形狀不受限制的特點，能符合復雜內腔結構的隨形冷卻水道模具的生產要求[3-4]，解決了傳統加工方式難以加工的死角問題[4]。金屬嫁接打印，充分發揮SLM成型的優勢，降低包含復雜結構的大型零件打印成本與生產效率[5]，18Ni300 馬氏體時效鋼是利用金屬間化合物進行強化的高強度鋼[6]，具有強度高、韌性好等特點[7]。因其在較高的抗拉強度下仍具有良好的塑性[8]，而被應用于制造模具零件和航空航天零件等[3]。

目前，國內已有大量關于SLM 工藝參數和熱處理方法對18Ni300 馬氏體時效鋼顯微組織與力學性能的影響研究[6-13]。曹潤辰[10]針對18Ni300 粉末的SLM 成型工藝進行了研究，探討了激光功率、掃描速度、離焦量以及粉床厚度等工藝參數對成型的影響。白玉超等[14]通過對SLM 成型樣件進行了微觀組織分析、硬度測試、力學拉伸性能測試以及沖擊性能測試研究馬氏體時效鋼SLM 成型機理。董東東等[5]發明了《一種金屬零件嫁接打印方法》，該方法把生產產品的模型利用Magics 軟件規劃，將機加工區域與激光選區熔化加工區域定位，機加工的模型采用傳統方法加工成型，在該模型上表面進行精確定位，然后嫁接打印成型。王迪等[15]初步進行了多種材料功能梯度打印的基礎性能研究。然而目前大量研究僅針對激光選區熔化成型，針對激光選區熔化成型技術與傳統加工技術結合的SLM嫁接打印技術研究相對較少。

結合SLM 嫁接打印發展現狀，本文使用漢邦HBDSLM280制備基于316L基座的18Ni300嫁接成型樣品，研究激光功率與掃描速度對SLM 嫁接打印成型致密度、硬度、剪切強度等性能影響并討論分析優化工藝。

1 實驗設備與實驗方法

1.1 實驗設備

實驗設備為廣東漢邦激光有限公司研制的HBDSLM2803D 打印設備，設備可激光選區熔化成型金屬粉末，成型預設形狀，設備最大成型造形尺寸為280 mm×280 mm×400 mm，采用500 W 大功率Yb 光纖激光，激光波長為1.070 nm；激光功率控制為10%～100%可調，光斑直徑為50 μm，在金屬零件打印過程中，保證成型腔內充滿氬氣，氧氣含量在100 ppm以下。

實驗材料為中航邁特馬氏體時效鋼18Ni300 合金粉末，其中粉末粒徑主要分布在20～60 μm之間，粉末平均直徑為35 μm。粉末的實體密度為4.5 g∕cm3，松裝密度為4.14 g∕cm3。粉末化學成分質量分數如表1所示。

表1 18Ni300馬氏體時效鋼化學成分

1.2 實驗設計

將機加工成型基座與激光選區熔化設備專用基板鎖緊，并固定到工作平臺上，調整基座上表面與刮刀水平，調整基板，使基座上表面升至焦平面。將嫁接件模型導入Magics 進行切片處理后，再將切片數據導入設備控制軟件中，然后分別通過激光器發射的紅光與激光掃描，進行定位，直至測量差距小于0.1 mm。保持基板位置不動，鋪粉后進行激光掃描輪廓，觀察輪廓線上全是成型實體線，修改成型程序為常規實體成型參數開始打印，鋪粉層厚為50 μm，掃描策略為S 型正交掃描。各參數分別嫁接成型8 mm×8 mm×5 mm 塊體試樣以及依據GB∕T6396-2008標準設計的剪切試樣。

本實驗通過全面實驗研究激光功率與掃描速度對塊體致密度和顯微維氏硬度的影響。以致密度為目標，選擇優化工藝參數。實驗參數如表2所示。

表2 SLM嫁接成型18Ni300工藝參數表

1.3 測量方法及設備

1.3.1 致密度測量

本實驗應用阿基米德排水閥測量嫁接件試樣的致密度K。首先測量基座用酒精清洗烘干，將基座試樣使用精確度為0.000 1 g 的分析天平測量其在空氣中的質量mA，進行嫁接打印后，將嫁接件用酒精清洗烘干，使用分析天平測量在空氣中質量m1，然后將嫁接件放入盛有一定質量蒸餾水燒杯的支架上（蒸餾水體積約占燒杯總體積的2∕3），待讀數穩定時讀取嫁接件在水中的質量m2，然后根據下式計算出實測密度以及致密度：

式中：ρ為打印試樣的密度，g∕cm3；ρH2O為蒸餾水的密度，g∕cm3；ρ0為18Ni300理論密度，g∕cm3。

1.3.2 剪切性能

根據GB∕T6396-2008，利用INSTRON5982 型電子萬能試驗機，應力速度為3 N∕（mm2·s-1）測試在室溫條件下嫁接件剪切性能，按照圖1所示測量剪切性能。剪切試樣由機加工成型基座，直接SLM 嫁接成型嫁接體，用砂紙打磨試樣附著的未熔粉末后用酒精擦拭。

圖1 剪切測試卡具

1.3.3 金相組織觀察

不同工藝參數制備成方形嫁接試樣，并垂直嫁接界面切割成若干片狀試樣，將表面經160#、400#、800#、1 200#和2 000#水磨砂紙打磨。再用0.05 μm 氧化鋁懸浮液機械拋光，用腐蝕劑擦拭試樣表面75 s 后用酒精沖凈并吹干，在金相顯微鏡下進行孔洞及金相組織觀察。

1.3.4 掃描電鏡分析

為進一步分析嫁接成型試樣孔洞分布，嫁接界面顯微結構以及后續剪切端口形貌，將試樣腐蝕后，采用Thermo Scientific VeriosG4UC 型掃描電子顯微鏡進行SEM高倍組織觀察。

2 實驗結果與分析

2.1 工藝參數對致密度影響

嫁接試樣相對密度與激光功率系如圖2所示，保持激光掃描速度不變時，增大激光功率，SLM 嫁接成型18Ni300 馬氏體時效鋼試樣的相對密度呈先增大后減小的趨勢。當激光功率較小時，無法穿透金屬粉末，且粉末吸收能量較少，不能完全熔化，造成球化現象，成型件無法致密；隨著激光功率越大，金屬粉末熔化越充分，熔池越大，使得SLM 成型試樣孔隙減少，致密度不斷提高；當激光功率足夠大時，激光束快速掃描金屬粉末，并將掃描粉末加熱到熔點以上，使其完全熔化，SLM 嫁接成型件中孔隙十分少。當激光功率達到300 W，掃描速度為1 000 mm∕s 時，SLM 嫁接成型件相對密度達到最大值，為99.01%，接近完全致密。當激光功率過大時，激光束對粉末沖擊較大，使粉末氣化或飛濺，或發生過燒現象，且易使粉末發生球化，降低SLM成型件相對密度。

圖2 激光功率對致密度影響

如圖3所示，隨著掃描速度增大，SLM 成型的18Ni300 試樣的相對密度也呈先增大后減小的趨勢。當掃描速度過低時，激光照射金屬粉末，形成較大熔池，將熔池周圍粉末熔化。激光移動時，由于大量粉末被之前熔池熔化，導致粉末不足，形成熔道較小，因此熔道不均勻。另一方面粉體內部積聚過多能量，導致之前成型部分發生重熔現象，降低了成型致密度。當掃描速度過高時，熔化的粉末形成滴液，會大量飛濺，導致致密度降低。

圖3 掃描速度對致密度的影響

綜合激光功率與掃描速度對嫁接成型件致密度影響發現，激光功率與掃描速度的影響會相互干擾，引入能量密度（E）概念，它是指單位面積粉末吸收激光功率。能量密度公式為：

式中：E為能量密度，J∕mm3；P為激光功率，W；v為掃描速度，mm∕s；h為掃描間距，mm；d為粉末層厚，mm。

本文能量密度范圍為2.1～4.4 J∕mm3，嫁接成型件致密度隨能量密度變化關系如圖4所示，發現沒有明顯線性關系，可以看出，隨能量密度的增大，致密度先有顯著提高趨勢，當能量密度E≈3 J∕mm3（激光功率為300 W，掃描速度為1 000 mm∕s，掃描間距為0.1 mm）時，致密度達到最大值，為99.01%，但當能量密度繼續增大時，過大的能量沖擊引起熔池飛濺，進而出現成型不均勻，致密度會小幅度下降，并趨于穩定。

圖4 能量密度對致密度的影響

2.2 顯微維氏硬度

由于嫁接成型試樣存在孔洞，故采用壓痕較小的顯微維氏硬度測量硬度。如圖5所示，嫁接體顯微維氏硬度在不同能量密度下，硬度變化不顯著，說明工藝參數對SLM 嫁接體硬度影響不大，主要差異在致密度上。SLM 成型的試樣平均硬度為359.2 HV，對比鑄態18Ni300 的317 HV 顯微硬度，高出48 HV。SLM 成型是一種快速冷卻的加工方式，使得試樣晶粒更加細小，由于細晶強化作用，表現出硬度更高。

圖5 嫁接體顯微維氏硬度

如圖6所示，嫁接成型件各部分平均顯微維氏硬度，嫁接界面基體側平均硬度為198.6 HV，較基體169.5 HV高出29.1 HV。而嫁接界面嫁接側平均硬度為239.4 HV，較嫁接體359.2 HV 的硬度低119.8 HV。這是因為在嫁接過程中，前兩層未鋪粉，激光直接照射基座，316L 被重熔，當打印第3層時，刮刀鋪粉，18Ni300粉末填充前兩層熔道，激光將18Ni300 粉末與316L 基座上層熔化，形成熔池，由Marangoni對流效應，熔池中心溫度高于基座邊界溫度，產生溫度梯度，熔池邊界的表面張力[16]，進而形成融合區（如圖7白色虛線標出）。

圖6 平均顯微維氏硬度

圖7 嫁接界面金相圖

2.3 剪切強度

采用優化工藝參數成型剪切試樣，用砂紙打磨試樣之后進行剪切實驗，應力曲線如圖8所示，剪切強度為1 508 MPa，低于鑄態2 020 MPa。

圖8 嫁接體剪切曲線

剪切斷口形貌如圖9所示，存在大量韌窩。在SLM嫁接成型過程中，易因鋪粉不均勻、粉末不熔化或球化等原因，導致SLM 嫁接成型件孔隙缺陷增多。在剪切實驗中，嫁接件存在的空隙缺陷，產生較大的應力，形成大量韌窩，韌窩會沿撕裂棱迅速生長，形成穿晶斷裂，呈現韌性斷裂特征。

圖9 斷口形貌

2.4 典型形貌

2.4.1 缺陷

孔隙是SLM 嫁接成型過程中一種常見缺陷，降低嫁接成型件致密度，并影響其力學性能，因此，降低SLM成型件孔隙率對提升SLM 成型件性能有非常重要的意義。SLM 嫁接成型過程中缺陷形成主要金屬粉末熔化與液相凝固有關，影響因素主要如下。

（1）粉末球化

在SLM 嫁接成型過程中，金屬粉末通過激光逐層熔化，因金屬熔體與周圍氣固介質間溫度梯度，引起表面張力梯度，為了降低表面自由能[14]，金屬熔體表面有轉變為球形表面的傾向，產生球化現象。當金屬熔體發生球化時，凝固顆粒間不連續，存在孔隙，阻礙SLM 鋪粉，導致SLM 成型件孔隙率增大。2.6 J∕mm3能量強度下拋光態形貌如圖10所示。

圖10 2.6 J∕mm3能量強度下拋光態形貌

（2）SLM工藝參數

當激光能量密度過小時，金屬粉末吸收能量較少，熔化不完全，導致SLM 成型件孔隙率增加，如圖11所示，在42 J∕mm3能量強度（激光功率為250 W，掃描速度為1 200 mm∕s）下，熔池流動不充分，嫁接界面拋光態形貌中出現大量孔洞。當激光能量密度過大時，激光束作用在粉末上的時間過長，沖擊大，易濺起或氣化金屬粉末，且能穿透當前層掃描粉末，重復熔化先前凝固層。金屬粉末吸收能量過多，金屬熔體粘性降低，不易凝固成型，從而導致SLM成型件孔隙增加。

圖11 42 J∕mm3能量強度下拋光態形貌

（3）氣孔

圖12所示為不同能量密度下SLM 嫁接成型18Ni300未經腐蝕的嫁接界面金相照片，當能量密度為60 J∕mm3（激光功率為300 W，掃描速度為1 000 mm∕s）時，金相照片中只有極小孔洞，這是因為SLM 嫁接成型過程在惰性氣體中進行，由于Marangoni 效應，熔池內部湍流將惰性氣體卷入，SLM 成型冷卻速度快，混入金屬熔體中的惰性氣體難以全部逸出，使凝固部分出現氣孔。

圖12 60 J∕mm3能量強度下拋光態形貌

（4）熱應力

SLM 嫁接成型過程中，高能激光束快速掃描熔化基座上層與18Ni300 粉末，但基座下層溫度低，導致成型過程中存在極大的溫度梯度，且嫁接成型提與基座及周圍介質膨脹收縮系數不同，因此會在嫁接界面處集中較高的熱應力。SLM嫁接成型件中存在應力，會出現變形、裂紋甚至斷裂來釋放應力。

2.4.2 嫁接界面

由于馬氏體相變形成的機理，低碳馬氏體時效鋼（C＜0.03%）的試件表面出現了明顯的凸起板條馬氏體組織。層間結合與嫁接過程相似，熔池凝固速度很快，但由于層間金屬均為18Ni300，濕潤性很好，濕潤角小，熔池溫度低于平衡熔點溫度，就會開始形核，且由于嫁接過程中，層間溫度相較嫁接界面處溫度梯度小，不容易產生新的晶核，上層的柱狀晶未重新形核，而是在下層未熔化的柱狀晶的取向上繼續生長，形成所謂的聯生結晶。而在嫁接界面處，第一層與第二層未進行鋪粉，所以前兩層是對基座進行激光重熔，由于基座為奧氏體，18Ni300 為馬氏體，濕潤角較大，嫁接面上的晶體已經形核，不能繼續生長，無法形成聯生結晶，即無法形成良好冶金結合，如圖13所示。

圖13 嫁接界面顯微組織

3 結束語

（1）隨著激光功率與掃描速度的增大，嫁接件的致密度隨之呈現先增大后降低趨勢，根據能量密度分析。選擇能量密度60 J∕mm3即激光功率300 W、掃描速度1 000 mm∕s、掃描間距0.1 mm 為優化參數，嫁接體致密度為99.1%。

（2）工藝參數對嫁接體顯微維氏硬度影響不大，但嫁接界面嫁接側顯微維氏硬度相對嫁接體顯著降低，嫁接界面基體側顯微維氏硬度相對基體顯著升高，這是因為在嫁接過程中18Ni300 粉末與316 L 在激光照射下熔化，相互擴散，形成融合區。

（3）通過剪切實驗，嫁接界面以及斷口微觀形貌表征，嫁接界面處，未能如嫁接件內部，形成聯生結晶，且會產生孔隙，嫁接界面處剪切強度為1 500 MPa，低于鑄態18Ni300的2 050 MPa。