Research on the process optimization of selective laser melting and the mechanical properties of 18Ni300 die steel
-
摘要: 优化激光选区熔化工艺, 制备18Ni300模具钢试样, 研究扫描速度和激光功率对模具钢力学性能的影响。结果表明, 当激光功率保持不变时, 随着扫描速度的增加, 18Ni300模具钢试样的相对密度和综合力学性能先增大后减小; 当扫描速度保持不变时, 随着激光功率的增加, 试样相对密度和综合力学性能逐渐增大; 能量密度在150 J·mm-3左右时, 试样的相对密度达到最高。激光选区熔化最优工艺参数是激光功率175W, 扫描速度400mm·s-1, 在此工艺参数下成形件的相对密度为99.58%, 抗拉强度、显微硬度和断后伸长率分别为1101 MPa、HV 348.4和6.44%。Abstract: The 18 Ni300 die steels were prepared by the optimized selective laser melting, and the effects of scanning speed and laser power on the mechanical properties of 18 Ni300 die steels were studied.The results show that, when the laser power is constant, the relative density and the comprehensive mechanical properties of 18 Ni300 die steel specimen increase first and then decrease with the increase of scanning speed.When the scanning speed is constant, the relative density and the comprehensive mechanical properties increase with the increase of laser power.When the laser energy density is about 150 J·mm-3, the relative density of specimen is the highest.At the optimal scanning speed and laser power of 400 mm·s-1 and 175 W, the relative density, tensile strength, microhardness, and elongation of specimen are 99.58%, 1101 MPa, HV 348.4, and 6.44%, respectively.
-
Keywords:
- selective laser melting /
- die steel /
- process optimization /
- mechanical properties
-
钛合金是一种比强度高、耐蚀性能优异的合金材料, 对航空航天、汽车制造等领域发挥了重要的作用。但在实际应用过程中, 钛合金存在抗高温氧化与耐磨性不足的问题, 严重限制了该合金材料在高温载荷领域的进一步推广应用[1-3]。为了进一步提升钛合金的各项性能, 大多数研究人员主要通过喷焊、气相沉积、激光熔覆等工艺对钛合金进行表面处理[4-6]。其中, 激光熔覆技术可以在不改变钛合金性能的前提下使涂层间形成良好冶金结合状态, 对于钛合金材料摩擦性能的提升起到了明显的促进作用[7-8]。现阶段, 许多学者在Ti4合金耐磨性方面主要是通过增加该材料的表面硬度来实现。不过, 加入钛合金中的TiN、WC、VC等硬质相颗粒在860℃温度下却存在容易被空气氧化的问题[9-10]。例如, Feng等[11]利用激光熔覆处理工艺对Ti5合金表面进行处理, 生成包含增强相TiNi/Ti2Ni基涂层, 并对该涂层进行了表征, 得到涂层中形成了具有均匀分布状态的陶瓷相颗粒, 从而增加了合金材料的耐磨性。Guo等[12]则利用激光熔覆技术对Ni Cr BSi/WC–Ni合金涂层进行了处理, 制得了具有良好耐磨性能的合金涂层。齐鸣等[13]采用激光熔覆工艺使高温合金表面生成MoSi2/Al涂层, 之后在1050℃下对该涂层实施了耐高温氧化性测试, 当涂层中含有的Al比例上升后, 生成的氧化膜中的Al2O3会显著提高熔覆层的耐高温氧化性。余鹏程等[14]对Ti4合金表面进行激光熔覆处理后得到了含有增强相Al3Ti/Ni Ti基涂层, 研究得到当涂层内含有的Al3Ni2脆性颗粒数量增加后, 涂层耐磨性发生了降低的现象。
到目前为止, 大部分学者都是将研究重点集中于通过激光熔覆处理方法来提升钛合金的耐磨性方面, 但很少有文献报道关于钛合金耐高温抗氧化性能的改善内容[15]。本文主要通过激光熔覆处理工艺使Ti4合金表面生成Ni Al Si涂层, 并深入探讨了在860℃温度下该涂层对抗氧化性提升的效果及其作用机理。
1. 实验材料及方法
1.1 实验原料
实验用原料为Ti4合金, 试样尺寸40 mm×40 mm×8 mm, 用砂纸打磨试样熔覆面, 充分去除表面氧化膜。选择80Ni–40Al–20Si复合粉末作为熔覆材料, 采用QM-3SP04型行星球磨机对该粉末进行12 h的球磨处理。
1.2 涂层制备
先在Ti4合金试样涂覆一层甲基纤维素黏结剂, 再铺设一层厚度为1.5 mm的混合粉末, 再将其放入120℃的干燥箱内进行2 h的保温。本实验在DLS-980.10-3000C半导体激光器上完成激光熔覆过程, 工艺参数为: 输出功率2 kW, 扫描速度3.5 mm·s-1, 光斑大小5 mm×2.5 mm。
1.3 涂层性能测试
通过线切割方式得到熔覆层的截面金相试样, 并对该试样进行了X射线衍射(X-ray diffraction, XRD) 表征。利用S-4700型场发射扫描电镜(scanning electron microscopy, SEM) 对涂层微观组织进行了观察, 同时在该电镜附带的能谱仪(energy disperse spectroscope, EDS) 上表征了涂层的各元素组成情况。利用HMF1400-50高温电阻炉测试其抗高温氧化性能, 并计算单位面积对应的质量变化情况。对经过氧化处理的合金与涂层进行金相观察。
2. 结果与分析
2.1 合金涂层显微组织
从图 1 (a) 中可以看到涂层横截面的扫描电子显微形貌。根据图 1 (a) 可知, 在涂层内也没有观察到裂纹结构, 只有少数气孔存在。从图 1 (b) 中可以看到在Ti4和涂层的结合部位形成了熔合线, 可以推断涂层和钛合金之间形成了良好的冶金结合状态。同时还可以观察到在涂层的底部区域形成了众多的柱状晶, 这主要是因为受到凝固冷却的影响, 钛合金垂直的方向上具有最快的冷却速率, 从而导致涂层的下部晶粒优先从垂直钛合金表面的方向上开始生长。图 1 (c) 是对应于图 1 (b) 的放大图, 可以明显看到该图包含了块状区域A与网状区域B两种, 对这些区域进行能谱测试可知, 区域A中的元素类型包括Ti与Si, 两者的原子数分数比接近5:3, 可见该区域的成分主要是Ti5Si3金属间化合物; 对区域B进行元素分析得到该区域包含Ni与Al两种元素, 其原子数分数比接近3:2, 进一步结合X射线衍射图谱可知, 区域B的成分主要是Al3Ni2金属间化合物, 因此可以推断涂层中包含了Ti5Si3与Al3Ni2两种主要成分。
![]()
图 1 合金涂层横截面扫描电子显微组织形貌: (a) 整体; (b) 热影响区; (c) 热影响区放大图Figure 1. SEM images of alloy coating in cross section: (a) integral; (b) heat affected zone; (c) magnification of heat affected zone表 1 图 1 (c) 中区域A和区域B能谱分析Table 1. EDS analysis of area A and area B in Fig. 1 (c)区域 原子数分数/% Ti Ni Al Si A 44.28 22.18 5.48 28.06 B 23.54 42.18 30.02 4.26 2.2 高温抗氧化性能及机理
从表 2中可以看到对钛合金与合金涂层进行高温氧化测试得到的试样单位面积质量变化值, 其中钛合金的单位面积质量增加值显著高于合金涂层, 可见合金涂层的耐高温氧化性能优于钛合金。经过40 h的恒温氧化处理后, 试样单位面积质量增加了24.4 mg·cm-2, 可见在860℃温度下, Ti4合金的表面发生了明显的氧化过程, 此时形成的氧化膜也不能有效抑制氧原子的扩散过程。其中, 在初期高温氧化阶段, 合金涂层具有很快的氧化速率, 当氧化时间不断增加后, 合金涂层的氧化速率降低, 因此可以推断合金涂层表面氧化膜具有降低氧化速率的作用; 经过40 h的高温氧化处理后, 粉末合金涂层的质量增加值是2.19 mg·cm-2, 比Ti4合金的耐高温氧化性能提高了12倍左右。
表 2 Ti4合金和合金涂层高温氧化(860℃) 测试结果Table 2. High temperature oxidation test results of Ti4 alloy and alloy coating at 860℃样品 单位面积质量变化/(mg·cm2) 5 h 10 h 20 h 30 h 40 h Ti4 合金 2.40 4.40 9.20 16.70 24.40 合金涂层 1.82 1.90 2.02 2.11 2.19 Ti4合金与粉末合金涂层在860℃温度下进行40 h的氧化处理后, 对其表面氧化层进行X射线衍射测试得到如图 2所示的谱图。从图 2的测试谱图中可以发现, Ti4合金的氧化层基本包含Al2O3与TiO2两种物相成分, 并且TiO2的衍射峰强度显著高于Al2O3, 说明氧化膜主要是由TiO2构成。由于在860℃下V2O5的挥发性较高, 因此在X射线衍射谱图中未观察到该氧化物的衍射峰, 同时氧化膜也因为V2O5的挥发而形成多孔结构, 使氧原子更易向膜内扩散, 导致合金耐高温氧化性降低。
![]()
图 2 860℃氧化处理40 h后Ti4合金(a) 和合金涂层表面氧化层(b) X射线衍射图谱Figure 2. XRD patterns of Ti4 alloy (a) and oxide layer of alloy coating surface (b) after oxidation at 860℃for 40 h图 3 (a) 为在860℃下进行40 h氧化处理后得到的Ti4合金横截面扫描电子显微形貌, 可以发现此时Ti4合金表面出现了较严重腐蚀的情况, 生成的氧化膜表现出了明显的热脆性特征, 较易从表面发生脱落的现象。对Ti4合金的氧化膜微观形貌进行分析可知, 氧化膜主要由许多球形颗粒与柱状物构成, 根据能谱分析(表 3) 可知, 柱状物成分主要是TiO2。在TiO2的形核与生长期间, 还会形成少量的Al2O3, 使氧化膜中形成众多微孔, 这种不连续的氧化膜结构不能发挥有效阻止氧原子扩散的作用, 不利于提高合金的耐高温氧化性。
![]()
图 3 Ti4合金和合金涂层氧化膜横截面扫描电子显微形貌: (a) Ti4合金; (b) 合金涂层Figure 3. Cross section SEM morphology of Ti4 alloy and alloy coating oxidation film: (a) Ti4 alloy; (b) alloy coating区域 原子数分数/% Ti Ni Al Si O A 38.20 1.20 7.86 2.68 50.06 B 8.26 4.86 35.22 3.38 48.28 图 3 (b) 为在860℃下进行40 h氧化处理后得到的合金涂层氧化膜扫描电子显微形貌。从图中可知, 合金涂层与氧化膜之间保持紧密结合状态, 未看到有脱落情况出现。对该涂层进行能谱分析(表 3) 可知, 其表面氧化膜中的元素主要为O、Al, 同时还有部分Si、Ni、Ti, 因此可以推断该氧化膜的主要成分时Al2O3, 此外还含有部分NiO、SiO2、TiO等。因为Al2O3能够形成致密的连续结构, 起到明显抑制O元素扩散的效果, 使合金涂层耐高温抗氧化性能获得显著提高。
3. 结论
(1) Ti4合金和合金涂层的结合部位形成了熔合线, 可以推断合金涂层和钛合金之间形成了良好的冶金结合状态。同时还可以观察到在涂层的底部区域形成了众多的柱状晶, 涂层中包含了Ti5Si3与Al3Ni2两种主要成分。
(2) 钛合金的单位面积质量增加值显著高于合金涂层, 可见合金涂层的耐高温氧化性能优于钛合金。经过40 h的高温氧化处理后, 粉末涂层的质量增加值是2.19 mg·cm-2, 比Ti4合金的耐高温氧化性能提高了12倍左右。
(3) 在860℃下进行40 h氧化处理得到的合金涂层与氧化膜之间保持紧密结合状态, 未看到有脱落情况出现, 氧化膜的主要成分是Al2O3。
-
![]()
图 4 激光选区熔化工艺参数与18Ni300试样相对密度的关系：(a)激光功率；(b)扫描速度；(c)能量密度
Figure 4. Relationship between processing parameters of SLM and relative density of 18Ni300 specimen: (a)laser power; (b) scanning speed; (c) energy density
![]()
图 5 试样熔道搭接: (a)上表面; (b)侧面
Figure 5. Weld path lap of the specimen: (a) top surface; (b) side view
![]()
图 6 激光功率为175 W时, 不同扫描速度下试样的光学显微组织和综合力学性能: (a) 200 mm·s-1; (b) 400 mm·s-1; (c) 600 mm·s-1; (d) 800 mm·s-1; (e) 1000 mm·s-1; (f)综合力学性能
Figure 6. Optical microstructures and comprehensive properties of the specimens at different scanning speeds at 175 W: (a) 200 mm·s-1; (b) 400 mm·s-1; (c) 600 mm·s-1; (d) 800 mm·s-1; (e) 1000 mm·s-1; (f) the comprehensive mechanical properties
![]()
图 7 扫描速度为400 mm·s-1时, 不同激光功率下试样的光学显微组织和综合力学性能: (a) 75 W; (b) 100 W; (c) 125 W; (d) 150 W; (e) 175 W; (f)综合力学性能
Figure 7. Optical microstructures and comprehensive properties of the specimens at different laser powers at 400 mm·s-1: (a) 75 W; (b) 100 W; (c) 125 W; (d) 150 W; (e) 175 W; (f) the comprehensive mechanical properties
表 1 18Ni300合金粉末化学成分(质量分数)
Table 1 Chemical composition of 18Ni300 alloy powders/%
Ni Co Mo Ti Al Si Mn Fe 18.530 8.980 4.880 0.660 0.104 0.042 0.018 余量 
下载: 导出CSV
-
[1] 郭东海, 冯涛, 段国庆, 等.基于SLM成形随形冷却水道注塑模具的应用.电加工与模具, 2017(6): 42 DOI: 10.3969/j.issn.1009-279X.2017.06.011 Guo D H, Feng T, Duan G Q, et al. Application of injection mould with conformal cooling channel based on SLM. Electromach Mould, 2017(6): 42 DOI: 10.3969/j.issn.1009-279X.2017.06.011
[2] 刘斌, 谭景焕, 吴成龙.基于3D打印的随形冷却水道注塑模具设计.工程塑料应用, 2015, 43(10): 71 DOI: 10.3969/j.issn.1001-3539.2015.10.014 Liu B, Tan J H, Wu C L. Design of injection mould with conformal cooling channel based on 3D printing. Eng Plast Appl, 2015, 43(10): 71 DOI: 10.3969/j.issn.1001-3539.2015.10.014
[3] 史玉升, 伍志刚, 魏青松, 等.随形冷却对注塑成型和生产效率的影响.华中科技大学学报(自然科学版), 2007, 35(3): 60 DOI: 10.3321/j.issn:1671-4512.2007.03.018 Shi Y S, Wu Z G, Wei Q S, et al. Effects of conformal cooling channel on injection molding and production efficiency. J Huazhong Univ Sci Technol Nat Sci, 2007, 35(3): 60 DOI: 10.3321/j.issn:1671-4512.2007.03.018
[4] Casavola K, Campanelli S L, Pappalettere C. Preliminary investigation on the residual strain distribution due to the selective laser melting process. J Strain Anal Eng Des, 2009, 44(1): 93. DOI: 10.1243/03093247JSA464
[5] Campanelli S L, Contuzzi N, Angelastro A, et al. Capabilities and performances of the selective laser melting process//In Tech. New Trends in Technologies: Devices, Computer, Communication and Industrial Systems, Eds by Meng Joo Er, 2010. http://www.researchgate.net/publication/221909648_Capabilities_and_Performances_of_the_Selective_Laser_Melting_Process
[6] Tavares S S M, Abreu H F G, Neto J M, et al. Athermomagnetic study of the martensite-austenite phase transition in the maraging 350 steel. J Alloys Compd, 2003, 358(1-2): 152. DOI: 10.1016/S0925-8388(03)00335-9
[7] Pardal J M, Tavares S S M, Terra V F, et al. Modeling of precipitation hardening during the aging and overaging of18Ni-Co-Mo-Ti maraging 300 steel. J Alloys Compd, 2005, 393(1-2): 109. DOI: 10.1016/j.jallcom.2004.09.049
[8] 康凯.选区激光成形用18Ni-300粉末特性及成形件组织结构的研究, 重庆: 重庆大学, 2014 Kang K. 18Ni-300 Powder Characteristics Used in Selective Laser Melting and Microstructure of Selective Laser Melted 18Ni-300 Steel[Dissertation]. Chongqing: Chongqing University, 2014
[9] 曹润辰. 18Ni300马氏体时效钢选区激光熔化工艺及金属粉末激光熔化实验研究, 上海: 上海交通大学, 2014 Chao R C. Study on the Fabrication Process of 18Ni300Maraging Steel by Selective Laser Melting and the Experimental Analysis on Laser Melting of Metal Powders[Dissertation]. Shanghai: Shanghai JiaoTong University, 2014
[10] 周隐玉, 王飞, 薛春. 3D打印18Ni300模具钢的显微组织及力学性能.理化检验(物理分册), 2016, 52(4): 243 https://www.cnki.com.cn/Article/CJFDTOTAL-LHJW201604009.htm Zhou Y Y, Wang F, Xue C. Microstructure and mechanical properties of 3D printing 18Ni300 die steel. Phys Test Chem Anal Part A Phys Test, 2016, 52(4): 243 https://www.cnki.com.cn/Article/CJFDTOTAL-LHJW201604009.htm
[11] Contuzzi N, Campanelli S L, Casavola C, et al. Manufacturing and characterization of 18Ni marage 300lattice components by selective laser melting. Materials, 2013, 6(8): 3451. DOI: 10.3390/ma6083451
[12] Casalino G, Campanelli S L, Contuzzi N, et al. Experimental investigation and statistical optimisation of the selective laser melting process of a maraging steel. Opt Laser Technol, 2015, 65: 151. DOI: 10.1016/j.optlastec.2014.07.021
[13] Ciurana J, Hernandez L, Delgado J. Energy density analysis on single tracks formed by selective laser melting with CoCrMo powder material. Int J Adv Manuf Technol, 2013, 68(5-8): 1103. DOI: 10.1007/s00170-013-4902-4
-
期刊类型引用(0)
其他类型引用(4)
计量
- 文章访问数: 403
- HTML全文浏览量: 99
- PDF下载量: 42
- 被引次数: 4
