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user: 3. 结果与讨论 3.1. SLM成形H13模具钢的组织 图3为SLM成形H13模具钢横截面和纵截面的OM照片。可见，对于横截面，可观察到“线道”叠加的微观组织，每道之间有一定的搭接率，并观察到横纵交叉的现象(见图3(a))。经4%硝酸酒精腐蚀后，出现腐蚀不均匀的现象。高倍下，深色和浅色部分组织相同，均为尺寸极细小的晶粒，且组织生长不受“线道”边界阻碍(见图3(b))。造成腐蚀不均匀的原因可能是元素发生轻微程度的偏析，导致耐蚀性发生变化。对于纵截面，可清晰观察到每两层转换90˚扫描方向的轨迹，层与层之间的横纵线道沿成形方向相互叠加，达到紧密的冶金结合。扫描轨迹相互重叠示意图如图4所示。“鱼鳞”状形貌的产生是由于每一道熔池的上部分和两侧会被上一层的熔池重新熔化凝固而覆盖。 除正常的鱼鳞状特征形貌外，还存在颜色深浅不一的不均匀腐蚀现象(见图5(a))。深色片状间的间距与扫描层厚一致。H13模具钢属于中碳钢，C含量约0.4%，C原子的扩散速度与其它元素不同。在金属 图2. SLM成形和锻造H13模具钢的热处理工艺：(a) 淬火 + 回火；(b) 球化退火 图3. SLM成形H13模具钢的OM照片：(a) (b) 横截面；(c) (d) 纵截面 图4. SLM成形扫描轨迹重叠的示意图 图5. SLM成形H13模具钢纵截面的SEM照片 粉末熔化并重新凝固的过程中，最先凝固的部分中合金元素含量相对较低(图中浅亮色区域)，而后凝固的区域中元素含量相对较高，从而出现带状的宏观偏析现象。另外，上层在熔化过程中的高温对已凝固部分相当于进行一次回火，可能使下层形成的马氏体发生分解转化为耐蚀性较差的铁素体和碳化物。与横截面微观组织特点一样，虽然出现成分偏析的现象，但微观组织上深浅部分无明显差别。柱状晶生长方向与成形方向平行，跨越多个扫描层，等轴晶晶粒细小。高倍下(见图5(b))，靠近扫面层边界的柱状晶生长方向与边界垂直，指向熔池中部。在上层进行激光扫描时，下层已凝固部分表面会发生重新熔化，此时柱状晶上部被熔化后裸露出新鲜原子，表面能较高，液相中的原子依附在原晶粒上并按原子排列与晶体表面原子结合起来，从而向前推进固–液界面。当晶粒生长至熔池中部时，散热条件相同，转变为蜂窝状等轴晶，晶粒尺寸小于1 μm，大小均匀，无明显粗大晶粒。 图6为锻造H13模具钢试样经球化退火前后的OM照片。相比SLM成形件，锻件组织中存在严重的宏观带状偏析，且伴有粗大的魏氏组织。在深色区域内，C元素及其它元素富集，易形成一次碳化物，并呈链状分布。经球化退火后，魏氏组织虽有所减少，但未有效形成粒状珠光体改善组织，同时成分偏析的情况没有明显改变。 SLM成形H13模具钢组织主要由bcc结构的马氏体和fcc结构的奥氏体组成(见图7)。H13钢中含有较高的Cr含量，淬透性高，传统加工方法经淬火后空冷即可获得马氏体。在SLM成形过程中，金属熔液的冷却速度高于连续冷却转变图中的临界淬火速度，因此SLM成形件组织以马氏体为主。同时，由于过大的凝固冷却速度抑制碳化物的形成，使局部合金元素含量较高，提高过冷奥氏体的稳定性，降低Ms点，从而产生一定量的fcc结构的残余奥氏体。 3.2. SLM成形H13模具钢经热处理后的组织 由于SLM成形件和传统锻件原始组织有所差异，因此其经不同热处理工艺后的组织也各有特点。 图8(a)为SLM成形H13模具钢经893 K和853 K两次回火后的OM照片。可见，经回火后试样组织中仍可观察到层状的扫描组织形态特征，仍存在轻微的成分偏析现象。在回火过程中，H13模具钢主要发生残余奥氏体转变、马氏体分解和合金碳化物析出这三个环节。由XRD分析结果可知，SLM成形件的原始组织中存在一定量的残余奥氏体，快速冷却得到马氏体的同时抑制碳化物的析出。因此在回火过程中，三个环节同步发生。当回火温度在873 K~923 K时，亚稳态的马氏体会发生分解反应，转变为 图6. 锻造H13模具钢经球化退火前后的OM照片：(a) 球化退火前；(b) 球化退火后 图7. SLM成形与锻造H13模具钢经不同热处理前后的XRD谱 图8. SLM成形H13模具钢经热处理后的OM照片：(a) 回火；(b) 淬火 + 回火 稳定的铁素体和渗碳体，形成回火索式体。同时高温下Cr、Mo和V元素的扩散能力得到增强，从过饱和基体中析出，渗碳体也转变为碳化物，主要为VC、Mo 2 C和Cr 7 C 3 。这些碳化物主要在晶内和晶界析出，SLM成形细小的原始组织使析出的碳化物分布均匀，不会出现聚集长大的情况，从而能更有效地钉扎位错。同时，SLM过程中的残余奥氏体经两次回火后也可转变为回火马氏体。 如果在回火前，对SLM成形H13模具钢进行一次1323 K的淬火处理，即经历传统加工方法的完成后续热处理，得到的OM照片如图8(b)所示。可见，SLM层状特征组织消失，无成分偏析现象，发生完全重结晶，原始奥氏体晶粒长大，尺寸明显大于SLM成形晶粒。基体组织为回火索氏体，其中铁素体保持极细的条状或针状形态。SLM成形件中成分相对均匀，因此碳化物也没有出现像铸态或锻态组织中粗大聚集的情况，而是均匀分布于晶界处。 SLM快速冷却的过程使成形件相当于经历一次淬火过程，因此对淬火态的锻件进行组织对比(见图9(a))。锻造时产生的成分偏析现象和一次碳化物并没有在高温淬火条件下消失或减轻，而是被遗传到淬火组织中，形成深浅不一的层片状区域。深色区域主要为针状马氏体和部分未熔碳化物的混合体，浅色区域为隐晶马氏体和大量的未熔碳化物，且该区域内存在链状、大颗粒碳化物。在1323 K温度下，M 7 C 3 和M 6 C型碳化物可溶解到基体内，但是MC型共晶碳化物熔点较高，被保留下来 [ 11 ] 。另外，马氏体相变为无扩散型相变，因此退火及淬火后的成分偏析和碳化物聚集现象会被保留下来至后续的回火组织甚至最终成形件中。 图9(b)为锻造H13模具钢经1323 K淬火后再两次回火后的OM照片。可见，淬火形成的针状马氏体分解为铁素体 + 析出的二次碳化物，铁素体保持针状，细小的碳化物在晶粒内部和晶界析出。试样原始组织中的一次碳化物仍未溶解，并保持链状聚集状态。原始组织的成分偏析也使回火后的组织有略微的差别，深色部分元素含量较低，浅色部分元素含量较高，导致两部分的抗回火性能也有所差别。 对比SLM成形件和传统锻件组织再次证明，传统锻造过程中存在的元素偏析和一次碳化物分布情况难以通过后续热处理改善，从而影响力学性能。而SLM成形件成分偏析情况较轻，通过回火即可得以消除，且不存在聚集的碳化物，使各部位性能均衡。 SLM成形和锻造H13模具钢经不同热处理后的XRD谱也见图7。SLM成形组织存在部分fcc结构的残余奥氏体，经两次回火过程后fcc衍射峰消失，说明残余奥氏体发生分解，转变为回火马氏体。同时观察到衍射峰略微向大角度偏移，说明组织中晶格畸变减轻，即回火一定程度减轻SLM成形H13模具钢的残余应力。锻件经淬火后并没有完全转变为马氏体，仍保留部分残余奥氏体。经淬火 + 回火工艺 图9. 锻造H13模具钢经热处理后的OM照片：(a) 淬火；(b) 淬火 + 回火 后残余奥氏体完全消失，同时bcc衍射峰强度增加，此时组织为马氏体完全分解后的稳定铁素体，这有别于SLM成形件只经回火后的组织，其bcc衍射峰强度不如锻造态，说明马氏体分解不完全。 3.3. SLM成形H13模具钢经热处理前后的力学性能 表1为SLM成形和锻造H13模具钢经热处理前后的力学性能。可见，SLM成形件只经两次回火处理后，抗拉强度R m 和伸长率A就由SLM态的1191 MPa和3.5%分别提高至1751 MPa和4.5%，但仍呈现较低的韧性，而硬度也存在轻微的回落现象。在回火过程中均匀析出的碳化物起到强化作用，大量晶界加上晶界上析出的细小碳化物能有效钉扎位错和强化基体，因此抗拉强度有了大幅提高。同时，回火过程中原先的马氏体发生分解，同时回火能释放成形件中的残余应力，改善韧性，因此伸长率有所上升和硬度略微下降。SLM成形件先淬火后回火，强度和硬度均出现较大程度的降低，R m 降至1177 MPa，硬度降至44HRC，甚至低于直接SLM成形件。淬火前在奥氏体化温度以上保温，SLM成形件发生重新结晶奥氏体化，晶粒长大，原始小于1 μm的晶粒尺寸优势消失是“软化”的主要原因。与锻件经淬火 +回火处理相比，SLM成形件经相同工艺热处理后的强度要低近300 MPa，韧性也相差较多，这可能是因为SLM成形过程中出现的孔洞等缺陷成为拉伸时的裂纹源，降低强度和塑性。 对于热作模具至关重要的硬度指标，SLM成形件经回火处理后硬度可达53HRC，高于锻件经淬火 +回火处理后的47HRC，与锻件经淬火后的硬度相当。这是因为SLM成形时快速冷却使H13钢中的元素固溶度高于传统锻造H13钢，回火时合金渗碳体含量及其合金元素更多，同时这些渗碳体也更加稳定，不易在高温回火时重新溶解。 图10为SLM成形和锻造H13模具钢经不同热处理后的拉伸断口SEM形貌。可见，SLM成形件经回火后断口处能观察到细小的柱状晶和等轴晶边界，为脆性沿晶断裂，高倍下还可观察到少量韧窝和未熔粉末。经淬火 + 回火后，SLM扫描层状组织消失，且观察不到晶界，呈准解理断裂形貌。这两种热处理后的拉伸试样在断裂前都没有明显的塑性变形，刚度较强。锻件经淬火处理后断口中存在大量、深浅不一的韧窝，部分韧窝底部可观察到球形碳化物，这些碳化物应该是还未溶解的一次碳化物。在这些未熔碳化物处产生微孔分离，即形成韧窝。经淬火 + 回火后，断口中韧窝更加细小，断裂处出现明显的缩颈现象，断裂形式转变为韧性断裂。