CN105033255B - 一种利用激光3d打印技术直接获得马氏体模具钢的方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法，通过在铁粉中加入适量Mn、Ni、Cr等合金元素，在较宽的温度范围内，促进马氏体转变。通过分析激光线能量密度η（激光功率与扫描速度之比）对SLM成形件致密度、显微组织和力学性能的影响规律，优化激光3D打印工艺参数，得到任意形状的复杂结构模具，且成形模具具有较高的硬度、耐磨性，同时还拥有较好的冲击韧性，性能相比传统方法制造的模具要高很多。因此该方法特别适合于复杂结构模具的快速成形。

Description

一种利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法

技术领域

本发明属于快速模具制造技术领域，特别涉及一种直接获得马氏体模具钢的激光3D打印快速制造的方法。

背景技术

模具是机械制造、汽车制造、航空航天、无线电仪表、电机电器等工业部门中制造零件的主要加工工具，模具的质量直接影响了加工工艺的质量、产品的精度和生产成本。

金属模具的传统制造方法有车、钳、铣、刨、磨等传统机械加工方式。对于冷冲压模，在其服役过程中，由于被加工材料的变形抗力比较大，模具的工作部分承受很大的压应力、弯曲力、冲击力及摩擦力。因此，冷冲压模的主要失效形式是磨损。我们要求模具有高的硬度和耐磨性、高的弯曲强度和足够的韧性，以保证冲压过程的顺利进行。模具在经过传统机械加工后，一般要经过淬火、回火处理，而模具的形状十分复杂，因此要求较高的淬透性、较小的变形及较低的开裂倾向性。用传统方法制造模具有生产周期长，模具的淬透性差，模具在淬火过程中开裂导致报废等缺点，据统计，模具在淬火过程中由于开裂等原因导致的报废率约为40％。

在当今产品更新换代日益加快的情况下，快速制模对市场要求做出响应是企业在激烈的市场竞争中获得生存的必要条件，要想快速适应市场需求,就要改变传统的模具制造方法，采取以快速成形技术为基础的快速模具制造技术。快速成形技术是20世纪80年代发展起来的一种集计算机辅助设计精密机械、数控激光技术和材料科学为一体的全新制造技术。该技术因具有高度柔性和快速性等优势而得到了广泛的研究和应用。以快速成形为技术支撑的快速模具制造作为缩短产品开发时间及模具制作周期的先进制造技术已成为当前的重要研究课题和制造业核心技术之一。

激光加工技术不同于传统加工技术，是一种材料增加的加工技术，激光加工技术所具有的四大优点十分适合于模具的成型，包括：(1)激光加工技术十分适合制造结构复杂的构件；(2)激光加工技术可以大大缩短生产周期；(3)激光加工技术在生产过程中能实现材料的“零”浪费。(4)激光加工技术具有的快速加热/冷却成形机制往往使得成形件具有独特的组织与性能。

现有的快速制模技术加工出的模具虽能达到较高的尺寸精度，但仍需通过后续的淬火、回火等热处理过程使得模具的性能达到其服役条件。

发明内容

本发明的目的是为解决现有制模技术中的工序复杂、成本高以及报废率大等问题，提供一种利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法，通过调整激光加工过程工艺参数，改善成形模具晶粒粗大问题，从而改善其机械性能。利用Mn、Ni、Cr等合金元素稳定过冷奥氏体，在激光加工极大的冷却速度下得到组织均匀的马氏体，从而省去了后续的“淬火”过程，激光加工完毕后，成形模具被传送装置送入真空热处理室完成回火过程以释放其内应力，后处理完成后取出即得到目标产品。本发明可大大缩短生产周期，降低生产成本，很大程度地控制产品报废率。

本发明的目的通过下述技术方案实现：利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢，具体包括如下步骤：

(1)3D打印成型模具前的准备

扫描模型的生成：在计算机上建立模具的几何模型，利用切片软件将几何模型分层离散为若干二维切片，各二维切片的几何轮廓生成扫描模型；打印原料的配制：在铁粉中掺杂Mn、Ni、Cr粉末，混合均匀干燥后形成3D打印混合金属粉末；该3D打印混合金属粉末中，Mn、Ni、Cr粉末添加的质量百分比分别为2.0～2.2％，3.6％～4.2％，1.1％～1.4％；

(2)3D打印成型模具

根据步骤(1)中的扫描模型，使用激光打印成型设备，将步骤(1)中配制的3D打印混合金属粉末叠层制造成型模具，具体地，包括如下步骤：

a、控制成形腔体内的氧含量低于10ppm；

b、控制送粉装置，将步骤(1)中配制的3D打印混合金属粉末供送到成形缸体上，随后利用自动铺粉装置将前述的3D打印混合金属粉末均匀铺展在成形基板上；

c、激光打印成型设备发射的激光按照步骤(1)中的扫描模型扫描成形基板上的3D打印混合金属粉末至完全熔化后，形成模具单层截面；所用激光的激光线能量密度η介于150.0J/m至400.0J/m之间，所述的激光线能量密度η为激光功率P与扫描速度V的比值；

d、每加工好一层，成形腔体下降一层粉末厚度的高度，根据步骤(1)中的扫描模型，重复步骤b、c，使3D打印混合金属粉末逐层熔化，叠加堆积，最终获得目标模具成形件；

(3)模具后处理

加工完毕，成形模具被自动送入真空热处理室，低温回火处理后随炉冷却到室温即可得到成品。

本发明与现有技术相比，具有如下优点和有益效果：

(1)本发明可获得具有复杂结构的模具。成形模具具有较高的尺寸精度、表面光泽度。

(2)本发明通过优化加工工艺参数，利用Mn、Ni、Cr等合金元素的作用，在激光加工极大的冷却速度下获得组织均匀的马氏体钢，从而省去了后续繁琐的“淬火”过程，大大缩短了制造周期，降低了生产成本和产品报废率。

(3)本发明通过调整工艺参数，控制激光加工工艺过程，可获得致密度近乎100％的成形模具。激光加工过程中冷却速度极大，导致过冷度很大，且晶粒来不及长大，从而可以得到细小均匀的马氏体钢，机械性能更加优良。

(4)本发明采用真空热处理的方法，对成形模具进行回火处理，使得因快速加热/冷却产生的内应力得到释放，脆性降低，韧性增强，性能相比传统方法所制造的模具要高很多。

(5)本发明全过程自动进行，快速完成从金属粉末到具有优良性能的回火马氏体模具钢的成形过程，避免了一系列繁琐的传统工序。

附图说明：

图1为本发明一种利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法原理图。

图2为本发明一种利用激光3D打印技术具体实施方案一至四直接获得马氏体模具钢的XRD图谱。

图3为本发明不同η下3D打印成形件横截面显微组织SEM照片，其中：(a)η＝400J/m；(b)η＝250J/m；(c)η＝200J/m；(d)η＝150J/m；

图4为本发明不同η下SLM成形试样横截面微观结构光学照片：(a)η＝400J/m；(b)η＝250J/m；(c)η＝200J/m；(d)η＝150J/m；

图5为本发明一种利用激光3D打印技术具体实施方案一直接获得马氏体模具钢并后处理的显微组织照片。

图6为本发明一种利用激光3D打印技术具体实施方案四直接获得马氏体模具钢并后处理的显微组织照片。

图7为本发明不同η下直接获得马氏体模具钢并后处理的显微硬度图。

具体实施方式：

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，下面结合具体实施例,对本发明的技术方案进一步说明，本发明的的保护范围并不受这些实施例的限制。

实施例一

如图1所示，本发明所述的利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法，包括以下步骤：

(1)在计算机上建立模具的几何模型，利用切片软件对几何模型进行分层离散，由二维几何轮廓生成扫描模型。

(2)在铁粉中加入相同粒度和同样形状的Mn、Ni、Cr粉末，铁粉的平均粒径为60μm，Mn、Ni、Cr粉末添加的质量百分比分别为2.0％，4.0％，1.2％；金属粉末混合均匀后放入烘干箱中干燥处理8h。

(3)将基板水平固定在成形缸体上，调节水平基板和刮板的高度到合适的位置，保证刮板可以顺利地将金属粉末送入成形缸体内。

(4)先打开真空管道和真空泵抽真空一定程度后，再向成形腔体内通入氩气作为保护气体，通入的氩气的浓度不低于99.99％。重复抽真空和充入保护气体各三次，控制成形腔体内氧含量在8ppm的浓度范围内；然后将成形基板水平固定在成形缸体上，调节水平基板和送粉装置的高度到合适的位置，保证送粉装置可以顺利地将金属粉末送入成形缸体内。

(5)控制送粉装置，将金属粉末供送到成形缸体上，随后将金属粉末铺展均匀。

(6)激光通过激光发射系统，由出光口进入成形室，按照之前确定的扫描路径扫描金属粉末，将金属粉末完全熔化，形成模具单层截面；此时所用激光光斑直径为60μm。激光的扫描方式为“S形正交层错”扫描，同时对成形模具的二维模型外轮廓进行后沟边，激光扫描速度为350mm/s；激光空跳速度为3500mm/s；激光功率为70W；扫描间距为60μm；此时激光线能量密度η为200J/m。

(7)每加工好一层，成形缸体下降一层粉末厚度的高度，根据(1)中的扫描路径，重复步骤(5)～(6)，使金属粉末逐层熔化，堆积黏结，最终获得目标模具成形件；成形缸体每一次下降的高度为25μm。

(8)加工完毕，成形模具被传送装置送入真空热处理室，低温回火处理后随炉冷却到室温；低温回火处理温度为300℃，加热速率10℃/min，处理时间5.5h后随炉冷却到室温。

(9)取出产品。

图5为本实施例激光加工及后处理后成形模具的显微组织照片，从图5可看出成形模具具有均匀、细小的回火马氏体组织。

实施例二：

本实施方式与具体实施方式一不同的是改变了金属粉末中各组分配比以及步骤(6)中的激光工艺参数，具体是：

Mn、Ni、Cr粉末添加的质量百分比分别为2.2％，3.6％，1.4％

将激光功率设定为60W，扫描速度设定为400mm/s，此时激光线能量密度η为150J/m。其他与具体实施方式一相同。

实施例三：

本实施方式与具体实施方式一不同的是改变了金属粉末中各组分配比以及在步骤(6)中的激光工艺参数，

Mn、Ni、Cr粉末添加的质量百分比分别为2.1％，4％，1.3％

将激光功率设定为80W，扫描速度设定为200mm/s，此时激光线能量密度η为400J/m。

其他与具体实施方式一相同。

实施例四：

本实施方式与具体实施方式一不同的是改变了金属粉末中各组分配比以及在步骤(6)中的激光工艺参数，

Mn、Ni、Cr粉末添加的质量百分比分别为2.2％，4.2％，1.1％；

将激光功率设定为62.5W，扫描速度设定为250mm/s，此时激光线能量密度η为250J/m。

其他与具体实施方式一相同。

图6为本实施例激光加工及后处理后成形模具的显微组织照片，从图6可看出回火马氏体组织除了具有均匀、细小的特征之外，还同时具有新颖的缠结结构，这有利于进一步提升成形模具的机械性能。

表1给出了本发明具体实施方案一至四直接获得的回火马氏体模具钢与利用传统方法制造的模具钢的力学性能对比。

表1

原理分析

3D打印过程中，粉末发生完全熔化形成具有连续液相前沿的移动熔池，此时激光扫描速度V对熔池的过冷度和凝固速度产生较大影响。熔池中凝固前沿的移动速度V_s与V的关系可表示为：

V_s＝V cosθ (1)

θ代表V_s与V之间的夹角

3D打印过程中，熔池内部动力学过冷度可表示为：

λ代表界面动力学系数，ΔH_f代表熔化潜热，V₀代表声速(m/s)，k_B代表玻尔兹曼常数，T_L代表液相线温度(K)。熔池中凝固前沿随高能激光束的移离快速向前移动，此时熔池具有较大的冷却速度(10²-10⁶K/s)。同时，原始粉末中的Mn、Ni、Cr等合金元素具有降低马氏体临界冷却速度的作用，使得熔池冷却速度易达到马氏体临界冷却速度，从而促进淬火效应，发生马氏体相变。由于马氏体是碳在α-Fe中的过饱和固溶体，过饱和的碳引起α-Fe的晶格畸变，使得晶胞中Z轴方向晶格常数增大，X、Y轴方向的晶格常数减小。通过Bragg方程：

2d sinθ＝nλ(n＝1,2,3,...) (4)

可知，晶格畸变使得晶格面间距d值增大，伴随着衍射峰2θ角的减小。通常，马氏体转变伴随着微观体积的膨胀，从而对晶界产生相变应力。随着V的增大，由快速冷却引起的热应力增大，在相变应力和热应力的共同作用下，晶格常数受到影响，导致晶格面间距d值减少，对应着衍射峰2θ角的正偏移。随着V进一步增大，根据公式(1)，此时熔池凝固前沿具有更大的移动速度V_s，增大了熔池的过冷度(公式(2)(3))。熔池过冷度越大，晶核的临界形核功越小，从而提高形核率，晶粒发生细化。随着晶界的增多，马氏体转变产生的相变应力以及热应力可以由更多的晶界所承担，导致晶格常数的变化不是那么显著，衍射峰2θ角减小。

图2公开了不同η下3D打印成形试样的衍射峰相对于标准衍射峰的角度变化，可见在所有η下，成形试样的衍射峰2θ角都小于标准的α-Fe衍射峰角度(2θ＝44.67°)，说明了马氏体组织的转变。

图3为不同η下SLM成形试样横截面典型的微观组织SEM图。可见，凝固组织均为板条马氏体组织；许多平行的板条构成一个板条束，板条马氏体由不同位向的板条束组成。随着η的降低，马氏体组织发生了细化；而在η为200J/m时，形成的马氏体组织分布最为均匀。

影响马氏体相变的因素很多。首先是冷却速度，当熔池的冷却速度大于马氏体临界冷却速度，过冷到马氏体转变开始温度M_s以下，就开始马氏体相变，随着温度的降低，马氏体转变量逐渐增多，当温度降低到马氏体转变终了温度M_f时转变结束。而马氏体临界冷却速度又跟粉体材料中的合金元素有关。在铁粉中加入Mn、Ni、Cr等元素可以增加过冷奥氏体的稳定性，降低马氏体临界冷却速度，从而促进马氏体转变。马氏体转变量取决于M_s与M_f的位置。过多的合金元素的加入会降低M_s点，增加成形试样中残余奥氏体的含量。本实验所用原始粉末中合金元素含量不多，对M_s点影响不大，但仍可有效地稳定过冷奥氏体。在熔池的快速冷却作用下，马氏体转变得以顺利进行。

图4为不同η下SLM成形试样横截面微观结构光学照片。当η较低(150J/m)时，成形试样表面存在较大的孔隙，孔隙呈现出不规则形貌[图4(d)]。此时，成形试样致密度仅为理论密度的89.40％。随着η增大到200J/m，成形试样的致密度得到了很大程度的改善，其表面仅存在少量微小孔隙，孔隙形状为近圆形[图4(c)]。此时，成形试样致密度增加到理论密度的95.36％。η进一步增加到250J/m，成形试样表面接近全致密，可以观察到连续、稳定的熔池[图4(b)]，此时成形致密度达到理论密度的98.12％。增大η到400J/m，成形试样表面开始出现微小不规则孔隙[图4(a)]，此时成形致密度下降为理论密度的94.17％。

3D打印过程中形成液相量的多少对成形试样凝固组织连续性、致密度产生很大影响。熔池中液相动力粘度μ与温度T的关系可表示为：

m代表原子质量，k_B代表玻尔兹曼常数，T代表熔池中液相温度，γ代表液相表面张力。当η较低(150.0J/m)时，较低的T导致了较大的液相粘度μ，严重降低了熔体的润湿性，熔体的流动性下降。同时，较大的V往往增加熔体的不稳定性，不稳定的液相线易分裂成球形的团聚物，以降低其表面能达到平衡状态，导致“球化效应”的产生，从而造成较大孔隙的出现。随着η增大到200J/m，此时μ随熔池温度的升高而降低，液相的流动性及润湿性提高，成形致密度得到很大程度的改善。成形试样表面仍分布着少量近圆形孔隙，这与成形过程中气体的析出有关。通常，金属液体对气体的溶解能力远大于固态金属，高能激光束作用于金属粉末使其完全熔化成液体，此时液态金属具有较高的气体溶解度。接下来的凝固过程中，从液态金属中析出的气体分子发生聚集，形成气泡。由于V较快，气泡来不及在熔池凝固之前逸出熔池表面，则被保留下来形成近圆形的孔隙。随着η增大到250J/m，熔体中的气体有足够的时间在熔池凝固之前逸出，此时激光能量足够大，熔体得以均匀铺展，层与层之间形成连续、均匀的冶金结合，从而提高了成形试样的致密度。η进一步增大到400J/m，此时呈高斯分布的激光能量过大，熔池中产生了显著的温度梯度，温度梯度引起液相形成较大的表面张力梯度，导致液相流动产生Marangoni流。η的增大伴随着Marangoni流的增强，从而增大SLM过程中的“球化”倾向，不断前进的液相前沿出现金属球化物，引起“球化”效应。连续出现的金属球化物会对下一层的铺粉产生影响，降低铺粉质量，从而降低成形试样致密度。

η＝150.0J/m和η＝400J/m所对应的成形试样由于残余孔隙较多，致密度较差，平均显微硬度值较低，分别为620.5HV_0.2和609.3HV_0.2，摩擦系数分别为0.75和0.62，磨损率分别为8.6×10^-5mm³/(N m)和5.7×10^-5mm³/(N m)。此外，成形试样的硬度测量值波动较大，这与孔隙的不均匀分布和组织不均匀有关。η＝200J/m和η＝250J/m所对应的成形试样中残余孔隙较少，致密性较好，马氏体组织分布均匀、细小，硬度测量值波动较小，平均显微硬度值达689.5HV_0.2和659.6HV_0.2，摩擦系数分别为0.44和0.58，磨损率分别为2.3×10^-5mm³/(N m)和3.8×10^-5mm³/(N m)。可见，随着工艺参数的优化，成形试样耐磨性有明显提高。比较η＝200J/m与η＝250J/m时成形试样的硬度及耐磨性，可见前者具有更加优良的力学性能，这是因为随着V增加到400mm/s，即使成形致密度有所降低，但较大的冷却速度导致的细晶强化对成形试样性能的影响更为显著，从而增加了成形试样的硬度和耐磨性。

综上所述：

1)铁基合金SLM成形试件的致密度与加工过程中的η密切相关。经优化SLM工艺参数，当η为250J/m时，熔体铺展均匀，层与层之间形成连续、均匀的冶金结合，成形致密度提升到98.12％。

2)通过激光加工过程中的快速冷却作用可以获得具有均匀细化马氏体组织的铁基合金SLM成形试件。原始粉末中的Mn、Ni、Cr等合金元素可确保马氏体转变的顺利进行。

3)当η＝200J/m时，成形试样平均显微硬度可达689.5HV_0.2，摩擦系数平均值为0.44，磨损率为2.3×10^-5mm³/(N m)，具有优良的耐磨性能。

Claims (7)

1.一种利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法，其特征在于，该方法包含以下步骤：

(1)3D打印成型模具前的准备

扫描模型的生成：在计算机上建立模具的几何模型，利用切片软件将几何模型分层离散为若干二维切片，各二维切片的几何轮廓生成扫描模型；

打印原料的配制：在铁粉中掺杂Mn、Ni、Cr粉末，混合均匀干燥后形成3D打印混合金属粉末；该3D打印混合金属粉末中，Mn、Ni、Cr粉末添加的质量百分比分别为2.0～2.2％，3.6％～4.2％，1.1％～1.4％；

(2)3D打印成型模具

根据步骤(1)中的扫描模型，使用激光打印成型设备，将步骤(1)中配制的3D打印混合金属粉末叠层制造成型模具，具体地，包括如下步骤：

a、控制成形腔体内的氧含量低于10ppm；

b、控制送粉装置，将步骤(1)中配制的3D打印混合金属粉末供送到成形缸体上，随后利用自动铺粉装置将前述的3D打印混合金属粉末均匀铺展在成形基板上；

c、激光打印成型设备发射的激光按照步骤(1)中的扫描模型扫描成形基板上的3D打印混合金属粉末至完全熔化后，形成模具单层截面；所用激光的激光线能量密度η介于150.0J/m至400.0J/m之间，所述的激光线能量密度η为激光功率P与扫描速度V的比值；

d、每加工好一层，成形腔体下降一层粉末厚度的高度，根据步骤(1)中的扫描模型，重复步骤b、c，使3D打印混合金属粉末逐层熔化，叠加堆积，最终获得目标模具成形件；

(3)模具后处理

加工完毕，成形模具被自动送入真空热处理室，低温回火处理后随炉冷却到室温即可得到成品。

2.根据权利要求1所述的利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法，其特征在于：所述步骤(2)中，3D打印成型模具时，所用激光的激光线能量密度η介于200.0J/m至250.0J/m之间。

3.根据权利要求1所述的利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法，其特征在于：所述步骤(2)中，3D打印成型模具时，所用激光的激光线能量密度η为250.0J/m。

4.根据权利要求1-3中任一权利要求所述的利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法，其特征在于：所述步骤(2)中，3D打印成型模具时，激光的扫描方式为“S形正交层错”扫描，同时对成形模具的二维模型外轮廓进行后沟边；激光扫描速度为200-400mm/s；激光空跳速度为3500mm/s；激光功率为60W-80W；扫描间距为60μm。

5.根据权利要求1所述的利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法，其特征在于：所述步骤(2)中，3D打印成型模具时，所用激光光斑直径为60μm。

6.根据权利要求1所述的利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法，其特征在于：所述步骤(2)中，3D打印成型模具时，成形缸体每一次下降的高度为25μm。

7.根据权利要求1所述的利用激光3D打印技术直接获得马氏体模具钢的方法，其特征在于：所述步骤(3)中，低温回火处理温度为300℃，加热速率10℃/min，处理时间5.5h后随炉冷却到室温。