激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的组织及性能*

张春华， 赵超越， 谭 兵， 张 松， 陈 江

(1. 沈阳工业大学 材料科学与工程学院， 沈阳 110870； 2. 沈阳大陆激光技术有限公司， 沈阳 110136)

近年来，利用激光熔化沉积技术直接成形金属零件逐渐成为先进制造技术领域发展最为迅速的研究方向[1-2].该项技术具有加工速度快、清洁度高、自动化程度高、凝固速度快等优点，广泛应用于钛合金、铝合金、高温合金等激光增材成形零件制造中[3-5].低合金钢具有较高的强度、良好的低温冲击韧性，广泛用于各种机械零件和工程构件，如齿轮、齿套、凸轮、花键轴、主轴、轴套、压缩机等结构件的生产中[6].但低合金钢的硬度、抗拉强度较低，耐磨性较差，在使用中易磨损，从而导致零件使用寿命变短，为此加入适当比例的合金元素，提高低合金钢的耐磨性显得尤为重要[7-8].核电应急柴油机凸轮轴为12CrNi2低合金钢，传统制造工艺方法为锻造，然后机械加工成形.El-Bitar等[9]研究发现，利用控热锻造技术加工低碳钢，可使其硬度达到255 HV.迄今为止，激光熔化沉积技术得到了广泛应用，C是碳钢及合金钢中必备的合金化元素.C能与钢中的Fe元素形成间隙固溶体，对基体起到固溶强化作用，还可以与钢中的合金元素反应形成碳化物，改变合金钢的显微组织，从而提高合金钢的综合力学性能[10-12].V是强碳化物形成元素，具有体心立方晶格，熔点高，延展性好，质坚硬，无磁性，可以通过细晶强化方式使合金钢的显微组织更加致密，进一步提高合金钢的韧性、强度、耐磨性和耐腐蚀等性能[13-14].

本文利用激光熔化沉积技术制备CrNiV系低合金钢构件，研究激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的组织和耐磨性，以期为核电应急柴油机12CrNi2低合金钢凸轮轴的制造和应用开辟新途径.本文研究了C、V元素含量对激光熔化沉积CrNiV系低合金钢组织及性能的影响.12CrNi2低合金钢标准化学成分为：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，余量为Fe.通过调整化学成分，适当增加C、V元素含量来提高CrNiV系合金钢的硬度和耐磨性，从而设计出适用于激光增材制造凸轮轴的CrNiV系低合金钢成分，为激光熔化沉积高性能合金钢部件专用粉体材料的设计和应用奠定了理论基础.

1 材料与方法

基板材料为35CrMo合金钢，其尺寸为φ150 mm×15 mm.采用真空气雾化方法制备低合金钢粉末，粉末粒径介于45～150 μm之间.表1为激光熔化沉积CrNiV系低合金钢粉末的化学成分.利用YLS-6000光纤激光器进行激光熔化沉积，保护气为氩气.激光熔化沉积工艺参数为：激光功率2 200 W，光斑直径4 mm，送粉率11 g/min，扫描速度8 mm/s，扫描间距2 mm.将激光熔化沉积CrNiV系低合金钢构件切割成尺寸为5 mm×5 mm×8 mm的样品，取垂直于激光扫描方向的横截面制成金相样品.金相样品经研磨、抛光后，用4%硝酸酒精溶液约腐蚀10 s.采用日立S-3400N型扫描电子显微镜及能谱仪对样品显微组织形貌、磨痕形貌及微区成分进行分析.采用HVS-1000型维氏硬度计测定激光熔化沉积低合金钢样品的显微硬度，施加载荷为200 g，保载时间为10 s，每个样品测量3次，然后计算其平均值作为最终结果.电子背散射衍射(EBSD)样品采用机械研磨抛光法制得，机械研磨时间为2 h，之后利用超声波清洗仪清洗1 min去除样品表面污迹.采用MFT-4000型往复摩擦磨损实验机对激光熔化沉积低合金钢样品进行球盘干滑动磨损实验.上摩擦副为直径5 mm的GCr15球，法向载荷为10 N，磨损行程长度为7 mm，滑动速度为120 mm/min，磨损时间为60 min.采用KLA-Tencor Corporation Micro-XAM型白光干涉仪测试样品的磨损体积.

表1 低合金钢粉末化学成分(w)Tab.1 Chemical composition of low alloy steel powders (w) %

2 结果与讨论

2.1 显微组织

图1为激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的显微组织形貌，表2为各区域EDS分析结果.由图1可见，不同C含量沉积样品的组织主要由枝晶和枝晶间共晶结构构成，枝晶间存在由许多成群、近平行排列的板条组成的板条状马氏体，板条束往往呈现不规则形状且板条束较为细小.随着C含量的提高，沉积样品的马氏体板条发生细化，且马氏体板条群中平行排列的同位向板条束尺寸逐渐减少，而不同方向排列的板条束增多.观察图1b、c可以发现，随着C含量的增加，板条间分布的弥散相增多，当C含量增加至0.12%时，板条马氏体细化明显；当C含量增加至0.26%时，板条马氏体细化更加明显，还可以观察到一些碳化物颗粒.由表2可知，不同低合金钢样品的晶内、晶界和马氏体板条中组织均匀，且无明显偏聚现象.这是由于液相凝固生成奥氏体后，激光熔化沉积过冷度较大，具有面心立方的奥氏体会转变成体心立方的马氏体，而马氏体属于切变共格无扩散型相变，相变时不存在穿越晶界的原子，因而新相马氏体承袭了母相的化学成分、原子序态和晶体缺陷.V元素不仅可以起到沉淀强化作用，而且也有利于过冷奥氏体的晶体细化.

图1 低合金钢显微组织形貌Fig.1 Microstructural morphologies of low alloy steels

表2 低合金钢各区域EDS分析结果(w)

2.2 相组成

图2为激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的XRD图谱.由图2可见，3种样品均具有体心立方结构的α-Fe相(BCC相)，随着碳含量的增加，低合金钢中出现了少量Cr23C6碳化物.这是由于激光熔化沉积工艺是一种快速熔化凝固过程，液态金属冷却速度较快，凝固所用时间较短，因而形成了铁基过饱和固溶体马氏体.1号样品的碳含量较低，因而在XRD检测结果中未发现碳化物衍射峰的存在.随着C元素含量的增加，在多次激光辐照条件下，熔池中的C元素与Cr元素反应形成碳化物Cr23C6，并以细小弥散方式均匀分布在马氏体中.因此，在2号和3号样品的XRD图谱中检测到了Cr23C6碳化物.α-Fe相可以起到固溶强化作用，同时析出的碳化物或金属间化合物会在基体中起到第二相强化效应，进而阻碍位错运动，从而能够有效提升合金强度.

图2 低合金钢XRD图谱Fig.2 XRD spectra of low alloy steels

2.3 EBSD分析

图3为激光熔化沉积CrNiV系低合金钢晶粒尺寸分布图.由图3可知，随着晶粒尺寸的增大，晶粒被测到的频数值均显著降低，低合金钢的平均晶粒尺寸主要为2～3 μm.1、2、3号样品的平均晶粒尺寸分别为2.73、2.54、2.4 μm.随着碳含量由0.084%增加到0.26%，激光熔化沉积低合金钢样品的平均晶粒尺寸减小了12.1%.这是因为V元素具有细化晶粒作用.另外，由于C和V元素都是扩大过冷奥氏体区的元素，使得C曲线右移，Ms点(马氏体转变温度)显著降低，因而过冷奥氏体更加稳定，进而将Ms点推向更低的温度，使得过冷奥氏体晶粒在马氏体转变之前尺寸更小，而马氏体的形核部位为过冷奥氏体的晶界，且形核后垂直于晶界向晶内生长.因而过冷奥氏体晶粒尺寸越小，马氏体板条也就越细小.此外，C元素可在钢中形成间隙固溶体和碳化物，起到固溶强化和第二相析出强化作用.

2.4 显微硬度

图4为激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的平均显微硬度.由图4可见，激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的显微硬度随着碳含量的增加而增加.结合XRD图谱可知，1号样品只存在C及合金元素的固溶强化作用，2、3号样品中存在碳化物相Cr23C6，其强化机制包括固溶强化和第二相强化.因此，Cr23C6第二相有利于显著提高2、3号样品的显微硬度.此外，与12CrNi2低合金钢相比，CrNiV系低合金钢增加了V元素，其主要作用是细化晶粒，进而晶界变多，有效防止了位错和晶粒滑移.激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的显微硬度随着碳含量的增加而增加，可以认为是固溶强化、相变强化、细晶强化和第二相强化共同作用的结果[15].

图3 低合金钢晶粒尺寸分布Fig.3 Grain size distribution of low alloy steels

图4 低合金钢显微硬度Fig.4 Mirohardness of low alloy steels

2.5 耐磨性能

2.5.1 摩擦系数

图5为激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的摩擦系数曲线.由图5可见，磨损初期由于样品表面光滑，粗糙度小，摩擦阻力小，导致摩擦系数较低；随着磨损加重，样品表面出现沟槽，对磨损起到了较大阻碍作用，导致摩擦系数升高；进入磨损平稳期后，样品表面粗糙度变化不大，故摩擦系数较为稳定.随着碳含量的增加，激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的摩擦系数逐渐增大，经计算1号、2号和3号样品的平均摩擦系数分别为0.196、0.515和0.632.这是因为碳含量越高，样品硬度越高，材料越耐磨.此外，V元素的加入可使样品的显微组织更加细小致密，所以有利于耐磨性的提高.

图5 低合金钢摩擦系数曲线Fig.5 Friction coefficient curves of low alloy steels

2.5.2 磨损机理

图6为激光熔化沉积CrNiV系低合金钢磨损样品表面磨痕形貌，表3为低合金钢磨痕区域EDS分析结果.结合图6a和表3可知，A区域氧含量较高，达到21.91%，证明该区域发生了氧化磨损，B区域对应氧化层剥落后露出的沉积态低合金钢基材.因为球块磨损属于干摩擦磨损，这种磨损形式本身就会产生明显升温，从而导致磨损表面发生氧化，同时在上摩擦副的挤压下，生成的氧化层很容易破碎并嵌入沉积态低合金钢表面，对其表面造成切削并形成典型的犁沟形貌，加剧低合金钢表面的磨损剥落，从而形成较深的磨痕深度.因此，1号样品的磨损机理主要表现为磨粒磨损、粘着磨损和氧化磨损.结合图6b和表3可知，C区域含有少量氧元素，说明该区域处于轻微氧化状态，D区域氧含量相对较高，说明该区域氧化较为严重.随着C含量的升高，碳化物随之析出，其对耐磨性具有一定影响，这是因为大量硬质相有利于提高磨料的耐磨性.在摩擦磨损过程中上摩擦副与2号样品接触面发生相对滑动，使得低合金钢表面温度升高，促使低合金钢表面发生氧化，形成了脆性较大的氧化层，在正应力与剪应力的共同作用下氧化层破损并发生剥落，露出了氧化层内部的沉积态低合金钢，导致其受到了轻微氧化.结合图6c和表3可知，磨损表面未见明显塑性变形区和粘着坑，F区域有少量浅犁沟，而且存在少量的磨损剥落现象，故发生了磨粒磨损.E区域含氧较高，表明发生了严重的氧化磨损.随着C含量的升高，碳化物的存在对耐磨性具有一定影响.这是因为氧化磨损程度往往取决于样品表面抗塑性变形的能力，而材料的抗变形能力与其自身的硬度密切相关.当材料表面硬度增加时，塑性变形量变小，氧化磨损程度减轻.大量硬质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决定性因素.C、V元素的共同作用提高了材料的显微硬度和韧性.

图6 低合金钢表面磨痕形貌Fig.6 Surface morphologies of wear scars of low alloy steels

表3 低合金钢磨痕区域EDS分析结果(w)Tab.3 Results of EDS analysis in wear scar areas of low alloy steels (w) %

2.5.3 比磨损率

采用比磨损率比较激光熔化沉积CrNiV系低合金钢样品的耐磨性，通常比磨损率越低，材料耐磨性越优良.在摩擦磨损实验中比磨损率是衡量材料耐磨性的重要参数，其表达式为

(1)

式中：V为样品磨损体积；F为载荷；L为滑行距离.

图7为激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的比磨损率和显微硬度柱状图.由图7可见，随着碳含量的增加，激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的比磨损率降低，说明低合金钢的显微硬度越高，其比磨损率越低，而耐磨损性越好.V元素的添加细化了晶粒，进一步提高了激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的显微硬度，使得其耐磨性得到进一步改善.

图7 低合金钢比磨损率和显微硬度Fig.7 Specific wear rate and microhardness of low alloy steels

图8为激光熔化沉积CrNiV系低合金钢磨痕的二维轮廓形貌.可以通过白光干涉仪测量出低合金钢的磨损体积.由图8可见，1号样品磨痕较深，磨痕宽度较宽，磨痕形貌明显，其磨损体积为8.97×106μm3.2号样品磨痕深度与1号样品相近，磨痕宽度变窄，底部形貌变化趋于平缓，其磨损体积为4.06×106μm3.3号样品磨痕深度较浅，磨痕宽度最窄，形貌变化趋势较为平缓，其磨损体积为3.48×106μm3.3号样品较1、2号样品具有更多的C元素，故其磨损体积最小，耐磨性最好.综上所述，激光熔化沉积CrNiV系低合金钢随着C含量的增加，其耐磨性逐渐增强，且磨损机理主要为磨粒磨损、粘着磨损和氧化磨损.

3 结 论

利用激光熔化沉积技术成功制备出激光熔化沉积CrNiV系低合金钢，并通过以上实验分析得到如下结论：

图8 低合金钢磨痕二维轮廓Fig.8 2D profiles of wear scars on low alloy steels

1) 激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的主要组成相为马氏体，随着碳含量的增加，出现少量Cr23C6碳化物.

2) 随着碳含量的增加，激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的Ms点降低，过冷奥氏体转变为马氏体的晶粒减小，使得晶粒内的马氏体板条尺寸明显细化.V元素的加入可以起到进一步细化晶粒的作用.

3) 随着碳含量的增加，激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的平均显微硬度提高，磨损体积由8.97×106μm3减小到3.48×106μm3，耐磨性明显提高.激光熔化沉积CrNiV系低合金钢的磨损机理主要为磨粒磨损、粘着磨损和氧化磨损.