一种利用激光选区熔化技术制备24CrNiMo贝氏体合金钢的方法与流程

本发明属于材料技术领域，具体涉及一种利用激光选区熔化技术制备高强韧性24crnimo贝氏体合金钢的方法。

背景技术：

cr-ni-mo系低合金高强度钢具有良好的强韧性和较高的耐热性，是目前常用的高速列车制动盘用钢。24crnimo合金钢制造高铁制动盘，传统制造方法主要用铸造、锻造加后续热处理、精加工等制造方式，存在着生产周期长、制造成本高、热处理工序复杂等问题，同时核心技术被国外垄断并形成了相关技术保护。

激光选区熔化技术是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，经过几十年的发展，已经成为国内外重点发展的新型产业化技术。增材选区熔化技术在制造金属零部件方面具有高度柔性和快速性，主要体现在(1)十分有利于结构复杂构件的制造；(2)能够大大缩短生产制造周期；(3)显著提高原材料利用率；(4)制造过程具有快速加热/冷却特性，构件形成独特组织和性能。因此，如何利用选择性激光熔化技术发展具有自主知识产权的高铁制动盘制造新技术具有重大的科学研究与实际的应用价值。

近年来，激光选区熔化技术在铁基合金上的研究和应用包括316l，304型不锈钢，快速成形后组织全部或绝大部分为奥氏体，室温抗拉强度为500mpa级别，延伸率达到30％，强塑积15gpa·％；而应用在18ni-300马氏体沉淀硬化钢、h13高速钢方面，快速成形后组织大部分由马氏体组成，虽然抗拉强度能达到1200mpa，但是延伸率只有6％左右，强塑积仅仅为7.2gpa·％，另外由于马氏体相变带来大的组织应力，激光选区熔化过程中易产生裂纹等缺陷。同时，对于国民经济建设中使用量最大的低合金高强度结构钢的激光增材制造研究和应用较少，这主要与激光选区熔化制造低碳低合金高强度钢过程中物相和相变更加复杂有关。特别是关于24crnimo合金钢的激光选区熔化工艺与组织和性能上的研究还未见报道。

贝氏体相变是将钢高温奥氏体化后快冷到贝氏体转变温度区间(260-400℃)后等温，组织将转变为贝氏体。贝氏体组织具有较高的强韧性配合，在硬度相同的情况下贝氏体组织的耐磨性明显优于马氏体，可以达到马氏体的1-3倍。因此，为了使激光选区熔化制造的24crnimo合金钢得到良好的组织强韧性匹配，以满足高铁制动盘的性能要求，有必要研究出一种制备24crnimo合金钢贝氏体组织的激光选区熔化方法与工艺。

技术实现要素：

本发明的目的是提供一种激光选区熔化技术制备24crnimo贝氏体合金钢的方法。本发明提高激光选区熔化后合金钢组织的强韧性匹配，在快速成形构件拥有高强度的同时，又具有比马氏体组织更好的韧性，减少选区熔化过程中易出现的裂纹问题，同时又不需要经过后续热处理就能够达到目标产品力学性能使用要求。

本发明的目的是通过下述技术方案实现的：

一种利用激光选区熔化技术制备24crnimo贝氏体合金钢的方法，该方法包括利用激光器按照预先设定的激光选区熔化扫描路径对铺展在基板上的24crnimo合金钢粉末进行扫描至粉末熔化的步骤，其中所述进行扫描时的工艺参数为：激光器输出功率p为1800-2200w，矩形光斑尺寸d为4×4mm，激光束扫描速度v为6-10mm/s，搭接率η为30-50％。

在上述技术方案中，所述的24crnimo合金钢粉末按照质量百分含量由如下合金元素组成：c：0.20-0.30％、cr：0.9-1.2％、ni：0.9-1.2％、mo：0.3-0.6％、mn:0.8-1.2％、si：0.5-0.6％、o:0.01-0.03％、余量为fe。

在上述技术方案中，所述的24crnimo合金钢粉末的粒径为15-53μm。

在上述技术方案中，所述基板为q235钢，所述基板的厚度为10mm。

在上述技术方案中，所述铺展在基板上的所述24crnimo合金钢粉末的厚度为0.6-0.8mm。

本发明所述的利用激光选区熔化技术制备24crnimo贝氏体合金钢的方法，优选的技术方案包括如下步骤：

(1)将所述的24crnimo合金钢粉末在80-100℃下烘干5-8h；

(2)构建待成形零件的三维模型，利用激光器自带的编程软件，将待成形零件的三维数据进行分层离散处理，每层厚度均匀，厚度为0.6-0.8mm，将零件的三维数据信息转变为二维数据，编写激光选区熔化时的激光扫描路径；

(3)在激光选区熔化设备中，将基板固定在铺粉装置成形缸中可升降的工作台上，将步骤(1)的24crnimo合金钢粉末均匀铺展在所述基板上，铺粉厚度0.6-0.8mm；

(4)运行激光选区熔化设备，打开保护气体，往铺粉装置成形缸中通入保护气体进行保护；激光器按照步骤(2)中编写的激光扫描路径对基板上铺展好的24crnimo合金钢粉末进行扫描，粉末层完全熔化并凝固，形成完全冶金结合的合金钢沉积层，完成一层打印，其中所述进行扫描时的扫描工艺参数为：激光器输出功率p为1800-2200w，矩形光斑尺寸d为4×4mm，激光束扫描速度v为6-10mm/s，搭接率η为30-50％；

(5)完成一层打印后，将成形缸下降一层粉末厚度的高度，在前一层合金钢沉积层上再均匀铺上所述24crnimo合金钢粉末，粉末厚度为0.6-0.8mm；

(6)重复步骤(4)～(5)，直至待成形零件按照步骤(2)中预先构建的扫描路径加工完成，然后关闭选区熔化系统，待零件冷却至室温时取出；整个制备过程是在保护气气氛中进行的。

在上述技术方案中，在步骤(3)中，所述基板使用前，将表面用角磨机打磨至表面粗糙度不大于ra8.0，并用无水乙醇清洗。

在上述技术方案中，在步骤(4)中，进行扫描时所用激光选区熔化体能量密度ω为137.5j/mm³～178.6j/mm³。体积能量密度ω在这一区间，可快速成形出组织细小，无裂纹，气孔等明显缺陷的样品。

在上述技术方案中，在步骤(4)中，所述的保护气体为氩气、氮气中的一种，保护气体的纯度为99.9％。

在上述技术方案中，在步骤(4)中，所述的体积能量密度ω计算公式如(式i)：

式ⅰ中：p为激光功率，v为扫描速度，h为铺粉厚度，d为光斑直径，η为搭接率。

本发明与现有技术相比，具有如下优点和有益效果：

(1)本发明通过调整工艺参数，能够获得致密度近乎100％的成形试样。激光选区熔化过程中加热-冷却速度快，激光熔池凝固过程中过冷度很大，晶粒来不及长大，从而得到非常细小均匀的晶粒。特别是比传统铸造、锻造组织晶粒度要小，细化晶粒是组织强化中既能提高强度又能提高韧性的唯一强化方式，因此激光选区熔化技术带来明显的细晶强化效果，机械性能更加优良。

(2)本发明通过优化工艺参数，利用c、cr、ni、mo等合金元素的作用，在激光选区熔化大的冷却速度下获得组织均匀的贝氏体合金钢。钢在发生贝氏体相变过程中组织应力明显比发生马氏体相变要小，减少合金钢选区熔化过程中由于相变应力引起的裂纹等缺陷。同时，贝氏体组织在具有较高强度的同时也有良好的韧性，强韧性匹配关系比马氏体组织更佳。本发明的方法获得的24crnimo合金钢贝氏体组织平均显微硬度达到330-346hv，抗拉强度为962-978mpa，延伸率为16.4-17.6％，强塑积达到16.1-16.9gpa·％，组织具有优异的强韧性匹配。

(3)选择性激光熔化技术能够一体快速成形出从金属粉末到具有优良性能的24crnimo贝氏体合金钢样品，省去了传统制造金属零部件后续“淬火-回火”等热处理环节，大大缩短了制造周期，降低了生产成本。

(4)本发明方法和工艺主要用于24crnimo合金钢高铁制动盘的激光选区熔化制造。

附图说明

图1是本发明实施例1激光选区熔化24crnimo合金钢金相照片和xrd图谱。

图2是本发明实施例1激光选区熔化24crnimo合金钢sem照片。

图3是本发明实施例1激光选区熔化24crnimo合金钢显微硬度。

图4是本发明实施例1激光选区熔化24crnimo合金钢室温拉伸断口形貌。

图5是本发明实施例2激光选区熔化24crnimo合金钢金相照片和xrd图谱。

图6是本发明实施例2激光选区熔化24crnimo合金钢sem照片。

图7是本发明实施例2激光选区熔化24crnimo合金钢显微硬度。

图8是本发明实施例2激光选区熔化24crnimo合金钢室温拉伸断口形貌。

图9是本发明实施例3激光选区熔化24crnimo合金钢金相照片和xrd图谱。

图10是本发明实施例3激光选区熔化24crnimo合金钢sem照片。

图11是本发明实施例3激光选区熔化24crnimo合金钢显微硬度。

图12是本发明实施例3激光选区熔化24crnimo合金钢室温拉伸断口形貌。

具体实施例方式

下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步的详细说明，但本发明并不局限于这些实施方式。

本发明用于激光选区熔化技术的高强韧性24crnimo合金钢粉末，该钢粉末中的c、cr、ni、mo、mn、si作为合金钢的强化元素对贝氏体相变和组织的影响不同。c、cr、mn、ni这四种元素能够降低γ→α的转变温度，减小奥氏体和铁素体的自由能差，推迟贝氏体转变，从而使钢中残余奥氏体含量提升，残余奥氏体的存在可提升钢的可淬性和淬透性。si元素对碳化物的形成有较强烈地阻滞作用，这与它强烈的阻止过饱和铁素体的脱溶有关。mo元素是强碳化物形成元素，可提高钢的强度并阻止奥氏体晶粒长大，提高钢钢的淬透性和高温强度。同时可以明显缩短贝氏体转变的孕育期，在较宽冷却速度范围内得到贝氏体组织。

以下实施例制备的24crnimore贝氏体合金钢的性能检测手段为：

采用olympus-gx71型倒置式光学显微镜(om)观察合金钢金相；

采用shimadzu-ssx-550扫描电子显微镜(sem)观察合金钢微观组织和拉伸断口形貌分析；

采用日本smartlab-9000型x射线衍射仪(xrd)进行物相分析；

采用instron-5969电子万能材料试验机对打印试样进行拉伸性能测试。

实施例1

利用激光选区熔化技术制备24crnimo贝氏体合金钢高铁制动盘，其中使用的激光选区熔化设备，包括半导体激光器、用于成形控制的计算机系统、铺粉装置成形缸和气氛保护装置，具体按照以下步骤实施：

步骤1：原材料粉末准备：

(1)24crnimo合金钢粉末材料，该粉末包含以下质量百分比(wt％)含量的元素：c：0.27％、cr：0.97％、ni：0.98％、mo：0.50、mn：0.91％、si：0.52％、o：0.02％、余量为fe；以上元素质量百分比总和为100％；

(2)对上述合金钢粉末进行筛分处理，粒径分布范围优选为15-53μm；使用前在真空干燥箱中80℃保温5h，进行烘干处理；

步骤2：扫描路径和激光工艺参数制定

(1)构建待成形零件的三维模型，利用激光器自带的编程软件，将待成形零件的三维数据进行分层离散处理，每层厚度均匀，厚度设置为0.6mm，将零件的三维数据信息转变为二维数据，编写激光选区熔化时的激光扫描路径；

(2)激光选区熔化工艺参数：激光器输出功率p为1800，矩形光斑尺寸d为4×4mm，激光束扫描速度v为6mm/s，搭接率η为30％；

步骤3：逐层打印

(1)将尺寸为100mm(长)×100mm(宽)×10mm(厚)的q235钢的表面用角磨机打磨至表面粗糙度不大于ra8.0，并用无水乙醇清洗干净作为激光选区熔化基板，将基板装入铺粉装置成形缸中并固定在可升降的工作台上；

(2)利用铺粉刮刀，将步骤1中的24crnimo合金钢粉末均匀铺展在q235基板上，每层铺粉厚度h控制在0.6mm；

(3)运行激光选区熔化设备，同时打开保护气体，往铺粉装置成形缸中通入高纯度氩气(纯度为99.9％)进行保护；利用激光器的激光束，按照步骤2中编写的激光扫描路径以及激光选区熔化工艺参数对基板上铺展好的24crnimo合金钢粉末进行扫描，粉末层完全熔化并凝固，形成完全冶金结合的合金钢沉积层，完成一层打印，所用激光选区熔化体能量密度ω为178.6j/mm³；

(4)完成一层打印后，将基板下降一层粉末厚度的高度，在前一层合金钢沉积层上再均匀铺上24crnimo合金钢粉末，厚度为0.6mm；

(5)重复步骤3中的(3)～(4)，直至待成形零件按照步骤2中预先构建的扫描路径加工完成，然后关闭选区熔化系统，待零件冷却至室温时取出；整个制备过程是在保护气气氛中进行的。

对本实施例制备的激光选区熔化24crnimo合金钢试样进行如下测试分析：

(1)金相组织和xrd物相分析

将快速成形后的24crnimo合金钢试样沿沉积高度方向磨光、抛光和腐蚀，图1(a)是合金钢的金相形貌，可以看出成形试样组织非常均匀细小。组织主要由多边形的先共析铁素体(白色)和贝氏体(灰黑色)组成，先共析铁素体在原奥氏体晶界形核长大，贝氏体在奥氏体晶内析出，被细小的多边形铁素体包围，粒状贝氏体晶粒大小集中在10μm，细晶强化是唯一既能提高强度又能提高材料韧性的方法，激光选区熔化制备的合金钢细晶强化效果明显。

图1(b)是合金钢试样的x射线衍射分析图谱(xrd)，可以看出激光选区熔化技术制备的24crnimo合金钢中主要物相是α-fe(m)，m代表合金钢中的固溶元素c、cr、ni、mo等。先共析铁素体f是固溶碳含量在0.0218％以下的α-fe，贝氏体则由贝氏体铁素体bf和碳化物或者残余奥氏体组成，贝氏体铁素体bf中则固溶了较多的碳和合金元素。另外由于碳化物或者残余奥氏体的含量较少，xrd图谱上不能明显看出，因此合金钢的主要物相是固溶了合金元素的饱和α-fe(m)。

(2)sem微观组织分析

图1中金相照片由于分辨率问题并不能区分出贝氏体组织的精细结构，图2是上述合金钢的扫描电子显微镜(sem)照片，可以看出组织由多边形先共析铁素体和粒状贝氏体组成，该组织也被称为仿晶界先共析铁素体/贝氏体复相组织(fgba/gb复相组织)。先共析铁素体由于较软，在组织中是韧性相，粒状贝氏体则是强化相，因此该组织在具有较高强度的同时还能保证良好的韧性。

(3)显微硬度分析

利用显微硬度仪，在沉积高度方向横向取点，测量激光选区熔化24crnimo合金钢的显微硬度。由图3可以看出快速成形的合金钢平均显微硬度331hv左右，主要是因为物相是固溶了较多合金元素的α-fe(m)，硬度较大。

(4)室温力学性能测试

将实施例中的合金钢进行室温拉伸测试，表1是力学性能测试结果，可以看出该工艺条件下的选择性激光熔化24crnimo合金钢试样的抗拉强度达到962mpa，延伸率为17％，强塑积达到16.4gpa·％，快速成形组织具有良好强韧性匹配。

表1.24crnimo合金钢选择性激光熔化快速成形试样室温拉伸力学性能

图4是室温拉伸断口微观形貌，可以看到拉伸断口内有大量较深的孔洞和韧窝，同时伴随着一些较小的撕裂棱，因此断裂方式为韧性断裂，激光快速成形的合金钢样品具有良好的韧性。

实施例2

利用激光选区熔化技术制备24crnimo贝氏体合金钢金属样品，制备方法同实施例1，其中不同的是改变了步骤1的(2)中粉末前处理烘干温度和时间，步骤2的(1)中三维模型分层离散处理时的层厚度，(2)中激光选区熔化工艺参数，步骤3的(2)中24crnimo粉末层厚度和步骤3的(3)中体积能量密度，具体是：

粉末前处理烘干温度和时间：使用前在真空干燥箱中100℃保温8h，进行烘干处理；

三维模型分层离散处理时的层厚度：构建待成形零件的三维模型，利用激光器自带的编程软件，将待成形零件的三维数据进行分层离散处理，每层厚度均匀，厚度设置为0.8mm，

激光选区熔化工艺参数：激光器输出功率p为2200w，矩形光斑尺寸d为4×4mm，激光束扫描速度v为10mm/s，搭接率η为50％。

24crnimo粉末层厚度：利用铺粉刮刀，将每层铺粉厚度h控制在0.8mm。

激光选区熔化体积能量密度ω为137.5j/mm³。

对本实施例制备的激光选区熔化24crnimo合金钢试样进行如下测试分析：

(1)金相组织和xrd物相分析

图5(a)是选区熔化制备的24crnimo合金钢的金相形貌，可以看出组织主要由多边形的先共析铁素体(白色)和贝氏体(灰黑色)组成，先共析铁素体在原奥氏体晶界形核长大，贝氏体在奥氏体晶内析出，被细小的多边形铁素体包围。粒状贝氏体晶粒大小集中在8μm，细晶强化是唯一既能提高强度又能提高材料韧性的方法，激光选区熔化制备的合金钢细晶强化效果明显。

图5(b)是合金钢试样的x射线衍射分析图谱(xrd)，可以看出激光选区熔化技术制备的24crnimo合金钢中主要物相是固溶了较多合金元素的α-fe(m)，m代表固溶元素c、cr、ni、mo等。

(2)sem微观组织分析

图6是上述合金钢的扫描电子显微镜(sem)照片，可以看出组织依然是仿晶界先共析铁素体/贝氏体复相组织(fgba/gb复相组织)。先共析铁素体由于较软，在组织中是韧性相，粒状贝氏体则是强化相，因此该组织在具有较高强度的同时还能保证良好的韧性。

(3)显微硬度分析

利用显微硬度仪，在沉积高度方向横向取点，测量激光选区熔化24crnimo合金钢的显微硬度。由图7可以看出快速成形的合金钢平均显微硬度346hv左右，主要是因为物相是固溶了较多合金元素的α-fe(m)，硬度较大。

(4)室温力学性能测试

将实施例中的合金钢进行室温拉伸测试，表2是力学性能测试结果，可以看出该工艺条件下的选择性激光熔化24crnimo合金钢试样的抗拉强度达到978mpa，延伸率为16.4％，强塑积达到16.1gpa·％，快速成形组织具有良好强韧性匹配。

表2.24crnimo合金钢选择性激光熔化快速成形试样室温拉伸力学性能

图8是室温拉伸断口微观形貌，可以看到拉伸断口内有大量较深的孔洞和韧窝，同时伴随着一些较小的撕裂棱，因此断裂方式为韧性断裂，激光快速成形的合金钢样品具有良好的韧性。

实施例3

利用激光选区熔化技术制备24crnimo贝氏体合金钢金属样品，制备方法同实施例1，其中不同的是改变了步骤1的(2)中粉末前处理烘干温度和时间，步骤2的(1)中三维模型分层离散处理时的层厚度，(2)中激光选区熔化工艺参数，步骤3的(2)中24crnimo粉末层厚度和步骤3的(3)中体积能量密度，具体是：

粉末前处理烘干温度和时间：使用前在真空干燥箱中90℃保温7h，进行烘干处理；

三维模型分层离散处理时的层厚度：构建待成形零件的三维模型，利用激光器自带的编程软件，将待成形零件的三维数据进行分层离散处理，每层厚度均匀，厚度设置为0.7mm，

激光选区熔化工艺参数：激光器输出功率p为2000w，矩形光斑尺寸d为4×4mm，激光束扫描速度v为8mm/s，搭接率η为40％。

24crnimo粉末层厚度：利用铺粉刮刀，将每层铺粉厚度h控制在0.7mm。

激光选区熔化体积能量密度ω为148.8j/mm³。

对本实施例制备的激光选区熔化24crnimo合金钢试样进行如下测试分析：

(1)金相组织和xrd物相分析

图9(a)是选区熔化制备的24crnimo合金钢的金相形貌，可以看出组织主要由多边形的先共析铁素体(白色)和贝氏体(灰黑色)组成，先共析铁素体在原奥氏体晶界形核长大，贝氏体在奥氏体晶内析出，被细小的多边形铁素体包围。粒状贝氏体晶粒大小集中在8μm，细晶强化是唯一既能提高强度又能提高材料韧性的方法，激光选区熔化制备的合金钢细晶强化效果明显。

图9(b)是合金钢试样的x射线衍射分析图谱(xrd)，可以看出激光选区熔化技术制备的24crnimo合金钢中主要物相是固溶了较多合金元素的α-fe(m)，m代表固溶元素c、cr、ni、mo等。

(2)sem微观组织分析

图10是上述合金钢的扫描电子显微镜(sem)照片，可以看出组织依然是仿晶界先共析铁素体/贝氏体复相组织(fgba/gb复相组织)。先共析铁素体由于较软，在组织中是韧性相，粒状贝氏体则是强化相，因此该组织在具有较高强度的同时还能保证良好的韧性。

(3)显微硬度分析

利用显微硬度仪，在沉积高度方向横向取点，测量激光选区熔化24crnimo合金钢的显微硬度。由图11可以看出快速成形的合金钢平均显微硬度334hv左右，主要是因为物相是固溶了较多合金元素的α-fe(m)，硬度较大。

(4)室温力学性能测试

将实施例中的合金钢进行室温拉伸测试，表3是力学性能测试结果，可以看出该工艺条件下的选择性激光熔化24crnimo合金钢试样的抗拉强度达到962mpa，延伸率为17％，强塑积达到16.4gpa·％，快速成形组织具有良好强韧性匹配。

表3.24crnimo合金钢选择性激光熔化快速成形试样室温拉伸力学性能

图12是室温拉伸断口微观形貌，可以看到拉伸断口内有大量较深的孔洞和韧窝，同时伴随着一些较小的撕裂棱，因此断裂方式为韧性断裂，激光快速成形的合金钢样品具有良好的韧性。