SLM成形过程中金属熔池急热急冷，成形件中不可避免会产生较大的残余应力，因此容易产生裂纹、孔隙等缺陷；由于冶金过程较复杂，熔池经历非平衡凝固过程，成形件的物理化学性能受到影响[9-10]. 通常采用热处理，优化成形件的组织和性能. 研究表明，合适的热处理工艺可以调整组织及相成分，释放残余应力，提高力学性能[11]. Chen等[12]对SLM成形的5CrNi4Mo模具钢在630 °C下进行真空热处理，处理后的试样拉伸强度提高了6.7%，延伸率提高73%，韧性提高了110.6%. Tucho等[13]在1 250 °C下对SLM成形Inconel 718合金进行热处理，发现原来组织中的析出物和位错都发生了固溶，组织更加均匀. 丁利等[14]对SLM成形的316L不锈钢在900 °C下退火3 h后发现，试样的拉伸强度与延伸率均能够达到锻件水平.
本文针对S136模具钢，研究不同淬火处理工艺对SLM成形件的组织、硬度和腐蚀性能的影响，为SLM成形模具钢的性能调控提供有益的指导.
1. 实验材料与方法
1.1. 实验材料与成形方法
表 1 S136模具钢粉末的化学成分
Tab.1
| w(Si) | w(Mn) | w(Cr) | w(V) | w(C) | w(O) | w(P) | w(Fe) |
| 0.96 | 0.98 | 13.55 | 0.4 | 0.29 | 0.078 | 0.01 | 83.732 |
图 1
图 1 S136粉末形貌及粒径
Fig.1 Morphology and particle size distribution of S136 powder
图 2
1.2. 淬火处理工艺方案
根据Fe-Cr相图可知，S136模具钢的淬火温度为1 000~1 100 °C. 经淬火处理后，试样的力学性能在室温下极不稳定，因此需要后续的回火工艺来进行调控. 采用的淬火处理工艺如下：先在650 °C下预热10 min，之后分别在980、1 020、1 050和1 100 °C下保温1 h，然后油淬. 淬火后在200 °C下回火处理2 h，之后空冷至室温. 热处理使用的设备为真空热处理炉（OTF-1200K）.
1.3. 试样表征与分析
粉末粒径大小及分布采用激光粒度分析仪（Mastersizer 3000）进行测试. 采用X射线衍射仪（XRD-7000S）来测定物相，其中扫描范围为30°~100°，扫描速度为10°/min. 试样抛光后采用FeCl3（5 g）/HCl（15 mL）/H2O（60 mL）溶液进行腐蚀，腐蚀时间为3~15 s. 借助扫描电子显微镜（Quanta 200），观察热处理试样的微观组织. 硬度测试采用洛氏硬度计（600MRD）. 采用质量分数为6%的FeCl3溶液进行化学浸泡腐蚀试验. 将试样放在50 °C下浸泡腐蚀48 h，腐蚀前、后采用酒精清洗，吹干，采用AL 204电子天平（精确度为0.000 1g）称量质量，对比腐蚀失重质量.
2. 结果与分析
2.1. 物相分析
图 3
图 3 SLM成形S136试样不同淬火温度下的XRD图谱
Fig.3 XRD spectra of SLMed S136 under different quenching temperature
2.2. 组织分析
如图4所示为SLM成形S136试样表面的微观组织图. 可以看出，熔池内部由于较大的过冷度而形成了细小的胞状晶粒结构，晶粒尺寸大约为1 μm. 在熔合区（熔池边界）处晶粒沿热量散失方向生长而形成定向晶区. 热影响区受到相邻熔化道的热影响，原来的晶粒边界在高温下部分溶解，形成断断续续的组织特点；由于受到周期性热作用，晶粒长大，热影响区的晶粒尺寸大于熔池内部胞状晶区.
图 4
图 4 S136 SLM成形件的微观组织图
Fig.4 Microstructure of S136 mould steel fabricated by SLM
如图5所示为经过淬火处理之后试样的微观组织图. 图中，E为X射线能量，CPS为积分计数. 从图5可以看出，在经过淬火处理之后，试样在高温下发生再结晶，激光熔化道搭接区域逐渐模糊，原始SLM成形试样中细小的晶粒结构消失，但4种淬火处理试样的组织各有特点. 如图5（a）所示，当淬火温度为980 °C时，试样基体中弥散有大量的白色颗粒，分别对白色颗粒和基体进行能谱（EDS）分析. 可以看出，白色颗粒中C含量和Cr含量较高，由此可以推测，白色颗粒为Fe和Cr的高碳化合物. SLM成形过程急剧冷却，组织由过饱和α固溶体和残余奥氏体组成. 在升温过程中，碳化物分别从过饱和α固溶体和残余奥氏体中析出. 到达淬火温度以后，发生奥氏体化转变，碳化物逐渐溶解，但是当淬火温度较低（980和1 020 °C）时，碳化物只有部分溶解，如图5（a）、（b）所示. 随着淬火温度的升高，基体中的碳化物颗粒含量逐渐减少直至消失，到1 050 °C时碳化物已经能够完全固溶于基体，其后的淬火过程中也未析出，如图5（c）所示. 与由传统加工方法制备的S136模具钢对比可知，只有当淬火温度高达1 130 °C时，淬火试样中才不会出现白色碳化物[17]. 这是因为传统钢坯在供货之前基本都经历了退火处理，成分以α-Fe为主；组织中已经有大量且状态稳定的M23C6型碳化物沿晶粒边界分布，奥氏体化的过程中先发生α-Fe向γ-Fe的转变，之后碳化物再向γ-Fe中溶解扩散. SLM态原始组织中无明显碳化物，因此完全固溶温度相对较低. 淬火处理温度显著影响了SLM成形S136试样的晶粒大小，如图5（d）所示，当淬火温度为1 100 °C时，晶粒明显变大.
图 5
图 5 SLM成形S136试样淬火处理后的微观组织及EDS图
Fig.5 Microstructure and EDS results of S136 under different quenching temperature
2.3. 硬度
图 6
图 6 SLM成形S136试样及其淬火处理后的硬度
Fig.6 Hardness of S136 samples before and after quenching treatment
2.4. 耐腐蚀性能
如图7所示为SLM成形S136试样及淬火处理后的48 h腐蚀失重对比. 图中，m为失重量. 可以看出，在经过淬火处理之后，S136的耐腐蚀性能得到了大幅提升. 随着淬火温度的提高，试样的耐蚀性进一步增强，特别是当淬火温度达到1 050 °C时，与原始SLM成形试样的腐蚀失重量相比减少了接近97%. 另外，经过淬火处理后，试样性能变得更加均匀. 如图8所示，以980 °C试样为例，与未热处理试样的失重趋势进行对比发现，未热处理的3个试样耐蚀性能差别较大. 这是因为SLM技术具有微区域成形之后再相互融合搭接成整体（点-线-面-体）的工艺特点，受粉末及其铺展状况、激光扫描情况的影响，在多次累加之后对于不同位置的试样性能往往会有差异.
图 7
图 7 SLM成形S136试样及淬火处理后试样在质量分数为6%的FeCl3腐蚀液中的腐蚀失重
Fig.7 Mass loss of as-received and quenching-treated S136 specimens after 48 h immersion in 6% FeCl3 solution
图 8
图 8 SLM成形S136与980 °C淬火处理后试样的腐蚀失重趋势对比
Fig.8 Mass loss curves of specimens before and after quenching treatment at 980 °C
如图9所示为当淬火温度为1 020 °C时试样腐蚀后表面产物的显微形貌及腐蚀产物. 从图9(a)可以看到凹凸不平的疏松表面，说明该区域已经受到了非常严重的腐蚀. 对该区域进行放大，可以观察到颗粒状的物质，如图9(b)所示. 对微区进行EDS分析可知，颗粒中主要是Cr和Fe元素，这与文献[21]中所述马氏体不锈钢在含Cl环境中的腐蚀产物主要是Fe和Cr的氧化物或羟基氧化物的结论一致. 由此可知，S136试样在质量分数为6%的FeCl3溶液中的腐蚀过程如下：Cl−诱发点蚀形成蚀孔，破坏钝化膜使蚀孔内的金属处于活化状态，金属原子溶解并与Cl−反应生成MCln型络合物；蚀孔外部发生阴极反应，H2O分解为OH−；OH−和络合物MCln发生置换，生成金属羟基离子M(OH)(n−1)+和Cl−；随着反应的不断进行，蚀孔内富集了大量的Cl−和H+，使溶液酸化，进一步加剧了腐蚀程度[21-23].
图 9
图 9 SLM成形S136在1 020 °C淬火处理后试样的腐蚀产物
Fig.9 Corrosion products of S136 parts treated at 1 020 °C
经过980和1 020 °C淬火处理的试样耐蚀性仅有小幅提升，与原始SLM试样差异不大，这一现象主要是由组织中的富Cr碳化物析出相引起的. Cr在碳化物中的富集会导致基体局部区域贫Cr；碳化物析出相与基体的界面间会产生畸变，导致局部应力集中，成为腐蚀的敏感区域[27]. 对于1 050和1 100 °C的试样，一方面，SLM成形态的原晶界溶解消失，元素得到均匀扩散；另一方面，碳化物完全溶于基体，抗腐蚀性元素如Cr在基体中分布更加均匀. 在经过1 050和1 100 °C的淬火处理之后，试样的耐腐蚀性能得到大幅提升.
3. 结 论
（1）SLM成形S136试样由马氏体和少量残余奥氏体组成，微观组织细小；经过980、1 020、1 050和1 100 °C的淬火处理之后，原晶界消溶，组织大部分转变为马氏体，且随着淬火温度的升高，碳化物逐渐固溶，晶粒变大.
（2）经过淬火处理之后，试样的硬度增加，且硬度随着温度的升高呈先升高后降低的趋势，最高值达到54.24 HRC，比原始SLM试样提高了近10%.
（3）淬火处理之后的试样由于晶粒消溶，耐腐蚀元素分布均匀而使耐腐蚀性能得到了极大的提升；与SLM态相比，腐蚀失重量减少了接近97%.
（4）综合硬度和耐蚀性能可得，最优的淬火处理工艺为1 050 °C下保温1 h并油淬.
参考文献
Investigation on S-136 steel surface planarization by chemical mechanical polishing
[J].
Examination of machining parameters on the surface roughness of STAVAX ESR material using electro discharge machining
[J].DOI:10.4028/www.scientific.net/AMR.1133
Effect of high-speed milling tool path strategies on the surface roughness of STAVAX ESR mold insert machining
[J].
Thermal behaviour of moulds with different water channels and their influence on quality in continuous casting of beam blanks
[J].DOI:10.1179/030192310X12646889255780 [本文引用: 1]
模具行业" 十二五”发展规划
[J].DOI:10.3969/j.issn.1001-2168.2011.01.001
12th five-year plant of die and mould industry
[J].DOI:10.3969/j.issn.1001-2168.2011.01.001
高端精冲模具的制造探讨
[J].DOI:10.3969/j.issn.1007-2012.2013.01.014 [本文引用: 1]
Study of manufacturing of high-end fineblanking tools
[J].DOI:10.3969/j.issn.1007-2012.2013.01.014 [本文引用: 1]
Making sense of 3-D printing: creating a map of additive manufacturing products and services
[J].
A novel methodology of design for additive manufacturing applied to additive laser manufacturing process
[J].DOI:10.1016/j.rcim.2013.12.001 [本文引用: 1]
Fatigue behavior of selective laser melting steel components
[J].DOI:10.1016/j.tafmec.2016.08.011 [本文引用: 1]
Differences in microstructure and properties between selective laser melting and traditional manufacturing for fabrication of metal parts: a review
[J].DOI:10.1007/s11465-015-0341-2 [本文引用: 1]
Microstructure characterization and tensile properties of a Ni-containing TiAl-based alloy with heat treatment
[J].DOI:10.1007/s12598-015-0626-y [本文引用: 1]
Microstructure and composition homogeneity, tensile property, and underlying thermal physical mechanism of selective laser melting tool steel parts
[J].
Microstructure and hardness studies of Inconel 718 manufactured by selective laser melting before and after solution heat treatment
[J].
热处理对激光选区熔化成形316不锈钢组织与拉伸性能的影响
[J].
Heat treatment on microstructure and tensile strength of 316 stainless steel by selective laser melting
[J].
Q345钢奥氏体连续冷却转变曲线(CCT图)
[J].
Continuous cooling transformation curve of undercooling austenite about Q345 steel (CCT diagram)
[J].
Porosity evolution and its thermodynamic mechanism of randomly packed powder-bed during selective laser melting of Inconel 718 alloy
[J].
热处理对高铬铸铁组织和硬度的影响
[J].DOI:10.3969/j.issn.1001-3814.2010.09.009 [本文引用: 1]
Effects of heat treatment on microstructure and properties of high chromium cast iron
[J].DOI:10.3969/j.issn.1001-3814.2010.09.009 [本文引用: 1]
Coarsening behavior of M 23 C 6, carbides after ageing or thermal fatigue in AISI H13 steel with niobium
[J].DOI:10.1016/j.ijfatigue.2005.06.042 [本文引用: 1]
Life of rolls in a cold rolling mill in a steel plant-operation versus manufacture
[J].DOI:10.1016/S1350-6307(99)00004-7 [本文引用: 1]
Effects of austenitizing temperature on the microstructure and electrochemical behavior of a martensitic stainless steel
[J].
The effect of tempering temperature on the microstructure and electrochemical properties of a 13 wt.% Cr-type martensitic stainless steel
[J].DOI:10.1016/j.electacta.2015.02.038 [本文引用: 1]
Effect of molten pool boundaries on the mechanical properties of selective laser melting parts
[J].DOI:10.1016/j.jmatprotec.2014.06.002 [本文引用: 1]
Sliding wear characteristics and corrosion behaviour of selective laser melted 316l stainless steel
[J].DOI:10.1007/s11665-013-0784-8 [本文引用: 1]
Corrosion behavior of selective laser melted Ti-6Al-4 V alloy in NaCl solution
[J].DOI:10.1016/j.corsci.2015.10.041 [本文引用: 1]
Experimental study and numerical prediction of phase transformation evolution during tempering process of martensite
[J].
