来源：长三角G60激光联盟
导读：作为一种常见含碳热作工具钢的代表，AISI H13钢是本文研究的重点。系统地研究了激光粉末床熔融(L-PBF)加工AISI H13的大部分相关细节。重点分别是工艺参数开发和材料评估的三个常见阶段:一般可加工性、工艺改进和工艺-微观结构-性能关系的推断，即理解相关基本机制的相互作用。一方面，通过L-PBF的AISI H13处理的程序被优化用于工业应用。这种优化包括激光参数、热处理以及与所用机器和粉末相关的工艺灵敏度。另一方面，正在研究AISI H13粉末的团簇状熔池微观结构和L-PBF加工过程中各种缺陷的形成。最重要的是，基于临界温度状态和与马氏体转变相关的残余应力开裂的凝固开裂的理解对于L-PBF工艺的稳健工艺和材料开发是必不可少的。本文为第一部分。
1.发展现状
1.1.增材制造技术
近几十年来，随着增材制造技术的快速发展，与传统制造工艺相比，增材制造技术具有独特的优势，如几何设计的自由度和过程的简化，因此受到了越来越多的关注。根据ISO/ASTM 52900，增材制造被定义为“连接材料以根据3D模型数据制造零件的过程，通常是一层接一层，与减成制造、实体自由成形制造和自由成形制造相反。”通常，根据几种不同类型的原料和粘合机理，增材制造可分为七类，即光致聚合(液体)、材料喷射(液体)、材料挤出(液体)、片材层压(固体)、粉末床熔融(粉末)、直接能量沉积(粉末/线)和粘合剂喷射(粉末)。所有技术都有一些优点和缺点，并且已经在工业中的不同应用中使用。
在这篇综述论文中，重点将是粉末床聚变(PBF)，更准确地说是激光粉末床聚变(PBF)。PBF是一种增材制造工艺，其中通过激光或电子源引入热能来选择性熔化粉末床。PBF的原理基于逐层制造。一般来说，该方法可以分为两个交替的加工步骤:第一步是涂覆，其中将基板降低一层，并且使用涂布机将粉末铺展在基板上以获得平坦的粉末层。第二步是曝光，激光根据切片的计算机辅助设计(CAD)文件扫描粉末层，最终熔化粉末，最终形成固体零件。由于极高的几何设计自由度和成品零件的高强度-良好韧性的平衡组合，PBF技术广泛用于由粉末生产金属或聚合物零件。
1.2.金属的PBF
图1.PBF技术原理。a)PBF工厂的示意图；b)激光和粉末之间的相互作用。下图为可能的机理
L-PBF工艺，也称为直接金属激光烧结(DMLS)、激光金属熔合(LMF)、直接金属印刷(DMP)、选择性激光熔化(SLM)和激光束熔化(LBM)，这些术语大多是各自机器供应商的商标，在产品特性需要与传统制造工艺相似的情况下，强烈推荐使用。图1显示了详细说明L-PBF过程以及激光和粉末之间相互作用的示意图。在L-PBF技术的情况下，多种因素会影响制造的零件，如图2所示。
图2.L-PBF过程的主要影响因素。
这些因素可分为两大类，即材料相关参数和材料无关参数。粉末质量、激光设置(能量输入)、机器设置(预热)和后处理(热处理)是第一组的一部分，而其余因素属于后者。
根据领先的PBF机器供应商的数据表，可以制造各种类型的金属基材料，包括铝基、镍基、铁基、钛基、钴基、铜基合金，甚至钨基。在这些材料中，特别是Al基、Ni基、Ti基和Fe基材料，由于其一般的可加工性而成为科学研究的常见研究对象。然而，到目前为止，缺乏关于热加工工具钢制造的部件的加工性的影响因素和共同挑战的研究报告。为了对这些非常特殊的钢材领域的当前技术水平进行全面的回顾，并进一步丰富作者小组最近获得的结果，本文提供了对最相关的影响因素的全面综述报告，重点是由L-PBF加工的AISI H13，以下仅称为H13。
图3.经L-PBF处理后具有相应机械性能的各种类型的钢。
图3显示了PBF制造的不同钢材的总伸长率与强度之间的关系。不同的钢根据它们的应用进行分类:1)直接用作轻质部件，即奥氏体不锈钢，例如316 L，沉淀硬化不锈钢，例如17-4PH和表面硬化钢，例如20 MnCr5。2)用作具有集成冷却通道的工具或模具，即，碳工具钢，例如H13 M2和马氏体时效钢，例如CX 18Ni-300。3)用作功能部件，即，因瓦钢，例如FeNi36和氧化物弥散强化钢。
1.3.增材制造加工的碳素工具钢
近年来，对L-PBF生产的不同工具钢进行了研究。例如，由L-PBF加工的马氏体时效钢18Ni-300 (1.2709)已经在多种应用中使用，并且例如由Bajaj等人进行了广泛的研究。18Ni-300的典型机械性能的特征是在时效硬化后的单轴拉伸试验中具有高强度，然而，断裂伸长率小于2%。时效硬化后可形成回复奥氏体，并观察到Ti和Mo在晶界上的偏析。原子探针断层扫描研究揭示了时效硬化后二次沉淀Ni3(Ti，Al)和Fe7Mo6的形成。这些特征导致延展性恶化。尽管具有强大的可加工性，但18Ni-300在工业中的应用仍然很少。
在几项研究中，已经使用L-PBF工艺对碳素工具钢进行了研究。碳含量在0.3%至2.5%范围内时，裂纹的形成高度依赖于所使用的预热温度，因此，预热温度是使用L-PBF稳定生产无裂纹碳工具钢的重要参数。迄今为止，不同的调幅技术被用于加工H13钢。科尔米耶等人报道了通过电子束粉末床熔融制造H13(E-PBF)。在竣工状态下，硬度为洛氏硬度C(HRC)48–50。然而，由于超过800℃的高预热温度，最终导致粉末床的预烧结，例如残留在集成冷却通道中的粉末难以去除，限制了其在某些应用方面的适用性，例如用于压铸。Ge等人使用激光金属沉积(LMD)技术建造了相对密度较高的无裂纹H13砌块。然而，由于缺陷的存在，报道了不均匀的硬度分布和差的机械性能。Bailey等人应用了一个数值模型来评估LMD加工的H13。他们报道了由马氏体转变引起的高压缩应力和由不明确的热影响区引起的不均匀性质。除了已经提到的挑战之外，大约1mm的宽包覆轨道通常会降低最终几何形状的精度。此外，例如关于内部冷却通道的制造，支撑粉末床的缺乏限制了设计的自由度。
与E-PBF和LMD相比，L-PBF提供了不太苛刻的预热环境和较高的设计自由度。由于后一个方面是所有工业领域中增材制造的关键驱动因素之一，因此本综述仅关注使用L-PBF生产H13的最重要的影响因素，如下四个分章节所述。然而，基于对建立的关系的关键评估，提出的大多数发现和得出的结论可以转移到大体相似的增材制造过程。
1.3.1.微观结构
Theisen及其同事研究了L-PBF工艺，重点是H13工具钢。基于扫描电子显微镜(SEM)观察到的细胞颗粒和基于使用沙伊尔-格利佛模型的热力学计算，他们得出了重要的发现。图4中的示意图显示了他们工作中提出的制造过程中的固化过程。当凝固开始时，δ–Fe在液相中开始成核。之后，由于元素在剩余液相中的富集，晶粒发展促进了液相和固相之间的元素分离。最终，从液相到γ-Fe的直接转变开始。根据冷却速度，δ-Fe相在快速冷却条件下直接转变为α-Fe，或者在最终转变为α-Fe之前首先转变为γ-Fe。
1.3.2.参数优化和密度
其中p是激光功率(单位:w)、v扫描速度(单位:mms-1)、h阴影间距(单位:mm)和t层厚度(单位:mm)，可以计算体积能量密度(VED)。前三个参数，即P、v和h，最受关注。优化参数的两种主要方法通常用于参数研究。Fonseca等人研究了在没有预热的情况下用五种不同水平的激光功率和三种水平的扫描速度制造的立方体样品。样品显示出高于98%的相对密度，然而，样品中出现线性裂纹。在Laakso等人的工作中，根据实验的统计设计(DoE),制造了50个样品来研究适当的参数区域(激光功率:100-300W，扫描速度:400-1200mms-1，开口距离:90-150微米)。根据等高线图，确定了最终参数(VED=84 J mm-3)，测得孔隙率仅为0.09%。
1.3.3.机械性能
MeRTens等人在室温200和400℃的条件下制造H13。调查显示，所有样品的屈服应力较低，总伸长率较小，在室温和200条件下制造的样品中γ相的体积分数较高。李等人展示了了类似的机械性能，其特征是拉伸试验中的低屈服应力和低断裂伸长率。
1.3.4.后处理
通常需要对完工部件进行后处理，以优化微观结构并提高机械性能。奥斯伯格等人对H13样品进行了不同的后处理，包括消除应力、热等静压(HIP)、退火和回火。热等静压处理降低了孔隙率，改善了延展性。
图4.显示由L-PBF制造的H13的假设微观结构演变的模型。剖面图显示了指定部分的元素浓度。下图，AM时钢的典型组织
2.研究方案和相应的讨论
对L-PBF生成的H13进行系统研究的结果详述如下。为了得出可靠的结论，所有步骤都在作者的实验室中完成。一般来说，综述论文可以收集和评估文献中已有的数据。鉴于上述考虑因素，即迄今为止报告工具钢L-PBF的文献中可用的研究数量相对较少，更重要的是，已公布数据的可比性相对有限(根据图2中描述的大量影响因素进行了合理化，并非所有影响因素都在各自的研究中进行了详细说明),本综述文件的其余部分主要关注作者阐述的数据。只有这样，热作工具钢L-PBF的最相关的影响因素才能得到阐述和讨论。
对所考虑的所有步骤的综合描述、相关思想和边界条件以及根据增材制造领域的最新发现得出的结论是当前工作的关键方面。进行材料和工艺参数开发，旨在实现对设想的批量生产的稳健可移植性。所考虑的实验计划包含三个阶段。1)参数优化:探索合适的预热温度和激光参数，以达到无裂纹状态，满足质量要求。此外，通过使用DoE对激光参数设置(激光功率、扫描速度和影线距离)进行细化。2)再现性:除了制造的可行性，再现性和可靠性对于工业生产也是至关重要的。因此，增材制造后热处理、机器条件和不同粉末的影响对于确保制造H13零件的稳定质量至关重要。3)评估:加工工具钢时必须考虑的可加工性的一般影响因素:将H13的发现扩展到其他工具钢，以帮助对类似材料的研究。
2.1.参数最优化
对于参数研究，使用SLM280HL 2.0机器，该机器配备有使用表3中规定的粉末的第二代气体流动单元。在L-PBF制造过程中，诸如重新涂覆参数(重新涂覆速度、最小层时间、重新涂覆模式)和氩气参数(氧气水平、气流速度、压差)等因素保持默认设置。在这项工作中使用了边长为250 mm的方形平台(标准模块)和直径为90 mm的圆形平台。
所用的粉末批次，以下简称H13-ref，如表3所示。该表提供了化学成分、物理性质、尺寸分布和几何信息。此外，粉末形态的显微照片如图5所示。
参数优化旨在回答以下问题:H13工具钢能否成功制造，且无裂纹等明显缺陷？特别关注两个方面，即预热温度和激光-粉末相互作用的影响。
2.1.1.预热的影响
测试了七个预热温度水平，范围从室温到600℃，步长为每个样品100℃，尺寸为10*7.5*17mm3。在制造过程中，激光参数保持不变，即激光功率为250 W，扫描速度为800 mms-1，影线距离为0.10mm，层厚为30μm。该参数设置基于SLM官方对18Ni-300粉末的设置。制造的样品进行金相制备，然后通过光学显微镜检查以识别(宏观)缺陷。此外，扫描电镜和电子背散射衍射(EBSD)被用来获得进一步的信息，有关微观结构和相分布。
图5.H13-ref粉末的扫描电镜表征:a)概述，b)颗粒外观，c)微观结构
在不同温度下制造的样品的光学显微照片显示出垂直于构建方向(BD)的裂纹。图6显示了预热至室温至600℃的样品的代表性图像。在室温和100 ℃制造的样品上可以发现水平裂纹，大部分从表面开始，而预热到200-600℃的样品没有裂纹。
图6.在不同温度水平下处理的样品的代表性光学显微照片(BD垂直)。
图7.由L-PBF制造的H13样品的微观结构(虚线:熔池边界)，在200℃预热下处理的样品的代表性显微照片。a)显示鳞片状熔池结构的SEM图像；b) BSE图像显示单个熔池内的柱状晶粒。
除了开裂，预热温度也会影响最终的微观结构。在图7中，显示了两个不同放大倍数的SEM图像，揭示了预热至200℃的样品中以黄色虚线和柱状晶粒突出的鳞片状熔池结构。这种结构在所有温度范围都可以看到。在每个单个熔体池中，相邻晶粒的特征在于相似的取向、长/宽比和生长方向。具有相似取向的晶粒(以下称为簇)穿过熔池边界并继续生长，沿着生长方向发生变化。正如背散射电子(BSE)成像所揭示的那样(如图7所示)，很明显，嵌入区域显示出鲜明的对比:这清楚地揭示了较重元素的局部富集。四种竣工条件(室温、200、400和600℃预热)的EBSD相特征如图8所示。在对应于图7b所示区域的熔池内，γ相(绿色)位于α相晶粒(红色)的边界，如图8a所示。根据穿过两个阶段的沿着橙色线的错误取向直方图，45°的错误取向角占优势。
图8.H13样品的EBSD结果，包括相图和晶界的取向误差。a)相分布(红色:α相，绿色:γ相)和相界处的取向错误；b)在四个预热温度水平(室温、200、400和600℃)下的相分布(红色:α相、绿色:γ相)、γ相的相分数和平均晶粒尺寸。(c)在四个预热温度水平的晶界取向差直方图。
此外，当γ相分数随着预热温度的升高而降低时，如图8b所示，45°取向错误的分数显著降低，如图8c所示。因此，45°的取向差角可能主要与γ相和α相之间的取向差有关。图8b中的表格显示，当预热温度从室温升高到600 ℃时，γ相的分数从14.0%降低到2.1%，而平均晶粒尺寸从2.0微米增加到4.1微米。
H13的平衡相图如图9a所示，其已经由热力学计算软件OpenCalphad计算。可以推断，在粉末熔化和随后的冷却之后，液相部分转变为δ相，接着完全转变为γ相，最后转变为α相和碳化物。然而，L-PBF过程中的快速冷却速率(约为105-106k·s-1)导致凝固过程中明显的过冷，最终阻碍或延迟相变。为了捕捉在如此高的冷却速率下相变的真实情况，Yan等人使用Scheil–Gulliver模型和Thermocalc软件计算了H13在L-PBF处理过程中的凝固图(图9b)。在凝固开始时，70%的熔体在一个很窄的温度范围内(大约1480-1420℃)凝固成δ相。进一步冷却后，25%在较宽的温度范围内(约1420-1160℃)凝固成γ相，最终形成碳化物和渗碳体。由L-PBF制造的H13的微观结构的特征在于在鳞片状熔池结构中形成的柱状晶粒簇，如图7所示。根据从反极图(IPF)图得到的取向聚类，具有相似取向的柱状晶粒的边界被识别并由叠加到图10中的图的黄色虚线标记。这里，不管占主导地位的阶段，集群内的方向保持相同或相似。
图9.通过热力学计算阐述H13的平衡相图；a)平衡相图；b)根据沙伊尔模型的固化。
图10 在单个熔融池内获得的IPF图，其中簇用黄色虚线标记。a)α相的IPF图中的簇，以及b)γ相IPF图中的团簇。
图11.激光焊接过程中取决于温度梯度和生长速率的微结构形成。
从图7所示的SEM照片中可以推断出，不同簇中的晶粒显示出不同的形状，尤其是在长/宽比方面。根据图11，表明微观结构强烈依赖于激光焊接过程中的生长速率和温度梯度，可以假设δ相的快速生长速率导致了狭窄的凝固区域，最终导致在簇中出现蜂窝状结构。如图12所示，簇的不同形状受到局部冷却过程的强烈影响。在L-PBF工艺中，熔池的尺寸通常被认为是大约100*100 μm2。熔池由新熔化的粉末和再熔化层组成。由于熔体池和固体部分的不同尺寸和温度，显著的温度梯度以及高冷却速率最终使得团簇从熔体池的边界生长。簇沿着由已经固化的部件中的晶粒限定的结晶取向形成和生长，并且与熔池中和熔池边界处的热梯度一致，这些特征在图12b中示出。如图12c所示，当其他团簇生长并重叠时，这种依赖于取向和热梯度的过程将最终停止。在团簇内，可以在枝晶结构中观察到边界处的元素偏析。在这个过程中，可以涉及两种不同类型的边界:簇内晶界，主要由低角度晶界(LAGBs)组成；簇间晶界，由高角度晶界(HAGBs)组成。根据边界类型，分离很可能是不同的。与LAGB相比，更高程度的隔离主要发生在HAGB。在建造状态下，晶界上的偏析形成富钒碳化物，如图13所示。Fonseca等人基于扫描透射电子显微镜(STEM)研究和Lee等人基于原子探针断层扫描(APT)研究已经强调了这一点。
必须考虑晶界元素的富集，主要是作为奥氏体稳定剂的碳，以使γ相的外观合理化，如图8和10b所示。如果预热温度升高，熔池中的冷却速率降低，最终影响晶粒的生长速率，从而影响晶界上的偏析模式。这最终有助于降低竣工样品中的奥氏体比例并增加晶粒尺寸，如图8b所示。
图12.详细说明L-PBF处理过程中熔池凝固过程的示意图。a)熔体池中凝固开始时的初始状态，b)团簇生长，c)团簇内的偏析和d)最终微观结构。
2.1.2.激光-粉末相互作用
激光相互作用试验研究激光参数对熔池外观和最终控制机械性能的孔隙率的影响。主要讨论了两个参数，即激光功率和扫描速度。在这部分工作的制造过程中，没有在层之间应用图案旋转，预热温度为200℃。图14显示了熔池尺寸和孔隙率的测定方法和地点。对熔池的研究是在顶层进行的，而孔隙度评估是在主要样品体内进行的，即在主体内。这里孔隙度定义为孔隙面积除以整个研究面积。
在这一点上，非常重要的是要注意，所有的测试都是使用相同的增材制造系统和相同批次的粉末(H13-ref)进行的。所研究的激光功率范围包括三个级别，即100、200和300 W，每个级别都有三种不同的扫描速度，即450、900和1350 mms-1。影线距离设置为0.1毫米，层厚度设置为30微米(散装)。根据图14所示的方法，所有样品中的缺陷面积比和熔池尺寸分别如表4所示。通过高激光功率和低扫描速度的结合，或者换句话说，通过最大化能量输入，孔隙度被最小化。在这种情况下，熔池的尺寸表现出最高值。熔池尺寸是研究激光参数影响的重要因素。根据表4中中所示的原始数据，作为激光功率和扫描速度的函数的宽度和深度的等高线图使用统计回归显示在图15中。显然，激光功率的增加和扫描速度的降低导致熔池的宽度和深度更大。
图13.沉积状态下描述的晶界上的显微偏析。
为了将孔隙度与熔池的尺寸直接联系起来，需要考虑一个简化的熔池几何模型，如图16所示。假设熔池的几何形状如图16a所示，由两个半椭圆(顶部和底部)组成。如图16b所示，考虑了两条平行的激光轨迹。在这种假设的情况下，熔池总是以相同的几何形状为特征，并且位于相同的高度。因此，孔隙度主要与红色箭头突出显示的熔池连接点有关。根据先前指定的熔池几何形状的假设，基于简化的几何模型推导出公式来计算孔隙率。
图15.激光设置和熔池尺寸之间的关系(以微米为单位的宽度和深度)。a)宽度和b)深度，取决于扫描速度和激光功率。
图16.孔隙度估算时考虑的熔池几何参数；a)单个熔池和b)两个熔池的重叠
来源：Hot Work Tool Steel Processed by Laser Powder Bed Fusion: A Review on Most Relevant Influencing Factors,Liang Wu,Suvajeet Das,Witalij Gridin,Stefan Leuders,Moritz Kahlert,Malte Vollmer,Thomas Niendorf,First published: 26 March 2021,https://doi.org/10.1002/adem.202100049
参考资料：Microstructural effects on the tensile and fracture behavior of selective laser melted H13 tool steel under varying conditions,Materials Characterization,Volume 155, September 2019, 109817,https://doi.org/10.1016/j.matchar.2019.109817
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