本發(fā)明屬于快速模具制造技術(shù)領(lǐng)域，特別涉及一種直接獲得馬氏體模具鋼的激光3D打印快速制造的方法。

背景技術(shù)：
模具是機(jī)械制造、汽車制造、航空航天、無線電儀表、電機(jī)電器等工業(yè)部門中制造零件的主要加工工具，模具的質(zhì)量直接影響了加工工藝的質(zhì)量、產(chǎn)品的精度和生產(chǎn)成本。金屬模具的傳統(tǒng)制造方法有車、鉗、銑、刨、磨等傳統(tǒng)機(jī)械加工方式。對(duì)于冷沖壓模，在其服役過程中，由于被加工材料的變形抗力比較大，模具的工作部分承受很大的壓應(yīng)力、彎曲力、沖擊力及摩擦力。因此，冷沖壓模的主要失效形式是磨損。我們要求模具有高的硬度和耐磨性、高的彎曲強(qiáng)度和足夠的韌性，以保證沖壓過程的順利進(jìn)行。模具在經(jīng)過傳統(tǒng)機(jī)械加工后，一般要經(jīng)過淬火、回火處理，而模具的形狀十分復(fù)雜，因此要求較高的淬透性、較小的變形及較低的開裂傾向性。用傳統(tǒng)方法制造模具有生產(chǎn)周期長(zhǎng)，模具的淬透性差，模具在淬火過程中開裂導(dǎo)致報(bào)廢等缺點(diǎn)，據(jù)統(tǒng)計(jì)，模具在淬火過程中由于開裂等原因?qū)е碌膱?bào)廢率約為40％。在當(dāng)今產(chǎn)品更新?lián)Q代日益加快的情況下，快速制模對(duì)市場(chǎng)要求做出響應(yīng)是企業(yè)在激烈的市場(chǎng)競(jìng)爭(zhēng)中獲得生存的必要條件，要想快速適應(yīng)市場(chǎng)需求,就要改變傳統(tǒng)的模具制造方法，采取以快速成形技術(shù)為基礎(chǔ)的快速模具制造技術(shù)?？焖俪尚渭夹g(shù)是20世紀(jì)80年代發(fā)展起來的一種集計(jì)算機(jī)輔助設(shè)計(jì)精密機(jī)械、數(shù)控激光技術(shù)和材料科學(xué)為一體的全新制造技術(shù)。該技術(shù)因具有高度柔性和快速性等優(yōu)勢(shì)而得到了廣泛的研究和應(yīng)用。以快速成形為技術(shù)支撐的快速模具制造作為縮短產(chǎn)品開發(fā)時(shí)間及模具制作周期的先進(jìn)制造技術(shù)已成為當(dāng)前的重要研究課題和制造業(yè)核心技術(shù)之一。激光加工技術(shù)不同于傳統(tǒng)加工技術(shù)，是一種材料增加的加工技術(shù)，激光加工技術(shù)所具有的四大優(yōu)點(diǎn)十分適合于模具的成型，包括：(1)激光加工技術(shù)十分適合制造結(jié)構(gòu)復(fù)雜的構(gòu)件；(2)激光加工技術(shù)可以大大縮短生產(chǎn)周期；(3)激光加工技術(shù)在生產(chǎn)過程中能實(shí)現(xiàn)材料的“零”浪費(fèi)。(4)激光加工技術(shù)具有的快速加熱/冷卻成形機(jī)制往往使得成形件具有獨(dú)特的組織與性能?，F(xiàn)有的快速制模技術(shù)加工出的模具雖能達(dá)到較高的尺寸精度，但仍需通過后續(xù)的淬火、回火等熱處理過程使得模具的性能達(dá)到其服役條件。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：
本發(fā)明的目的是為解決現(xiàn)有制模技術(shù)中的工序復(fù)雜、成本高以及報(bào)廢率大等問題，提供一種利用激光3D打印技術(shù)直接獲得馬氏體模具鋼的方法，通過調(diào)整激光加工過程工藝參數(shù)，改善成形模具晶粒粗大問題，從而改善其機(jī)械性能。利用Mn、Ni、Cr等合金元素穩(wěn)定過冷奧氏體，在激光加工極大的冷卻速度下得到組織均勻的馬氏體，從而省去了后續(xù)的“淬火”過程，激光加工完畢后，成形模具被傳送裝置送入真空熱處理室完成回火過程以釋放其內(nèi)應(yīng)力，后處理完成后取出即得到目標(biāo)產(chǎn)品。本發(fā)明可大大縮短生產(chǎn)周期，降低生產(chǎn)成本，很大程度地控制產(chǎn)品報(bào)廢率。本發(fā)明的目的通過下述技術(shù)方案實(shí)現(xiàn)：利用激光3D打印技術(shù)直接獲得馬氏體模具鋼，具體包括如下步驟：(1)3D打印成型模具前的準(zhǔn)備掃描模型的生成：在計(jì)算機(jī)上建立模具的幾何模型，利用切片軟件將幾何模型分層離散為若干二維切片，各二維切片的幾何輪廓生成掃描模型；打印原料的配制：在鐵粉中摻雜Mn、Ni、Cr粉末，混合均勻干燥后形成3D打印混合金屬粉末；該3D打印混合金屬粉末中，Mn、Ni、Cr粉末添加的質(zhì)量百分比分別為2.0～2.2％，3.6％～4.2％，1.1％～1.4％；(2)3D打印成型模具根據(jù)步驟(1)中的掃描模型，使用激光打印成型設(shè)備，將步驟(1)中配制的3D打印混合金屬粉末疊層制造成型模具，具體地，包括如下步驟：a、控制成形腔體內(nèi)的氧含量低于10ppm；b、控制送粉裝置，將步驟(1)中配制的3D打印混合金屬粉末供送到成形缸體上，隨后利用自動(dòng)鋪粉裝置將前述的3D打印混合金屬粉末均勻鋪展在成形基板上；c、激光打印成型設(shè)備發(fā)射的激光按照步驟(1)中的掃描模型掃描成形基板上的3D打印混合金屬粉末至完全熔化后，形成模具單層截面；所用激光的激光線能量密度η介于150.0J/m至400.0J/m之間，所述的激光線能量密度η為激光功率P與掃描速度V的比值；d、每加工好一層，成形腔體下降一層粉末厚度的高度，根據(jù)步驟(1)中的掃描模型，重復(fù)步驟b、c，使3D打印混合金屬粉末逐層熔化，疊加堆積，最終獲得目標(biāo)模具成形件；(3)模具后處理加工完畢，成形模具被自動(dòng)送入真空熱處理室，低溫回火處理后隨爐冷卻到室溫即可得到成品。本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比，具有如下優(yōu)點(diǎn)和有益效果：(1)本發(fā)明可獲得具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的模具。成形模具具有較高的尺寸精度、表面光澤度。(2)本發(fā)明通過優(yōu)化加工工藝參數(shù)，利用Mn、Ni、Cr等合金元素的作用，在激光加工極大的冷卻速度下獲得組織均勻的馬氏體鋼，從而省去了后續(xù)繁瑣的“淬火”過程，大大縮短了制造周期，降低了生產(chǎn)成本和產(chǎn)品報(bào)廢率。(3)本發(fā)明通過調(diào)整工藝參數(shù)，控制激光加工工藝過程，可獲得致密度近乎100％的成形模具。激光加工過程中冷卻速度極大，導(dǎo)致過冷度很大，且晶粒來不及長(zhǎng)大，從而可以得到細(xì)小均勻的馬氏體鋼，機(jī)械性能更加優(yōu)良。(4)本發(fā)明采用真空熱處理的方法，對(duì)成形模具進(jìn)行回火處理，使得因快速加熱/冷卻產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力得到釋放，脆性降低，韌性增強(qiáng)，性能相比傳統(tǒng)方法所制造的模具要高很多。(5)本發(fā)明全過程自動(dòng)進(jìn)行，快速完成從金屬粉末到具有優(yōu)良性能的回火馬氏體模具鋼的成形過程，避免了一系列繁瑣的傳統(tǒng)工序。附圖說明：圖1為本發(fā)明一種利用激光3D打印技術(shù)直接獲得馬氏體模具鋼的方法原理圖。圖2為本發(fā)明一種利用激光3D打印技術(shù)具體實(shí)施方案一至四直接獲得馬氏體模具鋼的XRD圖譜。圖3為本發(fā)明不同η下3D打印成形件橫截面顯微組織SEM照片，其中：(a)η＝400J/m；(b)η＝250J/m；(c)η＝200J/m；(d)η＝150J/m；圖4為本發(fā)明不同η下SLM成形試樣橫截面微觀結(jié)構(gòu)光學(xué)照片：(a)η＝400J/m；(b)η＝250J/m；(c)η＝200J/m；(d)η＝150J/m；圖5為本發(fā)明一種利用激光3D打印技術(shù)具體實(shí)施方案一直接獲得馬氏體模具鋼并后處理的顯微組織照片。圖6為本發(fā)明一種利用激光3D打印技術(shù)具體實(shí)施方案四直接獲得馬氏體模具鋼并后處理的顯微組織照片。圖7為本發(fā)明不同η下直接獲得馬氏體模具鋼并后處理的顯微硬度圖。具體實(shí)施方式：為了使本發(fā)明的目的、技術(shù)方案及優(yōu)點(diǎn)更加清楚明白，下面結(jié)合具體實(shí)施例,對(duì)本發(fā)明的技術(shù)方案進(jìn)一步說明，本發(fā)明的的保護(hù)范圍并不受這些實(shí)施例的限制。實(shí)施例一如圖1所示，本發(fā)明所述的利用激光3D打印技術(shù)直接獲得馬氏體模具鋼的方法，包括以下步驟：(1)在計(jì)算機(jī)上建立模具的幾何模型，利用切片軟件對(duì)幾何模型進(jìn)行分層離散，由二維幾何輪廓生成掃描模型。(2)在鐵粉中加入相同粒度和同樣形狀的Mn、Ni、Cr粉末，鐵粉的平均粒徑為60μm，Mn、Ni、Cr粉末添加的質(zhì)量百分比分別為2.0％，4.0％，1.2％；金屬粉末混合均勻后放入烘干箱中干燥處理8h。(3)將基板水平固定在成形缸體上，調(diào)節(jié)水平基板和刮板的高度到合適的位置，保證刮板可以順利地將金屬粉末送入成形缸體內(nèi)。(4)先打開真空管道和真空泵抽真空一定程度后，再向成形腔體內(nèi)通入氬氣作為保護(hù)氣體，通入的氬氣的濃度不低于99.99％。重復(fù)抽真空和充入保護(hù)氣體各三次，控制成形腔體內(nèi)氧含量在8ppm的濃度范圍內(nèi)；然后將成形基板水平固定在成形缸體上，調(diào)節(jié)水平基板和送粉裝置的高度到合適的位置，保證送粉裝置可以順利地將金屬粉末送入成形缸體內(nèi)。(5)控制送粉裝置，將金屬粉末供送到成形缸體上，隨后將金屬粉末鋪展均勻。(6)激光通過激光發(fā)射系統(tǒng)，由出光口進(jìn)入成形室，按照之前確定的掃描路徑掃描金屬粉末，將金屬粉末完全熔化，形成模具單層截面；此時(shí)所用激光光斑直徑為60μm。激光的掃描方式為“S形正交層錯(cuò)”掃描，同時(shí)對(duì)成形模具的二維模型外輪廓進(jìn)行后溝邊，激光掃描速度為350mm/s；激光空跳速度為3500mm/s；激光功率為70W；掃描間距為60μm；此時(shí)激光線能量密度η為200J/m。(7)每加工好一層，成形缸體下降一層粉末厚度的高度，根據(jù)(1)中的掃描路徑，重復(fù)步驟(5)～(6)，使金屬粉末逐層熔化，堆積黏結(jié)，最終獲得目標(biāo)模具成形件；成形缸體每一次下降的高度為25μm。(8)加工完畢，成形模具被傳送裝置送入真空熱處理室，低溫回火處理后隨爐冷卻到室溫；低溫回火處理溫度為300℃，加熱速率10℃/min，處理時(shí)間5.5h后隨爐冷卻到室溫。(9)取出產(chǎn)品。圖5為本實(shí)施例激光加工及后處理后成形模具的顯微組織照片，從圖5可看出成形模具具有均勻、細(xì)小的回火馬氏體組織。實(shí)施例二：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一不同的是改變了金屬粉末中各組分配比以及步驟(6)中的激光工藝參數(shù)，具體是：Mn、Ni、Cr粉末添加的質(zhì)量百分比分別為2.2％，3.6％，1.4％將激光功率設(shè)定為60W，掃描速度設(shè)定為400mm/s，此時(shí)激光線能量密度η為150J/m。其他與具體實(shí)施方式一相同。實(shí)施例三：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一不同的是改變了金屬粉末中各組分配比以及在步驟(6)中的激光工藝參數(shù)，Mn、Ni、Cr粉末添加的質(zhì)量百分比分別為2.1％，4％，1.3％將激光功率設(shè)定為80W，掃描速度設(shè)定為200mm/s，此時(shí)激光線能量密度η為400J/m。其他與具體實(shí)施方式一相同。實(shí)施例四：本實(shí)施方式與具體實(shí)施方式一不同的是改變了金屬粉末中各組分配比以及在步驟(6)中的激光工藝參數(shù)，Mn、Ni、Cr粉末添加的質(zhì)量百分比分別為2.2％，4.2％，1.1％；將激光功率設(shè)定為62.5W，掃描速度設(shè)定為250mm/s，此時(shí)激光線能量密度η為250J/m。其他與具體實(shí)施方式一相同。圖6為本實(shí)施例激光加工及后處理后成形模具的顯微組織照片，從圖6可看出回火馬氏體組織除了具有均勻、細(xì)小的特征之外，還同時(shí)具有新穎的纏結(jié)結(jié)構(gòu)，這有利于進(jìn)一步提升成形模具的機(jī)械性能。表1給出了本發(fā)明具體實(shí)施方案一至四直接獲得的回火馬氏體模具鋼與利用傳統(tǒng)方法制造的模具鋼的力學(xué)性能對(duì)比。表1原理分析3D打印過程中，粉末發(fā)生完全熔化形成具有連續(xù)液相前沿的移動(dòng)熔池，此時(shí)激光掃描速度V對(duì)熔池的過冷度和凝固速度產(chǎn)生較大影響。熔池中凝固前沿的移動(dòng)速度Vs與V的關(guān)系可表示為：Vs＝Vcosθ(1)θ代表Vs與V之間的夾角3D打印過程中，熔池內(nèi)部動(dòng)力學(xué)過冷度可表示為：λ代表界面動(dòng)力學(xué)系數(shù)，ΔHf代表熔化潛熱，V0代表聲速(m/s)，kB代表玻爾茲曼常數(shù)，TL代表液相線溫度(K)。熔池中凝固前沿隨高能激光束的移離快速向前移動(dòng)，此時(shí)熔池具有較大的冷卻速度(102-106K/s)。同時(shí)，原始粉末中的Mn、Ni、Cr等合金元素具有降低馬氏體臨界冷卻速度的作用，使得熔池冷卻速度易達(dá)到馬氏體臨界冷卻速度，從而促進(jìn)淬火效應(yīng)，發(fā)生馬氏體相變。由于馬氏體是碳在α-Fe中的過飽和固溶體，過飽和的碳引起α-Fe的晶格畸變，使得晶胞中Z軸方向晶格常數(shù)增大，X、Y軸方向的晶格常數(shù)減小。通過Bragg方程：2dsinθ＝nλ(n＝1,2,3,...)(4)可知，晶格畸變使得晶格面間距d值增大，伴隨著衍射峰2θ角的減小。通常，馬氏體轉(zhuǎn)變伴隨著微觀體積的膨脹，從而對(duì)晶界產(chǎn)生相變應(yīng)力。隨著V的增大，由快速冷卻引起的熱應(yīng)力增大，在相變應(yīng)力和熱應(yīng)力的共同作用下，晶格常數(shù)受到影響，導(dǎo)致晶格面間距d值減少，對(duì)應(yīng)著衍射峰2θ角的正偏移。隨著V進(jìn)一步增大，根據(jù)公式(1)，此時(shí)熔池凝固前沿具有更大的移動(dòng)速度Vs，增大了熔池的過冷度(公式(2)(3))。熔池過冷度越大，晶核的臨界形核功越小，從而提高形核率，晶粒發(fā)生細(xì)化。隨著晶界的增多，馬氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的相變應(yīng)力以及熱應(yīng)力可以由更多的晶界所承擔(dān)，導(dǎo)致晶格常數(shù)的變化不是那么顯著，衍射峰2θ角減小。圖2公開了不同η下3D打印成形試樣的衍射峰相對(duì)于標(biāo)準(zhǔn)衍射峰的角度變化，可見在所有η下，成形試樣的衍射峰2θ角都小于標(biāo)準(zhǔn)的α-Fe衍射峰角度(2θ＝44.67°)，說明了馬氏體組織的轉(zhuǎn)變。圖3為不同η下SLM成形試樣橫截面典型的微觀組織SEM圖?？梢姡探M織均為板條馬氏體組織；許多平行的板條構(gòu)成一個(gè)板條束，板條馬氏體由不同位向的板條束組成。隨著η的降低，馬氏體組織發(fā)生了細(xì)化；而在η為200J/m時(shí)，形成的馬氏體組織分布最為均勻。影響馬氏體相變的因素很多。首先是冷卻速度，當(dāng)熔池的冷卻速度大于馬氏體臨界冷卻速度，過冷到馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms以下，就開始馬氏體相變，隨著溫度的降低，馬氏體轉(zhuǎn)變量逐漸增多，當(dāng)溫度降低到馬氏體轉(zhuǎn)變終了溫度Mf時(shí)轉(zhuǎn)變結(jié)束。而馬氏體臨界冷卻速度又跟粉體材料中的合金元素有關(guān)。在鐵粉中加入Mn、Ni、Cr等元素可以增加過冷奧氏體的穩(wěn)定性，降低馬氏體臨界冷卻速度，從而促進(jìn)馬氏體轉(zhuǎn)變。馬氏體轉(zhuǎn)變量取決于Ms與Mf的位置。過多的合金元素的加入會(huì)降低Ms點(diǎn)，增加成形試樣中殘余奧氏體的含量。本實(shí)驗(yàn)所用原始粉末中合金元素含量不多，對(duì)Ms點(diǎn)影響不大，但仍可有效地穩(wěn)定過冷奧氏體。在熔池的快速冷卻作用下，馬氏體轉(zhuǎn)變得以順利進(jìn)行。圖4為不同η下SLM成形試樣橫截面微觀結(jié)構(gòu)光學(xué)照片。當(dāng)η較低(150J/m)時(shí)，成形試樣表面存在較大的孔隙，孔隙呈現(xiàn)出不規(guī)則形貌[圖4(d)]。此時(shí)，成形試樣致密度僅為理論密度的89.40％。隨著η增大到200J/m，成形試樣的致密度得到了很大程度的改善，其表面僅存在少量微小孔隙，孔隙形狀為近圓形[圖4(c)]。此時(shí)，成形試樣致密度增加到理論密度的95.36％。η進(jìn)一步增加到250J/m，成形試樣表面接近全致密，可以觀察到連續(xù)、穩(wěn)定的熔池[圖4(b)]，此時(shí)成形致密度達(dá)到理論密度的98.12％。增大η到400J/m，成形試樣表面開始出現(xiàn)微小不規(guī)則孔隙[圖4(a)]，此時(shí)成形致密度下降為理論密度的94.17％。3D打印過程中形成液相量的多少對(duì)成形試樣凝固組織連續(xù)性、致密度產(chǎn)生很大影響。熔池中液相動(dòng)力粘度μ與溫度T的關(guān)系可表示為：m代表原子質(zhì)量，kB代表玻爾茲曼常數(shù)，T代表熔池中液相溫度，γ代表液相表面張力。當(dāng)η較低(150.0J/m)時(shí)，較低的T導(dǎo)致了較大的液相粘度μ，嚴(yán)重降低了熔體的潤(rùn)濕性，熔體的流動(dòng)性下降。同時(shí)，較大的V往往增加熔體的不穩(wěn)定性，不穩(wěn)定的液相線易分裂成球形的團(tuán)聚物，以降低其表面能達(dá)到平衡狀態(tài)，導(dǎo)致“球化效應(yīng)”的產(chǎn)生，從而造成較大孔隙的出現(xiàn)。隨著η增大到200J/m，此時(shí)μ隨熔池溫度的升高而降低，液相的流動(dòng)性及潤(rùn)濕性提高，成形致密度得到很大程度的改善。成形試樣表面仍分布著少量近圓形孔隙，這與成形過程中氣體的析出有關(guān)。通常，金屬液體對(duì)氣體的溶解能力遠(yuǎn)大于固態(tài)金屬，高能激光束作用于金屬粉末使其完全熔化成液體，此時(shí)液態(tài)金屬具有較高的氣體溶解度。接下來的凝固過程中，從液態(tài)金屬中析出的氣體分子發(fā)生聚集，形成氣泡。由于V較快，氣泡來不及在熔池凝固之前逸出熔池表面，則被保留下來形成近圓形的孔隙。隨著η增大到250J/m，熔體中的氣體有足夠的時(shí)間在熔池凝固之前逸出，此時(shí)激光能量足夠大，熔體得以均勻鋪展，層與層之間形成連續(xù)、均勻的冶金結(jié)合，從而提高了成形試樣的致密度。η進(jìn)一步增大到400J/m，此時(shí)呈高斯分布的激光能量過大，熔池中產(chǎn)生了顯著的溫度梯度，溫度梯度引起液相形成較大的表面張力梯度，導(dǎo)致液相流動(dòng)產(chǎn)生Marangoni流。η的增大伴隨著Marangoni流的增強(qiáng)，從而增大SLM過程中的“球化”傾向，不斷前進(jìn)的液相前沿出現(xiàn)金屬球化物，引起“球化”效應(yīng)。連續(xù)出現(xiàn)的金屬球化物會(huì)對(duì)下一層的鋪粉產(chǎn)生影響，降低鋪粉質(zhì)量，從而降低成形試樣致密度。η＝150.0J/m和η＝400J/m所對(duì)應(yīng)的成形試樣由于殘余孔隙較多，致密度較差，平均顯微硬度值較低，分別為620.5HV0.2和609.3HV0.2，摩擦系數(shù)分別為0.75和0.62，磨損率分別為8.6×10-5mm3/(Nm)和5.7×10-5mm3/(Nm)。此外，成形試樣的硬度測(cè)量值波動(dòng)較大，這與孔隙的不均勻分布和組織不均勻有關(guān)。η＝200J/m和η＝250J/m所對(duì)應(yīng)的成形試樣中殘余孔隙較少，致密性較好，馬氏體組織分布均勻、細(xì)小，硬度測(cè)量值波動(dòng)較小，平均顯微硬度值達(dá)689.5HV0.2和659.6HV0.2，摩擦系數(shù)分別為0.44和0.58，磨損率分別為2.3×10-5mm3/(Nm)和3.8×10-5mm3/(Nm)?？梢姡S著工藝參數(shù)的優(yōu)化，成形試樣耐磨性有明顯提高。比較η＝200J/m與η＝250J/m時(shí)成形試樣的硬度及耐磨性，可見前者具有更加優(yōu)良的力學(xué)性能，這是因?yàn)殡S著V增加到400mm/s，即使成形致密度有所降低，但較大的冷卻速度導(dǎo)致的細(xì)晶強(qiáng)化對(duì)成形試樣性能的影響更為顯著，從而增加了成形試樣的硬度和耐磨性。綜上所述：1)鐵基合金SLM成形試件的致密度與加工過程中的η密切相關(guān)。經(jīng)優(yōu)化SLM工藝參數(shù)，當(dāng)η為250J/m時(shí)，熔體鋪展均勻，層與層之間形成連續(xù)、均勻的冶金結(jié)合，成形致密度提升到98.12％。2)通過激光加工過程中的快速冷卻作用可以獲得具有均勻細(xì)化馬氏體組織的鐵基合金SLM成形試件。原始粉末中的Mn、Ni、Cr等合金元素可確保馬氏體轉(zhuǎn)變的順利進(jìn)行。3)當(dāng)η＝200J/m時(shí)，成形試樣平均顯微硬度可達(dá)689.5HV0.2，摩擦系數(shù)平均值為0.44，磨損率為2.3×10-5mm3/(Nm)，具有優(yōu)良的耐磨性能。