激光制造钢的工艺进展以及面临的挑战（五）

导读：本文探讨了激光制造钢的工艺进展以及面临的挑战。本文为第五部分。
奥氏体钢
各种奥氏体不锈钢（如316L和304L）已使用不同的LAM技术进行加工，L-DED是最常用的。表4总结了近年来LAM在不锈钢方面的工作，重点是原料、激光类型、孔隙率和机械性能（即硬度和拉伸性能）。如图1所示，316L是LAM最常用的奥氏体不锈钢，因为其综合机械性能、耐腐蚀性和高AM加工性。术语“可加工性”旨在描述原料材料通过LAM成功加工成块状材料而不发生故障的能力，以及满足特定应用的机械、冶金和功能要求的能力。
然而，没有正式统一的定义或 标准测试方法来评估特定材料的可加工性。一般来说，具有良好焊接性的合金可能具有良好的AM加工性。因此，由于冶金工艺，尤其是L-DED工艺的相似性，钢的可加工性排名可以参考广泛报道的可焊性结果。此外，如表4所示，除了Syed及其同事使用316L不锈钢丝外，所有其他研究人员都使用粒度在10到180之间的球形粉末以μm为原料。表4还表明，LAM生产的大多数316L不锈钢零件几乎完全致密。表4中密度相对较低的几个案例归因于使用的未优化工艺参数[。如“LAM加工变量的影响”一节所述，通过优化加工参数，可以降低LAM加工钢的孔隙率（见图6）。

图1 (a)发表关于各类钢材LAM的论文数量;(b)不同类别钢的LAM研究工作所占的百分比。数据来自2020年4月之前发表的论文。


图6 工艺参数对L-PBF和L-DED制备的钢试样气孔率的影响:(a)激光功率;(b)粉进料速度;(c)扫描间距;(d)涂层厚度和激光功率;(e)扫描速度和层厚;(f)扫描速度

表4 316L不锈钢样品的拉伸性能(硬度值根据ASTM F140-97标准转换为HV)。


如图26所示，L-DED型奥氏体钢和L-PBF型奥氏体钢样品均表现出周期性的熔池特征。清晰的层和熔池边界可见。Wen等人报道了熔池边界附近非金属元素(即C、O和Si)的成分波动，这对LAM部件的性能有害。一些研究人员还报告说，与熔池中心相比，熔池边界(mpb)附近的晶粒更粗，因此认为熔池的行为类似于焊接的热影响区(HAZ)。这可能是由于在构建后续层时，如果层重叠太多，现有层就会过热。因此，如果适当优化工艺参数，这种现象在LAM生产的奥氏体不锈钢中很少被报道(见图9、19、22)。相比之下，大多数EBSD取向图显示，由于mpb处的冷却速度较高，与熔体中心相比，mpb附近的晶粒更细(图9)。对比图26(a)和图26(d)可以看出，由于在L-DED过程中相对较高的能量输入和较大的束尺寸，L-PBF构建的316L钢的熔体池尺寸(深度和宽度)是L-PBF构建试样的数倍。


图26 (a-c) L-DED建造的和(d,e) L-PBF建造的316L不锈钢样品中熔体池和胞状结构的典型形态;(g) L-PBF制备的316L钢试样截面的SEM图像;(h)显示凝固细胞的亮场透射电镜图像;(i)高角度环形暗场STEM图像，显示凝固细胞，如h所示;(j)细胞结构的TEM-EDS图。

用Cu Kα射线在PANalytical苍天上进行了x射线衍射分析。所有样品的步长均为0.01°。拉伸片尺寸为14 × 36 × 10 mm3。然后通过电火花加工方法加工到拉伸贴片尺寸(见下图(d))。样品先用320砂纸磨，再用1000砂纸磨。拉伸试验在Instron静态测试仪(5569系列)上进行，应变速率为2.65 × 10−4/s。在中断之前一直使用触点引伸计。每组至少测试了三个样品。


利用SLM AM过程设计所需特性的流程图概述。

LAM生产的316L和304L样品中最常见的相组成是具有面角立方（FCC）晶体结构的单奥氏体。这与通过传统铸造或焊接工艺制造的产品一致（表3）。这是由于奥氏体钢的Creq/Nieq范围为1.25�C1.95，导致上述AF或FA凝固模式。偶尔在大功率L-DED工艺中，由于枝晶边界处的溶质偏析，冷却速度相对较低时，在枝晶间边界上检测到少量铁素体，尤其是在铁素体形成元素（如Cr和Mo）中。然而，在LAM生产的奥氏体不锈钢中还没有马氏体相变的报道。

图9、19和22显示了LAM生产的316L钢的晶粒形态和织构。由于通过衬底的定向热释放，沿构建方向生长的细长柱状晶粒是一个常见特征，这导致在凝固过程中外延生长。对于立方晶体结构，柱状晶粒倾向于<001>方向生长，这与最大热流方向（最陡的热梯度）相反。因此，在奥氏体钢中，通常会产生沿构建方向的、与散热路径相反的强烈<001>晶体织构。如前所述，在“LAM加工变量的影响”一节中，<011>由于不同的LAM工艺参数导致熔池几何形状的差异，沿构建方向的结晶织构也被报告。

图9 激光功率分别为380 W (a)和950 W (b)时，L-PBF制备的316L不锈钢样品的晶体织构(a,b)和拉伸性能(c)。晶体方向沿 建筑方向观察，如图(a)所示箭头所示。380 W (c,d)和950 W (e,f)[23]样品的动力学蒙特卡罗模拟结果的等距和正面视图。


图19 EBSD方位图在L-PBF搭建的316L薄壁样品的搭建方向上，不同厚度(a)和倾角(b)。


图22 不同线性热输入下纵向L-DED构建304L样本的EBSD逆极点图：（a，b）线性热输入 = 271 J mm�C1，（c，d）线性热输入 = 377 J mm-1；（e）从低功率壁和高功率壁两个方向提取的304L样品，以及从退火基板提取的样品的拉伸应力-应变曲线；（f）纵向试样的抗拉强度随薄壁试样底部距离的变化。

如图9和图22所示，由于L-DED过程中相对较低的冷却速率，L-DED制造样品中的晶粒尺寸大于L-PBF制造零件中的晶粒尺寸。合金凝固组织的形态取决于G/R和G×R的综合效应，其中G是热梯度（K m�C1），R是凝固速率（m s-1）。比值G/R决定凝固模式，而产品G×R决定凝固微观结构的规模。降低G/R比促进了从平面到胞状、然后到柱状枝晶和等轴枝晶的形态转变，而增加G×R值则细化了凝固微观结构。因此，L-DED过程中较高的能量密度通常会导致较低的G，从而导致较小的G×R值，这对应于较粗的晶粒。因此，L-DED构建样品的微观结构通常比L-PBF构建的对应物粗糙。有趣的是，这也适用于亚晶粒结构，如图11所示。此外，L-DED过程中较低的热梯度也对应较小的G/R值。因此，在L-DED中，由于高能量输入，树突生长比细胞生长更常见。然而，由于高的热梯度，在L-PBF制造的316L样品中，亚晶粒结构的枝晶生长尚未报道。

在每个熔池轨迹内，通常在奥氏体钢中观察到细亚晶粒结构，例如胞状和有时树枝状结构，如图26（a�Cf）所示。值得注意的是，如图26（e）所示，细胞或树突结构在纵向和横向上看起来不同。这些亚晶粒结构多次被错误地视为晶粒[60]，直到EBSD图谱澄清同一晶粒中的细胞具有相同的取向。一般来说，L-DED制造的316L不锈钢的细胞结构尺寸比L-PBF制造的大得多（见图26（c，f））[63]。如上所述，这也是因为与L-PBF工艺相比，L-DED工艺的冷却速率相对较低（G×R值较低）。此外，L-DED过程中较低的热梯度也会导致较低的G/R值。因此，在使用高功率L-DED构建的样品中，有时发现亚晶粒结构是树枝状生长而不是细胞生长。然而，由于高的热梯度，在L-PBF制造的316L样品中，亚晶粒结构的枝晶生长从未被报道。

此外，沿这些亚微米胞状结构的壁观察到高密度位错、微尺度偏析（例如Cr和Mo）和纳米级硅酸盐沉淀（见图26（g�Cj））。成品316L钢的位错密度约为1014�C1015 m mm�C3，远高于退火锻造样品（109�C1010 m mm�C3）。在L-DED制造的316L钢中也报告了类似的结果。人们认为，两种工艺中快速凝固过程中的热收缩应力都会产生应变，从而产生高密度位错，这似乎与焊接工艺相似。然而，Saeidi等人提出，位错的高密度可能与广泛报道的胞状结构有关，这将在“双相钢”一节中进一步讨论。此外，在LAM生产的316L钢零件中，沿胞间壁的微尺度偏析已被广泛报道，这使位错钉扎得以改善，从而导致孪晶。然而，溶质分布的不均匀性和非平衡微观结构也被证明会降低耐腐蚀性。此外，由于LAM过程中的原位氧化，沿细胞间壁检测到含硅和锰的氧化物（图26（i�Cj））。这些夹杂物被认为是导致耐腐蚀性降低的另一个原因。需要进一步研究LAM生产的奥氏体不锈钢的腐蚀行为。


316L粉末原料和PBF-L合金在抛光和蚀刻条件下的XRD光谱。所有扫描均显示FCC奥氏体相的存在，在PBF-L 316L数据中，细微的峰值加宽是明显的。