鐳射增材鋼製造（5）

江蘇鐳射聯盟導讀：

本文探討了鐳射製造鋼的工藝進展以及面臨的挑戰。本文為第五部分。

奧氏體鋼

各種奧氏體不鏽鋼（如316L和304L）已使用不同的LAM技術進行加工，L-DED是最常用的。

表4總結了近年來LAM在不鏽鋼方面的工作，重點是原料、鐳射型別、孔隙率和機械效能（即硬度和拉伸效能）。如圖1所示，316L是LAM最常用的奧氏體不鏽鋼，因為其綜合機械效能、耐腐蝕性和高AM加工性。術語“可加工性”旨在描述原料材料透過LAM成功加工成塊狀材料而不發生故障的能力，以及滿足特定應用的機械、冶金和功能要求的能力。

然而，沒有正式統一的定義或標準測試方法來評估特定材料的可加工性。一般來說，具有良好焊接性的合金可能具有良好的AM加工性。因此，由於冶金工藝，尤其是L-DED工藝的相似性，鋼的可加工性排名可以參考廣泛報道的可焊性結果。此外，如表4所示，除了Syed及其同事使用316L不鏽鋼絲外，所有其他研究人員都使用粒度在10到180之間的球形粉末以μm為原料。表4還表明，LAM生產的大多數316L不鏽鋼零件幾乎完全緻密。表4中密度相對較低的幾個案例歸因於使用的未最佳化工藝引數［。如“LAM加工變數的影響”一節所述，透過最佳化加工引數，可以降低LAM加工鋼的孔隙率（見圖6）。

圖1 （a）發表關於各類鋼材LAM的論文數量；（b）不同類別鋼的LAM研究工作所佔的百分比。資料來自2020年4月之前發表的論文。

圖6 工藝引數對L-PBF和L-DED製備的鋼試樣氣孔率的影響：（a）鐳射功率；（b）粉進料速度；（c）掃描間距；（d）塗層厚度和鐳射功率；（e）掃描速度和層厚；（f）掃描速度

表4 316L不鏽鋼樣品的拉伸效能（硬度值根據ASTM F140-97標準轉換為HV）。

如圖26所示，L-DED型奧氏體鋼和L-PBF型奧氏體鋼樣品均表現出週期性的熔池特徵。清晰的層和熔池邊界可見。Wen等人報道了熔池邊界附近非金屬元素（即C、O和Si）的成分波動，這對LAM部件的效能有害。一些研究人員還報告說，與熔池中心相比，熔池邊界（mpb）附近的晶粒更粗，因此認為熔池的行為類似於焊接的熱影響區（HAZ）。這可能是由於在構建後續層時，如果層重疊太多，現有層就會過熱。因此，如果適當最佳化工藝引數，這種現象在LAM生產的奧氏體不鏽鋼中很少被報道（見圖9、19、22）。相比之下，大多數EBSD取向圖顯示，由於mpb處的冷卻速度較高，與熔體中心相比，mpb附近的晶粒更細（圖9）。對比圖26（a）和圖26（d）可以看出，由於在L-DED過程中相對較高的能量輸入和較大的束尺寸，L-PBF構建的316L鋼的熔體池尺寸（深度和寬度）是L-PBF構建試樣的數倍。

圖26 （a-c） L-DED建造的和（d，e） L-PBF建造的316L不鏽鋼樣品中熔體池和胞狀結構的典型形態；（g） L-PBF製備的316L鋼試樣截面的SEM影象；（h）顯示凝固細胞的亮場透射電鏡影象；（i）高角度環形暗場STEM影象，顯示凝固細胞，如h所示；（j）細胞結構的TEM-EDS圖。

用Cu Kα射線在PANalytical蒼天上進行了x射線衍射分析。所有樣品的步長均為0。01°。拉伸片尺寸為14 × 36 × 10 mm3。然後透過電火花加工方法加工到拉伸貼片尺寸（見下圖（d））。樣品先用320砂紙磨，再用1000砂紙磨。拉伸試驗在Instron靜態測試儀（5569系列）上進行，應變速率為2。65 × 10−4/s。在中斷之前一直使用觸點引伸計。每組至少測試了三個樣品。

利用SLM AM過程設計所需特性的流程圖概述。

LAM生產的316L和304L樣品中最常見的相組成是具有面角立方（FCC）晶體結構的單奧氏體。

這與透過傳統鑄造或焊接工藝製造的產品一致（表3）。這是由於奧氏體鋼的Creq/Nieq範圍為1。25–1。95，導致上述AF或FA凝固模式。偶爾在大功率L-DED工藝中，由於枝晶邊界處的溶質偏析，冷卻速度相對較低時，在枝晶間邊界上檢測到少量鐵素體，尤其是在鐵素體形成元素（如Cr和Mo）中。然而，在LAM生產的奧氏體不鏽鋼中還沒有馬氏體相變的報道。

圖9、19和22顯示了LAM生產的316L鋼的晶粒形態和織構。

由於透過襯底的定向熱釋放，沿構建方向生長的細長柱狀晶粒是一個常見特徵，這導致在凝固過程中外延生長。對於立方晶體結構，柱狀晶粒傾向於<001>方向生長，這與最大熱流方向（最陡的熱梯度）相反。因此，在奧氏體鋼中，通常會產生沿構建方向的、與散熱路徑相反的強烈<001>晶體織構。如前所述，在“LAM加工變數的影響”一節中，<011>由於不同的LAM工藝引數導致熔池幾何形狀的差異，沿構建方向的結晶織構也被報告。

圖9 鐳射功率分別為380 W （a）和950 W （b）時，L-PBF製備的316L不鏽鋼樣品的晶體織構（a，b）和拉伸效能（c）。晶體方向沿建築方向觀察，如圖（a）所示箭頭所示。380 W （c，d）和950 W （e，f）［23］樣品的動力學蒙特卡羅模擬結果的等距和正面檢視。

圖19 EBSD方點陣圖在L-PBF搭建的316L薄壁樣品的搭建方向上，不同厚度（a）和傾角（b）。

圖22 不同線性熱輸入下縱向L-DED構建304L樣本的EBSD逆極點圖：（a，b）線性熱輸入 = 271 J mm–1，（c，d）線性熱輸入 = 377 J mm-1；（e）從低功率壁和高功率壁兩個方向提取的304L樣品，以及從退火基板提取的樣品的拉伸應力-應變曲線；（f）縱向試樣的抗拉強度隨薄壁試樣底部距離的變化。

如圖9和圖22所示，由於L-DED過程中相對較低的冷卻速率，L-DED製造樣品中的晶粒尺寸大於L-PBF製造零件中的晶粒尺寸。

合金凝固組織的形態取決於G/R和G×R的綜合效應，其中G是熱梯度（K m–1），R是凝固速率（m s-1）。比值G/R決定凝固模式，而產品G×R決定凝固微觀結構的規模。降低G/R比促進了從平面到胞狀、然後到柱狀枝晶和等軸枝晶的形態轉變，而增加G×R值則細化了凝固微觀結構。因此，L-DED過程中較高的能量密度通常會導致較低的G，從而導致較小的G×R值，這對應於較粗的晶粒。因此，L-DED構建樣品的微觀結構通常比L-PBF構建的對應物粗糙。有趣的是，這也適用於亞晶粒結構，如圖11所示。此外，L-DED過程中較低的熱梯度也對應較小的G/R值。因此，在L-DED中，由於高能量輸入，樹突生長比細胞生長更常見。然而，由於高的熱梯度，在L-PBF製造的316L樣品中，亞晶粒結構的枝晶生長尚未報道。

在每個熔池軌跡內，通常在奧氏體鋼中觀察到細亞晶粒結構，例如胞狀和有時樹枝狀結構，如圖26（a–f）所示。

值得注意的是，如圖26（e）所示，細胞或樹突結構在縱向和橫向上看起來不同。這些亞晶粒結構多次被錯誤地視為晶粒［60］，直到EBSD圖譜澄清同一晶粒中的細胞具有相同的取向。一般來說，L-DED製造的316L不鏽鋼的細胞結構尺寸比L-PBF製造的大得多（見圖26（c，f））［63］。如上所述，這也是因為與L-PBF工藝相比，L-DED工藝的冷卻速率相對較低（G×R值較低）。此外，L-DED過程中較低的熱梯度也會導致較低的G/R值。因此，在使用高功率L-DED構建的樣品中，有時發現亞晶粒結構是樹枝狀生長而不是細胞生長。然而，由於高的熱梯度，在L-PBF製造的316L樣品中，亞晶粒結構的枝晶生長從未被報道。

此外，

沿這些亞微米胞狀結構的壁觀察到高密度位錯、微尺度偏析（例如Cr和Mo）和奈米級矽酸鹽沉澱（見圖26（g–j））。

成品316L鋼的位錯密度約為1014–1015 m mm–3，遠高於退火鍛造樣品（109–1010 m mm–3）。在L-DED製造的316L鋼中也報告了類似的結果。人們認為，兩種工藝中快速凝固過程中的熱收縮應力都會產生應變，從而產生高密度位錯，這似乎與焊接工藝相似。然而，Saeidi等人提出，位錯的高密度可能與廣泛報道的胞狀結構有關，這將在“雙相鋼”一節中進一步討論。此外，在LAM生產的316L鋼零件中，沿胞間壁的微尺度偏析已被廣泛報道，這使位錯釘扎得以改善，從而導致孿晶。然而，溶質分佈的不均勻性和非平衡微觀結構也被證明會降低耐腐蝕性。此外，由於LAM過程中的原位氧化，沿細胞間壁檢測到含矽和錳的氧化物（圖26（i–j））。這些夾雜物被認為是導致耐腐蝕性降低的另一個原因。需要進一步研究LAM生產的奧氏體不鏽鋼的腐蝕行為。

316L粉末原料和PBF-L合金在拋光和蝕刻條件下的XRD光譜。所有掃描均顯示FCC奧氏體相的存在，在PBF-L 316L資料中，細微的峰值加寬是明顯的。

PBF-L 316L合金的XRD光譜如上圖所示，與在原料粉末上獲得的測量值相關。首先對單個樣品進行表面拋光分析，然後對蝕刻表面進行測量，以檢查氧化物的形成。粉末樣品上的反射指數顯示存在FCC奧氏體相，該相透過PBF-L處理保留。PBF-L樣品中峰的展寬和強度降低歸因於快速凝固合金中微觀結構的細化。然而，峰值仍然太尖銳，無法區分大小和應變加寬與儀器加寬，因此，透過舍勒、威廉姆森-霍爾或沃倫-艾弗巴赫方法估算晶粒大小將無法準確表示晶粒大小。最後，拋光和蝕刻樣品的光譜相同，表明蝕刻過程不會產生厚的表面氧化物或其他金屬間相。

Wang及其同事報告稱，L-PBF製造的316L不鏽鋼呈現出廣泛的晶粒尺寸分佈，包括大部分低角度晶界（LAGBs，2°）−10°， ∼41%的GBs）和波紋狀顆粒形狀。認為LAM處理鋼中LAGBs的高密度與常見的晶內取向錯誤有關。如圖19和22所示，單個晶粒內顏色的細微差異表明奧氏體鋼中亞晶粒間的晶粒內取向錯誤。Andrew及其同事［245］進行的3D EBSD表徵表明，柱狀晶粒中的這些晶粒內錯向不是隨機分佈的，而是沿著柱狀晶粒的構建/凝固方向增加的，最高的錯向聚集在晶粒的最後凝固區域周圍。人們認為，取向錯誤的累積與晶粒內的溶質偏析有關。獨特的高度不均勻的微觀結構提高了機械效能，這將在“機械效能”一節中進一步討論。

鐵素體鋼

與奧氏體鋼相比，鐵素體鋼具有相對較低的熱膨脹係數，因此更適合於需要較高熱疲勞抗力的應用。

然而，直到Karlsson等人最近研究了用L-PBF製造的AISI 441鋼的微觀結構和機械行為後，才對這種不鏽鋼的LAM進行了研究。AISI 441鋼是一種典型的固溶體強化鐵素體不鏽鋼，加入少量Nb和Ti以提高高溫下的強度。

通常，

在常規熱軋和L-PBF製造的AISI 441鋼中，初生相均為體心立方（bcc）鐵素體。

然而，如表3所示，偶爾在熱軋樣品中觀察到錫和鈮（C，N）相，但在L-PBF樣品中沒有觀察到。這是由於冷卻速度極高∼106K s–1［8］在LAM過程中，抑制了TiN和NB（C，N）相的形成。此外，與LAM生產的奧氏體不鏽鋼（圖27）類似，L-PBF製造的AISI 441鋼具有周期性熔池特徵（圖27（a））。EBSD圖顯示了AISI 441鋼熔池中的非均勻晶粒形態，其中可以觀察到從沿熔池邊界的細等軸晶粒（由圖27（a）中的虛線標記）過渡到熔池中心的細柱狀晶粒。

圖27 L-PBF製造的AISI 441鋼的微觀結構（鐳射功率為60W，掃描速度為120 嗯 s–1）：（a）EBSD取向圖，IPF顏色程式碼代表晶粒取向，虛線曲線顯示熔池邊界；（b）高倍SEM顯微照片，顯示由剛玉顆粒（紅色箭頭）和鈮偏析（藍色箭頭）裝飾的細胞結構；（c） HAADF顯微照片和相應的EDS圖，顯示了剛玉顆粒的組成。

如上所述，這歸因於熔池中不同位置的熱歷史變化，這已在LAM和焊接工藝中得到證實［8149］。然而，與在LAM製造後具有大的、有紋理的柱狀晶粒的奧氏體不鏽鋼不同（圖9和26），L-PBF製造的AISI 441鋼具有更細的平均晶粒尺寸∼1。7μm。此外，大量隨機取向等軸晶粒的形成也導致了L-PBF製造的AISI 441鋼中的無織構微觀結構，如圖27（a）所示的IPF顏色所證實。這種細粒度微觀結構在鑄造和焊接對應物中鮮有報道。人們認為，與L-PBF工藝相關的極高冷卻速率（∼106K s–1）負責微觀結構的細化。此外，在L-PBF製備過程中原位形成的TiN奈米顆粒也有助於晶粒細化。Durga等人最近的一項研究報告稱，在L-PBF製造過程中，AISI 441鋼中的Ti與N發生反應，在液體中形成TiN奈米顆粒。

由於TiN和鐵素體之間的晶格失配程度較低，TiN顆粒可以作為異質形核點，在凝固時促進鐵素體的形核，從而形成細晶粒的微觀結構。

然而，在卡爾森的工作中，XRD沒有檢測到錫，這可能是因為其體積分數較低。對L-PBF製造的AISI 441鋼（圖27（b））的微觀結構進行了更詳細的檢查，發現其具有極細的胞狀結構，類似於圖27所示的奧氏體鋼。球形富鈦剛玉顆粒大小為∼50 如圖27（c）所示，EDS分析證實，奈米分散在細胞內。其分散分佈表明，這些顆粒直接由液體形成。此外，觀察到Nb沿晶胞邊界偏析，這在後退火過程中增強，導致Fe2Nb Laves的形成。

雙相鋼

雙相不鏽鋼（DSS）在微觀結構中由幾乎等量的鐵素體和奧氏體組成。

在過去的幾十年中，DSS由於具有更高的強度和耐腐蝕性，已越來越多地應用於各個行業（如化工、海洋工程），以取代奧氏體不鏽鋼。採用LAM工藝研究了兩種雙相鋼。它們是2507（UNS S32750）和2205（UNS S31803）DSS。到目前為止，所有這些雙相鋼樣品都是使用L-PBF裝置製造的。

L-PBF構建的2205 DSS的EBSD相點陣圖（圖28（a，b））表明，構建的樣品幾乎完全是鐵素體的（∼99%體積分數），沿鐵素體晶界有少量奧氏體。在其他經LAM處理的DSS樣品中報告了類似的相組成。然而，在傳統焊接工藝中，奧氏體相的比例要高得多，高達68%。奧氏體分數的差異與冷卻速度有關。通常，L-PBF工藝的功率（通常低於1 功率遠低於焊接（從幾千瓦到50千瓦）千瓦），從而降低能量密度，從而提高冷卻速度（∼106K s–1），在L-PBF期間，在較高溫度範圍內抑制δ-鐵素體向奧氏體的轉變。

因此，

與傳統焊接工藝不同，後熱處理對於恢復L-PBF製造的DSS樣品中的雙相結構是必要的，這將在“後處理”一節中進一步討論。

如上所述，與L-PBF工藝相比，L-DED工藝期間的能量密度相對較高，這可能導致L-DED製造樣品中的奧氏體含量較高。因此，在不進行後熱處理的情況下，透過L-DED工藝可以直接獲得近似相等的雙相結構，這需要實驗驗證。

圖28 EBSD取向地圖（a， c）和相位地圖（b， d）的L-PBF建造2205 DSS的標本（250 W的鐳射功率、掃描速度的850 mm s - 1層厚度0。05毫米和0。1毫米的孵化空間），（a， b）和（c， d）熱處理後在1000°c 60最低為1：鐵素體相是染了紅色和奧氏體相的藍色階段地圖；TEM影象顯示，在L-PBF製備的2507個DSS樣品（鐳射功率為190 W，掃描速度為750 mm s-1，層厚為0。02 mm，缺口空間為0。1 mm）中存在高密度的位錯（e）和氮化鉻（f）。

利用光學顯微鏡對316L不鏽鋼蝕刻表面的顯微組織進行了研究，並與變形的316L板材進行了比較。如下圖a所示，在Vilella腐蝕30分鐘後，後者表現出等軸的晶粒結構，晶粒尺寸為10 ~ 20µm。相反，在pfc - l316l樣品上進行25分鐘的Vilella刻蝕，顯示了下圖2b所示的非均勻微觀結構。由鐳射掃描模式和區域性熔化區域的快速凝固形成的網狀熔池排列成編織狀。這種累積的快速凝固組織在PBF-L合金中很常見，導致相對於名義成分相同的變形材料，其顯微組織長度尺度有很大的不同。

（a） 316L不鏽鋼片在Vilella試劑中蝕刻30分鐘後的光學顯微圖，（b） PBF-L 316L不鏽鋼在Vilella試劑中蝕刻25分鐘後的光學顯微圖。

如圖28（e）所示，在已建成2507 DSS的整個鐵素體基體中可以觀察到高密度位錯環，這與LAM生產的奧氏體鋼類似（圖26（h））。根據Hengsbach等人，高位錯密度是後續熱處理中再結晶和奧氏體形核的驅動力。值得注意的是，LAM處理的雙相鋼和奧氏體鋼中高密度位錯的形成機制可能不同。對於鐳射熔化的316L鋼，位錯僅分佈在胞狀邊界附近。有人提出，由於快速凝固過程中大Mo原子均勻合金化的緩慢動力學，由成分波動形成了胞狀結構。Saeidi等人提出，樣品中沿亞晶界的高密度位錯是由於奧氏體晶格中錯位鉬的富集。

此外，

沿亞晶界形成球形奈米夾雜物也會產生區域性應力，促進位錯增殖。

這與傳統焊接或鍛造鋼不同，後者的位錯通常會被誘導的高應力倍增。然而，在L-PBF構建的DSS中，沒有觀察到典型的亞微米蜂窩結構。位錯的產生被認為是鐳射輻照誘導的過飽和空位的結果。在LAM工藝的快速凝固過程中，鐳射輻照預計會將過飽和空位引入輻照晶體。空位偏析和塌陷導致晶體固體中位錯環和空穴的形成。請注意，到目前為止，在LAM生產的DSS中沒有微偏析和成分波動的報告。因此，LAM處理的雙相鋼和奧氏體鋼之間位錯增殖機制的差異仍需進一步研究。關於胞狀結構的形成機制以及相應的位錯、偏析和氧化物的更多細節，可在綜述中找到。

與奧氏體鋼類似，在L-PBF構建的2205 DSS中觀察到沿構建方向取向的柱狀晶粒外延生長。

如上所述，強<001>織構廣泛存在於具有立方晶體結構的LAM加工合金中。在L-PBF建造的2205和2507 DSS樣本中，在建築方向上的強<001>對齊已確定［250255］。然而，對於在每層之間使用66°旋轉掃描策略製造的樣品，優選晶體取向的強度要弱得多。因此，旋轉掃描策略似乎可以有效地最小化紋理。

參考文獻：Gibson I， Rosen DW， Stucker B。 Additive manufacturing technologies。Vol。 17。 Cham， Switzerland： Springer； 2014。 Brandt M。 Laser additivemanufacturing： materials， design， technologies， and applications。 Duxford：Woodhead Publishing； 2016。

江蘇鐳射聯盟陳長軍原創作品！