選區(qū)激光熔化成形和熱處理工藝參數(shù)對316L鋼試塊的力學(xué)性能和表面質(zhì)量的影響

李京贊 劉玉德 石文天 王 朋 張 媛

(北京工商大學(xué)材料與機(jī)械工程學(xué)院，北京 100048)

金屬3D打印是在制造業(yè)有廣闊發(fā)展前景的先進(jìn)技術(shù)，選區(qū)激光熔化(selective laser melting，SLM)是金屬3D打印的重要分支[1]。SLM是一種快速成形技術(shù)，Vandenbroucke等[2]曾采用SLM生產(chǎn)醫(yī)用零件。SLM解決了傳統(tǒng)方法存在的周期長、成本高、加工難等問題，所以在復(fù)雜異型件的加工及工件的快速成形方面具有突出的優(yōu)勢[3]。SLM技術(shù)的發(fā)展主要是提高激光功率以提高成形效率、可控多孔材料制造、微小件成形、一次成形制造等[4]。

Louvis等[5]認(rèn)為，采用SLM技術(shù)成形時(shí)，激光功率應(yīng)較高(最低150 W)，掃描速率應(yīng)較低(100～300 mm/s)。Prashanth等[6]研究表明，退火可改善SLM成形件的力學(xué)性能。為達(dá)到高效成形的目的，本文采用不同的激光掃描速率等工藝參數(shù)制備了316L不銹鋼試塊，并對其進(jìn)行了退火和固溶處理，以揭示SLM及熱處理工藝對試塊表面質(zhì)量、截面質(zhì)量、微觀組織和力學(xué)性能的影響。

1 SLM成形技術(shù)的原理和316L不銹鋼試塊的制備

SLM以高能密度的激光器作為熱源，根據(jù)試件的輪廓數(shù)據(jù)選擇性地逐層鋪展金屬粉末、逐層熔化、逐層凝固堆積，實(shí)現(xiàn)零件的快速成形[7]。首先建立零件的三維模型并導(dǎo)入分層軟件進(jìn)行分層處理，對完成分層處理的MTT文件導(dǎo)入3D打印機(jī)，打印機(jī)按照三維零件當(dāng)前層的信息打?。夯逑陆?，粉末倉上升；水平刮板將金屬粉末均勻地鋪展在基板上，高能激光器按照三維零件當(dāng)前層的數(shù)據(jù)信息選擇性地熔化基板上的粉末，打印出三維零件當(dāng)前層的形狀，如圖1所示。然后重復(fù)上述流程，水平刮板在已成形的層面上再鋪一層金屬粉末，高能激光器按照三維零件的下一層數(shù)據(jù)信息進(jìn)行選擇熔化，如此循環(huán)直至完成整個(gè)零件的制造[8]。

圖1 SLM成形技術(shù)的原理圖Fig.1 Schematic diagram of the SLM forming technology

316L不銹鋼具有抗拉強(qiáng)度高、抗沖擊強(qiáng)度高、塑性好、致密度高等優(yōu)點(diǎn)[9](如表1所示)，不僅被用于復(fù)雜管道的快速成形，還被廣泛用于核電、石油、化工等領(lǐng)域[10]。

表1 316L不銹鋼的力學(xué)性能[11]Table 1 Mechanical properties of the 316L stainless steel[11]

2 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用316L不銹鋼粉末含F(xiàn)e、Cr、Ni、Mo、Si、Mn等元素，其質(zhì)量分?jǐn)?shù)如圖2(a)所示；粉末粒徑10～50 μm，平均粒徑約18 μm，粒徑分布如圖2(b)所示；粉末的微觀形貌為近似球狀，其掃描電鏡(SEM)形貌如圖2(c)所示。

試驗(yàn)采用英國Renishaw3D打印機(jī)，型號為AM400，最大激光功率為400 W，最大成形體積為250 mm × 250 mm × 300 mm。

根據(jù)預(yù)先的研究結(jié)果設(shè)置試塊的成形工藝參數(shù)：激光功率380 W，層厚(鋪粉厚度)50 μm，曝光時(shí)間8～60 μs，點(diǎn)間距10～30 μm，線間距90～130 μm，掃描速率500～1 250 mm/s。為了消除試塊的熱應(yīng)力，采用退火(2 h)和固溶處理(2 min)，工藝參數(shù)如表2所示。拉伸試驗(yàn)機(jī)為Instron 5966型。

圖2 用于制備316L鋼試塊的粉末的成分、粒徑分布和SEM形貌Fig.2 Composition,particle size distribution and SEM image of the powder used for fabricating the 316L steel test block

表2 試塊的成形工藝參數(shù)和熱處理工藝Table 2 Forming process parameters and heat treatment process of the test block

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 表面質(zhì)量

采用SEM檢測試塊的表面粗糙度、表面缺陷、截面致密度、截面質(zhì)量和顯微組織，分析掃描速率(v)、線間距(h)、點(diǎn)間距(d)、曝光時(shí)間(t)等SLM工藝參數(shù)對試塊質(zhì)量的影響。

3.1.1 表面形貌

h、d、t不變，隨著v的增大，試塊表面出現(xiàn)球化和燒焦現(xiàn)象，如圖3所示。當(dāng)v為500 mm/s時(shí)，試塊表面局部輕度球化，如圖3(a)所示。圖3(b～d)表明試塊表面從輕度球化發(fā)展到了燒焦。當(dāng)v為500 mm/s、d為10 μm、t為20 μs、h為110 μm時(shí)，試塊表面質(zhì)量較好，如圖3(a)所示。

3.1.2 表面缺陷

激光選區(qū)熔化成形過程中，熔融金屬在較短的冷卻時(shí)間內(nèi)不能完全鋪展開而發(fā)生球化。隨著激光掃描速率和掃描線間距的增大，試塊表面呈現(xiàn)出從光滑、微小顆粒、輕度球化至嚴(yán)重球化的過程，如圖4所示。當(dāng)v為500 mm/s時(shí)，試塊表面光滑，紋理清晰；當(dāng)v為750 mm/s時(shí)，試塊表面附有微小顆粒，紋理清晰；當(dāng)v為1 000 mm/s，試塊表面質(zhì)量開始下降，出現(xiàn)粗大顆粒，紋理斷裂；當(dāng)v為1 250 mm/s時(shí)，表面粗大顆粒相連，紋理斷裂，熔池不完全熔化，如圖4(d)所示。

3.1.3 截面致密度

線間距對試塊截面致密度的影響較大[12]。在縱向，當(dāng)v為1 250 mm/s、d/t=20/16或30/24(μm/μs)時(shí)，h越小，試塊的致密度越高。激光掃描速率越高對試塊截面致密度的影響越大。在橫向，h不變，隨著掃描速率的增大，致密度降低，當(dāng)v從1 000 mm/s增大至1 250 mm/s時(shí)，試塊的致密度急劇降低，甚至低于85%，如圖5所示?？傊?，v不變，h越小，試塊的致密度越高；h不變，v越小，試塊的致密度越高。

3.1.4 截面缺陷

截面缺陷主要有熔池間未熔合、熔池內(nèi)部微孔和分布無規(guī)律的球化[13]。整體上看，當(dāng)v為500 mm/s、h為110 μm時(shí)，316L鋼試塊截面形貌較好，小孔少，幾乎沒有孔洞。在縱向，當(dāng)v為500或750 mm/s時(shí)，試塊局部有小孔；當(dāng)v為1 000 mm/s時(shí)，小孔直徑擴(kuò)大；當(dāng)v為1 200 mm/s時(shí)，蒸發(fā)汽化嚴(yán)重，試塊出現(xiàn)大直徑孔洞。在橫向，隨著線間距從90 μm增大至130 μm，試塊截面的孔洞也逐漸擴(kuò)大，如圖6所示。SLM成形后冷卻過快，熔池底部的氣體來不及溢出便凝固閉合，導(dǎo)致截面孔洞增多[14]。隨著線間距的增大，熔池間未熔合缺陷增多，相鄰熔覆道之間的搭接率低，導(dǎo)致熔合不良或搭接不完全，試塊截面組織惡化[15]。

圖3 以不同的激光掃描速率、線間距、點(diǎn)間距和曝光時(shí)間成形的試塊表面形貌Fig.3 Surface patterns of the test blocks formed at different laser scanning speeds, line intervals, point intervals and times of exposure to laser

圖4 以不同激光掃描速率和線間距成形的試塊表面形貌Fig.4 Surface patterns of the test blocks formed by different laser scanning speeds and line intervals

3.2 熱處理和拉伸試驗(yàn)

3.2.1 顯微組織

試塊的顯微組織主要為柱狀晶和等軸晶，晶粒直徑約1 μm[16]，大部分為等軸晶，局部為柱狀晶，這與熔池的冷卻有關(guān)。柱狀晶的生長有一定的方向性，緊緊依附于基體沿?zé)醾鲗?dǎo)的反方向延伸，呈現(xiàn)聯(lián)生結(jié)晶和外延生長的特征，如圖7(a)所示。等軸晶主要呈半球形、片層形和長方體形，如圖7(b)所示。

3.2.2 熱處理和拉伸試驗(yàn)

退火溫度對SLM成形的316L不銹鋼試塊的力學(xué)性能有明顯的影響,如圖8所示。隨著退火溫度的升高，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度提高，900 ℃退火的試塊，抗拉強(qiáng)度達(dá)600 MPa，屈服強(qiáng)度約491 MPa。固溶處理也能改善試塊的力學(xué)性能，經(jīng)1 050 ℃固溶處理的試塊，抗拉強(qiáng)度高達(dá)682 MPa，屈服強(qiáng)度約為537 MPa，斷后伸長率約為41%，固溶處理的試塊耐氧化、耐腐蝕性能更好。

圖5 試塊致密度與激光掃描速率、線間距、點(diǎn)間距和曝光時(shí)間之間的關(guān)系Fig.5 Correlation of density of the test block with laser scanning speed, line interval, point interval and time of exposure to laser

圖6 以不同的掃描速率和線間距制備的試塊的表面形貌Fig.6 Surface morphologies of the test blocks formed at different scanning speeds and line intervals

圖7 316L鋼試塊的顯微組織Fig.7 Microstructures of the 316L steel test block

圖8 經(jīng)不同溫度退火或固溶處理的試塊的力學(xué)性能Fig.8 Mechanical properties of the test blocks

這與侯東坡等[17]研究的結(jié)論一致：經(jīng)1 050 ℃固溶處理的試塊顯微組織和力學(xué)性能較好，固溶溫度過高會促使晶粒粗化，導(dǎo)致力學(xué)性能下降。

3.2.3 斷口分析

斷裂是機(jī)械零件最主要的失效形式之一，往往發(fā)生在缺陷最多、性能最差的部位[18]。拉伸斷裂都是解理斷裂，斷口呈韌窩狀[19]，如圖9(h)所示。對照組斷口有大量大小不同的孔洞，極易引起應(yīng)力集中導(dǎo)致斷裂，如圖9(a)所示。500和700 ℃退火的試塊，孔洞直徑減小，如圖9(b)和9(c)所示。900 ℃退火的試塊，表面組織均勻，晶粒細(xì)化，有小凹坑，如圖9(d)所示。1 000 ℃固溶處理的試塊，拉伸試樣斷口有大空洞和裂紋，如圖9(e)所示。1 050 ℃固溶處理的試塊拉伸試樣斷口凹坑最小，如圖9(f)所示。但1 100 ℃固溶處理的試塊，斷口有撕裂棱等缺陷，如圖9(g)所示。

韌性斷裂的顯著特征是韌窩和條狀弧坑邊緣[20]。在拉伸試驗(yàn)過程中，試件內(nèi)的孔洞周圍會產(chǎn)生應(yīng)力集中，不斷增加的載荷使孔洞擴(kuò)大，導(dǎo)致斷裂，形成韌窩狀斷口。由于試樣有微孔，在受載后微孔不斷擴(kuò)大并連接，發(fā)生微觀塑性失穩(wěn)，微孔迅速擴(kuò)大成一條線并斷裂，形成條狀的弧坑邊緣。

4 結(jié)論

(1)激光選區(qū)熔化成形過程中，隨著激光掃描速率的提高，試塊表面質(zhì)量下降。當(dāng)激光掃描速率較高時(shí)，較小的點(diǎn)間距和較短的曝光時(shí)間有利于提高試塊的表面質(zhì)量。

圖9 經(jīng)不同溫度退火或固溶處理的316L鋼試塊拉伸試樣的斷口形貌Fig.9 Fractures of tensile specimens of the 316L steel test blocks annealed or solution treated at different temperatures

(2)采用SLM成形的316L不銹鋼試塊表面缺陷主要有搭接和球化現(xiàn)象等，截面缺陷主要有熔池間未熔合、熔池內(nèi)部微孔和無規(guī)律分布的球化。以v為500 mm/s、d為10 μm、t為20 μs、h為110 μm制備的試塊，表面和截面質(zhì)量明顯改善。

(3)退火和固溶處理都能提高采用選區(qū)激光熔化工藝成形的316L鋼試塊的力學(xué)性能，但經(jīng)1 050 ℃固溶處理的試塊力學(xué)性能較高，抗拉強(qiáng)度約為682 MPa，屈服強(qiáng)度約為537 MPa，斷后伸長率約為41%。

(4)試塊的拉伸斷裂屬于韌性斷裂，斷口為韌窩狀和條狀的弧坑邊緣。