3D打印金屬零件后處理研究現(xiàn)狀*

楊 鑫，王婉琳,范亞卓，馬文君，王 巖，楊君剛,劉世鋒

(1. 西安理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710048；2. 攀枝花鋼鐵研究院開放課題 ，四川 攀枝花 6100312；3. 西安建筑科技大學(xué) 冶金工程學(xué)院， 西安 710055)

0 引 言

3D打印(Three Dimension Printing)技術(shù)，具有快速成形復(fù)雜幾何形狀零件、輕量化點陣結(jié)構(gòu)及結(jié)構(gòu)-功能一體化設(shè)計等獨特優(yōu)勢[1]。該技術(shù)在制造理念和模式上的創(chuàng)新成為引領(lǐng)科技創(chuàng)新和產(chǎn)業(yè)變革的關(guān)鍵技術(shù)之一，在航空航天、生物醫(yī)療和汽車制造等多個領(lǐng)域快速發(fā)展[2-3]。目前，主要的3D打印材料有Ti-6Al-4V(TC4)、316l不銹鋼、Al-10Si-Mg、和Inconel 718等，其中TC4合金是研究最多、最深入的一種合金。

最常用的3D打印技術(shù)是分別以激光和電子束為能量源的激光選區(qū)熔化(Selective Laser Melting，SLM)技術(shù)和電子束選區(qū)熔化(Selective Electron BeamMelting，SEBM)技術(shù)。SLM技術(shù)與SEBM技術(shù)成形的零件在結(jié)構(gòu)、質(zhì)量和性能方面具有顯著差異：(1)SLM技術(shù)是在氬氣保護氣氛下成形零件，必然伴隨著大的殘余應(yīng)力，需經(jīng)過后續(xù)熱處理減少甚至消除殘余應(yīng)力；(2)SEBM技術(shù)是在真空環(huán)境下成形零件，沒有殘余應(yīng)力。但該技術(shù)使用的原料粉末粒徑較SLM技術(shù)的大，所以表面粗糙度較SLM技術(shù)的高。

1 3D打印金屬零件的缺陷

研究表明，劣化3D打印金屬零件性能的主要因素有顯微組織不均勻、成形件內(nèi)部缺陷和表面缺陷。(1)3D打印金屬零件的力學(xué)性能與顯微組織相關(guān)聯(lián)，顯微組織的變化被認(rèn)為是導(dǎo)致3D打印與傳統(tǒng)技術(shù)制造金屬零件力學(xué)性能不一致的原因之一。3D打印TC4合金過程中非平衡凝固產(chǎn)生的主要相為針狀馬氏體，盡管它具有比鍛造和鑄造更高的強度，但是延展性受到限制。T.VILARO[4]等人以平均粒徑為35μm的Ti-6Al-4V球形粉末為原料，通過SLM技術(shù)制備了低孔隙率TC4試樣，對試樣進行熱處理后進行室溫拉伸實驗。對拉伸斷口形貌觀察，斷裂發(fā)生在未熔合的缺陷處，沿TD (Transverse direction)方向(σ0.2=1 166±25 MPa，ε=1.7±0.3%)拉伸使缺陷擴大，而沿LD (Longitudinal direction)方向(σ0.2=1 206±8 MPa，ε=7.6±2%)會使缺陷閉合，表明了力學(xué)性能與組織結(jié)構(gòu)之間強烈的相關(guān)性；(2)成形件內(nèi)部缺陷主要包括小的球形氣孔和較大的未完全熔化的缺陷，如圖1所示[5]。小的球形孔隙(圖1(a))主要是原料粉末中存在的空心粉造成的[6]。在成形的零部件中，氣孔的位置與掃描參數(shù)密切相關(guān)，氣孔在掃描結(jié)束和掃描拐點有聚集的趨勢[7]。非球形的、不規(guī)則的缺陷(圖1(b))是由于非優(yōu)化的參數(shù)導(dǎo)致粉末的不完全熔化[8]，當(dāng)能量輸入不足時，連續(xù)的掃描軌跡不能正確地融合在一起，通常垂直于零件成形方向并且位于層與層之間的界面處[9]。V.P.[10]等人使用粒徑范圍45-120 μm的TC4球形粉末通過SEBM技術(shù)制備了試樣，在沉積態(tài)樣品內(nèi)部觀察到直徑在10～100 μm的球形孔缺陷。這些孔缺陷一方面是由于原始粉末的未完全熔化造成的；另一方面是由于原始粉末存在的閉孔。眾所周知，在生物醫(yī)學(xué)領(lǐng)域點陣結(jié)構(gòu)的表面不規(guī)則有利于細胞生長；相反，表面缺陷是限制汽車和航空航天零部件結(jié)構(gòu)開發(fā)和使用的最關(guān)鍵因素，這種缺陷會引起強烈的應(yīng)力集中，進一步導(dǎo)致裂紋萌生，損害沉積態(tài)樣品的靜態(tài)力學(xué)性能[11-12]；(3)造成表面粗糙度高的主要因素是表面未完全熔化的粉末顆粒和計算機模型與切片策略之間的不匹配引起的臺階效應(yīng)(圖2)[13-17]。PierreLhuissierab[17]等采用SEBM技術(shù)制備了相對密度為28.5%的八面微桁架TC4點陣結(jié)構(gòu)，單胞尺寸為10 mm×10 mm×10 mm，支柱直徑為1.66 mm，在沉積態(tài)的點陣結(jié)構(gòu)表面觀察到了兩種典型的表面缺陷(圖2)：(1)未完全熔化的粉末顆粒粘結(jié)在支柱上；(2)層之間的不規(guī)則堆積造成的臺階效應(yīng)。以上缺陷與不足導(dǎo)致零件的韌性、強度、疲勞性能等下降，限制了3D打印技術(shù)在航空航天、汽車工業(yè)和石油化工等領(lǐng)域的推廣，尤其是航空航天領(lǐng)域大型復(fù)雜金屬零件的制備與應(yīng)用。

圖1 OM 圖像(a)氣孔和(b)未完全熔化空隙[5]Fig 1 Optical images of gas porosity and a lack-of-fusion void[5]

圖2 沉積態(tài)點陣結(jié)構(gòu)的兩種典型缺陷(a)示意圖(b)單個支柱的SEM圖片[9]Fig 2 Schematic illustrating and SEM micrograph of a vertical single strut both types of surface defects observed on as-built strut [9]

2 3D打印金屬零件后處理國內(nèi)外研究現(xiàn)狀

目前，針對以上3D打印技術(shù)方面存在的不足之處，(1)在不犧牲強度的情況下改善3D打印零部件的延展性并使其能支撐工程中的承載，可采用后熱處理進行組織調(diào)控。(2)改善成形件內(nèi)部孔、空隙等缺陷，提高沉積態(tài)零件表面粗糙度，進而提高金屬零件的靜態(tài)力學(xué)性能，實現(xiàn)3D打印技術(shù)在工業(yè)上的廣泛應(yīng)用與推廣是目前金屬3D打印的一個重要研究方向。到目前為止，已有學(xué)者對3D打印金屬零件后處理進行了研究。一方面針對內(nèi)部缺陷，另一方面針對表面缺陷。

2.1 3D打印金屬零件熱處理調(diào)控顯微組織研究進展

3D打印成形零件組織致密、晶粒細小，晶界數(shù)量多阻礙位錯運動，產(chǎn)生位錯塞積使材料強化，但是在高溫下使用零部件時晶粒不宜太小。且3D打印成形零件力學(xué)性能較分散，打印過程中激光/電子束每熔覆一層相當(dāng)于對已熔化的部分進行一次熱處理，使成形件上、下部位的顯微組織有差異，力學(xué)性能不一致。通過采取合適的熱處理工藝對3D打印后的零件組織進行調(diào)控，使材料在常溫與高溫下兼具良好的力學(xué)性能。

Liu Yang[18]以粒徑分布為20-44 μm的氣霧化 TC4 粉末為原料，對采用SLM技術(shù)制備的沉積態(tài)與熱處理態(tài)(HT)試樣進行動態(tài)力學(xué)行為研究。結(jié)果表明，沉積態(tài) TC4合金的顯微組織幾乎由平均長度為13.9 μm，寬度為0.75 μm的細針狀 α' (圖3(b))組成。熱處理后，微觀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)籃形態(tài)，形成粗大的α+β薄片，α板的長度和寬度分別急劇增加到32.9 μm和3.63 μm。連續(xù)晶界α被破壞并傾向于球化(圖3(c))，有利于TC4合金的塑性。此外，由于α'→α+β的轉(zhuǎn)變，熱處理后β相的體積分?jǐn)?shù)從0.34%增加到8.1%。EBSD分析表明，沉積態(tài)試樣具有較多的小角度晶界，但熱處理后由于位錯密度的增加，小角度晶界體積分?jǐn)?shù)減少。以上都說明熱處理會影響SLM TC4合金的顯微組織和相組成，從而影響合金的動態(tài)力學(xué)性能。在高應(yīng)變速率，應(yīng)變在彈性變形區(qū)域中分散，然后應(yīng)變開始在樣品中心集中，并隨著加載時間的延長而增加直至斷裂。然而，隨著應(yīng)變速率的增加，極限拉伸強度(Ultimate tensile strength，UTS)和屈服強度(Yield Strength, YS)都增加，表現(xiàn)出明顯的應(yīng)變速率敏感性,這種現(xiàn)象可歸因于應(yīng)變速率引起的塑性增加效應(yīng)，這有助于同時提高TC4合金在高應(yīng)變率下的強度和塑性。同時，MPIF協(xié)會的Leuders[19]指出，激光3D打印TC4合金進行HIP處理后拉伸強度下降，且拉伸強度與熱處理溫度呈負(fù)相關(guān)，而延伸率與之相反(表1)。盡管HIP技術(shù)可以實現(xiàn)零部件組織的均勻化，但是同時會使晶粒長大，抗拉強度降低,所以選擇合適的熱加工后處理技術(shù)對零部件的組織調(diào)控具有很大的影響。

Yuwei Zhai[20]以粉末粒徑D50為73 μm的TC4球形粉末為原料，分析時效處理對EBM成形塊體試樣力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，500 ℃、5 h的時效處理溶解了高溫β相和α′馬氏體，其極限拉伸強度由沉積態(tài)的1 116 MPa提高到1 325 MPa，且延伸率高于10%。王文博[21]以粉末粒徑為53～150 μm的TC4球形粉末為原料，分析固溶時效處理對激光3D打印塊體試樣顯微組織的影響。結(jié)果表明，固溶溫度為950 ℃的試樣在550 ℃下保溫2-6 h的過程中(如圖4所示)，初生α相之間的β相中析出次生相α(αs)的數(shù)量和尺寸隨之增加。而αs相的數(shù)量多、尺寸小，強化效果才更顯著，所以需要選取合適的時效時間來獲得高的強度和適中的韌性。

圖3 沉積態(tài)樣品(a～b)和熱處理樣品(c～d)的光學(xué)和SEM顯微照片[11]Fig 3 Optical and SEM micrographs of the as-fabricated sample and heat-treated sample[11]

表1UTS,σ0.2和延伸率[19]

Table1Ultimatetensilestrength,0.2%offsetyieldstrengthandelongationatfailure[19]

熱處理極限拉伸強度UTS/MPa屈服強度σy/MPa延伸率εf/%沉積態(tài)1 0801 0081.6800 ℃1 04096251 050 ℃94579811.6熱等靜壓1 0059128.3

Michael M.Kirka[22]等采用EBM技術(shù)制備了塊體和圓柱形的Inconel 718 試樣，表征沉積態(tài)及熱等靜壓(HIP，1 200 ℃，100 MPa，保溫4 h)和固溶時效處理(STA，固溶1 066 ℃保溫1 h+時效760 ℃保溫10 h+冷卻到650 ℃時效10 h)后橫向與縱向成形試樣的顯微組織和力學(xué)性能。結(jié)果表明，EBM- Inconel 718經(jīng)后處理組織均勻化的同時保留了柱狀晶組織，如圖5所示。隨著距成形頂部表面的距離增加，空心樹枝狀結(jié)構(gòu)變得均勻，二次枝晶臂完全溶解。在微觀結(jié)構(gòu)上，后處理促進δ網(wǎng)的溶解和整個成形高度的γ″均勻沉淀。EBM Inconel 718的屈服強度，斷裂強度和斷裂伸長率與沉積態(tài)相比有顯著增加，屈服強度由900 MPa增加到1 077 MPa，斷裂強度由1 114 MPa增加到1 310 MPa，斷裂伸長率由11.4%增加到22.2%。

Zhaopeng Tong[23]等通過基于同軸送粉的LAM (Laser Additive Mannfacture) 制備了FeCrCoMnNi高熵合金(High entropy alloy,HEA)，研究了熱處理對沉積態(tài)(As-Built， AB)試樣的相、顯微組織、顯微硬度、殘余應(yīng)力和力學(xué)性能的影響。圖6中的EBSD圖與極圖可以看出AB試樣的晶粒尺寸相對較小，而HTed (Heat Treated) 試樣的晶粒明顯長大，晶粒生長方向是隨機的。此外，在HT1100樣品中發(fā)現(xiàn)了孿晶(圖6(c))，這意味著在1100 ℃的熱處理過程中內(nèi)部殘余應(yīng)力的釋放。同時，在孿晶和亞晶的邊界處會積累大量的位錯，影響HTed合金的塑性變形。 AB樣品中的等軸晶胞結(jié)構(gòu)分布在<001>和<101>方向上。比較AB樣品(圖6(a))和HT-1100樣品的EBSD圖(圖6(c))，藍色和綠色區(qū)域增加，紅色區(qū)域減少。這意味著在1100 ℃熱處理后，(111)和(101)取向的強化和(001)取向的弱化。AB試樣表現(xiàn)出優(yōu)于HT試樣的顯微硬度和力學(xué)性能，高的熱處理溫度造成的晶粒粗化使得顯微硬度降低。在不犧牲強度的前提下，HTed試樣具有比AB試樣更高的延展性。該研究表明，通過LAM和熱處理的組合，可以制備具有可控微觀結(jié)構(gòu)和優(yōu)異力學(xué)性能性能的FeCrCoMnNi HEA。

圖4 不同時效溫度處理后的顯微組織：(a1, a2, a3)950 ℃/1h/WQ+500 ℃/4h/AC;(b1, b2, b3)950 ℃/1h/WQ+550 ℃/4h/AC[21]Fig 4 Microstructure after treatment at different aging temperatures: (a1, a2, a3) 950 ℃/1 h/WQ + 500 ℃/4 h/AC; (b1, b2, b3) 950 ℃/1 h/WQ + 550 ℃/4 h/AC[21]

圖5 后處理Inconel 718顯微組織的SEM形貌 a)保留的柱狀晶結(jié)構(gòu) b)富Nb碳化物在γ基體中分解的均勻化 c)γ″距成形方向底部90 mm d)γ″距成形方向底部50mm e)γ″距成形方向底部10 mm[22]Fig 5 SEM micrograph of the post-processed Inconel 718 microstructure: (a) the retention of the columnar grain structure; (b) uniformity of the γ matrix with a dismemberment of niobium-rich carbides; (c) γ″ 90 mm away from the bottom of the build; (d) γ″ 50 mm away from the bottom of the build; (e) γ″ 10 mm away from the bottom of the build [22]

圖6 沉積態(tài)與熱處理試樣在水平截面的EBSD圖與極圖Fig 6 EBSD maps and pole figure (PF) of AB and HTed specimens on horizontal cross-section

以上研究表明，3D打印快速凝固過程晶粒尺寸細小，符合Hall-Petch公式，合金中的晶粒越細，晶界越多，位錯運動受到阻礙，為了在相鄰晶粒之間產(chǎn)生變形，需要施加更大的外力產(chǎn)生位錯塞積，使材料達到強化，但在高溫下使用晶粒不宜太小。采用合適熱處理進行組織調(diào)控以后，晶粒長大，組織均勻，在不大量犧牲強度的前提下大幅度提高延伸率。

2.2 3D打印金屬零件熱處理改善內(nèi)部孔缺陷研究進展

3D打印成形件存在的孔缺陷是限制該技術(shù)廣泛應(yīng)用的瓶頸之一，主要是由于原料粉末中的球形氣孔和未完全熔化粉末形成的不規(guī)則孔缺陷，需結(jié)合HIP，HT和固溶時效等合適的后處理工藝消除內(nèi)部孔缺陷，提高成形件的致密度，解決上述問題。

Chunlei Qiu[24]以粒徑分布為20～50 μm的氣霧化TC4球形粉末為原料，在不同的激光功率(150～200 W)與掃描速度(800～1 500 mm/s)下制備了試樣，一部分試樣進行應(yīng)力釋放處理(600和700 ℃，保溫2 h后隨爐冷卻)，另一部分熱等靜壓處理(920 ℃，103 MPa，保溫4 h后隨爐冷卻)后研究其顯微組織和力學(xué)性能。研究表明，在所研究的參數(shù)范圍內(nèi)，孔隙率隨著激光功率和激光掃描速度的增加而降低。同時發(fā)現(xiàn)，水平成形試樣的孔隙率比垂直成形試樣高，這是由于孔隙主要形成于相鄰層之間的界面上。如圖7(b)所示， HIP幾乎封閉了沉積態(tài)樣品中的所有孔。為了確定在HIP后熱處理期間是否會重新打開封閉的孔隙，對HIP樣品樣品進行了高溫?zé)崽幚?920 ℃，4 h)，結(jié)果如圖7(c)所示，熱處理不會使HIP后封閉的孔重新打開。分析了SLM塊體試樣的力學(xué)性能，極限抗拉強度>1 200 MPa，屈服強度>1 000 MPa，但延伸率為7%～10%。通過HIP處理后，孔隙消除，力學(xué)性能更集中，極限抗拉強度(1 100 MPa±50 MPa)與屈服強度有一定降低，但大幅度提高了其延伸率(15%～18%)。

圖7 (a)沉積態(tài)水平試樣的光學(xué)顯微照片，Af = 0.35% ; (b) SLM +HIP, Af< 0.01% ；(c) post-HIP, Af= 0.01% [24]Fig 7 Optical micrographs of as-fabricated, horizontally built sample, Af=0.35%, SLMed+HIPed sample, Af<0.01% and post-HIP heat treated sample, Af=0.01% [24]

V Popov[10]等以粒徑為45～120 μm的TC4球形粉末為原料，采用EBM技術(shù)制備了Φ10×100 mm的圓柱形試樣，研究了熱等靜壓對疲勞性能的影響。結(jié)果表明，沉積態(tài)試樣中的孔缺陷主要是10～100 μm的球形孔，經(jīng)HIP處理后未發(fā)現(xiàn)上述孔隙；HIP后晶粒尺寸比沉積態(tài)大一個數(shù)量級，疲勞強度比沉積態(tài)的高兩個數(shù)量級；同時發(fā)現(xiàn)沉積態(tài)試樣的裂紋源起始于近表面(孔隙、未熔區(qū))，HIP后試樣的裂紋源起始于樣品中心(如圖8所示)。

圖8 斷口SEM形貌(a)沉積態(tài)試樣(b)HIP處理試樣[10]Fig 8 Fracture surfaces of the as-built specimen and HIP-treated specimen at low magnifications (SEM) [10]

GianniNicoletto[25]等以粒徑15～45 μm的TC4 ELI粉末為原料制備了拉伸和疲勞試樣，沉積態(tài)試樣具有高的拉伸和屈服強度，但是延伸率低。對沉積態(tài)試樣分別在低于和高于β轉(zhuǎn)變溫度進行熱處理(HT 1：740 ℃，1 h，真空冷卻；HT 2：740 ℃，1 h，空冷；HT 3：1 200 ℃，1 h，真空冷卻；HT 4：900 ℃，1 h，真空冷卻)，結(jié)果表明：(1)所有經(jīng)過熱處理試樣的力學(xué)性能均高于3D打印TC4 ASTM F2924中的最低要求(UTS=895 MPa，E%=10%)；(2)不同冷速，相同熱處理溫度下具有相似的屈服強度，熱處理對延伸率有較大的影響；(3)HT 4試樣表現(xiàn)出高的屈服強度和最大的延伸率。Xiaoli Shui[26]等采用粒徑為45～105 μm的TC4合金粉末通過SEBM技術(shù)制備了?18×160 mm的圓柱試樣，并對沉積態(tài)試樣分別進行了HT與HIP處理，研究不同后處理對SEBM鈦合金疲勞性能的影響。研究表明，沉積態(tài)、HT和HIP樣品的相對密度分別為99.3%、99.4%和99.8%。HT后稍微提高了沉積態(tài)試樣的極限抗拉強度，HIP后顯著降低了沉積態(tài)試樣的極限抗拉強度，這與位錯密度的降低有關(guān)；HT與HIP處理均提高了沉積態(tài)試樣的延伸率；HIP顯著提高了沉積態(tài)試樣的疲勞強度，這得益于HIP處理有效的消除了內(nèi)部孔缺陷，如圖9所示。

寧婭硼[27]等以氣霧化法制備的40～106 μm的Ti-6Al-4V ELI鈦合金粉末為原料，采用電子束選區(qū)熔化技術(shù)成形了φ12×300 mm的圓柱形試樣，研究較大尺寸試樣在沉積態(tài)與熱等靜壓(HIP)態(tài)沿高度方向的性能。結(jié)果表明，沉積態(tài)試樣內(nèi)部存在一些由于粉末未完全熔化形成的孔缺陷，試樣在縱向呈現(xiàn)粗大的柱狀晶，生長方向平行于沉積方向，試樣頂部組織比底部組織粗大，α片的尺寸大小為上部>中部>下部。對同一試樣的上中下3部分進行殘余應(yīng)力研究，發(fā)現(xiàn)上中部位存在的殘余應(yīng)力為拉應(yīng)力(分別為394.78 MPa和9.95 MPa)，而下部的殘余應(yīng)力為壓應(yīng)力(51.57 MPa)，可抑制裂紋的生長。沉積態(tài)試樣上中下部位的拉伸性能有差異，如表2所示，樣品中部具有相對較高的屈服強度和斷裂強度，而樣品上部具有相對較高的斷裂伸長率。熱等靜壓后，屈服強度與抗拉強度相比于沉積態(tài)下降(如表2)，但都高于美國材料與試驗協(xié)會(American Society for Testing Materials, ASTM)F3001-14 標(biāo)準(zhǔn)。這是由于HIP的保溫保壓中形成粗大的α片層組織，使得強度下降，但塑性改善。圖10所示為試樣HIP處理后上中下的拉伸斷口形貌，可以看出，小孔缺陷得到有效的消除((a)(a′)(a″))，對比HIP((b)(b′)(b″))與沉積態(tài)((c)(c′)(c″))拉伸斷口形貌，HIP后韌窩尺寸變大。

圖9 (a)沉積態(tài)，(b)熱處理和(c)熱等靜壓試樣橫截面形貌[26]Fig 9 Optical micrographs of the cross sections of the as-built, heat-treated (HT), and hot isostatic pressed (HIP) component samples [26]

表2 SEBM法制備樣品室溫拉伸實驗結(jié)果與標(biāo)準(zhǔn)值對照表[27]

圖10 沉積態(tài)與HIP態(tài)上中下部分拉伸斷口形貌[27]Fig 10 The tensile fracture morphology of as-built and HIP treatment TC4[27]

以上研究表明，HIP、HT和固溶時效處理通過減少試樣內(nèi)部缺陷、消除內(nèi)部殘余應(yīng)力和改變試樣內(nèi)部組織來改善試樣的綜合力學(xué)性能。但是針對試樣的表面缺陷，通過機加工、化學(xué)腐蝕和噴丸等表面改性技術(shù)可減少表面缺陷。

2.3 3D打印金屬零件表面改性研究進展

3D打印成形件表面粘附大量未完全熔化粉末，同時由于層與層之間熔合不良，造成金屬零件表面粗糙度高，降低了零件的疲勞性能，使得成形零件無法滿足汽車、航空航天和石油化工等高附加值領(lǐng)域?qū)αW(xué)性能的要求。將3D打印技術(shù)與合適的表面改性技術(shù)結(jié)合，提高金屬零件的表面精度、耐腐蝕及耐磨損性能，突破3D打印技術(shù)在汽車、航空航天和石油化工領(lǐng)域的瓶頸。

GiovannaRotella[28]等以Ti6Al4V粉末為原料，分別采用EBM、SLM和鍛造3種技術(shù)制備了TC4合金，并在進給速度0.2 mm/rev，切削深度0.2 mm和50 m/min，80 m/min和110 m/min不同的切削速率下對其進行機加工，研究不同切削速度下試樣的表面粗糙度和硬度。結(jié)果表明，機加工均降低了試樣的表面粗糙度Ra，且Ra隨切削速度的增加而減?。粰C加工后，鍛造的表面質(zhì)量優(yōu)于3D打??；機加工增加了材料的表面硬度，并且切削速度110 m/min時的表面硬度高于50 m/min，3D打印經(jīng)過機加工后的硬度高于鍛造。Théo Persenot[29]等以TC4 ELI球形粉末為原料，采用EBM技術(shù)制備了標(biāo)稱尺寸為Φ2×10 mm的圓柱形拉伸試樣，研究了HIP、化學(xué)腐蝕、HIP+化學(xué)腐蝕3種后處理方法對樣品性能的影響。研究表明，沉積態(tài)Ra=42.6 μm、HIP后Ra=43.3 μm、化學(xué)腐蝕后Ra=26.4 μm、HIP+化學(xué)腐蝕后Ra=27.4 μm，說明化學(xué)腐蝕對降低樣品表面粗糙度也有顯著作用，而熱等靜壓只可以減少和消除內(nèi)部空隙，無法改善表面粗糙度。

M.Benedetti等[30]對SLM制備的TC4合金進行噴丸處理，在107次數(shù)下循環(huán)的疲勞強度由沉積態(tài)的230 MPa提高到385 MPa。此外，結(jié)合HIP[10]可提高TC4合金致密度，減少熔合不良等內(nèi)部孔缺陷，并降低成形件殘余應(yīng)力，提高疲勞強度。Sara Bagherifard[31]等對SLM制備的AlSi10Mg試樣應(yīng)用各種后處理(噴丸(SP)、噴砂(SB)和熱處理(HT))，研究了其物理性能、顯微組織和疲勞強度。結(jié)果表明，熱處理消除了大的孔隙，剩余孔隙最大孔徑均小于10-12 μm；適當(dāng)?shù)暮筇幚砜梢燥@著提高SLM樣品的疲勞性能，尤其表面處理有效地提高了疲勞強度，如表3所示(R=-1，循環(huán)次數(shù)3×106)。如果需要同時提高延展性和疲勞強度，則需要表面處理結(jié)合適當(dāng)?shù)臒崽幚怼?/p>

表3AlSi10Mg不同后處理后的疲勞強度[31]

Table3ThefatiguestrengthofAlSi10Mgunderdifferentpost-process[31]

樣品疲勞強度(Hodge-Rosenblatt) (MPa)疲勞強度(ISO12017) (MPa)沉積態(tài)3650±4熱處理8375±7噴砂161173±4噴丸176185±13熱處理+噴砂162175±4熱處理+噴丸101102±4鑄造 A360-T6(取決于鑄造工藝)(76-115)±10鍛造 6061 alloy—120

Felice Rubino[32]等在SEBM制備的TC4合金上對其表面進行攪拌摩擦加工(Friction Stir Process，F(xiàn)SP)，證明熱效應(yīng)與攪拌效應(yīng)形成了攪拌區(qū)(SZ)，過渡區(qū)(TZ)和熱影響區(qū)(HAZ)3個不同的冶金區(qū)。發(fā)現(xiàn)FSP可顯著降低沉積態(tài)試樣(R a= 30-35 μm)的表面粗糙度，F(xiàn)SP后試樣表面最小Ra = 4.48 μm。在FSP之后，3個樣品的硬度表現(xiàn)出幾乎相同的趨勢，且FSP后的硬度均高于沉積態(tài)試樣。SZ區(qū)與TZ區(qū)的硬度顯著高于基體材料，這與SZ區(qū)完全再結(jié)晶的變形晶粒和TZ區(qū)針狀馬氏體的存在有關(guān),Ra與硬度如圖11所示。

圖11 (a)EBM沉積態(tài)試樣攪拌摩擦處理沿平行(加工方向)和垂直(橫向)方向的表面粗糙度(Ra)(b)顯微硬度[32]Fig 11 Surface roughness (Ra) of the as-built and along the parallel (processing direction) and the perpendicular (transversal direction) directions and microhardness [32]

Chola Elangeswaran[33]等采用316L不銹鋼粉末通過SLM技術(shù)制備了低孔隙率的疲勞試樣，并進行了470 ℃，5 h的應(yīng)力釋放熱處理(SR)，研究試樣未經(jīng)機加工和機加工后(Ra=0.5±0.06 μm)的疲勞性能(R=-1)。對于沉積態(tài)試樣與機加工試樣，表面粗糙度對疲勞性能有很大的影響，表面上的未完全熔化顆粒起到應(yīng)力集中的作用導(dǎo)致裂紋的萌生并降低疲勞壽命。通過SR熱處理去除殘余應(yīng)力不會顯著影響試樣的疲勞行為；SR和沉積態(tài)樣品的相似的疲勞強度表明殘余應(yīng)力對SLM 316L的相對不敏感性。通過機加工可顯著提高疲勞性能，350 MPa應(yīng)力下沉積態(tài)試樣與機加工試樣的循環(huán)周次分別為28 161和254 980次。對機加工前后試樣的斷裂面進行觀察，未經(jīng)機加工的試樣裂紋起源于附著在表面上的未熔化顆粒(圖12)；經(jīng)機加工后試樣中沒有未完全熔化粉末顆粒(圖13)，沒有觀察到裂紋的萌生。并且具有和不具有應(yīng)力消除熱處理的機加工樣品的疲勞強度超過了常規(guī)制造的316L的疲勞強度。

國內(nèi)外學(xué)者對3D打印零部件進行機加工、化學(xué)腐蝕、噴丸和表面攪拌摩擦加工的研究表明，上述方法均通過改變試樣的表面狀況如表面粗糙度來改善試樣的綜合力學(xué)性能。

綜上所述，通過熱處理對3D打印零部件進行顯微組織調(diào)控，熱處理產(chǎn)生了更有韌性的組織，應(yīng)力的重新分布可以幫助削弱缺陷附近的局部應(yīng)力。固溶時效處理后組織向著短棒和等軸晶轉(zhuǎn)變，這種組織均勻分布在網(wǎng)籃組織之間，起著變形協(xié)調(diào)作用，從而獲得更高的塑性。另外固溶時效處理后，在初生 α 相內(nèi)部析出次生 β 相(會略微提高強度)，在初生 α 相之間的 β 相中析出次生 α 相(會提高塑性)，析出的兩種次生相，對強度和塑性指標(biāo)均有貢獻作用，所以總體上表現(xiàn)出良好的綜合力學(xué)性能；HIP處理主要通過引入表面壓縮殘余應(yīng)力、熔化未熔顆粒和降低孔隙率來減少缺陷達到提高疲勞強度的效果。顯然，殘余壓應(yīng)力阻礙了表層裂紋的萌生和擴展；此外，機加工與化學(xué)腐蝕通過去除試樣表面粘附的未完全熔化顆粒和改善前文所述的臺階效應(yīng)來降低表面粗糙度，消除表面缺陷處裂紋的擴展進而改善試樣的疲勞性能；噴丸利用高速彈丸強烈沖擊試樣表面，產(chǎn)生形變硬化層并引起殘余壓應(yīng)力，可顯著提高試樣的疲勞強度；表面攪拌摩擦加工(FSP)過程形成了從表面到內(nèi)部依次為攪拌區(qū)(SZ),過渡區(qū)(TZ)和熱影響區(qū)(HAZ)的冶金區(qū)，在SZ區(qū)，材料表面經(jīng)歷了高溫塑性變形，產(chǎn)生了再結(jié)晶組織，提高了材料表面硬度，并且FSP降低了SZ區(qū)與TZ區(qū)的孔隙率。

圖12 ABNM的斷面[σ=350 MPa，28161個循環(huán)](a)，(b)和SRNM [σ=250 MPa，148 663個循環(huán)](c)，(d)樣品; Ⅰ：裂紋萌生和擴展區(qū)，Ⅱ：最終斷裂區(qū)[33]Fig 12 Fracture surfaces of ABNM [σ=350 MPa, 28 161 cycles] and SRNM [σ=250 MPa, 148 663 cycles] samples; Ⅰ: crack initiation and propagation zone, Ⅱ: final fracture zone[33]

圖13 ABM的斷裂表面[σ=350 MPa，28 161個循環(huán)](a)，(b)和SRNM [σ=250 MPa，148 663個循環(huán)](c)，(d)樣品; Ⅰ：裂紋萌生和擴展區(qū)，Ⅱ：最終斷裂區(qū)[33]Fig 13 Fracture surfaces of ABM [σ=350 MPa, 254 980 cycles] and SRM [σ=350 MPa, 217 990 cycles] samples; Ⅰ: crack initiation and propagation zone, Ⅱ: final fracture zone[33]

3 結(jié) 語

3D打印技術(shù)相比于傳統(tǒng)制造技術(shù)具有全數(shù)字化柔性制造、控形控性的技術(shù)特點，需進一步研究掃描策略、工藝參數(shù)及后處理對3D打印零部件綜合性能的影響，以更好發(fā)揮3D打印技術(shù)在復(fù)雜結(jié)構(gòu)應(yīng)用上的優(yōu)勢。尤其針對3D打印零部件的后處理，前文所述中的表面改性方法可以顯著改善板材、塊材和棒材等規(guī)則形狀零部件的力學(xué)性能，然而，當(dāng)處理薄壁結(jié)構(gòu)、復(fù)雜異形件和點陣結(jié)構(gòu)等不規(guī)則幾何形狀時，以上傳統(tǒng)的表面改性技術(shù)難以加工，限制了該領(lǐng)域中復(fù)雜幾何結(jié)構(gòu)的發(fā)展仍然有限。

(1)近幾年，3D打印技術(shù)的研究日趨增多，但是對于金屬3D打印從原料粉末、結(jié)構(gòu)設(shè)計、工藝過程和最終成形件的質(zhì)量檢測及驗收沒有統(tǒng)一的標(biāo)準(zhǔn)，尤其是原料粉末，同一公司的3D打印設(shè)備只能使用該公司的原料粉末。所以對于3D打印過程中使用的粉末材料、打印設(shè)備、成形件的檢驗驗收和最終后處理應(yīng)建立一系列標(biāo)準(zhǔn)，用于規(guī)范3D打印過程整個過程產(chǎn)品的研發(fā)與制備。

(2)金屬3D打印技術(shù)由于原料粉末和制備過程中工藝參數(shù)的選擇而存在內(nèi)部缺陷，針對內(nèi)部缺陷的減少甚至消除，熱等靜壓技術(shù)是有效也是最常用的一項工藝。任何技術(shù)都不是萬能的，我們可以結(jié)合熱處理對3D打印零件進行后天補足。同時，可以結(jié)合計算機模擬技術(shù)，對3D打印過程中熔池熔化過程及應(yīng)力分布情況進行模擬，提前預(yù)知成形過程中缺陷分布情況，及時對打印參數(shù)作出調(diào)整。

(3)制約金屬3D打印發(fā)展的三大瓶頸有表面粗糙度，內(nèi)部缺陷和應(yīng)力分布，其中表面粗糙度對零件的靜態(tài)力學(xué)性能影響最大，關(guān)系到零件的耐磨性、耐蝕性和疲勞強度等。不同的3D打印技術(shù)會得到具有不同表面粗糙度的零件，如激光3D打印技術(shù)與電子束3D打印技術(shù)，所以我們在設(shè)計零件時應(yīng)根據(jù)不同的表面質(zhì)量要求，采取不同的3D打印技術(shù)，并結(jié)合合適的后處理技術(shù)。前文所述的機加工、化學(xué)腐蝕和噴丸等雖可改善零件的機械性能，但在一定程度上損傷了零件本身，如對薄壁零件(≤5 mm)進行機加工，則需要對表面加工2.5 mm的厚度才能完全去除零件表面的未熔化缺陷，這極大的降低了原本設(shè)計對零件的要求；化學(xué)腐蝕對輕量化的點陣結(jié)構(gòu)不適用，通過腐蝕表面缺陷，會弱化結(jié)點，降低零件性能。目前，針對3D打印金屬零件表面缺陷多的問題，還未找到一種有效的方法解決該問題。因此，針對上述問題，亟需尋找一種有效的表面改性方法并研究其對復(fù)雜異形零部件的影響。