sl03高强度钢占比：钢的SLM综述 工艺 微观结构

sl03高强度钢占比：钢的SLM综述 工艺 微观结构5.后处理对钢LPBF工艺的影响沉积层相对于加载轴的方向在垂直和水平试件的各向异性力学行为中也起着重要作用。对于垂直试件，沉积层，因此，裂形未熔化区域的主轴垂直于加载轴。然而，在水平试件中，未熔化区域的主轴平行于加载轴。因此，未熔化区域的应力集中，其中的主轴方向垂直于荷载方向(如在垂直试件)，是几倍高，因此，更容易打开和引发裂缝。结果表明，在单轴疲劳试验下，水平试件具有较长的疲劳寿命。在用SEM显微镜分析的所有疲劳断裂表面中，确定了疲劳失效的三个主要典型区域：（i）裂纹成核;（ii）裂纹扩展和（iii）最终失效。在90°和45°处理样品的疲劳损伤的起源与主要由表面或次表面凝固缺陷（即孔隙和结合缺陷）形成的裂纹成核有关。下图a所示为代表性的结合缺陷，由于90°取向样品中基质连续性的丧失而导致裂纹成核，也观察到与未熔化粉末的存在相关的裂纹成核位点（下图b）。裂缝扩展面积大是大部分裂缝表面的特征

水平AB试件在0.5%应变幅下疲劳试验后的测量截面EBSD图。

为了进一步表征循环硬化，在每次疲劳试验后，对水平AB试样的测量截面(离断口面足够远)进行EBSD扫描，以测量不同应变幅值水平下各相的比例。上图显示了EBSD图，提供了在0.5%应变幅值下测试水平AB试样疲劳时各相的面积分数。EBSD映射数据表明，在疲劳测试(0.5%应变幅值)后，马氏体相的百分比从~ 93%增加到~ 98%(即平均5%应变诱导转变)。而在0.3%应变幅值下，残余奥氏体的转化不明显。从图中可以看出，AB试件的硬化速率似乎比HT试件更大，其特征是斜率更陡。这是由于高温试样中保留的奥氏体数量较少，外加应变幅值对高温试样塑性变形的影响较小。

另一个对疲劳性能有重大影响的重要参数是构建方向。在LPBF过程中，荷载作用于建成层的方向决定了疲劳强度。构建方向决定了LPBF处理缺陷的大小、形状和分布，例如垂直于构建方向伸长的熔合孔不足和气孔（见图32a–d）。水平构件（垂直于加载轴的构建方向）暴露在较长的时间间隔内，这会经历更高的冷却速度和更快的凝固（见图32d）。因此，形成更精细的微观结构和更高分布的小尺寸孔隙，这会导致缺陷周围的应力流动和集中更少，从而导致与垂直构件（平行于加载轴的构建方向）相比，疲劳极限更好。由于连续层与线性和平面较大尺寸缺陷轴之间的界面结合相对较弱，垂直组件中的应力集中最大（图32c）。这些垂直于加载方向的缺陷的排列为孔隙变大和聚结提供了容易的通道，从而在较低的疲劳极限下导致失效。无论建筑方向如何，LPBF建造的部件通常更容易受到疲劳特性的影响。

图32 LPBF构建方向及其相关应力集中的示意图，（a）垂直构建，（b）水平构建LPBF样本，（c）垂直样本中缺陷周围的较高应力集中，以及（d）水平样本中较少的应力集中。

在用SEM显微镜分析的所有疲劳断裂表面中，确定了疲劳失效的三个主要典型区域：（i）裂纹成核;（ii）裂纹扩展和（iii）最终失效。在90°和45°处理样品的疲劳损伤的起源与主要由表面或次表面凝固缺陷（即孔隙和结合缺陷）形成的裂纹成核有关。下图a所示为代表性的结合缺陷，由于90°取向样品中基质连续性的丧失而导致裂纹成核，也观察到与未熔化粉末的存在相关的裂纹成核位点（下图b）。裂缝扩展面积大是大部分裂缝表面的特征。在高放大倍率下，可以观察到典型的疲劳条纹（下图14c），代表裂纹边缘的传播。还观察到二次裂纹，有时因金属球的存在而偏转（下图d）。最终的破坏区域呈现出延展性形态（即亚微米级的酒窝），并且相对于传播区域的尺寸较小（下图e）。

扫描电镜图像显示（a）亚浅层空腔诱导裂纹成核，（b）亚浅层缺陷内未熔化颗粒引起裂纹成核;（c） 疲劳条纹 （d）未熔化颗粒在传播区域内引起的次生裂纹和路径偏差;（e）具有亚微米凹痕的最终破坏区域。

LPBF工艺面临的最大挑战是从大量参数中选择最佳工艺参数集。每个参数都表示其对制造零件最终性能的影响。因此，控制和评估最终产品的特性是一项非常艰巨的任务。不适当的能量密度会导致不利缺陷的形成，从而在循环加载期间造成局部应力集中，并导致过早疲劳失效。即使通过选择最佳激光注量，LPBF加工零件中也不可避免地会出现少量截留的球形气孔。然而，这些气孔对LPBF处理的316L钢的疲劳寿命的影响是无法解释的，因为它们对缺口的敏感性较低，因为其具有较高的延展性，并且对缺陷和残余应力具有更强的抵抗力。由于较低或极高的能量密度而形成的LPBF工艺诱导缺陷对HCF更为有害，因为它们的应力集中程度较高。

沉积层相对于加载轴的方向在垂直和水平试件的各向异性力学行为中也起着重要作用。对于垂直试件，沉积层，因此，裂形未熔化区域的主轴垂直于加载轴。然而，在水平试件中，未熔化区域的主轴平行于加载轴。因此，未熔化区域的应力集中，其中的主轴方向垂直于荷载方向(如在垂直试件)，是几倍高，因此，更容易打开和引发裂缝。结果表明，在单轴疲劳试验下，水平试件具有较长的疲劳寿命。

5.后处理对钢LPBF工艺的影响

许多研究人员研究了后处理对LPBF钢结构、表面织构和机械性能的影响。C. Tan和 K. Zhou等人采用了采用选择性激光熔化（SLM）制造高性能300级马氏体时效钢 ，并采用不同的热处理来提高其机械性能。

SLM成型件的表面形貌如下图所示。如下图a所示，得到了相对光滑致密的表面，并形成了规则的液面，这说明所有激光迹线之间具有良好的冶金结合。在SLM制备的铁基复合材料中也观察到类似的现象。制备试样的元素组成几乎全部满足ASTM A538标准要求。此外，粉末和制备样品之间没有明显的元素含量差异，这表明激光辐照过程中燃烧损失和合金元素蒸发可以忽略不计。有趣的是，在激光轨迹的中心(下图b)和重叠区域附近(下图c)观察到大量的纳米晶体。这是由于激光过程中快速凝固，冷却速率极高，高达106 ~ 108 K/s。如下图c所示，重叠区域较粗的晶体是由激光再辐照过程中晶体生长引起的。

SLM制备试样典型表面形貌的SEM图像:(a)激光轨迹的低倍率观察;中心轨迹(b)和重叠区域(c)分别对应于图(a)中标注的区域1和区域2的高倍观测。

气体雾化马氏体时效钢粉末通常只含有（α）马氏体相。LPBF制备的试样含有大量纳米析出物，嵌入柱状马氏体基体中，并伴有少量奥氏体（γ）相。LPBF过程中的固有加热和快速冷却导致马氏体相变为奥氏体。尽管马氏体转变为更稳定的奥氏体相变，但在时效过程中，奥氏体的尺寸和数量会增加。成品LPBF和时效钢试样的平均晶粒尺寸保持不变，而固溶处理时效零件的马氏体基体晶粒增长和晶粒取向发生了显著变化。纳米沉淀物由具有非晶外壳和晶芯结构的球形纳米颗粒组成（见图33a），图33b显示了沉淀物中每个元素的原子组成。马氏体时效钢通常通过Ni3Ti析出相进行强化。在某些情况下，根据合金的成分，Ti部分被Mo、Co或Al等其他元素取代。

图33 510°C下时效样品2小时的LPBF马氏体时效钢的原子探针层析成像（APT）图像（a）富含Ti和Ni的球形沉淀，以及（b）显示每个元素原子浓度的线扫描。

Salman等人发现，316L不锈钢在竣工LPBF中存在单相奥氏体，随后在不同温度下进行了工艺后热处理（退火）样品（见图34a–f）。嵌入316L基体的更细的等轴亚晶粒（纳米沉淀，具有富含Mn和Si的非晶态结构）特征细胞微观结构导致了竣工LPBF和退火SS样品。他们没有报告微观结构中随机晶体取向的任何变化，唯一的差异是平均细胞大小。随着退火温度的升高，细胞的尺寸逐渐增大。较高的退火温度导致晶粒和细胞长大，直到在较高的温度下不再观察到细胞微观结构（T≥ 1273 K）。