扫描速度对选区激光熔化成形316L不锈钢微观形貌和性能的影响

2021-09-01宗学文卢秉恒李伟东

机械工程材料 2021年8期

宗学文，张健，卢秉恒，李伟东

(1.西安科技大学机械工程学院，西安 710054；2.西安科技大学增材制造技术研究所，西安 710054；3.西安交通大学机械工程学院，西安 710049；4.中国船舶重工集团公司第七二五研究所，洛阳 471023)

0 引言

选区激光熔化(Selective Laser Melting, SLM)是指按照三维切片模型中规划好的路径，使用高能量密度的激光对粉末进行逐层扫描，使粉末熔化、凝固，从而获得零件的一种增材制造技术[1-3]。与传统制造技术相比，SLM技术可以制造结构复杂、难加工的零部件，具有很大程度的设计自由度，能够实现零件的近净成形[4-7]。

316L不锈钢具有优异的耐腐蚀性能、生物相容性和抗氧化性能，在核工业、生物医学、航空航天领域得到了广泛应用[7-9]。采用SLM成形316L不锈钢的研究在国内外也引起了广泛关注。KURZYNOWSKI等[10]在不同激光功率下激光选区熔化成形316L不锈钢，发现激光能量密度和扫描策略会对奥氏体亚结构和铁素体含量产生巨大影响。LIVERANI等[11]研究了SLM工艺参数对316L不锈钢显微组织和力学性能的影响，发现增大激光功率后，试样的伸长率呈上升趋势，减小成形角度后，试样的抗拉强度和屈服强度提高。WANG等[12]采用SLM技术制备316L奥氏体不锈钢，发现其屈服强度与拉伸延性的综合性能高于传统锻造316L不锈钢的。目前，有关SLM成形316L不锈钢的研究主要集中在显微组织和力学性能等方面，而不同扫描速度下缺陷对力学性能影响的研究相对较少。

为此，作者采用SLM工艺在不同扫描速度下制备了316L不锈钢试样，观察了其微观形貌、表面形貌和试样断口形貌，研究了拉伸性能、硬度和冲击韧性的变化，为SLM成形不锈钢材料奠定理论与技术基础。

1 试样制备与试验方法

试验材料为水雾化316L不锈钢粉末，化学成分见表1，由中瑞智创三维科技股份有限公司提供。该不锈钢粉末呈近似规则的圆球状，如图1所示，颗粒直径在25～60 μm之间。SLM成形时所用基板材料为316L不锈钢。

表1 316L不锈钢粉末的化学成分(质量分数)

图1 316L不锈钢粉末的微观形貌Fig.1 Micromorphology of 316L stainless steel powder

使用iSLM150型选区激光熔化设备，在氮气保护环境下对不锈钢粉末进行SLM成形，采用光纤激光器，激光波长为1 064 nm，光斑直径为70 μm，激光功率为170 W，相位角为73°，铺粉层厚度为50 μm，扫描间距为60 μm，扫描速度在700～1 200 mm·s-1。分别直接成形硬度、拉伸和冲击3种试样，形状和尺寸如图2所示，其中：拉伸试样和冲击试样的长度方向均平行于成形方向(z方向)，拉伸试样厚度为1 mm，冲击试样的V型缺口深度为2 mm。根据GB/T 228-2002，采用岛津万能拉伸试验机在室温下进行拉伸试验，拉伸速度为1 mm·min-1。根据GB/T 4340.1-2009，采用HB-3000B型显微硬度计在硬度试样xOy、xOz、yOz面上取点进行硬度测试，载荷为0.98 N，加载时间为15 s，测3个点取平均值。按照GB/T 229-2007，采用ZBC2000系列金属摆锤试验机进行室温冲击试验。采用S-3000N型扫描电子显微镜观察冲击断口形貌。在距冲击断口15 mm处取样，经镶嵌、研磨、抛光，用王水(HCl和HNO3体积比为3…1)腐蚀15 s后，在尼康ECLIPSE MA200型倒置光学显微镜上观察微观形貌。采用Dektak XT型轮廓仪观察xOy面的形貌并测定表面粗糙度。

图2 SLM成形试样的形状和尺寸Fig.2 Shape and size of SLM formed specimens: (a) tensile specimen; (b) impact specimen and (c) hardness specimen

2 试验结果与讨论

2.1 扫描速度对表面形貌和表面粗糙度的影响

由图3可以看出：当扫描速度在700～800 mm·s-1时，试样表面平坦，孔洞较少，这是由于在较慢的扫描速度下，激光与粉末作用的时间较长，粉末能充分熔融，熔池界面稳定性提升，使得形貌平坦，同时熔池中熔体流动性好，成形质量得到优化；但是在该扫描速度范围内，试样存在少量的球化现象，这一部分是由于较高激光功率和较低扫描速度的交叉作用而导致的“自成球”[13]，另一部分是由于不锈钢氧化形成的氧化膜改变了熔池边缘的表面张力，产生内对球而导致的球化[14]。当扫描速度增至900 mm·s-1及以上时，试样表面变得越来越粗糙，孔洞增多，球化现象越发明显，这是因为扫描速度的增大导致激光作用时间缩短，粉末熔融状态不佳，成形质量降低。随着扫描速度的增加，试样表面粗糙度增大。

图3 不同扫描速度下SLM成形试样的表面形貌和表面粗糙度Fig.3 Surface morphology and surface roughness of SLM formed specimens at different scanning speeds

2.2 扫描速度对微观形貌的影响

由图4可以看出：当扫描速度为800 mm·s-1时，熔池间连续性好，生长方向一致，熔池大小比较均匀，但是试样表面出现微孔，这是由于粉末颗粒间隙中的气体在熔池形成时溶解于液相，在快速凝固过程中未能及时逸出而形成的；随着扫描速度的增加，熔池间的空隙缺陷增多，特别是当扫描速度达到1 200 mm·s-1时，试样不同面上均出现大量空隙缺陷，形状为三角形和不规则形状，空隙尺寸达到100 μm以上，单道熔池出现断续现象。当扫描速度增大后，激光与粉末作用时间变短，导致粉末未能全部熔化，熔池中熔体流动性变差，熔池间搭接率降低，出现未熔合空隙缺陷。当其他工艺参数在合理范围内，适当降低扫描速度可以提高熔池搭接率，从而提升成形试样的致密性能和力学性能。

图4 不同扫描速度下SLM成形试样不同面的微观形貌Fig.4 Micromorphology of different faces of SLM formed specimens at different scanning speeds

2.3 扫描速度对拉伸性能的影响

由图5可知：随着扫描速度的增加，SLM成形试样的抗拉强度和断后伸长率先呈缓慢升高趋势后快速降低，屈服强度则一直呈降低趋势。当扫描速度大于1 000 mm·s-1后，抗拉强度、断后伸长率和屈服强度急剧下降，这一方面是由于较高扫描速度下的空隙缺陷增多，加剧了裂纹的萌生和扩展，另一方面是由于扫描速度的升高导致液相对流不稳定，界面失衡，晶体不能有效生长。

图5 不同扫描速度下SLM成形试样的工程应力-工程应变曲线和拉伸性能Fig.5 Engineering stress-engineering strain curves (a) and tensile properties (b) of SLM formed specimens at different scanning speeds

综上可知，在试验条件下，当扫描速度在700～1 000 mm·s-1时，SLM成形试样的强度和塑性较为稳定。

2.4 扫描速度对硬度的影响

由图6可知：随着扫描速度的增加，SLM成形试样的硬度总体呈缓慢增加后降低的变化趋势；当扫描速度在700～800 mm·s-1时，xOy，xOz和yOz面的硬度均较高，分别在230.0～247.0 HV，255.2～258.0 HV，252.3～262.5 HV，这是因为在合适工艺条件下，适当降低扫描速度后粉末熔融效果较好，成形后内部空隙缺陷少；在相同扫描速度下，成形试样xOz和yOz面的硬度相近，且除了扫描速度1 100 mm·s-1外均明显高于xOy面的，这是由于xOz和yOz面的熔池边界密度略高于xOy面的。

图6 不同扫描速度下SLM成形试样不同面上的硬度Fig.6 Hardness on different faces of SLM formed specimens at different scanning speeds

2.5 扫描速度对冲击韧性的影响

由图7可知：随着扫描速度增加，SLM成形试样的冲击吸收能量先保持稳定后下降，内部孔洞和裂纹逐渐增多，且孔洞直径增大，最大达到150 μm；当扫描速度在700～800 mm·s-1时，冲击吸收能量较高，在58.6～60.0 J，试样韧性最优。当扫描速度增至1 000 mm·s-1及以上时，试样中出现较多空隙缺陷，导致韧性下降。

图7 不同扫描速度下SLM成形试样的冲击吸收能量及冲击断口附近微观形貌Fig.7 Impact absorption energy and micromorphology near impact fracture of SLM formed specimens at different scanning speeds

由图8可知：当扫描速度为800 mm·s-1时，SLM成形试样发生韧脆性断裂，其冲击断口表面较为平整，有许多细小韧窝，裂纹源区比较平滑；当扫描速度为1 000 mm·s-1时，试样的冲击断口表面出现未熔颗粒与第二相粒子，分布有河流状的不连续条纹，该断口为宏观脆性断裂的解理断口，解理条纹上的分支较少；当扫描速度为1 200 mm·s-1时，试样冲击断口上存在较多未熔颗粒和孔洞，这些缺陷会导致大量裂纹萌生，进而降低试样的冲击韧性。