本研究通過振蕩激光-電弧複合增材隻在，開發了一種新的製造不鏽鋼的方法。

為(wei) 了平衡表麵精度、沉積效率和沉積零件的機械性能，開發了一種新的集成振蕩激光束和冷金屬轉移電弧的增材製造方法。這種新方法被稱為(wei) 振蕩激光-電弧複合增材製造（O-LHAM）。本研究比較了WAAM、LHAM和O-LHAM工藝的樣品性能。發現了一些新的現象是由光束振蕩引起的。

首先，O-LHAM樣品的表麵粗糙度和最小加工餘(yu) 量均降低至WAAM樣品的20%，因為(wei) 激光-電弧協同效應穩定了液滴過渡。其次，由於(yu) 振蕩對熔池產(chan) 生了強烈的攪拌作用，晶粒細化，

1. 介紹

電弧增材製造(WAAM)具有成本低、效率高的優(you) 點，是一種適合大尺寸零件製造的工藝。然而，由於(yu) 高熱量輸入和大電弧力引起的熔池形狀不可控，導致表麵精度差。為(wei) 了解決(jue) 這一問題，已經進行了許多嚐試，如采用更可控的低熱量輸入電弧和使用額外的銑削程序。然而，這些方法的效率並不令人滿意，因為(wei) 低的熱輸入對應最小的沉積量。此外，頻繁的銑削幹涉增加了製造時間。

激光-電弧協同效應可以增加電弧的電離度，固定電弧根，並在高焊接速度下穩定電弧。例如，在低碳鋼的激光-電弧混合焊接(LAHW)過程中，Moriakiet al.發現焊接速度從(cong) 1 m/min弧焊增加到7 m/min。Gao等人觀察到鎂合金、銅合金和不同金屬在LAHW中的類似現象。

EBSD結果;(a) ~ (d):逆極圖映射;(e) ~(f):晶粒尺寸小於(yu) 20 μm的晶粒映射;(a) (e):樣本1,av = 0 m s−2;(b) (f):樣品#2,av = 10 ms−2;(c) (g):樣品#3,av = 15 m s−2;(d) (h):樣品#4,av = 20 m s−2。

目前對激光-電弧混合增材製造(LHAM)工藝的研究有限。在K163高溫合金的LHAM工藝中，Zhang et al.發現激光-電弧協同效應提高了零件精度，但由於(yu) 激光功率不足(225 W)，沉積效率和速度沒有提高。因此，具有較強激光-電弧協同效應的大功率LHAM工藝可以有效提高表麵精度，同時不損失沉積效率。

不過缺陷是，在高功率激光加工過程中容易產(chan) 生孔缺陷，尤其是采用增材製造(AM)中典型的部分穿透模式時。這是由於(yu) 鎖孔尖端不穩定和凝固速率高導致的。最近，Fetzer等人發現高能激光焊接過程中，由於(yu) 氣泡被周期性振蕩的激光束捕獲，通過光束振蕩可以抑製氣孔的形成。結果表明，光束振蕩可以有效地解決(jue) 高功率激光調幅過程中的孔隙率問題。

另一方麵，以往的研究表明激光-電弧相互作用對提高表麵精度的影響，但很少討論沉積樣品的微觀結構和力學性能。眾(zhong) 所周知，在AM過程中，熱循環和熱積累對試樣的組織和力學性能有顯著影響。Wang等人證實，垂直建築方向上的力學非均勻性是由溫度梯度和冷卻速率的變化造成的。近基體(ti) 區域(707 MPa)的抗拉強度優(you) 於(yu) 層帶(684 MPa)和頂部區域(661 MPa)，主要是由於(yu) 形成了非均質組織、枝晶臂間距大、Laves較多。Kuryntsev發現了結晶速率對激光焊接過程中δ-鐵素體(ti) 形成的顯著影響，得到了δ-鐵素體(ti) 含量對焊縫性能的影響。

在目前的研究中，開發了一種集成了高功率振蕩激光束和冷金屬轉移(CMT)電弧的新型AM工藝，稱為(wei) O-LHAM。研究了沉積樣品的表麵精度、顯微組織特征和拉伸性能，並與(yu) WAAM和LHAM工藝進行了比較。

2. 材料和方法

本研究使用的沉積絲(si) 為(wei) er316l不鏽鋼(316SS)，化學成分為(wei) C0.018-Cr19.53-Ni12.78-Mo3.09-Si0.35-Mn2.28-Fe平衡(wt. %)，直徑為(wei) 1 mm。在低碳鋼基體(ti) 上以“之”字形的方式逐層沉積金屬絲(si) 。基材表麵的氧化物和汙染物用磨床拋光，在沉積前用丙酮清洗。

製造係統包括一個(ge) IPG YLS-6000光纖激光器，束波長為(wei) 1070 nm，一個(ge) Fronius TPS4000 CMT焊機，一個(ge) SCANLAB HurrySCAN30電流計和一個(ge) Fanuc M-710iC機器人。該焊機采用協同模式，與(yu) CMT特性線，以統一電流、電壓和送絲(si) 行為(wei) 。圖1為(wei) 實驗裝置示意圖。激光束通過光纖傳(chuan) 輸到準直器。然後，它被銅鏡反射，被振蕩單元偏轉。最後，用f-θ物鏡對光束進行聚焦。WAAM工藝中，電弧炬與(yu) 工件表麵的夾角為(wei) 90°。

圖1 實驗設置示意圖，(a)全視圖，(b) WAAM細節，(c) LHAM細節，(d) O-LHAM細節。

表1 主要工藝參數。

對於(yu) LHAM和O-LHAM工藝，激光束與(yu) 水平方向的夾角為(wei) 90°，電弧炬與(yu) 工件表麵的夾角為(wei) 60°。鋼絲(si) 伸長為(wei) 11 mm，激光弧距為(wei) 2 mm。送絲(si) 速率為(wei) 6 m/min，對應的平均電流為(wei) 112 A，平均電壓為(wei) 13.3 V。保護氣體(ti) 為(wei) 97.5% Ar + 2.5% CO2的混合氣體(ti) ，流速為(wei) 25 l/min。主要加工參數如表1所示。

實驗中製備了三種不同高度的薄壁。采用高度為(wei) 40mm的短薄壁進行表麵精度計算和表麵細節顯示。采用高度為(wei) 140 mm的高薄壁板對試樣進行顯微組織觀察和拉伸性能測試。

圖2 樣本切割位置的示意圖,(a)看來,(b)維度的拉伸試驗樣本,(c)的細節區域(a), (d)插圖的橫截麵形狀,Δh1,Δh2,Δh3,ΔL, Wavarage表明單層穿透深度,層高度,重熔深度、水平距離內(nei) 重疊的位置,以及相鄰兩(liang) 層的外邊緣和沉積層的平均寬度分別。

如圖2所示，沉積後，按照NB/ T47013.2-2015標準，在y向20 ~ 140 mm、z向10 ~ 30 mm區域進行無損x射線檢測(NDT)。然後，根據圖3所示的坐標係，利用激光位移傳(chuan) 感器測量薄壁的輪廓。測量範圍為(wei) y方向30 - 130mm，間隔10mm交替測試10次。表麵精度由表麵粗糙度(R)和側(ce) 壁最小加工餘(yu) 量(dmin)表示。

圖3 沉積薄壁表麵形貌和側(ce) 壁表麵精度，(a) WAAM， (b) LHAM， (c) O-LHAM。

R是側(ce) 壁輪廓上每個(ge) 點到基線的絕對距離的平均算術偏差，由公式1計算，如下所示:

其中di為(wei) 側(ce) 壁輪廓上的點到基線的距離，n為(wei) 試驗數，為(wei) 由最小二乘法線性擬合輪廓計算出的理想基線。dmin可由公式2計算為(wei) ：

孔隙度通常根據X射線無損檢測圖像或樣品的斷裂麵計算。本研究采用X射線無損檢測圖像來計算整個(ge) 樣品的孔隙度，因為(wei) 它往往比從(cong) 斷裂麵獲得的孔隙度更準確，而斷裂麵僅(jin) 代表樣品的一部分。拉伸性能的各向異性定義(yi) 為(wei) 水平和垂直值之差與(yu) 水平值之比的絕對值。

3. 結果與(yu) 討論

3.1 表麵精度

如圖3所示，WAAM、LHAM和O-LHAM樣品的側(ce) 壁輪廓分別在−2440 ~ +130 μm、−960 ~ +270 μm和−280 ~ +170 μm之間波動。O-LHAM樣品的波動幅度小於(yu) WAAM和LHAM樣品。通過方程式1和2計算樣品的R和dmin，以更精確地描述這種還原。O-LHAM樣品的R值為(wei) 42 μm，僅(jin) 為(wei) LHAM樣品(78 μm)的54%，WAAM樣品(205 μm)的20%。此外，O-LHAM樣品的dmin為(wei) 293 μm，僅(jin) 為(wei) LHAM樣品(889 μm)的33%，WAAM樣品(1496 μm)的20%。因此，激光-電弧協同效應穩定了液滴沉積，從(cong) 而平滑了沉積形貌。

圖4 (a) WAAM、(b) LHAM、(c) O-LHAM的截麵形貌和重熔率。

如圖4所示，WAAM試樣的橫截麵呈新月形，Δh1為(wei) 4.1 mm， Δh2為(wei) 2 mm, average為(wei) 6.6 mm。LHAM試樣的特征為(wei) :Δh1為(wei) 3.5 mm， Δh2為(wei) 0.8 mm, average為(wei) 4.0 mm，為(wei) 典型的激光-電弧混合焊縫的形狀。部分層的狹窄部分出現了一些孔隙。O-LHAM樣品的特征是WAAM和LHAM樣品之間的過渡形狀，Δh1為(wei) 2.7 mm， Δh2為(wei) 0.8 mm，平均為(wei) 4.5 mm。WAAM、LHAM和O-LHAM樣品的Δh3值分別為(wei) 2.1、2.7和1.9 mm。

O-LHAM樣品的重熔深度最小，但重熔率(η， Δh3 / Δh1的比例為(wei) 70%，幾乎是WAAM樣品的1.4倍。η值越大，則ΔL越小，表麵精度越高。對於(yu) LHAM工藝，較高的凝固速率和較深的熔深導致較淺的熔層和較高的重熔比。這減少了ΔL並使樣品表麵光滑。對於(yu) O-LHAM過程，束流振蕩通過改變熔池溫度分布，引起垂直於(yu) 水平方向的運動分量。這進一步使沉積層變淺，並通過減少交替激光或電弧引導模式對相鄰層寬度的影響，提高表麵精度。

3.2 孔隙度

如圖5所示，通過x射線無損檢測，WAAM和O-LHAM樣品中均未出現孔隙，但LHAM樣品中檢測到大量直徑為(wei) 0.1-2 mm的不規則鏈孔。LHAM樣品的計算孔隙率可達24%。高功率激光束可增加孔隙率，激光束振蕩可抑製孔隙率。

圖5 樣品的x射線無損檢測結果，(a) WAAM， (b) LHAM， (c) O-LHAM。

對於(yu) WAAM工藝，高熱量輸入的熱傳(chuan) 導模式導致熔池較淺，凝固速度較長。它通過提供足夠的時間讓氣泡揮發到空氣中來抑製氣孔。對於(yu) LHAM工藝(圖6a)，由於(yu) 激光鎖孔尖端在當前的局部穿透沉積過程中不穩定，熔池中容易出現氣泡。通常在LAHW中，電弧電流需要大於(yu) 240A才能抑製孔隙率。然而，在本研究中有意將電流保持在較低的水平，因為(wei) 大電流會(hui) 導致熔體(ti) 流動不穩定，不能提供穩定的樣品。

圖6 熔池中熔體(ti) 流動示意圖(a) LHAM， (b) O-LHAM。

因此，氣泡不能通過熔體(ti) 流動逃逸到空氣中，而是停留在沉積層中形成高孔隙度的。對於(yu) O-LHAM過程(圖6b)，氣泡的形成與(yu) LHAM過程相似，但氣泡可以被周期性振蕩的激光束捕獲，並通過等離子體(ti) 從(cong) 鎖孔噴射到空氣中。此外，由於(yu) 小孔尖端汽化減弱，氣泡體(ti) 積減小，有利於(yu) 氣孔抑製。

3.3 微觀結構

根據文獻，直接激光沉積(DLD)製備的316SS的顯微組織由γ和δ相組成。如圖7所示，由於(yu) 熔池中沿建築方向的溫度梯度高於(yu) 其他任何方向，三種樣品均表現為(wei) 外延生長枝晶。從(cong) 圖7a可以看出，每個(ge) 沉積層被劃分為(wei) 兩(liang) 個(ge) 區域:細晶粒的再熔區和粗晶粒的熔化區。三種工藝的重熔區δ相均表現為(wei) 細長條帶(圖7b-d)。WAAM、HLAM和O-LHAM工藝的帶鋼長度分別為(wei) 80-125 μm、60-70 μm和97-112 μm，初級枝晶間距分別為(wei) 2-5 μm、2-3 μm和2-3 μm。

圖7 XOZ平麵的微觀結構，(a)特征區示意圖，(b) WAAM， (c) LHAM， (d) O-LHAM。

不同工藝中δ相的形狀和含量不同。WAAM樣品的δ相為(wei) 8 ~ 20 μm的粗島，含量為(wei) 6.8%;LHAM樣品的δ相為(wei) 半連續網絡，島狀尺寸為(wei) 8 ~ 33 μm，含量為(wei) 8.6%。O-LHAM樣品的δ相為(wei) 1 ~ 6 μm的細島狀或顆粒狀，含量為(wei) 3.4%。結果表明，O-LHAM工藝具有最佳的晶粒細化能力。

圖8 EBSD測試觀察相組成，(a) WAAM， (b) LHAM， (c) O-LHAM。

對於(yu) 非平衡凝固，Guo et al等人聲稱通過抑製溶質再分布，γ相在非常高的冷卻速率下完全實現。由於(yu) 目前研究的冷卻速率比選擇性激光熔煉的冷卻速率至少小兩(liang) 個(ge) 數量級，由於(yu) 容易發生成分偏析，必然會(hui) 形成δ相。

圖9 的實驗表明，對於(yu) WAAM過程(圖9a)，較高的熱輸入(298 J/mm)導致凝固速率較低。因此，隨著溶質重新分布(如Cr、Mo)，枝晶生長方向很容易偏離熱流方向。在冷卻過程中，枝晶間首先析出亞(ya) 穩網狀δ相，當溫度達到兩(liang) 相區時，δ相逐漸轉變為(wei) 奧氏體(ti) 。由於(yu) 凝固緩慢，奧氏體(ti) 有足夠的時間變粗，隻有少數δ相未溶解，仍以島狀存在於(yu) 奧氏體(ti) 基體(ti) 中。

圖9 (a) WAAM、(b) LHAM和(c) O-LHAM的微觀結構演變，其中黑色箭頭表示晶粒生長方向。

對於(yu) LHAM工藝(圖9b)，低熱量輸入(175 J/mm)導致快速凝固速率。這樣可以細化枝晶，並且枝晶的生長方向幾乎與(yu) 熱流方向平行。此外，大部分精細亞(ya) 穩網絡δ相凝固迅速，沒有時間繼續反應。它們(men) 保持在最終狀態，形成含量最高的半連續網狀δ相。

對於(yu) O-LHAM過程(圖9c)，細晶生長方向與(yu) LHAM過程相似，但最初形成的枝晶被激光束振蕩破壞。它們(men) 破壞了亞(ya) 穩態網狀δ相，促進了δ相的分散帶的形成。結果表明，O-LHAM樣品的微觀結構為(wei) 細島狀、彌散粒狀δ相，δ相含量最低。

3.4 紋理

WAAM試樣在滾動方向(RD)有強烈的聚集傾(qing) 向，極點圖(PFs)的中心在橫向(TD)和法向(ND)連接形成帶(圖10a-c)。

圖10 EBSD映射，PF (a) WAAM， (b) LHAM， (c) O-LHAM，和紋理分布(d) WAAM， (e) LHAM，和(f) O-LHAM。

通常，

對於(yu) WAAM工藝（圖9a和圖10d），由於(yu) 凝固速率低，外延柱狀晶粒有足夠的生長時間偏離

對於(yu) LHAM和O-LHAM工藝（圖9b-c、10e-f），由於(yu) 高凝固速率，柱狀晶粒生長幾乎平行於(yu)

對於(yu) O-LHAM過程，溫度場方向不再與(yu) 熱流一致，因為(wei) 光束振蕩會(hui) 不斷地改變兩(liang) 者。也就是說，

3.5 拉伸性能和斷口分析

如圖11a所示，WAAM樣品的最低水平極限抗拉強度（UTS）為(wei) 536 MPa，最高垂直極限抗拉強度為(wei) 622 MPa。而LHAM和O-LHAM樣品的UTSs在570範圍內(nei) 穩定−580 MPa，顯示水平UTS增加，但垂直UTS減少。

圖11 拉伸性能，(a) UTS， (b) YS， (c) EL和(d)各向異性，其中後綴-H、後綴-V和粉色區域分別表示水平方向、垂直方向和ASTM A479標準要求。

如圖11b所示，WAAM樣品的屈服強度（YSs）在水平方向（299MPa）和垂直方向（321 MPa）最低。然而，LHAM和O-LHAM樣品的YSs都有增加的趨勢。LHAM樣品的水平和垂直YSs分別為(wei) 330 MPa和347 MPa。O-LHAM樣品在兩(liang) 個(ge) 方向上的YSs幾乎相等，即水平方向為(wei) 344MPa，垂直方向為(wei) 348 MPa。

如圖11c所示，WAAM樣品的水平和垂直伸長率（ELs）分別為(wei) 30.9%和34.0%。LHAM樣品的ELs在水平方向為(wei) 23.8%，在垂直方向為(wei) 27.7%。O-LHAM樣品的ELs最高，水平方向為(wei) 31.2%，垂直方向為(wei) 34.4%。值得注意的是，LHAM樣品的EL最低，甚至低於(yu) WAAM樣品。上述觀察到的微觀結構表明，這可能是由於(yu) 高孔隙率造成的，高孔隙率通過誘導應力集中和減少拉伸試驗期間的實際載荷麵積而降低了塑性。

如圖11d所示，WAAM樣品的UTS和YS各向異性最高，分別為(wei) 16.0%和7.4%。O-LHAM過程幾乎抑製了UTS和YS中的各向異性，兩(liang) 者都降低到1.2%。此外，O-LHAM樣品的EL各向異性最低，為(wei) 10.0%。

這些結果表明，O-LHAM工藝有利於(yu) 降低拉伸各向異性，並具有更好的整體(ti) 拉伸性能，因為(wei) 梁振動加強了水平方向的最弱區域。此外，所有拉伸性能均高於(yu) ASTMA479的推薦標準，UTS為(wei) 485 MPa，YS為(wei) 170 MPa，EL為(wei) 30%。

WAAM樣品的斷裂麵無孔隙，並顯示出典型的韌性裂紋，其特征為(wei) 深而小的韌窩，平均直徑為(wei) 4.2μm，位於(yu) 大韌窩內(nei) （圖12a–d）。LHAM樣品的斷裂麵也呈現韌性斷裂，並以平均直徑為(wei) 1.1μm的均勻小韌窩為(wei) 特征（圖12e-h）。然而，大量鏈狀孔隙（0.1–0.6 mm）出現在LHAM樣品的斷裂麵上。垂直樣品中出現少量解理。O-LHAM樣品斷裂麵上的鏈孔消失（圖12i–l）。表麵顯示韌性斷裂，其特征是平均尺寸為(wei) 1.8μm的韌窩和垂直試樣中一些較小的解理。

圖12 樣品的形貌,(a) WAAM水平方向,(b)麵積A1的細節,(c) WAAM垂直方向,A2 (d)的詳細信息區域,(e) LHAM水平方向,B1 (f)的詳細信息區域,(g) LHAM垂直方向,B2 (h)的詳細信息區域,(i) O-LHAM水平方向,C1 (j)的詳細信息區域,(k) O-LHAM垂直方向,(l) C2區域的細節。

一般來說，金屬的強化主要有四種方式：加工硬化、固溶強化、沉澱強化和細晶強化。對於(yu) AM工藝，由於(yu) 重複熱循環，織構、晶界（GB）斷裂模式和冶金缺陷在強化中也起著重要作用。在本研究中，由於(yu) 沒有塑性變形，因此無法進行加工硬化。固溶強化對這三種工藝的影響是相同的，因為(wei) 它們(men) 使用相同的填充絲(si) 。

因此，這三種工藝之間拉伸性能的差異取決(jue) 於(yu) 以下五個(ge) 因素：

（1）細晶粒強化，其中晶粒尺寸越小，拉伸性能越好；

（2）沉澱強化，其中第二相顆粒的條狀或顆粒狀傾(qing) 向於(yu) 改善鋼的拉伸性能，但網絡（尤其是沿晶界沉積的連續晶體(ti) 網絡）傾(qing) 向於(yu) 減少它們(men) ；

（3） GB的斷裂模式，當拉伸平行於(yu) 柱狀晶界時，斷裂以滑動模式為(wei) 特征。這通過延遲裂紋擴展來提高拉伸性能。否則，這是一種開放模式，拉伸性能降低；

（4）織構的影響，{001}

（5）冶金缺陷的影響，其中孔隙通過內(nei) 應力集中降低拉伸性能。

基於(yu) 這五個(ge) 因素，O-LHAM拉伸性能的改善可以解釋如下。

對於(yu) WAAM樣品（圖13），滑動斷裂模式和

圖13 WAAM試樣的裂紋過程，不同的顏色代表不同的晶粒取向。

對於(yu) LHAM樣品（圖14），晶粒細化有利於(yu) 拉伸性能的提高。相反，{001}

圖14 LHAM試樣的裂紋處理。

由於(yu) 晶粒尺寸的類似變化，O-LHAM樣品（圖15）與(yu) LHAM樣品具有相同的強化機製。因此，它比WAAM樣品具有更好的拉伸性能。此外，光束振蕩抑製了孔隙率，降低了{001}

圖15 O-LHAM樣品的裂紋處理。

為(wei) 了清楚地表達研究結果，表2總結了WAAM、LHAM和O-LHAM工藝之間的差異。

表2

4. 結論

(1) 開發了一種新的增材製造方法，稱為(wei) 振蕩激光-電弧混合增材製造（O-LHAM），以提高樣品表麵精度，保持高沉積效率，並產(chan) 生足夠的拉伸性能。

(2) O-LHAM樣品的表麵粗糙度和最小加工裕度均降低至製造的線弧增材（WAAM）樣品的20%，因為(wei) 激光-電弧協同效應在高沉積速度下穩定了電弧熔滴過渡。

(3) 對於(yu) 無光束振蕩的激光-電弧混合增材製造（LHAM）工藝，由於(yu) 不穩定的小孔尖端坍塌，樣品孔隙率達到24%。然而，對於(yu) O-LHAM過程，由於(yu) 周期性振蕩的光束“捕獲”了熔池中的氣泡，因此可以有效地抑製樣品的孔隙率。

(4) 由於(yu) 束流振蕩引起的攪拌效應，O-LHAM樣品中的δ-鐵素體(ti) 相由WAAM樣品的粗島和半連續網絡轉變為(wei) 細粒或島狀，其含量僅(jin) 占WAAM樣品的3.4%，僅(jin) 占WAAM樣品的一半。

(5) 由於(yu) 溫度梯度和熱流的周期性變化，在光束振蕩下，O-LHAM樣品的bad{001}

(6) 與(yu) WAAM樣品相比，通過將水平UTS從(cong) 536增加到575 MPa，將垂直UTS從(cong) 622減少到582 MPa，將YS從(cong) 299增加，O-LHAM樣品具有最佳的均勻拉伸性能和最低的拉伸各向異性−321兆帕至344兆帕−348MPa，並保持延伸率在30%以上。

來源：

Laser-arc hybrid additive manufacturing of stainless steel with beamoscillation，Additive Manufacturing，doi.org/10.1016/j.addma.2020.101180

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