本文探討了激光製造鋼的工藝進展以及麵臨(lin) 的挑戰。本文為(wei) 第四部分。

能量密度

在LAM過程中，影響鋼件質量的因素非常複雜，這意味著需要高維度來對過程進行數學描述，這對建模來說是一個(ge) 巨大的挑戰。因此，提出了幾個(ge) 數學表達式，將這些因素整合到單個(ge) 變量中，以降低維度。與(yu) 集成有限因素的流程圖不同，該集成變量更有效地洞察不同流程參數的相互作用。DebRoy等人對AM中常用的綜合變量進行了審查。它們(men) 包括無量綱熱輸入、Marangoni數、Peclet數、Fourier數和熱應變參數。

這些變量的重要性以及它們(men) 對LAM過程的影響是不同的。關(guan) 於(yu) 這些變量的詳細比較和討論，見DebRoy和同事的論文。目前，使用最廣泛的集成變量是熱輸入，也被稱為(wei) 能量輸入、比能量或能量密度，具體(ti) 取決(jue) 於(yu) 集成過程變量的數量。該變量取自常規焊接，旨在通過整合不同的加工參數來描述激光加工過程中的有效能量輸入，從(cong) 而了解熔池中的物理冶金。因此，由於(yu) 缺乏對這一特別重要的變量的審查，本綜述側(ce) 重於(yu) 熱輸入及其對LAM鋼性能的影響。

研究認為(wei) ，高功率壁中的粗晶粒與(yu) 高線性熱輸入有關(guan) ，這導致了更大的熔池，因此與(yu) 低功率壁中的熔池相比，冷卻速度較慢（見圖17（b））。因此，由於(yu) 晶粒更細，使用較低激光功率製備的304L試樣的強度和延展性均高於(yu) 使用較高激光功率製備的試樣（見圖22（e-f））。然而，該線性能量密度僅(jin) 涉及兩(liang) 個(ge) 參數（即激光功率和掃描速度），不能用於(yu) 準確描述其他參數（例如送粉速度、層厚度、激光光斑大小和掃描間距）的組合效應。在Wang等人的研究中，兩(liang) 種薄壁樣品的送粉速率和相應的層厚度也不同。如上所述，層厚度的增加減少了熱循環次數和總激光能量輸入，從(cong) 而獲得不同的微觀結構和機械性能。然而，這種影響不能僅(jin) 通過線性能量密度來反映。

圖22 不同線性熱輸入下縱向L-DED構建304L樣本的EBSD逆極點圖：（a，b）線性熱輸入 = 271 J mm–1，（c，d）線性熱輸入 = 377 J mm-1；（e）從(cong) 低功率壁和高功率壁兩(liang) 個(ge) 方向提取的304L樣品，以及從(cong) 退火基板提取的樣品的拉伸應力-應變曲線；（f）縱向試樣的抗拉強度隨薄壁試樣底部距離的變化。

為(wei) 了分析L-DED工藝參數對鎳合金激光熔覆形狀的影響，Peng等人提出了麵積熱輸入，它包括三個(ge) 參數（即激光功率、掃描速度和激光光斑大小）。

這種情況與(yu) Lu的工作不同，在Lu的工作中，激光比能量用於(yu) 分析熱輸入對316L不鏽鋼樣品成形特性的影響。如圖5（f）和圖8（g–i）所示，L-DED製造的316L單軌樣品的寬度隨著比能量的增加而不斷增加，而高度最初增加，然後逐漸降低。根據Lu及其同事的說法，存在一個(ge) 臨(lin) 界激光比能（Emax），在該比能上，熔池蒸發並電離成等離子體(ti) ，從(cong) 而損失部分激光能量。由於(yu) 部分熔池的燒損和吸收的激光能量，沉積效率降低，從(cong) 而降低了熔池的高度。Peng和Lu之間不一致的結果表明，比能對熔池尺寸的影響因材料而異，例如鎳合金和316L不鏽鋼。

Sander及其同事應用了基於(yu) 體(ti) 積的能量密度E（J mm–3）來說明熱輸入對L-PBF製造的FeCrMoVC工具鋼零件的微觀結構、抗壓強度和表麵粗糙度的影響，並發現在較高的能量輸入下，熔池的高度降低( 130 J mm–3），如圖23（a，b）所示。盡管這與(yu) Lu的結果一致，但Sander認為(wei) ，由於(yu) 較低的能量輸入，掃描軌跡的固化速度較快，這是通過減少前幾層的重熔，導致掃描軌跡增厚的原因。因此，需要進一步的研究來澄清這種不一致性。此外，Sander的實驗結果表明，L-PBF製造的工具鋼樣品具有更高的能量密度（129.6 J mm–3）的抗壓強度略高於(yu) 鑄造樣品和低能量密度（89.3J）的L-PBF製造樣品 mm–3），如圖23（c）所示。這與(yu) L-DED不鏽鋼樣品的結果相反（見圖22（e，f）），在圖中，當以較低的能量密度製造不鏽鋼樣品時，可獲得較高的強度。L-PBF組合工具鋼在較高能量密度下獲得較高強度的機理尚不清楚，這可能與(yu) 晶粒、碳化物、馬氏體(ti) 含量和熔池的不同形態有關(guan) 。此外，能量密度對L-DED製造的316L和L-PBF製造的工具鋼（圖22（e，f）和23（c））的機械性能產(chan) 生不同影響的可能原因也可能因能量密度、材料性能以及機器的表達而不同。

圖23 （a，b）與(yu) 鑄態樣品相比，L-PBF製造工具鋼樣品的微觀結構：熔體(ti) 池的邊界用箭頭標記，馬氏體(ti) 針狀物被圈出；（c）工程壓應力——與(yu) 鑄態相比，L-PBF製造工具鋼樣品的應變曲線。

通過擴展Ion等人概述的方法，Thomas和他的同事提出了兩(liang) 個(ge) 無因次變量(E min和E 0)，用於(yu) 構造L-PBF的標準化處理圖。E min是熔化粉末所需的單位體(ti) 積的最小無量綱熱輸入，而E 0是歸一化的等效能量密度。

基於(yu) 上述概述，所有當前可用的無量綱能量輸入可總結，並按其單位分為(wei) 三組，如表2所示。它們(men) 是線性能量密度（J mm–1）、麵積能量密度（J mm–2）和體(ti) 積能量密度（J mm–3）。為(wei) 了避免爭(zheng) 議，新提出的體(ti) 積能量密度E min因其單位（J mm–2）被歸類為(wei) 麵能密度。顯然，與(yu) 其他能量密度組相比E min和E 0更準確，因為(wei) 粉末床溫度（T0）和其他變量（例如ρ、Cp和Tm）也代表合金的熱物理性質。

表2 當前可用無量綱能量密度的分類。

基於(yu) 歸一化等效能量密度（方程式（9）-（16）），Thomas等人構建了一係列合金係統AM的歸一化過程圖，如圖24（a）所示。與(yu) 僅(jin) 集成激光功率和掃描速度的過程圖不同，圖24（a）表示歸一化變量S*P*、V*和T*的寬處理窗口，後三個(ge) 參數組合成一組無量綱變量。歸一化等效能量密度（E 0）的等值線由虛線表示。新的歸一化工藝圖旨在提供一個(ge) 實用框架，用於(yu) 比較一係列AM平台、合金和工藝參數，並提供有關(guan) 微觀結構的預測信息。此外，該圖還為(wei) 選擇最佳工藝參數提供了有價(jia) 值的參考。對Ti6Al4V和L-PBF構建的316L的粉末床電子束熔煉（EBM）的適用性進行了實驗研究。

值得注意的是，與(yu) 線性能量密度對L-DED構建304L樣品微觀結構的影響類似，E 0還導致粉末層EBM構建的Ti6Al4V（圖24（a）中的α+β板條）和L-PBF構建的316L（圖24（b）中的蜂窩結構）中的微觀結構更粗糙，從(cong) 而降低強度和硬度。通常，較高的能量密度會(hui) 降低冷卻速度，並導致較粗的微觀結構。進一步的討論見“常規生產(chan) 鋼的凝固和相變簡要概述”一節。

圖24 EBM製造的Ti-6Al-4標準化處理圖 V（a）和L-PBF製造的316L不鏽鋼（b）。

但這並不意味著上述能量密度表達式可以用來準確預測或評價(jia) LAM生產(chan) 的構件的微觀結構。這是因為(wei) ，對於(yu) 相同的能量密度，單個(ge) 參數可以非常不同，從(cong) 而不同的熔體(ti) 池幾何形狀。如圖25(a)所示，盡管體(ti) 積能量密度保持不變，但不同參數組合製備的L-PBF製備的Al-12Si樣品的相關(guan) 密度從(cong) ~ 40%到100%不等。

Prashanth等人認為(wei) ，雖然激光功率和激光掃描速度的結合很重要，但單個(ge) 參數(即激光功率)對孔隙率的控製具有決(jue) 定性影響。此外，在能量密度不變的情況下，孔隙率的顯著變化也歸因於(yu) 不同參數組合所導致的熔池幾何形狀的不同。打印不同L-PBF參數的904L鋼單軌的截麵圖像證實了這一點(圖25(b))。如圖25(b)所示，雖然具有相同的線能密度，但第3組和第7組熔體(ti) 池的幾何形狀完全不同。在LAM過程中，不同尺寸的單軌不可避免地會(hui) 影響相鄰層間的相互作用，從(cong) 而導致樣品的不同性質。在L-PBF製造的316L鋼和Al 2024合金中也報道了類似的現象。

圖25 (a)恒定能量密度為(wei) 55 J mm-3時，采用不同激光功率和激光掃描速度組合製備的L-PBF製備的Al-12Si樣品的相對密度;(b)不同參數的L-PBF製造的904L鋼單軌的典型斷麵顯微圖。

總結

與(yu) 大多數傳(chuan) 統製造工藝相比，LAM工藝涉及各種加工變量。在激光熔化過程中，熔池的複雜熱曆史(如熱輸入、冷卻速率、熱梯度、熱循環)直接由激光功率、掃描速度、掃描間距、粉末進給速度、層厚等加工變量決(jue) 定。這導致了每一個(ge) 軌道或層的幾何形狀和微觀結構的變化，因此組件的整體(ti) 性能。

個(ge) 別參數的影響

為(wei) 了研究和了解加工參數，即激光功率、掃描速度、粉末進給速度和層厚對熔池幾何形狀、缺陷和殘餘(yu) 應力的影響，已經做了大量的研究。一般情況下，增加激光功率同時增加了單軌樣品的寬度和高度，這是由於(yu) 較高的熱輸入和捕獲效率，這有利於(yu) 消除缺陷，特別是在L-PBF過程中產(chan) 生的球化現象造成的熔合氣孔。通過降低掃描速度或增加粉末進給速度，可以在單軌幾何上實現類似的效果。然而，在LAM過程中，每個(ge) 加工參數都有一個(ge) 優(you) 化範圍，超出這個(ge) 範圍會(hui) 對零件質量產(chan) 生負麵影響。例如，如果激光功率過高或掃描速度過低，由於(yu) 金屬蒸發強烈，熔體(ti) 池底部會(hui) 形成較大的小孔孔。而當激光功率過低或掃描速度過高時，則會(hui) 出現球化現象，導致熔合孔的缺失。在L-DED係統中，粉末進給速度也是關(guan) 鍵的，因為(wei) 它直接關(guan) 係到捕獲效率。過高的粉末進料速度導致未熔化的粉末，因此高孔隙率。

除了熔池的幾何形狀和缺陷外，鋼構件的組織(特別是晶粒形態、織構和相成分)和機械性能也取決(jue) 於(yu) LAM工藝參數，這些參數改變了熱曆史(如熱輸入、冷卻速率、熱梯度、熱循環)。例如，較高的激光功率和較低的掃描速度，即單位時間和單位麵積的能量輸入較高，可以增強LAM過程中形成的馬氏體(ti) /貝氏體(ti) 的原位回火。

在LAM過程中還需要考慮其他的加工參數，包括掃描策略、激光類型、激光束大小和形狀、層切片策略、保護氣體(ti) 、建築朝向和樣品幾何形狀。例如，分形、螺旋和島狀掃描策略，而不是傳(chuan) 統的直線掃描策略，已被用於(yu) 減少殘餘(yu) 應力，從(cong) 而使局部變形最小化，這是由於(yu) LAM過程中陡直的熱梯度造成的。此外，掃描策略和掃描層厚度對LAM加工鋼的相組成(如馬氏體(ti) 鋼中的殘餘(yu) 奧氏體(ti) )和晶粒尺寸都有顯著的影響，這是因為(wei) 它們(men) 導致的冷卻速率的差異。例如，可以利用激光束的形狀來改變熔池的幾何形狀;保護氣體(ti) ，由於(yu) 在LAM過程中降低了氧化水平，改變了鋼件的幾何精度。

此外，控製保護氣體(ti) 成分似乎是另一種有效的方法來調整微觀結構和相組成。例如，在17-4 PH鋼的LAM過程中，N2氣體(ti) 可以用來穩定奧氏體(ti) 相，或者作為(wei) 氮源，在含有強氮形成元素的鋼(如馬氏體(ti) 時效鋼)中原位形成氮化物沉澱。此外，切片策略需要從(cong) 一開始就正確選擇，因為(wei) 它會(hui) 導致複雜幾何形狀構件的熱曆史變化，導致微觀結構和力學不均勻。然而，對這些變量的研究相對有限，特別是對微觀組織和力學性能的研究。為(wei) 了製造高質量的零件，需要對這些工藝參數進行深入研究和了解。從(cong) 焊接研究中產(chan) 生的知識可以是一個(ge) 有用的參考來源。

各參數的組合效應

除了上述的流程圖外，還提出了一些數學表達式來將各種加工變量整合成一個(ge) 單一的變量。與(yu) 集成了有限因素的過程圖相比，這個(ge) 集成的數學變量在洞察不同參數之間的相互作用方麵更有效，特別是廣泛報道的能量密度。然而，從(cong) 上麵的回顧來看，我們(men) 認為(wei) 能量密度仍然不能直接預測熔融池的大小或樣品的性質，即使是對於(yu) 同一種材料。單個(ge) 參數對能量密度的貢獻可能不同。雖然這些表達式綜合了這些參數，但它們(men) 都沒有涉及到單個(ge) 參數的貢獻比例。Prashanth等人建議需要修改能量密度，以包括額外的工藝參數，如艙口類型、激光光斑大小和材料性能。

偏振光顯微照片顯示了標準化艙口間距h*，a）–e）和束流速度v*，f）到j）對EBM Ti–6Al–4V微觀結構的影響。為(wei) 清晰起見：在左側(ce) 列中，v*是固定的，h*是變化的，而h*在右側(ce) 列中是固定的。

h*和v*對EBM Ti–6Al–4V微觀結構的影響如上圖所示。在本研究的背景下，h*對β粗糙度的影響α變換積比v*更明顯。在3

從(cong) 這個(ge) 角度來看，Thomas等提出的無量綱能量密度(15)-(16)式比線性或體(ti) 積能量密度更能表達有效能量吸收。然而，使用不同參數組合產(chan) 生的合金的熔體(ti) 池大小和微觀結構存在顯著差異，盡管這兩(liang) 種組合都與(yu) 恒定的E 0有關(guan) 。最終，無因次能量密度是一個(ge) 熱動態量，不能反映LAM過程中熔池內(nei) 部複雜的物理現象，如Marangoni流、反衝(chong) 壓力、水動力不穩定性等。。因此，電流能量密度(見表2)隻能定性地比較在一定LAM條件下的能量輸入，而不能作為(wei) 選擇LAM加工參數和預測LAM加工樣品微觀結構特征的單一準則。無論是更換機器還是更換原料粉，都需要優(you) 化工藝參數。

微觀結構

激光焊接工藝與(yu) 傳(chuan) 統的激光焊接/熔覆工藝有許多共同的特點，特別是多道次焊接。然而，LAM過程由於(yu) 有更多的加工變量，產(chan) 生了不同的熔煉和凝固條件，因此更加複雜。因此，LAM成形零件的組織和性能對工藝參數非常敏感。在下一節中，將回顧典型鋼的冶金特性和所形成的顯微組織。並與(yu) 傳(chuan) 統的鑄造、焊接等方法進行了對比。為(wei) 了更好地理解LAM生產(chan) 的零件和傳(chuan) 統生產(chan) 的零件之間的區別，首先提出了常規生產(chan) 鋼的凝固和相變的基本原理，並進行了比較。此外，本文隻討論了LAM生產(chan) 的典型鋼，其他鋼(如普通碳素鋼、鐵素體(ti) 鋼、高錳鋼)因出版物有限而未包括在內(nei) 。此外，本節還介紹了LAM生產(chan) 的功能梯度鐵組件，因為(wei) 它們(men) 具有特殊的用途，且難以通過傳(chuan) 統工藝生產(chan) 。

概述常規鋼的凝固和相變

LAM是基於(yu) 材料的熔合和凝固，這與(yu) 傳(chuan) 統的熔合製造工藝(如鑄造和焊接)在本質上相似。因此，盡管工藝複雜，但確定LAM預製構件凝固組織的關(guan) 鍵參數與(yu) 傳(chuan) 統的鑄造焊接工藝相似，包括溫度梯度G、凝固速率R和過冷度ΔT。眾(zhong) 所周知，G/R比值決(jue) 定凝固方式，而產(chan) 物GR(即冷卻速率)決(jue) 定凝固組織的尺寸。合金凝固過程中，隨著G/R的降低，凝固方式由平麵、胞狀、柱狀或等軸狀轉變為(wei) 枝晶。GR值越高，凝固組織特征的尺度越細化。此外，枝晶生長速率與(yu) 過冷度的平方成正比ΔT。控製微觀結構的變量已由DebRoy及其同事進行了全麵的綜述。下一節簡要介紹常規生產(chan) 鋼的相變。本文還簡要評述了熱循環對常規多道焊固相轉變的影響，以便與(yu) LAM焊進行進一步的比較。

如前所述，典型的LAM預製鋼包括奧氏體(ti) 不鏽鋼(SS)、沉澱硬化(PH)不鏽鋼、馬氏體(ti) 不鏽鋼、雙相不鏽鋼、馬氏體(ti) 鋼和工具鋼，可分為(wei) 奧氏體(ti) 鋼、馬氏體(ti) 鋼和雙相鋼。這些鋼的相變，特別是在鑄造和焊接過程中的相變已經被廣泛研究。表3列出了常規生產(chan) 鋼的成分和相組成(在預期使用的狀態下)。

表3 本文綜述了常規生產(chan) 鋼在服役狀態下的成分和相組成。

奧氏體(ti) 不鏽鋼可以簡化為(wei) fe- cr - ni基合金。它們(men) 不同的凝固模式取決(jue) 於(yu) Cr當量與(yu) Ni當量的當量比範圍(Creq/Nieq):

1，A模式（L） L + γ γ） ，Creq/Nieq

2，自動對焦模式（L L+γ L+γ + δ γ + δ γ） ，1.25

3，FA模式（L L+δ L+δ + γ δ + γ γ） ，1.48

4，F模式（L） L + δ δ δ + γ γ） ，Creq/Nieq>1.95

這裏，L、δ和γ分別代表液體(ti) 、鐵素體(ti) （F）和奧氏體(ti) （A）。由於(yu) 奧氏體(ti) 不鏽鋼的Creq/Nieq範圍為(wei) 1.25至1.95，因此在鑄造和焊接過程中，奧氏體(ti) 不鏽鋼的凝固通常為(wei) AF或FA模式，從(cong) 而形成完整的奧氏體(ti) 基體(ti) 。此外，凝固模式也隨冷卻速度的變化而變化。隨著冷卻速度的增加，凝固模式從(cong) 初生鐵素體(ti) 模式轉變為(wei) 初生奧氏體(ti) 模式。通常，當冷卻速度較低時，鑄鋼或焊接鋼中會(hui) 形成樹枝狀鐵素體(ti) 。與(yu) 奧氏體(ti) 不鏽鋼相比，鐵素體(ti) 不鏽鋼不含鎳或鎳含量較低，可以簡化為(wei) 鐵鉻基合金。根據Fe-Cr相圖，當Cr含量小於(yu) 12 at.-%時，鋼材在冷卻時會(hui) 經曆連續的轉變：L δ γ δ. 在16%以上Cr，在凝固過程中隻形成δ相。

與(yu) 奧氏體(ti) 鋼和鐵素體(ti) 鋼不同，PH SS、馬氏體(ti) SS、馬氏體(ti) 時效鋼和工具鋼在凝固過程中的相變更為(wei) 複雜，因為(wei) 它們(men) 形成了馬氏體(ti) （α′）和複雜的沉澱。眾(zhong) 所周知，在快速冷卻（例如淬火）過程中，馬氏體(ti) 由奧氏體(ti) 轉變而來。對於(yu) 焊接部件，由於(yu) 凝固過程中的高冷卻速度，馬氏體(ti) 通常直接從(cong) 剛凝固的奧氏體(ti) 中形成。此外，對於(yu) 高碳含量（>0.1 wt-%）的馬氏體(ti) 不鏽鋼和工具鋼，在凝固過程中通常會(hui) 形成粗的一次共晶碳化物和細的二次碳化物。可以在不同溫度下進行退火處理，以誘導這些亞(ya) 穩初生碳化物的分解或細碳化物的沉澱。對於(yu) 低碳含量的PH SS和馬氏體(ti) 時效鋼，通常通過時效處理在馬氏體(ti) 基體(ti) 中誘發金屬間化合物而非碳化物。作為(wei) 後處理，熱處理的影響將在“後處理”一節中進行審查和討論。

采用傳(chuan) 統方法(如鑄造和焊接)生產(chan) 的雙相不鏽鋼由鐵素體(ti) 和奧氏體(ti) 相混合物組成。雙相不鏽鋼的相變順序為(wei) :LL+ δδδ + γ。在凝固過程中，雙相不鏽鋼凝固為(wei) 完全δ-鐵素體(ti) ，當溫度低於(yu) 鐵素體(ti) 溶出溫度時，奧氏體(ti) 部分形成，均沿鐵素體(ti) 晶界。隨著溫度的進一步降低，鐵素體(ti) 晶粒內(nei) 部會(hui) 形成更多的奧氏體(ti) 。δ -γ轉變強烈依賴於(yu) 成分和冷卻速率。

此外，值得注意的是，LAM更類似於(yu) 多層焊接，在多層焊接中，熱循環通常會(hui) 在焊接金屬和熱影響區(HAZ)中引起不可逆的固態轉變。由於(yu) 不同焊接層的熱曆史不同，變形後的組織在整個(ge) 零件中不均勻，從(cong) 而導致了不同的機械性能。一般來說，熱影響區內(nei) 的組織強烈依賴於(yu) 熱循環的最高溫度、冷卻速率和焊接鋼的化學成分。

為(wei) 了描述多道次焊接過程中的熱循環，人們(men) 進行了深入的建模，並從(cong) 理論上研究了道間溫度、焊接電流和Ac3溫度對焊接過程中再奧氏體(ti) 化組織的影響。然而，由於(yu) LAM期間的掃描策略複雜(見“掃描策略和掃描間距”部分)，基於(yu) 多道次焊接的簡單建模不能直接用於(yu) 精確描述LAM內(nei) 熱循環的空間變化，從(cong) 而預測局部組織。因此，可靠的三維瞬態溫度場是根據物理原理了解零件微觀結構和性能的前提。迄今為(wei) 止，在模擬和研究LAM過程中複雜熱循環及其與(yu) 微觀結構演化的相互關(guan) 係方麵的研究還不多。相反，由複雜熱循環引起的所謂的“本稟熱處理(IHT)”經常被用來定性地描述由LAM生產(chan) 的部件的不同區域的微觀組織的不均勻性，特別是在不同的層位，這將在以下部分中討論。

來源：Laser additive manufacturing of steels，InternationalMaterials Reviews，doi.org/10.1080/09506608.2021.1983351

參考文獻：Gibson I, Rosen DW, Stucker B. Additive manufacturing technologies.Vol. 17. Cham, Switzerland: Springer; 2014. Brandt M. Laser additivemanufacturing: materials, design, technologies, and applications. Duxford:Woodhead Publishing; 2016.