激光选区熔化次数对316L 不锈钢表面性能的影响

李俊，杨立军，郑航，蒋泽睿，隋泽卉

（陕西科技大学，西安 710021）

激光选区熔化（SLM）是一种新型的增材制造技术，其基本工作原理为：利用数字化对模型进行三维建模，再通过专用于金属3D 打印的切片软件对模型进行切片处理，最后通过SLM 设备依据切片软件输出文件对模型进行堆叠成形。SLM 技术拥有制造快捷、成形零件精度高和成本低的特点，由于其特殊的制造优势，被大量应用于航天和医疗行业[1-3]。近几年来，随着SLM 技术的发展，不但可以成形高精度零件，而且可以成形多材料零件[4-6]。激光器技术的快速发展和进步，对SLM 技术的发展起到了促进作用，使其成形的零件材料和类型得到了巨大的丰富，尤其对高温难熔材料的成形具有重要意义，可成形钨和钽等材料[7-9]。

316L 不锈钢具有十分优秀的耐腐蚀、生物相容和力学性能等特点[10-13]，被大量地应用于机械、航天、医疗等领域[14]。与传统的表面强化技术相比，激光熔覆可以改善或优化零件表面的强度、刚度、粗糙度和耐磨性等性能，并且无需锻坯制备和锻造模具制造，可以实现失效零部件的局部和大面积修复，能够得到性能更加优异的表面，激光熔覆处理的材料被广泛应用于航空航天、汽车模具、电子电器等领域[15-17]。但是由于工作环境恶劣，熔覆层往往受到交变、冲击、振动等动载荷的作用，致使其耐疲劳、耐磨损等性能变差[18-19]。已有研究表明，采用机械强化、热处理、激光重熔或者激光冲击等强化工艺进行后处理，虽然可以进一步提升熔覆层的力学性能，但是较高的残余拉应力和塑性应变会进一步造成缺陷，而且熔覆层厚度、组织等其他关键指标也会受到影响。

激光重熔作为金属材料改性处理的技术手段之一，已得到国内外多位学者的研究。但是现有的研究主要集中在激光重熔对金属材料表面微观结构和机械性能的影响，激光重熔次数对金属材料改性的研究较少。现有的激光重熔研究主要有，燕山大学刘月洋等[20]对铝合金表面进行激光熔覆实验，发现随着激光功率的提升并快速冷却，过饱和固溶体的生成概率会增加，并且由于时效作用的影响，在位于枝晶处析出大量的絮状I-Mg3YZn6，最终造成Zn 的含量减少，连续的第二相网状结构产生断裂。燕山大学机王建刚等[21]发现，经过激光重熔处理的表面强化层晶粒大幅细化，第二相均匀分布，1000、1500、2000 W 对应的表面硬度均有所提高，1500 W 对应的表面硬度提升幅度最为明显，提升幅度为60%。Kruth 等[22]发现，激光重熔过程中，熔池不规则引起的晶粒尺寸和孔隙增大，其基本原因是因为激光扫描速度太慢。

由文献[23]发现，目前还没有激光重熔对零件整体都进行处理的研究。而且通过已有的实验发现，增加激光选区熔化次数，等同于对成形工件从内部到表面进行多次均匀的热处理，最终使得工件的晶相、化学成分和物理性能发生变化。鉴于此，本文通过激光选区熔化（SLM）技术，在成形零件过程中，对每层金属粉末进行多次激光熔化，并对重熔零件的表面晶相、化学成分和物理性能进行检测和分析。最终得到激光选区熔化次数对316L 不锈钢表面晶相、化学成分和物理性能的影响规律，并获得综合性能优良的316L 不锈钢表面。

1 实验

1.1 材料与仪器

本实验选用广州纳联材料科技有限公司生产的316L 不锈钢金属粉末，粉末的参数见表1，形貌如图1 所示。

采用中国广州雷佳公司研发的金属3D 打印机Dimeta100 进行实验。该设备最大激光功率为200 W，具有20 μm 超小激光光斑，分层0.02～0.1 mm，保护气体为氮气。

图1 316L 不锈钢粉体形貌的SEM 像Fig.1 SEM images of 316L stainless steel

表1 316L 不锈钢粉末成分Tab.1 316L stainless steel powder composition%

1.2 实验方法

通过对激光选区熔化316L 不锈钢粉末的工艺进行探究，确定当工艺参数为激光功率80 W、激光扫描速度500 mm/s、成形厚度0.03 mm、激光旋转角73°、扫描间距0.06 mm 时，零件成形质量最佳。

采用激光选区熔化（SLM）技术，原理如图2。在成形零件过程中对每层金属粉末分别进行1 次、2次、3 次、4 次和5 次熔化，以达到对零件进行1 次、2 次、3 次、4 次和5 次激光重熔的要求，其中成形路径与重熔路径相同，共5 组实验。对每个工件表面硬度、元素组成、显微组织形貌和组织晶相进行检测，并分析重熔次数的影响。

图2 SLM 每层激光熔化成形示意图Fig.2 Schematic diagram of tensile specimen

2 结果与讨论

2.1 表面物相分析

使用X 射线衍射（XRD）技术研究加工样品中的物相。X 射线粉末衍射（XRD）分析在Ultima IV衍射仪中进行，设置扫描速度为5 (°)/s、测量角度为10～75°，分析试件上表面。图3 为不同激光重熔次数下的316L 不锈钢XRD 衍射图。

从图3 可知，在激光参数不变的条件下，不同激光重熔次数的试件表面合金化合物组成并未有较大的变化，试件表面的合金化合物主要有Ni-Cr-Fe、Ni2.9Cr0.7Fe0.36、Cr0.19Fe0.7Ni0.11。检测结果中未出现明显与C、O、Si、Mo 等元素相关的衍射峰。原因是选区激光熔化制造过程中，通入了氩气作为保护气体，无法与外界元素发生交换，且316L 金属粉末本身的C、O、Si、Mo 等元素含量小于0.9%，超出了XRD的检测下限。

虽然5 组试件表面的合金化合物组成未发生变化，但是随着激光重熔次数的增加，Cr0.19Fe0.7Ni0.11的衍射峰强度逐渐增大。主要表现为，激光重熔次数从1 次增长为3 次时，Cr0.19Fe0.7Ni0.11的衍射峰强度快速增强；重熔次数从 3 次增长为 5 次时，Cr0.19Fe0.7Ni0.11的衍射峰强度趋于稳定。原因是，Cr0.19Fe0.7Ni0.11是一种高温合金化合物，激光重熔1次时，激光达到合成Cr0.19Fe0.7Ni0.11温度的时间过短，转变的Cr0.19Fe0.7Ni0.11合金化合物数量较少；随着激光重熔次数增加，激光达到合成Cr0.19Fe0.7Ni0.11温度的时间增加，转变的Cr0.19Fe0.7Ni0.11合金化合物数量也随之增加；重熔次数达到3 次以后，虽然激光达到合成 Cr0.19Fe0.7Ni0.11温度的时间增加，但是合成Cr0.19Fe0.7Ni0.11合金化合物的Cr 元素含量逐渐减少，使化合物含量增加趋于稳定。

图3 不同激光重熔次数下的316L 不锈钢的XRD 图Fig.3 XRD pattern of 316L stainless steel under different laser remelting times

采用SU8100 场发射扫描电镜，在标准的实验环境下，根据检测标准的要求，按照标准作业流程进行测试。将样品放入扫描电子显微镜样品室中，使用15 kV 的加速电压对测试位置进行放大观察，并用X射线能谱分析仪对样品进行元素定性半定量分析，得到试件上表面的EDS 元素分析结果，如图4 所示。

图4 不同激光重熔次数下的试件整个面的EDS 元素分析结果Fig. 4 EDS element analysis results of the entire surface of the specimen under different laser remelting times: a) remelted 1 time;b) remelted 2 times; c) remelted 3 times; d) remelted 4 times; e) remelted 5 times

由图4 可知，随着激光重熔次数的增加，试件表面Cr 元素的含量增加。如图4a—4c 所示，重熔次数从1 次增加到3 次时，试件表面Cr 元素的含量增长最快，从20.52%增加到49.49%；如图4c—4d 所示，重熔次数从3 次增加到5 次时，试件表面Cr 元素的含量增长趋于稳定，维持在49.70%左右。通过XRD的分析，可知Cr 元素的含量增加是由于试件表面生成了大量的Cr0.19Fe0.7Ni0.11合金化合物，且表面Cr元素的含量变化与XRD 检测出来的Cr0.19Fe0.7Ni0.11合金化合物含量的变化规律一致，由此进一步证明以上的检测和分析。

采用DSX-BSW 超井深光学显微镜对抛光镜面试件进行显微组织形貌检测，得到不同激光重熔次数的试件上表面的显微组织形貌，如图5 所示。

从图5a 可知，激光重熔1 次时，熔道之间搭接清晰可见，粗大的柱状晶沿沉积方向贯穿数层，晶相边界明显，有少量铬化物析出。激光重熔次数增加后，可见熔道搭接模糊，晶界轮廓不显著，宏观凝固组织明显细化，晶粒变大，并且第二相分布愈加弥散，平均晶粒尺寸增大，柱状晶粒横向延伸，此外有少量铬化物析出。原因是随着激光重熔次数的增加，在激光选区熔化制造过程中，激光重复熔化每层金属，相当于对每层金属都进行了热处理，每重熔一次相当于一次热处理，而重熔次数越多，能量叠加越明显，温度越高。

激光选区熔化次数的增加会使未充分熔化的粉末完全熔化，各微量元素进行扩散和重组，这种晶粒的重组促进了应力的释放。随着重熔次数增加，能量叠加，温度越来越高，晶界之间生成铬化物，合金中出现层状奥氏体固溶物，最终形成的Cr0.19Fe0.7Ni0.11合金化合物在晶界处沉积，形成大小不一的椭圆状固溶奥氏体，晶面位向差明显减小，晶粒尺寸在30 μm 以下。

使用NOVA NanoSEM230 电子背散射仪，保持检测面法线和入射电子束之间的夹角约为70°，通过EBSD 分析技术测量晶粒取向，获得不同晶粒或不同相之间的取向差，测量各种取向晶粒在样品中所占比例，分析单晶的位向和完整性。不同激光重熔次数试件的晶粒取向分布如图6 所示。本EBSD 检测位置位于激光选区熔化成形试件的上表面。

图5 不同激光重熔次数下的316L 不锈钢显微组织形貌Fig.5 Microstructure morphology of 316L stainless steel under different laser remelting times: a) remelted 1 time; b) remelted 2 times; c) remelted 3 times; d) remelted 4 times; e) remelted 5 times

图6 不同激光重熔次数下的316L 不锈钢晶粒取向分布图Fig.6 Grain orientation distribution of 316L stainless steel under different laser remelting times: a) remelted 1 time; b) remelted 2 times; c) remelted 3 times; d) remelted 4 times; e) remelted 5 times

从图6 可以看出，与图6a 相比，图6b—6e 中的再结晶晶粒已经发生了不同程度的长大，增加激光选区熔化次数可以改变试件表面低-∑CSL（coincidence site lattice, ∑≤29）晶界的占比。图6a 中的∑3 晶界占比较高，∑9 和∑27 晶界占比较低。而在图6b—6e 中，试件表面的∑3 和（∑9+∑27）等低-∑CSL晶界占比均比图6a 中的高。可以得出，重熔2—5 次对应的低-∑CSL 晶界占比逐渐上升，即激光选区熔化次数的增加，可以增大试件表面低-∑CSL 晶界的占比，说明316L 不锈钢的晶界特征分布演化是由激光选区熔化造成的退火孪晶所引起。但是与很多形变热处理后低层错能的合金材料相比，其低-∑CSL 晶界比例还较低，因此激光重熔不能够生成大量的低-∑CSL 晶界。但是低-∑CSL 晶界比例的增加，可以改善试件表面质量，增强力学性能。

2.2 表面硬度分析

采用数字式显微硬度计，在试件上表面施加500 g载荷，加载时间为10 s，测试试样硬度。每个试样在不同区域选取5 个测试点，取平均值，实验结果如图7 所示。由图7 可知，随着重熔次数的增加，表面硬度增大。重熔次数从1 次增加到3 次时，试件表面硬度急速增加，从265.9HV 增加到308.3HV，增长幅度超过了15.9%；重熔次数从3 次增加到5 次时，试件表面硬度趋于稳定，基本维持在310HV 左右，且变化幅度在1.935%左右。

图7 不同激光重熔次数下试件的表面维氏硬度Fig. 7 Surface Vickers hardness of the specimen under different laser remelting times

结合图7 以及物相分析结果可知，试件的表面维氏硬度与试件表面生成的合金化合物密切相关。通过对不同激光重熔次数试件的XRD 图谱分析可得，选区激光熔化次数从1 次增加到3 次时，Cr0.19Fe0.7Ni0.11的衍射峰强度快速增强，重熔次数从3 次增加到5 次时，Cr0.19Fe0.7Ni0.11的衍射峰强度趋于稳定。衍射峰强度可以近似代表物质含量的多少，由此可知，重熔次数从1 次增加到3 次时，Cr0.19Fe0.7Ni0.11的含量快速增加，重熔次数从3 次增加到5 次时，Cr0.19Fe0.7Ni0.11的含量趋于稳定。发现Cr0.19Fe0.7Ni0.11的含量变化规律与表面维氏硬度变化规律趋于一致，其原因是Cr0.19Fe0.7Ni0.11作为一种高硬度合金化合物，其含量的多少直接决定了表面硬度的大小。

从另一个方面分析可知，随着激光重熔次数的增加，低-∑CSL 晶界占比也随之增加，组织明显细化，第二相分布愈加弥散，平均晶粒尺寸增大，并使其表面质量增加，这也是试件表面硬度增加的次要原因。

2.3 表面粗糙度分析

采用DSF900 表面粗度测量仪，对重熔不同次数的试件表面粗糙度进行测量。在每个试件上表面选取5 个区域进行粗糙度测量，求平均值，测量结果如表2 所示。在机械粗糙度基本评定的参数中，一般优先选用的粗糙度高度特征参数为Ra，如图8 所示。

表2 不同激光重熔次数下试件表面粗糙度的高度特征参数Tab.2 Height characteristic parameters of specimen surface roughness under different laser remelting times

图8 不同激光重熔次数下试件表面粗糙度Ra 高度特征参数Fig.8 Characteristic parameters of surface roughness Ra height of specimen under different laser remelting times

通过对图8 和表2 数据分析可知，表面粗糙度的规律为：重熔次数从1 次增加到2 次时，粗糙度随之降低；次数从2 次增加到5 次时，粗糙度随之增加。

以Ra对试件表面粗糙度数值进行具体分析，可发现，在激光选区熔化2 次时，试件表面粗糙度最小，Ra为8.076 μm，表面粗糙等级处于4 级；激光选区熔化5 次时，试件表面粗糙度最大，Ra为17.228 μm，表面粗糙等级处于3 级。

图9 为激光重熔后试件表面的微观形貌。由图9a发现，试件表面出现孔洞并粘连着球状未熔化的粉末，原因是激光选区熔化1 次时，粉末未能完全熔融或熔化液相金属较少，导致粘粉和未熔现象的产生，降低了铺粉均匀性，使试样内部和表面出现较多孔洞和凸起，造成成形缺陷。图9b 的表面比较光滑和平整，原因是激光选区熔化2 次时，粉末完全熔化，液相充足，形成较好的熔池，使工件表面完全搭接，形成较好的表面质量。从图9c—9e 开始，试件成形过程中多次的激光重熔，使成形层温度不断地快速升高和下降，成形层熔池内部形成较大的温度梯度，导致Marangoni 效应增强，试样内部出现较多孔洞，表面出现飞溅物和过熔现象。

图9 不同激光重熔次数下的试件表面SEM 微观形貌Fig.9 SEM micro-topography of specimen surface under different laser remelting times: a) remelted 1 time; b) remelted 2 times;c) remelted 3 times; d) remelted 4 times; e) remelted 5 times

3 结论

1）重熔次数增加，试件表面 Cr 的含量和Cr0.19Fe0.7Ni0.11合金化合物的含量也随之增加，重熔3次以后，试件表面Cr0.19Fe0.7Ni0.11合金化合物的含量和Cr 的含量趋于稳定。

2）随着重熔次数的增加，试件表面硬度先急速增加，随后趋于稳定。重熔5 次时，表面硬度最大，为316.9HV；重熔1 次时，表面硬度最小，为265.9HV。

3）试件表面粗糙度变化规律为：重熔1 次到2次时，试件的表面粗糙度降低；重熔3 次到5 次时，试件的表面粗糙度增加。重熔2 次时，试件表面粗糙度最小，Ra为8.076 μm；重熔5 次时，试件表面粗糙度最大，Ra为17.228 μm。

4）从EBSD 分析技术可知，随着激光重熔次数的增加，试件表面低-∑CSL 晶界比例增大，这会使试件的表面性能增强。并且，试件表面出现宏观凝固组织明显细化，晶粒变大，第二相分布愈加弥散等现象。