侯娟,1,2,代斌斌2,閔師領2,劉慧2,蔣夢蕾2,楊帆2

選區激光熔化(SLM)是以激光為熱源、金屬粉末為原材料、逐點逐層熔融凝固，最終形成具有三維形狀的一種金屬增材制造技術[1~3]。SLM具有加工周期短、實現復雜設計以及輕量化設計等優勢，被廣泛應用于汽車、航空航天、醫療以及核工業等領域，用于實現復雜結構零部件的制造[4~6]。SLM技術在不銹鋼、鋁合金、鈦合金和高溫合金等常用結構材料中已開展大量研究[7~21]。

304L不銹鋼作為一種具有高強度、高塑性、優異的可加工性以及良好耐蝕性能的奧氏體不銹鋼，常被用作制造業領域的重要結構材料[7,8]。采用鑄造、鍛造、焊接等手段制造復雜結構不銹鋼零件時存在加工難度高、周期長以及設計受限等問題，SLM技術能夠克服傳統加工技術瓶頸，實現復雜零件一體化成形，在不銹鋼零部件加工領域受到廣泛關注。

已有研究[9]結果表明，SLM成形奧氏體不銹鋼具有與傳統制備方法不同的多尺度分級組織，例如沿打印構建方向產生的微米級柱狀晶，垂直于構建方向的等軸晶組織，以及細小晶粒和普遍存在的納米級胞狀亞晶。此外，快速凝固還會導致奧氏體不銹鋼在固液轉變初期時，L +δ→γ包晶轉變不徹底，部分δ鐵素體來不及發生向γ奧氏體的完全轉變，因此在γ奧氏體基體中會殘留部分塊狀或板條狀δ鐵素體[10~12]，MnS、σ相以及氧化物顆粒等析出相也在SLM成形316L和304L奧氏體不銹鋼中被報道過[11~13]。

根據凝固理論可知，溫度梯度(G)和凝固速率(R)共同對金屬凝固組織起調控作用，晶粒尺寸主要受控于G×R(冷卻速率)，而結晶形式和晶粒形貌(柱狀樹枝晶、平面晶、等軸晶及胞狀晶)則主要受控于比值G/R。SLM具有冷卻速率極快(高達105~107K/s)、殘余應力大以及溫度梯度高等特殊的凝固條件，因此導致了特殊組織結構的產生。在金屬3D打印研究領域，為了闡明打印過程中溫度梯度與凝固速率對材料微觀組織和性能的影響，往往通過改變打印設計獲得不同凝固過程，改變打印工藝參數或調整樣品幾何尺寸是常用的研究手段。EI Cheikh等[14]對單道次不同層厚激光直接沉積316L不銹鋼的研究表明，沿著打印構建方向G逐漸增大、R減小，G/R值增加，晶粒組織發生柱狀晶向等軸晶的轉變。Antonysamy等[15]通過改變鈦合金薄壁樣品的厚度獲得具有不同形貌和晶粒尺寸的選區電子束熔化樣品，并借助Rosenthal仿真模型進行了預測與實驗驗證，隨著壁厚增加，熔池內部溫度降低，導致G降低((3~5) × 103K/cm)和R增加(范圍為10~30 cm/s)，進而發生晶粒長大和粗化。由此可以推測，在固定工藝參數條件下，通過改變幾何形狀和尺寸影響微觀凝固過程，進而會對材料的組織結構和性能產生影響。然而，目前針對SLM成形過程中幾何形狀變化對凝固過程影響的研究還非常有限，已有研究[19~21]通常采用調整打印工藝參數或同時改變工藝參數和打印策略來獲得不同凝固效果，而關于幾何形狀尺寸對微觀組織和材料性能的影響還缺乏針對性的研究，尚未形成系統的理論認識。Wang等[16]雖然在SLM不銹鋼研究中提出，隨層厚增加，晶粒組織由柱狀晶向等軸晶的轉變主要是由于凝固速率降低導致的，但也缺乏專門設計不同尺寸效應樣品來進行系統研究。

掃描道次和打印層數作為重要尺寸因素，不僅決定了3D打印的加工效率，還會因尺寸和幾何形狀的變化而對凝固行為產生影響。系統研究掃描道次和打印層數對SLM凝固行為的影響，澄清幾何形狀尺寸與微觀組織和材料性能之間的影響規律及機理，對深入認識SLM技術具有重要意義。本工作通過對掃描道次和打印層數進行系統設計，采用優化后的固定工藝參數制備不同尺寸的SLM 304L不銹鋼樣品，建立尺寸效應與微觀組織和材料性能之間的影響關系。并采用ANASYS ADDITIVE對SLM凝固過程進行仿真模擬分析，闡明尺寸效應通過影響微凝固過程進而影響材料組織和性能的機理。

1實驗方法

1.1樣品制備

使用粒徑分布為15~53 μm的氣霧化商用304L不銹鋼粉末為原材料，粉末形貌如圖1a所示，化學成分如表1所示。樣品制備在EOS M280金屬3D打印設備上完成，打印過程使用Ar氣保護。采用優化后的固化工藝參數進行樣品制備(激光功率220 W，掃描速率1060 mm/s，掃描間距0.08 mm，掃描層厚40 μm)。金屬基板成形尺寸為250 mm × 250 mm，樣品在基板上的排布示意圖如圖1b所示。改變掃描道次(記為T)和打印層數(記為L)獲得具有不同尺寸效應的樣品：T設為1、2、10、100、200、300，L設為5、10、100、500、700、1000，試樣編號及說明如表2所示。在打印設計時充分考慮樣品排布位置，最大程度減少擺放位置或循環氣流對樣品微觀組織可能產生的影響。樣品排布盡量靠近基板中心位置，避開循環氣流風場可能產生影響的區域。

圖1

圖1選區激光熔化(SLM)用304L不銹鋼粉末形貌及不同尺寸效應樣品在成形基板的排布示意圖

Fig.1Morphology of the gas-atomized powders-304L for selective laser melting (SLM) (a) and schematic of printing composing (b) (T represents scanning track, L represents depositing layer)

表1原始粉末及SLM 304L不銹鋼化學成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of 304L stainless steel powder and SLM 304L stainless steel

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表2不同掃描道次(T)與打印層數(L)組合的尺寸效應樣品及編號方法

Table 2Abbreviations of different dimensional samples

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為了避免局部熱輸入過大導致的殘余應力累積和打印變形，并且保證樣品的均勻性和打印質量，成形過程中沉積層與層之間采用激光路徑旋轉67°的掃描方式，如圖2a所示，獲得致密度高達99.95%的優質樣品。成形后塊體的化學成分如表1所示。此外，為了排除激光掃描路徑在長度方向的干擾，采用了如圖2b所示skywriting的掃描方式，該方式在預定的掃描路線開始前和結束后預留了減速區域與加速區域，使激光器在設定的掃描路徑上始終保持恒定的掃描速率以避免掃描速率不均勻(如激光彎折處)導致的不同區域熱積累差異。為方便取樣觀察，首先在基板上打印方塊樣品作為底座，待方塊樣品完全冷卻后再在其上進行打印掃描，獲得不同尺寸效應的樣品。隨后將樣品連同打印方塊從基板上線切割分離，進行后續觀察。

圖2

圖2沉積層與層之間旋轉67°成形及掃描路徑采用“skywriting”掃描策略示意圖

Fig.2Scanning strategies of rotation angle of 67° between adjacent layers (a) and “skywriting” scan mode along the set scanning path (b)

1.2微觀組織表征

將SLM 304L不銹鋼樣品用SiC砂紙逐級濕磨至3000號，SiO2懸浮液拋光至鏡面。選擇30%NaOH溶液對樣品表面進行電化學腐蝕，反復清洗吹干后，使用DM-i8倒置光學顯微鏡(OM)進行金相觀察，使用Image-J軟件統計晶粒尺寸。為了保證對比樣品之間的一致性，在金相樣品制備和觀察過程中，盡可能保證相同的實驗條件和處理時間。

選擇T300-L100和T300-L1000 2個較大尺寸樣品，使用SU7000掃描電鏡(SEM)配備的EDAX高速電子背散射衍射(EBSD)系統對其進行相分析，對經SiC砂紙逐級打磨的樣品進行電解拋光，采用體積分數4%HClO4+ 96%C2H5OH電解液，電壓45 V，時間2 min。選取合適區域進行EBSD掃描，掃描步長為0.1 μm，掃描區域約為320 μm × 320 μm。使用Orientation Image Microscope (OIM) 8.1圖像處理軟件進行分析，得到晶粒取向和尺寸分布圖。

利用D8 Advance X射線衍射儀(XRD)進行物相分析，掃描角度2θ= 20°~90°，掃描速率為0.6°/min。

1.3力學性能測試

使用Zwick/Roell Z50萬能試驗機進行室溫拉伸力學性能測試，拉伸速率0.5 mm/min，考慮到樣品尺寸限制，采用等比例縮小的非標樣品，樣品幾何形狀與尺寸如圖3a所示。拉伸加載方向為垂直打印構建的水平方向，如圖3b所示。

圖3

圖3拉伸測試樣品尺寸及SLM制備過程示意圖

Fig.3Tensile test specimen (unit: mm) (a) and schematic of SLM (b)

2實驗結果

2.1顯微組織

圖4為SLM 304L不銹鋼沿構建方向(垂直方向)和垂直構建方向(水平方向)的顯微組織的OM像。圖4a與b中沿構建方向的顯微組織為典型的逐層疊加“魚鱗狀”熔池形貌，熔池內部晶粒形貌以柱狀晶為主并且存在柱狀晶外延生長現象。圖4c與d中水平方向的顯微形貌特征為打印過程中激光掃描路徑痕跡，以等軸晶為主，與打印設計中道次寬度保持較好一致性。

圖4

圖4SLM 304L不銹鋼沿打印構建方向顯微組織的OM像

Fig.4Low (a, c) and high (b, d) magnified OM images of SLM 304L ‘fish scale’ morphology (a) and columnar grains (b) with melt pool boundary on longitudinal plane, and laser exposure traces (c) and equiaxed grains (d) on horizontal plane

首先對不同T × L組合的樣品進行金相觀察，圖5所示為最小尺寸樣品到較大尺寸樣品的顯微組織形貌。圖5a和b分別為單道次(T1-L5)和兩道次(T2-L5)小尺寸樣品的顯微組織，從宏觀整體形貌中掃描道次可分辨，T1-L5和T2-L5樣品寬度分別為76.23與151.6 μm，與單道次80 μm和兩道次160 μm的設計寬度保持較高一致性，證明了實驗過程中SLM成形精度高、尺寸變形小。樣品高度測量結果分別為167和198 μm，與設計高度200 μm (5層 × 40 μm)之間存在的偏差，主要是由于樣品預磨過程中的磨損造成的。對局部區域進行高倍觀察，如圖5a和b中箭頭所示區域，沿打印構建方向主要形成柱狀晶組織，T1-L5內部晶粒組織以極細小“米粒形”柱狀晶為主，用Image-J軟件統計后，晶粒尺寸約為4 μm。T2-L5樣品中，柱狀晶晶粒尺寸有所長大，靠近基板的底部仍以“米粒形”柱狀晶為主，隨構建層厚增加，逐漸轉變為“短窄形”柱狀晶，平均晶粒尺寸約為9 μm。圖5c~f分別為T20時，L10、L100、L700和L1000不同層厚樣品的顯微組織。可知，隨打印層厚的增加，樣品具有相似的熔池大小和形貌。局部放大形貌表明，隨尺寸增大，晶粒內部柱狀晶有長大趨勢，主要以“長條形”柱狀晶存在。通過對比可知，掃描道次相同時，隨著L的增大，其內部柱狀晶逐漸向更大長徑比的“長條形”轉變，少部分殘留“米粒形”柱狀晶主要分布在熔池線附近，如圖5e和f的局部放大圖所示。對柱狀晶尺寸進行統計分析，結果表明，T1-L5和T2-L5樣品晶粒尺寸為(4 ± 1)和(9 ± 2) μm，T20-L10、L100、L700和L1000樣品內部晶粒尺寸依次為(9 ± 2)、(11 ± 3)、(15 ± 2)和(17 ± 1) μm。由此可見，隨層厚增加，柱狀晶尺寸呈略微長大趨勢。

圖5

圖5不同尺寸效應SLM 304L樣品沿打印構建方向顯微組織的OM像

Fig.5OM images of SLM 304L stainless steel samples with different T × L sizes along the building direction

(a) T1-L5 (b) T2-L5 (c) T20-L10 (d) T20-L100 (e) T20-L700 (f) T20-L1000

為進一步研究尺寸效應對微觀組織的影響，對T100、T200和T300系列的大尺寸樣品的柱狀晶尺寸及分布進行了分析。圖6為T100系列不同打印層數樣品沿構建方向的顯微組織形貌。圖6aT100-L100樣品中熔池內部沿打印構建方向生成小尺寸柱狀晶，主要為短長徑比的“米粒形”和近等軸的“短窄形”柱狀晶。與T100-L100相比，T100-500、T100-L700和T100-L1000樣品中，隨著打印層數增加，熔池內部晶粒組織粗化明顯，柱狀晶長徑比變大，逐漸以“長條形”柱狀晶為主。在每個樣品中選取3張金相照片，統計100~150個清晰可見的柱狀晶組織，依據YB/T 5148—1993金相法統計晶粒尺寸的方法，將晶粒組織所占面積作為判斷依據對柱狀晶尺寸進行統計分析。根據統計分析，結合柱狀晶長徑比和面積的統計結果，分別以0~50 μm2、51~150 μm2和≥151 μm2作為門檻值，定義“米粒形”、“短窄形”和“長條形”柱狀晶。分別統計“米粒形”、“短窄形”和“長條形”3種形貌柱狀晶所占比例與平均晶粒尺寸，結果如表3所示。隨著打印層數的增加，晶粒組織粗化明顯，柱狀晶平均晶粒尺寸由13 μm增加至20 μm；與T100-L100、T100-L500和T100-700相比，T100-L1000樣品內部長徑比較小的“米粒形”與“短窄形”柱狀晶所占比例明顯下降，長徑比大的“長條形”柱狀晶所占比例明顯上升，由此可判斷樣品內部的晶粒尺寸增大的主要原因為“長條形”柱狀晶所占的比例上升。

圖6

圖6SLM 304L不銹鋼T100系列樣品顯微組織的OM像

Fig.6OM images of microstructures of T100 series samples in SLM 304L stainless steel

(a) T100-L100 (b) T100-L500 (c) T100-700 (d) T100-L1000

表3T100系列樣品內部晶粒尺寸與柱狀晶分布統計結果

Table 3Statistical results of grain size and columnar crystal morphology of T100 series samples

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圖7和表4為T200系列、不同打印層數樣品沿打印構建方向的顯微組織OM像和柱狀晶統計分析。與T100樣品相比，在T200樣品中，晶粒組織粗化明顯，“米粒形”柱狀晶所占比例下降，熔池線附近分布少量小尺寸“米粒形”柱狀晶，其主要原因為選區激光熔化成形過程中熔池前沿的凝固速率與溫度梯度較大，因此熔池線附近存在胞晶與碳化物析出相，這與Wang等[9]和Rajeshkumar等[22]的研究結果相符。隨著打印層數增加，T200-L100、T200-L500、T200-L700和T200-L1000樣品中晶粒尺寸由17 μm增長至22 μm，長徑比大的“長條形”柱狀晶所占比例增大。

圖7

圖7SLM 304L不銹鋼T200系列樣品顯微組織的OM像

Fig.7OM images of microstructures of T200 series samples in SLM 304L stainless steel

(a) T200-L100 (b) T200-L500 (c) T200-700 (d) T200-L1000

表4T200樣品晶粒尺寸與柱狀晶分布統計結果

Table 4Statistical results of grain size and columnar crystal morphology of T200 series samples

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圖8和表5為T300系列、不同打印層數樣品沿打印構建方向的顯微組織和柱狀晶尺寸與分布統計。與T100和T200系列樣品相比，T300樣品內部柱狀晶尺寸明顯長大，小長徑比的“米粒形”柱狀晶比例顯著下降，熔池內部主要以大尺寸“短窄形”柱狀晶和“長條形”柱狀晶為主。隨著打印層數由100逐漸增加至500、700和1000，樣品熔池內部柱狀晶尺寸仍然存在長大的趨勢，柱狀晶的連續性更好，尤其在T300-L1000大尺寸樣品中，“長條形”柱狀晶所占比例上升為67.2%。

圖8

圖8SLM 304L不銹鋼T300系列樣品顯微組織的OM像

Fig.8OM images of microstructures of T300 series samples in SLM 304L stainless steel

(a) T300-L100 (b) T300-L500 (c) T300-700 (d) T300-L1000

表5T300系列樣品晶粒尺寸與柱狀晶分布統計結果

Table 5Statistical results of grain size and columnar crystal morphology of T300 series samples

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2.2物相分析

圖9為T100、T200和T300系列樣品的XRD譜，不同尺寸樣品的基體組織均為γ-奧氏體相，主衍射峰位置出現在44°、52°以及75°，在44°主峰附近存在弱峰，對應δ-鐵素體的(110)衍射峰。不同尺寸樣品的衍射峰位置相同，說明尺寸效應對物相組成的影響較小。此外，隨樣品尺寸增大，52°與75°附近的γ-奧氏體相衍射峰整體右移，結合顯微組織分析結果，推測造成這種現象的原因是大尺寸樣品中殘余應力增大導致的晶格畸變，柱狀晶尺寸變大也會導致殘余應力的增加。

圖9

圖9T100、T200和T300系列樣品XRD譜

Fig.9XRD spectra of T100 (a), T200 (b), and T300 (c) series samples with different sizes

為進一步研究SLM 304L不銹鋼的物相結構和相含量及分布，選取T300-L100與T300-L1000 2個樣品進行EBSD析出相面積比分析，如圖10所示。在SLM 304L不銹鋼中，除奧氏體基體外，還存在δ-鐵素體和σ相(FeCrMo化合物)。在2種樣品中，析出相的形貌和分布均相似。δ-鐵素體面積占比約為1.2%，呈塊狀分布，與傳統鑄造/鍛造成形所形成的針狀δ-鐵素體形貌不同，其主要原因是SLM成形過程的超快冷速造成奧氏體不銹鋼凝固過程中生成的鐵素體無法完全向奧氏體發生相變，最終形成奧氏體包圍的殘留塊狀鐵素體組織，文獻[24]中對此現象進行了詳細闡述。σ相含量約為1.0%，沿晶界或熔池界線呈彌散分布，但由于σ相尺寸太小，標定誤差較大，因此σ析出相的統計結果僅供參考。EBSD析出相分析進一步驗證了XRD的相分析結果，并且在不同尺寸的樣品中，析出相的形貌和含量未見明顯差異。

圖10

圖10T300-L100和T300-L1000樣品析出相的EBSD分析

Fig.10Phase distribution images by EBSD in SLM 304L stainless steel of T300-L100 (a) and T300-L1000 (b)

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2.3力學性能

對不同尺寸效應的樣品進行室溫拉伸力學性能測試，獲得應力-應變曲線及拉伸力學性能測試結果，如圖11和表6所示。SLM制備的304L不銹鋼普遍表現出高強度高塑性的特性，不同尺寸效應的樣品中，屈服強度分布范圍為460~540 MPa，抗拉強度分布范圍為650~690 MPa，塑性延伸率在52%~69%之間。在前期研究[15]中對SLM 304L不銹鋼同時獲得高強度和高塑性的機理進行了詳細闡述，主要原因是SLM過程中極快的冷卻速率和高的溫度梯度產生了大量亞微米級胞狀亞晶，平均胞晶尺寸0.5 μm，對材料起到了細晶強化和提高塑性的作用。圖11a和b分別對比了相同層數(L = 100)條件下道次增加(T100、T200和T300)，和相同道次(T = 100)條件下層數增加(L100、L500、L700和L1000)對力學性能的影響，隨層數和道次單變量增加，均表現出材料強度下降而塑性增加的趨勢。但當尺寸增大到一定程度時，力學性能變化趨于平緩。圖11c和d為T200和T300 2種較大尺寸樣品力學性能隨打印層數增加的變化。樣品表現出整體屈服強度和抗拉強度下降，塑性延伸率上升。表6綜合對比了不同尺寸效應樣品的拉伸力學性能測量結果，掃描道次和打印層數的增加都會導致強度下降和塑性延伸率提高，當尺寸增大到一定程度后，力學性能的變化趨勢趨于平緩。力學性能測試結果驗證了尺寸效應的影響作用，尤其在較小尺寸樣品中，尺寸效應的影響作用更加明顯。

圖11

圖11不同尺寸效應樣品的室溫拉伸應力-應變曲線

Fig.11Stress-strain curves of L100 (a), T100 (b), T200 (c), and T300 (d) series samples

表6SLM 304L不銹鋼不同尺寸效應樣品室溫拉伸強度與塑性

Table 6Strengthes and ductilities of SLM 304L samples with different sizes

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3分析討論

3.1尺寸效應對凝固過程的影響

隨著G/R值降低，材料傾向于形成連續性更好的柱狀晶組織，而G×R的值越大表明晶粒細化程度越高[23~25]。Geng等[25]針對凝固過程中G和R對顯微組織的影響作用和機理進行了系統研究，控制G和R可以控制凝固組織的尺寸和形貌，隨著G/R值的增大，凝固組織由等軸晶向柱狀晶轉變，而隨著G×R值的增大，晶粒尺寸呈現逐漸變小的趨勢。為了澄清不同尺寸效應樣品在SLM成形過程中的凝固行為，采用ANSYS ADDITIVE模塊對SLM打印過程中的凝固特征進行仿真模擬，闡明尺寸效應對G和R的影響作用。設計3種尺寸效應的樣品，通過仿真模擬獲得凝固過程特征，結果如表7所示。隨打印層數增加和樣品尺寸增大，SLM過程中冷卻速率G×R由1.57 × 106K/s降低至1.47 × 106K/s，溫度梯度G由5.1 × 106K/m下降至4.7 × 106K/m，G/R值由1.66 × 107K·s/m2下降至1.55 × 107K·s/m2，即樣品尺寸增加會導致G×R和G/R同時下降。根據形核理論與過冷度理論可知，尺寸增大會導致成形區過冷度下降，隨著過冷度的下降，成核所需驅動力降低，形核生長時間增加，形核臨界半徑增加，晶粒粗化明顯，因此打印尺寸越大，柱狀晶的平均晶粒尺寸越大，柱狀晶的生長連續性越好。此結論與上述凝固學原理一致，即G×R和G/R的下降會導致尺寸更大、連續性更好的柱狀晶生成。

表7SLM成形過程中凝固速率(R)和溫度梯度(G)的模擬結果

Table 7Simulation results of solidification rate (R) and temperature gradient (G) in SLM process

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模擬仿真結果與實驗結果也保持了較好的一致性，如圖6~8和表3~5結果，隨著打印尺寸增大，熔池內部柱狀晶由“米粒形”向“短窄形”進而向“長條形”過渡，“米粒形”和“短窄形”柱狀晶的比例分別由25.2%、50.7%下降至9.7%、23.1%，“長條形”柱狀晶比例由24.1%上升至67.2%。平均晶粒尺寸由4 μm增加至25 μm。圖12所示為根據金相顯微照片繪制的T100-L100、T200-L100和T300-L1000 3種尺寸樣品的柱狀晶分布示意圖。表明隨著樣品尺寸增大，SLM 304L不銹鋼樣品內部沿打印構建方向傾向于形成尺寸更大、連續性更好的柱狀晶組織。在SLM工藝參數和能量輸入確定的情況下，隨著打印尺寸的增加，過冷度下降，導致沿最大溫度梯度(散熱方向)方向上的凝固速率下降，形核率下降，促進了晶粒沿散熱方向的擇優生長，晶粒形貌逐漸由低長徑比的近等軸晶組織向高長徑比的柱狀晶組織發生轉變，這與Leicht等[26]在打印尺寸對SLM 316L不銹鋼組織演變影響的研究結果基本吻合。

圖12

圖12SLM 304L不銹鋼樣品中沿打印構建方向柱狀晶形貌及分布隨尺寸效應演變示意圖

Fig.12Schematics showing the change of columnar crystal morphology and proportion with the different build geometries

(a) T100-L100

(b) T200-L100

(c) T300-L1000

3.2尺寸效應對力學性能的影響作用

圖11和表6中不同尺寸效應SLM 304L不銹鋼的室溫拉伸力學性能結果表明，隨著打印尺寸增加，材料的屈服強度和抗拉強度下降，而塑性逐漸升高。尺寸效應對力學性能的影響作用主要體現在2方面。

一方面，根據Hall-Petch[27,28]效應可知，晶粒尺寸越小阻礙位錯滑移的晶界越多，表現為材料強度的增加。屈服強度(σs)與晶粒尺寸(d)的關系為：

式中，${?}_{\mathrm{0}}$為移動單個位錯時產生的晶格摩擦阻力，與K均為常數。d與材料強化之間成正對應關系。由顯微組織分析可知，T和L增大都會導致晶粒粗化。小尺寸樣品內部晶粒組織主要以“米粒形”和“短窄形”低長徑比晶粒存在，單位體積內晶界數量多，阻礙拉伸變形過程中的位錯滑移，因此對材料起到強化作用。大尺寸樣品內部“長條形”柱狀晶比例增加，阻礙位錯滑移的晶界數量變少，使得變形更加容易，因此表現為材料的強度降低而塑性增加。

另一方面，隨著打印尺寸的增加，打印過程中產生的殘余應力不斷累加，樣品內部的殘余應力增加，對材料起到應變硬化提高強度的作用。但同時大尺寸樣品經歷的循環受熱在一定程度上起到對材料進行退火處理消除殘余應力的作用，因此隨樣品尺寸增大，在殘余應力累加和循環受熱2種競爭影響機制下，殘余應力并未表現出線性增加。

綜上所述，晶粒尺寸和殘余應力對力學性能起相反的影響作用，其中晶界強化作為主要影響機制，對拉伸強度和塑性延伸率產生正向影響，但當樣品尺寸增大到某個臨界值之后，晶粒度增長不明顯、殘余應力與循環受熱的競爭機制達到平衡，殘余應力達到較大值，屈服和抗拉強度將不再下降，反而表現出上升趨勢。

4結論

(1) 通過設計不同T × L尺寸效應的樣品，可獲得不同的凝固速率與溫度梯度。隨著樣品尺寸的增加，SLM 304L不銹鋼內部傾向于形成連續性更好、尺寸更大的柱狀晶組織。

(2) 隨著打印尺寸的增加，樣品內部低長徑比的近等軸晶組織所占比例下降，高長徑比的柱狀晶組織所占比例增加。尺寸效應對SLM 304L不銹鋼物相組成無明顯影響。

(3) 隨著樣品尺寸的增加，SLM 304L不銹鋼室溫拉伸強度下降，塑性增加。尺寸效應影響力學性能的主要機制是晶粒尺寸的變化，晶界強化起主導作用。