選區激光熔化不銹鋼全流程關鍵問題研究現狀與進展

宗學文，葉凡，劉登科，宋增全，龐盈

（西安科技大學 a.機械工程學院 b.增材制造技術研究所，西安 710054）

選區激光熔化（SLM）是一種新興的增材制造（AM）技術，在眾多行業具有廣泛的應用[1]。SLM的基本原理如圖1 所示，它涉及激光熱源和金屬粉末顆粒之間的相互作用，以分層打印、逐層熔化再凝固的模式累加構成完整零件。316L 不銹鋼是一種低碳奧氏體不銹鋼，具有高延展性、中等屈服強度、高可焊性、高耐腐蝕性和高抗氧化性等優異性能，且成本相對較低，是家居用品、航空航天、核工業等的必備合金結構材料。在從熔融態冷卻至室溫過程中，316L不銹鋼通常不發生固態相變[2]，其物理冶金過程相對簡單，是進行SLM 研究的首選材料[3]。

通過SLM 獲取具有優異力學性能的制件是眾多學者研究的主要目的，大量學者針對SLM-316L 工藝參數與制件性能的關系展開了研究。同時，制件微觀結構與SLM 打印316L 構件性能間的關系已成為學者們廣泛關注的問題[4-6]。如圖2 所示，制件的宏觀性能取決于其微觀組織構成，如晶胞、晶粒、織構等[2,7]，而微觀組織主要取決于SLM 制造的工藝參數、原料特性和前后處理方式[8]。這些宏觀性能包括表面粗糙度[9]、表面硬度、致密度[10]等。成形零件的缺陷直接影響了宏觀性能，包含球化、未融合孔隙（LOF）[6]、鎖孔孔隙[11]、宏觀和微觀裂紋[12-13]。因此，深入研究工藝參數對缺陷和組織的影響，對預測理想力學性能的SLM 構件至關重要[14]。宗學文等[15]研究了體激光能量密度（Ev=P/vhd，P為激光功率，v為掃描速度，h為掃描間距，d為層厚度）的變化對SLM-316L 制件組織及性能的影響。研究表明，隨著Ev的增大，成形件柱狀晶的生長變得單一，沿構建方向等軸晶增多，各向異性增大；當Ev=65～85 J/mm3時，晶體生長方向與堆積方向一致，抗拉強度均大于700 MPa，斷后伸長率均大于25%。綜上所述，SLM 工藝參數與制件最終力學性能間的強烈相關性也取決于內在孔隙度和微觀結構[16]。本文討論了通過調控影響因素改善零件微觀結構的可行性以及預測制件性能的可能性。然而，目前還缺乏有關原始粉末特性、保護氣體、加工參數等影響因素與零件致密度和力學性能間關聯性的研究。

圖2 SLM 原料粉末、工藝參數、結構及性能之間的關系Fig.2 Relationship between SLM raw material powder, process parameters, structure and properties

本文以316L 不銹鋼為對象，綜述了SLM-316L制備全流程前中后期原始粉末、關鍵工藝參數及后處理方式的研究現狀，其中關鍵工藝參數包括原始粉末特性和保護氣體、激光輸入功率/密度、掃描速度和策略、掃描間距、層厚、點距、曝光時間和構建方向等，并討論了SLM-316L 不銹鋼在粗糙度、硬度及抗拉強度等方面的研究進展，同時對SLM-316L 后處理微觀結構及力學性能的演變機理進行了簡要概括。筆者認為，必須清楚地了解這些工藝參數與微觀結構之間的特定關系，進而得到優異力學性能的產品。因此，本文基于激光粉末床熔融工藝，提出通過調控SLM-316L 不銹鋼的影響因素來預測成形零件力學性能的學術觀點。

1 SLM-316L 打印前影響因素對制件性能影響

1.1 316L 原始粉末

原始粉末是SLM 制造的基礎，其性能及特性決定著成形零件的質量[18]。因此，首先要對打印前的原始粉末進行研究，包括粉末顆粒的形態、粒度和分布、流動性和孔隙率等，以保證層間鋪粉的均勻性。本文通過討論原始粉末的尺寸、形狀、分布和霧化條件等來確定金屬粉末的合格性。316L 不銹鋼是一種非磁性低碳奧氏體不銹鋼，其化學成分如表1 所示（由VIGA-真空感應熔煉惰性氣體霧化、GA-常規氮氣霧化、WA-水霧化生產）[19]。為盡可能保證SLM-316L制件的質量，結合文獻查閱結果，建議通過以下規則來選擇原始316L 不銹鋼粉末：1）盡可能多的球形顆粒；2）精細的表面、盡可能少的衛星（表面不規則，較小的顆粒黏附在較大顆粒的表面）；3）內部孔隙率低，表面孔隙盡可能少，顆粒分布緊密，純度高[20-25]。

表1 不銹鋼粉末的化學成分[18]Tab.1 Chemical analysis results of stainless steel powder[18] wt.%

1.1.1 316L 粉末質量

316L 粉末缺陷如圖3 所示。可以看到破碎的粉末粒、附著在粉末顆粒上的微小衛星、粉末顆粒表面的枝晶和粉末顆粒內部的孔隙率等。在氣體霧化過程中，高壓氣體射流及高固化速率會導致氣體滯留在粉末顆粒內，從而形成多孔粉末[26]，當其用于SLM 鋪粉時會降低粉末流動性并可能導致制件的孔隙率增大[27]；粉末表面的氧化物、水分和異物等污染物會導致氣孔和氧化物夾雜物的形成[26,28-29]，較高的孔隙率代表制件密度和整體性能較低。

圖3 316L 粉末缺陷[24]Fig.3 316L powder defect: a) particle fusion; b) gaseous impurities; c) agglomerate-sintered particles; d) dendritic granular structure; e) spherical particles; f) satellite particles of μm size (900×)[24]

1.1.2 316L 粉末粒徑及分布

粉末層密度（PLD）是影響粉末床熔化零件成形質量的重要指標，可以通過調整顆粒粒徑分布（PSD）提高粉末床的緊密程度[30]，PLD 隨顆粒直徑與層厚度之比的增大而減小。層密度與粉末顆粒粒徑大小的關聯可以用壁效應現象來解釋，壁效應指在金屬粉末填充供粉缸時大小不一致的顆粒排列組合能減少空隙。316L 不銹鋼混合粒徑粉末的流動性和填充密度如表2 所示。隨著粗粉末混合比的增大，粉末顆粒間的摩擦增大且流動性降低，導致層間鋪粉產生不均勻性以及堆積密度增大。SLM-316L 適用的粉末顆粒大小通常為0.25～0.56 μm[31-32]，分層厚度為0.02～0.05 mm。為保證高精度、高性能的打印制件，通常選擇雙峰分布的金屬粉末為原料。

表2 316L 不銹鋼混合粒徑粉末的性能[23]Tab.2 Properties of 316L stainless steel powder mixture[23]

Yang 等[23]采用如圖4 所示的氣霧化316L 細粉末（D50=29.69 μm，表示顆粒累積分布50%的粒徑是29.69 μm）和粗粉末（D50=82.78 μm），并利用球磨將質量比為8︰2、7︰3 和6︰4 的粉末進行混合，通過SLM 制備相對密度大于97%的試樣。實驗結果表明，SLM 中復雜的溫度梯度和表面張力梯度會產生Marangoni 效應，形成典型的熔池形態、胞狀和條帶狀亞晶粒結構。隨著粗粉比例的增大，掃描軌跡形態由平整變為起伏，熔池的形態和亞晶粒結構被改變，未熔融顆粒可能會出現在SLM 樣品的表面上。在引入適量大顆粒粉末（20%）的前提下，SLM 樣品仍然具有良好的力學性能（662 MPa，47%）。較細的粉末顆粒的間隙小，并支持以更高的精度構建組件。但是，細粉末容易團聚結塊[26]，這些團聚體增大了SLM 工藝中鋪粉顆粒間的摩擦，即導致粉末床密度降低。SLM-316L 不銹鋼熔池形貌、胞結構的形成和晶粒生長將影響其組織性能，粉末粒徑的具體組合方式是未來需要深入研究的一個方向。

圖4 粗細粉末粉末粒度分布[23]Fig.4 Particle size distribution of coarse and fine powder[23]

1.1.3 316L 粉末顆粒形狀

不銹鋼粉末SEM 圖如圖5 所示。通過氣體霧化生產的粉末并不完美，一些顆粒的形狀也不是完美的球形，如不規則、細長形和圓柱形。含有衛星的顆粒如圖6 所示。研究發現，當粉末混合物的形狀不均勻性較高時，SLM 樣品的相對密度和壓縮性能較低[33]。金屬粉末形態會直接影響粉末流動性和堆積密度，且形態特征一般由粉末生產方式（氣體、水、等離子體或離心霧化，以及等離子體旋轉電極）[28,34-35]決定。一般通過等離子體霧化方法和等離子體旋轉電極生產具有高球形度的寬尺寸分布的球形顆粒粉末。實驗表明，近球形粉末顆粒實現了316L 制件的低孔隙率[8,23-24]，近球形粉末顆粒間有較低的摩擦以及更強的粉末流動性，從而產生了高PLD。相反，不規則的粉末顆粒會限制粉末流動，從而產生間隙/空隙。

圖5 316L 原粉的SEM 圖像（200×）Fig.5 SEM image of raw powder 316L (200×)

圖6 衛星圖示（1 000×）Fig.6 Satellite illustration (1 000×)

1.1.4 316L 粉末霧化條件

氣體霧化[18]是在高壓下通過從噴嘴流出的氮氣、氦氣或氬氣使熔融的金屬破碎成細小液滴的過程，其中將裝有原料的坩堝置于霧化室上方的容器中。裝料首先被加熱并在高于熔點所需的溫度熔化，通過特制孔口擠出熔融金屬流到霧化室中。氣體在噴嘴中被加速到音速，當它與熔流體接觸時，會將熔流體噴射成細小的液滴，同時從熔體中提取熱量，使金屬液滴在表面張力作用下轉變為球形顆粒。霧化器能夠將高達99.5%的進料粉末化，剩余的0.5%被收集在霧化器壁上和過濾器中。這種方法的優點在于得到的晶粒形狀是規則和近球形的[20]。一種單個粒度為（45±15）μm 的不銹鋼粉末的具體特性如表3 所示。

表3 供應商標明的粉末特性[36]Tab.3 Powder properties indicated by the supplier[36]

將高壓和高壓射流下的霧化過程分別稱為氣體霧化（GA）和水霧化（WA）過程，如圖7 所示，GA粉末表現出比WA 粉末更高的圓形度，在VIGA 和GA 粉末上可以看到樹枝狀特征。由表1 可知，它們之間的主要區別在于硅和錳含量。在元素分析檢測時發現不同霧化介質具備固有差異，例如GA 粉末的氮含量較高，WA 粉末的氧含量較高，后者是因為在給定尺寸范圍內比表面積更粗糙。GA 和WA 粉末的外層表面氧化物也有顯著差異：氧化的Mn 在GA 粉末的最外層表面氧化物中富集，隨著粒徑的減小，其含量逐漸增加；氧化硅在WA 粉末表面強烈富集[28]。對照發現WA 粉末制備的SLM-316L 中的納米氧化物夾雜物密度增大，關于WA 粉末對力學性能影響的深入研究仍是重要的探索領域。

圖7 粉末的SEM 顯微圖和顆粒特征[18]Fig.7 SEM micrograph and particle characteristics of powder[18]: a) SEM micrograph of VIGA; b) SEM micrograph of GA;c) SEM micrograph of WA; d) high magnification image of VIGA; e) high magnification image of GA;e) high magnification image of WA

1.2 保護氣體

如圖1 所示，SLM 打印艙室必須由保護氣體填充，以防止打印時零件氧化。通常，粉末床置于充滿保護氣體的封閉腔室中，保護氣體在帶有過濾器的閉合回路中循環。保護氣體可以防止氧化、硝化等化學反應并限制工作腔中工藝副產物的產生，因此保護氣體在提高SLM 制造零件質量和維持一致性方面起著關鍵作用。SLM 所用的保護氣體一般是氮氣或氬氣，氬氣是一種惰性氣體，不與金屬發生反應；而氮氣可以溶解在熔融金屬當中并與鉻、鈦等活性金屬結合產生氮化物。打印316L 不銹鋼制件時構建室中氧的質量分數需保持在1 000×10?6以下，并且在打印期間在構建區域需保持恒定的氬氣流量，以使激光羽流和激光飛濺物遠離熔池，如圖8 所示，即去除SLM 工藝副產物（如飛濺物、焊接煙霧和冷凝水等）[37]。

圖8 SLM 保護氣體及常見缺陷的示意圖[38]Fig.8 Schematic diagram of SLM shielding gas and common defects[38]

Pauzon 等[39]研究表明，在氬氣和氮氣下制造的SLM-316L 組件的微觀結構、表面粗糙度、致密度和力學性能沒有顯著差異。Boes 等[40]研究了氮化及將氮化粉末摻入SLM-316L 粉末中的影響，結果表明，氮化后在粉末表面的頂部發現了氮化物，使用氮化物粉末打印的SLM-316L 制件的拉伸強度、楊氏模量和屈服強度等均產生了一定的變化，具體如表4 所示。Ding 等[38]研究了SLM-316L 過程中保護氣體（氬氣）體積流量的影響，研究表明，當體積流量為500 L/min和600 L/min 時，隨著保護氣體體積流量的增大，試樣內部缺陷減少，試樣在底板不同位置的拉伸性能差異逐漸縮小，試樣的楊氏模量增大，試樣的屈服強度和抗拉強度增大，伸長率反而減小。優化氣體流量可以降低孔隙率，提高樣品的抗壓強度，即可以提高零件整體質量。工作艙中的低氧體積分數為0.3%～0.5%，這樣能夠降低316L 粉末的氧化程度。綜上所述，SLM打印的副產品可能會導致激光衰減并污染粉末，影響微觀組織形成及增加裂紋、孔洞等缺陷，進而導致制件性能降低。因此，除了SLM 中保護氣體的選擇外，還要具體研究氣體體積流量、粉末床及激光間的影響機理，從而完善AM 保護氣體的研究。

表4 316L、316L+0.1N 和316L+0.3N 鋼粉制造的SLM 試樣的力學性能[40]Tab.4 Mechanical properties of SLM-built specimens produced from 316L, 316L+0.1N, and 316L+0.3N steel powder[40]

1.3 預熱

預熱是有效調控組織性能的方式，適用于開裂傾向大的模具鋼、工具鋼和鋁合金等SLM 制備，能夠有效減小殘余應力、翹曲變形和局部開裂傾向[41-43]。有關預熱對選區激光熔化316L 不銹鋼力學性能影響的研究較少，特別是有關SLM-316L 不銹鋼疲勞性能的影響研究。殘余應力是由制造過程中高冷卻速率和強熱梯度產生的[43-45]，在SLM 工藝中預熱成形平臺可顯著降低殘余應力并有效降低孔隙率。研究發現[46]，殘余應力（RS）水平高度依賴于粉末床的預熱溫度，預熱溫度每次升高50 ℃，會在20～650 ℃的溫度范圍使內應力降低約900%。Cosma 等[42]研究發現，在SLM制造過程中，超過200 ℃的預熱會使具有低孔隙率的結構致密均勻，此外也會導致屈服強度（YS）和極限抗拉強度（UTS）上升[47]。如圖9 所示，在快速加熱過程中會產生陡峭的熱梯度，導致上層的熱膨脹大得多；在快速冷卻過程中，由于熱收縮現象，上層收縮非常快，這將使下層的凝固受到抑制，從而在當前層中引起縱向拉應力和縱向壓應力。隨著打印層的累加，通常RS 將以壓應力的方式存在于成形平臺中而重新分布，制件部分則表現出拉伸應力[45]。目前的實驗發現，預熱顯著減輕了RS，無論是預熱每一層粉末還是僅預熱成形平臺，RS 緩解均是底層材料溫度升高導致冷卻速率和熱梯度降低的結果。由文獻[41-42]可知，制造后加熱還可以減小或消除殘余應力，進而提高疲勞壽命。同時，預熱成形平臺可以得到更加精確的幾何形狀[48]，這是熱后處理方式無法實現的。SLM-316L 制件一般具有顯著的各向異性，預熱對致密度和沖擊韌性的影響很小，預熱可以使顯微硬度和抗拉強度略微降低、延伸率略微提高，但還需深入研究打印零件的疲勞壽命，以促進SLM 制件的實際應用。

圖9 SLM 中殘余應力的形成機理[43]Fig.9 Mechanism of residual stress formation in SLM: a)thermal expansion; b) thermal shrinkage[43]

2 SLM 打印中工藝參數對性能影響

2.1 激光輸入功率/能量密度

在AM 過程中，使粉末床熔化的激光能量被稱為激光輸入功率或激光輸入能量密度（LPD）[49]。較高的LPD 能提高制件的整體構建率，例如當LPD 從100 W（>11 h）增大到380 W（<7 h）時，制造時間會縮短41.8%。Larimian 等[50]研究了激光光斑尺寸、掃描間距、掃描速度和激光功率等對SLM 制造316L 不銹鋼樣品微觀結構和力學性能的影響。通過對不同工藝參數的樣品進行表征分析，結果發現，當樣品表現出較高的拉伸強度和顯微硬度時，工藝參數為較大的激光光斑尺寸、LPD 和掃描間距；當Ev相同時，高LPD和低掃描速度顯著提高了SLM 制造樣品的力學性能。最終，得到LPD 比掃描速度對SLM 制造零件力學性能的影響更大這一結論。LPD 直接影響熔池的穿透深度、形狀和尺寸。Yahyaoui 等[51]研究了選擇性激光熔化中LPD 對316L 不銹鋼表面特性的影響。研究表明，SLM 制造零件的表面微觀幾何質量可以通過控制體積能量密度來提高。LPD 值的高低會直接影響孔隙率的分布和形狀，在低LPD 時，SLM-316L 熔池呈錐形；而在高LPD 時，SLM-316L 熔池較大且窄深。Li 等[52]研究表明，隨著LPD 的增大，SLM-316L單線掃描軌跡穿透深度增大。這是因為在較低的LPD下，形成的熔池潤濕角較大，即潤濕效果較差，導致熔池與基體結合不足，進而影響激光穿透深度；相反，LPD 越高，溫度越高，越有利于形成低潤濕角和高滲透。所以在較高LPD 的條件下，能夠觀察到更好的試樣表面光潔度及熔池形貌。

研究表明，當孔隙率低于0.2%時，各種工藝參數都會顯著影響316L 制件的織構和微觀結構。SLM制件孔隙度與LPD 間的一般規律如下：組織的孔隙度隨LPD 的增大先降低到0，而后又開始逐漸增大[1,50]。SLM-316L 中常見缺陷的微觀形貌如圖10 所示。較低LPD 的試樣由于缺乏融合，在層間邊界處會出現不規則的多邊形狀孔隙，通常稱為缺乏融合（LOF）孔隙；適中LPD 的試樣具有最高的致密度和孔隙率[6,10]。當LPD 高于特定閾值（>120 J/mm3）時，粉床熔化模式由傳導轉換為匙孔（反應更加劇烈），形成更深的熔池，甚至在熔池底部產生稱作匙孔的空洞[6,53]。在由極高LPD 導致的極端溫度下，低熔點的細微粉末顆粒會發生氣化[54]、激光粉末濺射和凝結，且可能會粘在基體表面，甚至光學元件和加熱元件上。由于高的冷卻凝固速率，SLM-316L 制件的微觀結構通常以γ-奧氏體為主要組成并可能伴有δ-鐵素體[55]，激光功率的增大會使晶體生長方向趨向于構建方向，晶粒生長為柱狀晶，織構度增大，δ-鐵素體數量減少。以上論述可為SLM 機械零件的設計與開發提供方法學支持。因此，研究LPD 與SLM 制件動態力學性能的關系，對改進產品的設計和開發具有重要意義。

圖10 SLM 打印316L 組件中常見的缺陷[1,6,12,14]Fig.10 Common defects in SLM printed 316L assemblies[1,6,12,14]

2.2 激光掃描速度

激光束于粉末床上的移動速度稱為激光掃描速度（LSV）[56]。研究表明，SLM-316L 的孔隙率隨著LSV 的增大而增大。LSV 越高，激光曝光時間越短，越易導致粉末層因熔化不足而限制熔池在基底上的擴散能力，進而產生LOF 孔隙率[57]。然而，低LSV和高輸入能量會加劇熔池中氣體的溶解，導致熔池寬度及深度增大，進而產生鎖孔和孔隙率[52]。如圖11所示，LSV 越大，孔隙率越高，孔隙數量越大。因此，選擇最優的LSV 和工藝參數（如LPD 和掃描間距）是獲取優異性能零件的關鍵。SLM 工藝（PLD/LSV）窗口如圖12 所示。在工藝窗口中，左上區域的缺陷主要是LOF，右下區域的缺陷則是KP，而中間白色區域表示相對高致密性的制件[52]。

圖11 激光掃描速度（LSV）與體積孔隙率和孔隙數量的關系[57]Fig.11 Laser scan velocity (LSV) vs volume porosity and pore count (mm3)[57]

較高的LSV 也會增大表面粗糙度（SR），當LSV從900 mm/s 增大到1 200 mm/s 時，會導致表面粗糙度增大62.5%[58]，SR 較高是熔化不足和球化現象的綜合表現。如圖13a 所示，當LSV 增大時，熔池軌道長度迅速增大，而寬度略有減小，這會促使熔池軌道分解或斷裂成島狀或球團，即發生球化現象（BP），這可歸因于熔池移動的不穩定性。BP 受熔池和固體表面潤濕特性和溫度的影響，這種熔池的不穩定性會在內部中心形成一個空洞（見圖13a）。較高的LSV和表面張力產生的強反向作用共同致使空洞擴大，最終破裂成島狀，導致表面粗糙度增大，孔隙度增大[59]。如圖13b 所示，當出現與BP 相關聯的多孔層時，后續鋪粉工作可能無法完整填充空隙，即激光能量無法完全穿透到底層熔化，形成多孔層并引發鏈式效應[52]。因此，在高毛細管力和鏈式效應的作用下，部件將會產生較高的孔隙率，即降低其致密度和力學性能。以上討論可為SLM-316L 不銹鋼的LSV 工藝改進提供理論建議，促進增材制造不銹鋼材料的實際生產和應用研究。

圖13 產生空隙的破碎熔池的3D 視圖[59]（a）以及球化引起的孔隙率[60]（鏈式效應）的顯微圖像（b）Fig.13 3D view of the broken molten pool that creates voids[59] (a) and microscopic image of porosity[60](chain effect) due to spheroidization (b)

2.3 激光掃描策略

激光掃描策略（LSS）是SLM 設備中激光器發射的激光束所遵循的掃描路徑，它會影響SLM 的打印時間、制造缺陷和性能[61]。不同的掃描方向、掃描順序、掃描矢量旋轉角度、掃描矢量長度、掃描時間和掃描間距均會使LSS 不同[13,62]。一些打印SLM-316L 常用的LSS 如圖14 所示，其中圖14a～c 是指雙向激光掃描策略，圖14d～g 是指孤島策略-隨機（按照數字順序進行打印）和棋盤策略（先打白色和黑色區域，再打剩余區域）。由于其他加工條件的差異，查閱相關文獻可知，發現掃描策略對樣品密度、制造缺陷和性能的影響規律是十分困難的。得到一般性結論如下：連續層間旋轉角度的LSS 會導致各層熔池位置發生變化，打破了晶粒原本的柱狀并外延生長，有利于細小等軸晶粒的形成，從而提高了SLM 構建樣品的抗拉強度、密度和延展性[62-63]。采用棋盤矩形圖案的掃描策略，可調控晶粒的形態及其晶體結構，實現初始織構在壓縮方向<100>上孿晶形成傾向的增強，從而增強應變硬化率，即提高制件的顯微硬度[61]。Marattukalam 等[64]研究表明，層間67°的旋轉角度有利于SLM-316L 纖維紋理的產生。纖維紋理的織構與硬度、楊氏模量、屈服強度和斷裂伸長率有一定的聯系，但還需要進行更深的研究。

圖14 SLM-316L 中一些常見的掃描策略示意圖[17]Fig.14 Schematic diagram of some common scanning strategies in the SLM-316L[17]

與單向掃描相比，雙向掃描中存在的激光束與金屬蒸氣羽流間的相互作用會造成激光能量損失，從而導致較高的氧含量和孔隙率[65]。較小的掃描矢量長度有利于降低殘余應力，增強力學性能[66]。綜上所述，掃描策略對SLM-316L 不銹鋼的微觀結構、晶粒長大、晶粒尺寸及取向以及力學性能有顯著影響。研究與SLM-316L 制件的各向同性或各向異性需求所對應的LSS 是有價值的，即采用不同策略打印SLM-316L 的零件力學性能具有深入研究價值。

2.4 掃描間距

相鄰兩條掃描軌跡之間的距離為掃描間距，如圖1 所示。較小的掃描間距雖然會增加零件的打印時間，但緊密重疊的軌道會使鄰近基體重熔，即形成低孔隙率和更好的表面光澤度[67]。合適的重疊掃描軌跡可以提高表面光潔度，并減小球化效應造成孔隙的可能性，打印的制件具有更好的密度、伸長率和極限抗拉強度。如圖15 所示，更寬的掃描間距表示連續掃描軌跡之間的距離更大，由于掃描軌跡之間缺乏重疊[63]，熔化再凝固時會出現空隙/空洞，綜上所述，優選較小的掃描間距。Qi 等[66]研究了當掃描速度為600 mm/s時，掃描間距、點距和曝光時間對試樣相對密度的影響。研究表明，當曝光時間為40 μs 時，相對密度為99.97%～99.98%。當點距和掃描間距逐漸增大時，單熔點和單軌道的重疊程度反而降低，導致單軌道和單層的表面粗糙度較差，即更容易產生缺陷進而降低制件整體力學性能。

2.5 層厚度

層厚度是依據AM 粉末粒度分布而設立的一個關鍵參數。層厚度越大，表面粗糙度越大，LOF 孔隙率越高，加上激光束穿透致密粉末層的動力不足，即組織密度越低[68]，進而會導致打印316L 的部件存在部分熔化現象[69]。

重熔是在凝固層上進行的一種能夠改變合金組織、提高合金性能的工藝。一些研究發現，激光表面再熔化有助于提高零件表面性能。Yu 等[70]通過SLM重熔制造了 AlSi10Mg，使零件的表面粗糙度值從20.67 μm 下降到11.27 μm，同時提高了零件的相對致密度[71]。不同放大倍數下樣品的SEM 圖像（左半部分：無重熔；右半部分：重熔）如圖16 所示，可以看到，重熔工藝能夠明顯減小制件表面的粗糙度。Kurzynowski 等[72]研究表明，重熔SLM-316L 制件的缺陷有所減少，晶粒取向偏差有所增大，硬度得到了提高。重熔可以使平均晶粒尺寸變大，雖無法提升試樣的拉伸強度，但能夠增大塑性和顯微硬度。力學性能的增強是由于重熔前先凝固的相鄰軌道及層間旋轉有助于使晶粒生長到一個不易發生滑移的方向。研究表明，重熔及較小的掃描間距能調整晶粒外延水平生長去向以抵抗滑移，進而顯著提高樣品的耐磨性和硬度，且使樣品保持優異的相對密度，即可用于提高SLM 加工構件的表面性能。

圖16 不同放大倍數下樣品的SEM 圖像[73]Fig.16 SEM images of specimens at different magnifications[73]

2.6 光斑、點距和曝光時間

在SLM 工藝中，激光光斑大小會顯著影響金屬樣品的力學性能。一般較大的激光光斑尺寸能保證SLM 打印過程的穩定性及構建速率，也可以減少過熱，從而提高力學性能[74]。B?uerle[75]研究表明，光束中心的最高溫度與激光束的直徑成反比，即較小的激光光斑尺寸意味著更集中的能量輸入，能使熔池溫度急劇上升，且易于生成匙孔，進而增大制件的孔隙率。

如圖1 所示，點距離（PD）的定義為2 個連續激光點之間的距離，而曝光時間（ET）是指其中一個光斑被激光源加熱[27]所需的時間。較大的PD 表明連續激光光斑中心間距的增大使光斑重疊的區域變小，從而導致表面粗糙。不同點距離和曝光時間下的孔隙率變化如圖17 所示。可以觀察到，較大的點距離導致粉末床熔化能量不足，形成了孔洞和縫隙。延長曝光時間可以使熔體軌跡變寬，同時高激光能量密度會增大近圓角孔隙（如A3-1）的形成。較高的ET和較低的PD 會降低表面粗糙度和孔隙率，因為粉末床在相對較長的激光作用下能夠充分熔化，這有利于產生光滑表面[66,76]。

圖17 不同點距離和曝光時間下的孔隙率變化[60]Fig.17 Change in porosity measured by optical image analysis at different point distances[60]

2.7 構建方向（傾斜角）

頂面與傾斜角θ的示意圖如圖18 所示。構建方向被定義為沿試樣建造的方向；傾斜角為打印頂面與基板的夾角，對SLM-316L 的殘余應力和晶粒形態有顯著影響。Ni 等[7]研究發現，0°試樣的平均殘余應力為400 MPa，幾乎是90°試樣的2 倍。在制造過程中頻繁的加熱和冷卻循環會造成顯著的溫度梯度，產生包含殘余應力的高應力場。為了釋放這種殘余應力，樣品會產生孔隙和裂紋。如圖19 所示，隨著傾斜角度的增大，制備樣品的孔隙和裂紋逐漸增多，導致其致密化降低，同時裂紋的產生會伴隨氣孔和球化行為。孔隙將成為應力集中區，在靜態和循環載荷下影響樣品的力學性能[77]。拉伸斷裂的主要失效模式是韌性斷裂，而90°試樣的拉伸斷裂屬于脆性斷裂。Lin等[78]沿平行構建方向選取了不同高度的3 個平面進行了EBSD 掃描，如圖20 所示，從EBSD 方向能清楚地觀察到SLM 正交激光掃描策略的掃描軌跡。隨著與底面距離的增大（見圖20a～c），<001>晶粒的體積分數從18.7%（平面A）逐漸下降到12.1%（平面C）。不同平面的晶粒度分布如圖20d 所示，可以看出，與其他平面相比，平面C 具有更多的小尺寸晶粒。平面A、平面B 和平面C 的平均晶粒直徑分別為8.74、8.44、8.36 μm。Gu 等[79]研究表明，晶粒尺寸沿構建方向（從下到上）逐漸減小，試樣晶粒是大等軸晶粒和小柱狀晶粒的混合物，而水平試樣具有大柱狀晶粒。與頂部位置相比，樣品底部位置在SLM 過程中經歷了更多的熱循環，導致晶粒生長。

圖18 頂面與傾斜角θ 的示意圖[7]Fig.18 Schematic diagram of the top surface and the inclination angle θ[7]

圖19 不同傾角的頂面微觀形貌[7]Fig.19 Micromorphology of the top surface at different inclination angles[7]

圖20 不銹鋼樣品不同平面的晶粒取向圖及不同平面的晶粒直徑分布[78]Fig.20 Grain orientation diagram of different planes of stainless steel specimen and grain diameter distribution in different planes of the specimen[78]: a) plane A; b) plane B; c) plane C; d) grain diameter

3 SLM-316L 制件的后處理技術對性能的影響

3.1 表面機械磨損處理（SMAT）

將表面嚴重塑性變形（SPD）技術用于制造業，可以提高耐腐蝕、力學和摩擦學性能[80]。噴丸處理、超聲波噴丸處理和噴砂處理統稱為表面機械磨損處理（SMAT），可以在零件表面引起嚴重的塑性變形，進而導致晶粒細化[81]。噴砂處理利用壓縮空氣壓力將介質顆粒近垂直噴射到樣品表面，可以去除SLM316L 樣品表面的球狀顆粒和孔隙，抑制腐蝕裂紋的形成。噴砂后，鈍化膜更加穩定，可以促進表面/次表面的晶粒細化[82]。SMAT 處理是用超聲波（20 kHz 的頻率振動）驅動鋼球沖擊試樣表面，通過鋼球產生的連續沖擊動能形成塑性變形場。SMAT 與噴丸處理類似，不同之處在于SMAT 中使用的鋼球更大且呈完美球形，沖擊速度更高且碰撞角度是隨機的。SLM 零件的表面含有部分熔化的粉末顆粒，導致表面粗糙度高，通過SMAT 后處理可以顯著降低表面粗糙度并提高制件顯微硬度。在SLM 過程中，最初在表面附近產生的拉伸殘余應力在SMAT 后轉化為壓縮殘余應力。拉伸試驗結果表明，SMAT 樣品的力學性能隨著處理強度的增大而提高，即SMAT 適用于SLM-316L 零件的后處理，可以降低其表面粗糙度、增大顯微硬度、轉化壓縮殘余應力和提高抗拉強度[83]。

3.2 電解拋光

電解拋光（EP）通常用于改善SLM 內部結構的表面光潔度，可以明顯提高制件表面質量。EP 因優異的材料去除率、高加工效率和無損傷特性而廣受歡迎。將EP 作用于SLM 制件的未燒結粉末和燒結區域[84]，可以使其逐漸溶解，進而降低表面粗糙度。Chang 等[85]提出將SLM 晶格結構的過電位和常規EP工藝組合，實現了平均表面粗糙度從最初的8 μm 降至0.18 μm。盡管人們一直關注SLM 表面質量的改善問題，但尚未深入研究EP 過程中不同SLM 結構缺陷的去除機理、去除效率及其實際應用前景。

3.3 熱處理

熱處理（HT）主要用于釋放SLM 過程中形成的應力并降低孔隙率[86]，其中部件經歷了加熱和冷卻循環，獲得了均勻的微觀結構，物理和力學性能都得到了提高。Zhu 等[87]采用固溶處理在1 050 ℃和1 150 ℃下對SLM-316L 試樣進行了2 h 的HT，后分別空冷和水冷，研究表明，成形試樣由具有熔池邊界的柱狀晶體組成。HT 后，熔池邊界和枝晶消失，奧氏體晶粒生長，晶粒主要由柱狀晶體組成，柱狀晶體在1 050 ℃高溫處理后沿平行于熱流方向生長，在<101>方向上有明顯的織構。如圖21 所示，HT 后，從HT-1（600 ℃/2 h/空冷）到HT-2（850 ℃/2 h/空冷），熔池及其胞狀和帶狀結構的邊界逐漸消失，并產生了新的晶粒。研究發現，與打印樣品相比，1 000 ℃以上的HT 樣品的再結晶晶粒尺寸明顯增大[88]。熱處理實質上改變了試樣的最終顯微組織和力學性能，HT 及初始樣品的綜合性能均超過了傳統制造的不銹鋼零件的性能[89]，與熱軋316L 板材相比，打印態奧氏體的特殊組織使其屈服強度提高了近1 倍，但極限抗拉強度的提高幅度很小，斷口伸長率降低了40%。

圖21 SLM 竣工和熱處理試樣的微觀結構（構建平面）[88]Fig. 21 Microstructure (construction plane) of SLM as-built and heat-treated specimens[88]

3.4 熱等靜壓

熱等靜壓（HIP）處理通常為在竣工零件上同時施加一定時間的溫度和壓力，主要是為了最大限度地減小孔隙率、釋放應力和提高疲勞壽命[90]。Greitemeier 等[91]研究發現，在AM 制造的Ti6Al4V 的試樣上進行了HIP（920 ℃/100 MPa/2 h/氬氣氣氛）與HT（710 ℃退火2 h）實驗，結果表明，HIP 試樣的孔隙率最小，殘余應力最低，疲勞性能最好。Petrovskiy 等[92]在冷噴涂Ti6Al4V 制件上進行了HIP，使樣品孔隙率降低至0.2%，并將拉伸強度和延展性提高到接近參考值（拉伸強度為950 MPa，伸長率為13.5%）。與原始構件相比，高溫高壓會引起孔隙率降低、元素擴散以及材料再結晶等拉伸性能顯著增強。Lavery 等[60]研究發現，即使在最佳激光能量輸入下，制件總孔隙率也可能高于1%～2%。采用HIP 有助于消除裂紋并降低孔隙率到1%以下，經HIP 處理后，316L 試樣具有更均勻的微觀結構以及更大的晶粒和更清晰的晶界，屈服強度得到顯著降低，極限拉伸強度峰值和伸長率得到增大，且從HIP316L 樣品的斷裂表面上可以看到，延展性也得到了提高。

其他后處理技術包括精加工（FM）、振動表面精加工（VSF）和拖曳精加工（DF）等，通常可以用來提高零件表面特性[93]。DF 和VSF 常使用陶瓷磨料顆粒，而FM 常使用CNC 車削中心。經DF、VSF、FM處理后，表面粗糙度分別提高了60%、40%、75%。此外，由于表面的應變硬化，經FM 處理后，樣品的硬度提高了14%。

4 總結與討論

綜述了SLM-316L 制備全流程前中后期原始粉末、工藝參數及后處理方式的研究現狀，提出了通過調控SLM-316L 不銹鋼的影響因素來預測成形零件力學性能的學術觀點。隨著研究的不斷深入及SLM技術的不斷應用，SLM-316L 的研究也存在一些亟待解決的問題與挑戰，提出以下觀點：

1）較差的原始粉末特性，如原始粉末質量差、非球形粉末顆粒形狀以及粉末粒度寬，可能會導致粉末床密度較低，并最終導致制件孔隙率升高。

2）較低的激光輸入功率/能量密度和較快的激光掃描速度會導致樣品密度差。較高的激光輸入功率/能量密度、較慢的激光掃描速度、較大的掃描間距、較小的層厚和點距離可以獲得更好的試樣密度，但會增大晶粒尺度，導致力學性能降低。通過調整工藝參數組合來控制熔池形貌、晶粒生長尺寸及織構的形成，可以提升SLM-316L 的屈服強度、表面硬度以及抗拉強度等。

3）通過后處理可以提高SLM-316L 的性能。后處理結果表明，通過改變微觀結構可以提高制件性能，所以應該根據目標最終性能需求選擇最佳后處理技術。

4）為獲取更加優異的SLM-316L 性能，還得從在金屬微觀結構的形成及位錯密度、晶胞結構和溶質偏析等方面對凝固速率進行更深入的研究。同時，在提升制件性能時，減少生產時間和降低生產成本也是需要考慮的問題。