張楠，張海武，王淼輝,，杜兵，張平，張志豪

(1.中機新材料研究院(鄭州)有限公司,鄭州,450001；2.機械科學研究總院,北京,100044；3.北京科技大學,北京,100083)

0 序言

選區(qū)激光熔化(selective laser melting,SLM)技術近年來被廣泛用于空天領域、能源裝備等復雜構件的制備[1-2].然而，隨著增材部件的小型化趨勢及對成形表面質量和精度要求的不斷提高，由此進一步衍生出微米級選區(qū)激光熔化(micro-selective laser melting,M-SLM)技術.相比SLM 的光斑尺寸(50～90 μm)[3]和成形精度(約200 μm)[4]，M-SLM 具有細光斑(小于20 μm)和高精度(20～ 50 μm)，且表面粗糙度Ra 可達1 μm 的精細成形優(yōu)勢，在航空航天、能源裝備、通訊電子及生物醫(yī)療等領域具有極大的應用潛力[5].

面心立方奧氏體不銹鋼316L 具有優(yōu)異的塑性、耐腐蝕性和焊接性，在航空航天、石油化工、海洋裝備等領域廣泛應用，因此成為SLM 開展相關研究的熱點[6-7].其中，Salman 等人[8]利用SLM 制備了316L 不銹鋼試樣，研究了超常凝固組織的熱穩(wěn)定性對使役條件下力學性能的影響，認為納米尺度胞狀結構對SLM 成形材料的力學強度有重要影響.Liu 等人[9]通過控制激光掃描速率得到納米尺度胞狀結構，實現(xiàn)了對SLM 制備316L 不銹鋼的力學性能設計.而Watanabe[10]則率先提出大幅增加特殊晶界(special boundary,SB)的比例(fSBs)來提高多晶材料晶界時效行為的構想，提出了“晶界特征分布(grain boundary character distribution,GBCD)優(yōu)化”的概念，以Σ3n(n=1,2,3)晶界為特征，并在奧氏體不銹鋼的GBCD 優(yōu)化中取得重要進展.文獻[11]認為304 不銹鋼變形后的特殊晶界可以有效阻斷大角度晶界的連通性，但缺乏對GBCD 優(yōu)化機制的深入探討，特別是對Σ3n這類特殊晶界分布缺乏系統(tǒng)研究.為此，文中通過M-SLM 獲得高納米晶比例的316L 不銹鋼，研究拉伸變形對316L 不銹鋼特殊晶界分布的影響，分析統(tǒng)計了不同應變對Σ3n特殊晶界的特征分布，并對M-SLM 增材制造的316L 不銹鋼拉伸過程的GBCD 微觀機制進行初步探討.

1 試驗方法

試驗采用自主研發(fā)的316L 不銹鋼粉末，球形度大于97%，粒徑分布為10～ 25 μm，化學成分 見表1.

表1 316L 不銹鋼粉末的化學成分(質量分數(shù),%)Table 1 Chemical composition of 316L stainless steel powder

試驗使用聯(lián)合研發(fā)的Aixway Precision 100 型M-SLM 成形設備，激光額定功率P為100 W，波長λ為1 050～ 1 080 nm.在激光成形倉內經(jīng)反復抽真空-充Ar 過程，將環(huán)境含氧量降至0.000 4%以下，如圖1 所示尺寸采用STL(standard template library)格式3D 編輯軟件建模、文件切片并導入微機后，使用M-SLM 制備水平方向拉伸試樣1 和垂直方向拉伸試樣2.

圖1 M-SLM 制備拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Schematic of tensile sample using M-SLM

M-SLM 激光束的能量密度ρ如式(1)所示，即

式中：P為激光功率；hs為激光掃描間距；t為鋪粉厚度；v為掃描速率.最終計算得到激光體能量密度ρ為58.3 J/mm3，層間激光掃描相對變換角度設置為67°.

拉伸試驗采用Instron LDW-2 拉伸試驗機，在室溫下設置應變速率為10-3s-1的條件下，應變量分別達到8%、18%和28% 3 個應變量時停止加載，得到3 種不同塑性變形條件下的拉伸變形試樣.切取變形區(qū)進行電化學拋光，在配有電子背散射衍射(electron back-scatter diffraction,EBSD)功能的S-3400N 型掃描電鏡上完成同一樣品、3 個鄰近區(qū)域的取向顯微重構(orientation imaging microscopy，OIM)晶界特征分布測定，掃描區(qū)域25 μm × 25 μm，掃描步長0.1 μm，并使用HKL 分析軟件標定菊池(Kikuchi)花樣，進而得到晶粒取向信息，重構晶界特征分布形貌.根據(jù)Brandon[12]提出的作為判據(jù)確定重位點陣晶界，其中Σ3，Σ9 和Σ27特殊晶界分別按<111>/60°，<110>/38.94°和<110>/31.58°標定，標定率大于92%.

微矩形截面法能實現(xiàn)孿晶界共格和非共格的判定.當滿足<111>/60°取向關系的Σ3 晶界兩側晶面取向同位于{111}時，可判定共格Σ3 晶界(Σ3C)，而位于其他晶面上時，則為非共格Σ3 晶界(Σ3IC).根據(jù)微矩形截面法，在鄰近Σ3 晶界位置設置一個長邊平行于晶界的微矩形，其矩形短邊方向必與晶界法線方向一致，因此只需測定該微矩形區(qū)內的晶粒{111}極圖，判斷垂直于Σ3 晶界的矩形短邊方向是否與{111}極圖點重合即可判斷Σ3C或Σ3IC，判定角度公差一般為± 3°[13].

2 試驗結果與討論

2.1 特殊晶界(SB)的特征與分布

試樣1 在拉伸應變量8%,18%和28%時的特殊晶界(SB)分布比例(fSBs)如圖2 所示，拉伸應變量對SB 的分布量密切相關，分析認為，小變形量的拉伸樣品相比于大變形量的拉伸樣品，后者更容易被激發(fā)出特殊晶界.這是由于小變形的試樣變形儲能低，材料變形過程中不足以在誘發(fā)一般大角度晶界的形成，且多以原試樣中Σ3IC的遷移為主要機制[14].

圖2 特殊晶界比例分布Fig.2 Proportional distribution of special grain boundaries

試樣1 和試樣2 的變形分布如圖3，圖4 所示，圖3 中橫向拉伸試樣1 晶粒變形的趨勢可見，當應變量在8%時，樣品中可見約15.6%的再結晶晶粒，境內可見少量非連續(xù)性、未貫通晶粒的小角度晶界(黑色跡線)，證明了在應變量8%條件下，樣品的變形儲能少；隨著變形儲能的增加，當應變量達到18%時，原始增材制備的再結晶晶粒發(fā)生了明顯減少，變形晶粒占比增加，說明晶界隨變形量的增加發(fā)生遷移并誘發(fā)較多晶內貫通的連續(xù)性Σ3n(n=1,2,3)晶界.當變形量進一步增大到28%時，連續(xù)性Σ3n晶界通過遷移，進一步增加了材料基體的變形儲能，晶粒變形區(qū)域面積顯著提升，變形區(qū)比例約82.5%.該規(guī)律與圖4 所示試樣2 在不同應變下的變形相吻合，且當圖4c 中應變量達到28%時，變形晶粒比例超過90%.以上分析的結果可用晶界遷移機制進行分析，并在下文中進一步論述.

圖3 試樣1 在不同應變下的變形分布圖Fig.3 Deformation distribution of sample 1 under different strains.(a) tensile strain 8%;(b) tensile strain 18%;(c)tensile strain 28%

圖4 試樣2 在不同應變下的變形分布圖Fig.4 Deformation distribution of sample 2 under different strains.(a) tensile strain 8%;(b) tensile strain 18%;(c)tensile strain 28%

2.2 Σ3n 晶界的分布

圖5 給出了M-SLM 制備316L 拉伸橫向試樣(圖5a)和法向試樣(圖5b)在拉伸應變量8%，18%和28%時Σ3n晶界比例的分布.經(jīng)測定，8%應變下的試樣1 和試樣2 的fΣ3分別為4.6%和7.7%，fΣ9+fΣ27分別為2.3%和3.1%.當拉伸變形量增大至28%，fΣ3分別增至17.3%和27.2%，fΣ9+fΣ27分別降至0.4%和0.55%.不難看出，隨著拉伸應變量的增大，Σ3 晶界比例顯著增加，而Σ9 +Σ27 晶界比例顯著降低.可見，較大的變形能可顯著促進Σ3 晶界生成，抑制Σ9+Σ27 的產生.

圖5 M-SLM 制備316L 拉伸試樣應變量對特殊晶界的影響Fig.5 Effect of strain on special grain boundaries of 316L tensile specimens prepared by M-SLM.(a)Σ3n proportional distribution in sample 1;(b) Σ3n proportional distribution in sample 2

2.3 共格Σ3C 和非共格Σ3IC 的OIM 晶界分布

試樣1 和試樣2 的取向顯微術(OIM)重構晶界特征分布如圖6 和圖7 所示.當拉伸應變?yōu)?%時，可見Σ3n晶界(黑色箭頭表示Σ3 晶界，白色箭頭表示Σ9 晶界及Σ27 晶界)明顯地阻斷了大角度晶界的連續(xù)性，當拉伸應變提升至18%和28%后，大角度晶界網(wǎng)絡被Σ3 晶界分割更為顯著，且晶內開始呈現(xiàn)大量Σ3 晶界，通過對晶內進行觀察發(fā)現(xiàn)，Σ3 晶界的形態(tài)有所差異.晶內Σ3 晶界形貌多為貫穿型平直結構，但尚存在一定量的彎曲狀Σ3 晶界，特別是試樣2 在18%應變量條件下展示了較為典型的、具有準直特征的共格Σ3 孿晶晶界.為了進一步辨別共格與非共格的Σ3 晶界，文中對圖6b 和圖7b 進行Σ3 共格和非共格晶界判定.

圖6 試樣1 的拉伸區(qū)域取向顯微重構晶界分布圖Fig.6 Grain boundary distribution of microstructure reconstruction in tensile region of sample 1.(a) tensile strain 8%;(b) tensile strain 18%;(c) tensile strain 28%

圖7 試樣2 的拉伸區(qū)域取向顯微重構晶界分布圖Fig.7 Grain boundary distribution of microstructure reconstruction in tensile region of sample 2.(a) tensile strain 8%;(b) tensile strain 18%;(c) tensile strain 28%

如圖6b 所示，指定區(qū)域的為例(見圖8 所示)，設置微矩形1 和微矩形2 分別靠近臨近的Σ3 晶界，故矩形的短邊一定與Σ3 晶界的法向方向平行.將短邊指向方向復制在{111}極圖中，記為法線，可以看出剛好通過{111}極圖的重合點，故將矩形1 鄰近的晶界判定為共格Σ3C晶界；而在角度公差± 3°范圍內均未能與{111}極圖點重合，故判定矩形2 鄰近晶界為非共格Σ3IC晶界.按此方法，對圖6b 和圖7b 中隨機各選取約30 條Σ3 晶界進行統(tǒng)計分析，表中C 表示共格晶界，IC 表示非共格晶界，分析結果見表2 和表3 所示.從表中數(shù)據(jù)統(tǒng)計得出，橫向試樣1 在18%拉伸應變下的Σ3C和Σ3IC分別約為40%和60%，而法向拉伸試樣2 在同樣拉伸應變下的Σ3C卻提高至約73%.

圖8 微矩形截面法判定圖6b 中指定區(qū)域Σ3 晶界示意圖Fig.8 Schematic diagram of Σ3 grain boundary determination on the designated area in Figure 6b using micro rectangular section method

2.4 討論分析

關于Σ3n晶界遷移機制，目前成熟的理論有Σ3 再遷移模型[15]，高Σ 重位點陣模型[16]和非共格Σ3 遷移模型[9]等.Σ3 再遷移模型認為Σ3IC晶界是Σ3C晶界遷移獲得.首先Σ3C晶界的界面能相對Σ3IC晶界低，通過穩(wěn)定的Σ3C晶界遷移得到Σ3IC晶界本質上違背了能量最小原理.高Σ 重位點陣模型指出，低Σ 晶界(如Σ3、Σ9、Σ27)是由更高Σ 值特殊晶界分解而來，從理論上該模型給出了低Σ 值和高Σ 值晶界從出現(xiàn)概率上應該是均等的，如圖5 所示，隨著拉伸應變的增加，Σ3 的增加伴隨著Σ9 的降低，Σ27 甚至未檢出.目前，非共格Σ3 遷移理論能合理解釋文中所得結果：根據(jù)反應能量最小原理，共格Σ3 孿晶界相對非共格Σ3 孿晶界而言更為穩(wěn)定[17]，這說明高能量的非共格Σ3 孿晶界可通過應變過程的界面遷移獲得更多穩(wěn)定的低能量共格Σ3 孿晶界，并基于Σ3IC的高度可動性，此類晶界在材料變形時彼此交匯，從而衍生出Σ9 晶界，并再次與Σ3IC匯合進而生成Σ27 或重生成Σ3C特殊晶界[18]，促成Σ3 特殊晶界比例隨著應變量的增加而顯著增加，這些特殊晶界多位于一般大角度晶界上，且有效打斷了其連通性.非共格Σ3 遷移理論模型很好解釋了表2 和表3 所示結果，為何圖6b 中出現(xiàn)大量的Σ3IC晶界，而隨著圖5 中拉伸應變增至28%后，Σ3 特殊晶界比例進一步上升，Σ9 +Σ27 特殊晶界比例降低的原因.

表2 圖6b 中Σ3 晶界分析結果Table 2 Σ3 grain boundary analysis results in Fig 6b

表3 圖7b 中Σ3 晶界分析結果Table 3 Σ3 grain boundary analysis results in Fig 7b

基于界面能理論，晶界處的能量主要包括兩部分，即彈性畸變能和化學交互能.其中，彈性畸變能的大小取決于失配度的大小.對于共格晶界來說，由于界面上原子保持著匹配關系故界面上原子結合鍵數(shù)目不變，此時應變能是主要的.而對于非共格晶界，由于界面上原子的化學鍵數(shù)目和強度與晶內相比發(fā)生了很大變化，故其界面能以化學能為主，而總界面能較高，這就很好地解釋了為何SLM 制備橫向的拉伸材料強度普遍高于法向的拉伸強度的原因，恰與余晨帆等人[7]通過傳統(tǒng)SLM制備316L 不銹鋼得出的拉伸結果相吻合.圖9 對比了M-SLM 與傳統(tǒng)SLM 成形316L 拉伸力學性能的結果：在橫向試樣斷后伸長率同約40%時，MSLM 制備的316L 抗拉強度達到690 MPa，相比傳統(tǒng)SLM 提升11%；在法向試樣抗拉強度同約650 MPa 時，M-SLM 制備的316L 斷后伸長率達到64.5%，相比傳統(tǒng)SLM 提升72%，這進一步說明相比于傳統(tǒng)SLM，M-SLM 制備316L 的總界面能更高.此外，晶界能的大小還取決于晶界的面積.在M-SLM 增材制造單相奧氏體316L 不銹鋼的晶粒細化程度會顯著優(yōu)于傳統(tǒng)SLM，且絕大部分細小納米級晶粒間均形成以大角度晶界為代表的特殊晶界，其總界面能將顯著優(yōu)于傳統(tǒng)SLM 制備的同種材料.除以上縱向對比分析外，M-SLM 制備的316L 在拉伸過程中的橫向對比(如圖5 所示)也不難發(fā)現(xiàn)，隨著拉伸應變的增加，Σ3 特殊晶界的比例是顯著增加的，聯(lián)立分析表1 統(tǒng)計數(shù)據(jù)可見，法向18%拉伸應變狀態(tài)下的共格Σ3C孿晶界的比例顯著提升，即在材料內部平衡狀態(tài)下，共格Σ3C孿晶界的增加使得總晶界能同比減小，這就促使了兩晶粒晶界的平直化過程，以上分析與如圖7b 呈現(xiàn)結果相吻合.

圖9 M-SLM 和SLM 成形316L 拉伸力學性能比較[19-23]Fig.9 Comparisons of tensile properties of M-SLM 316L stainless steel and fabricated by SLM

3 結論

(1) 在8%應變下，橫向試樣1 和法向試樣2 的fΣ3分別為4.6%和7.7%，fΣ9+fΣ27分別為2.3%和3.1%.當變形量增大至28%，fΣ3分別增至17.3%和27.2%，fΣ9+fΣ27分別降至0.4%和0.55%.

(2) 橫向試樣1 在18%拉伸應變下以Σ3IC為主，約占60%，而法向拉伸試樣2 在同樣條件下以Σ3C為主，約占73%.這類特殊晶界有效阻斷SB 晶界的連通性，使得M-SLM 成形316L 的橫向抗拉強度達到690 MPa，相比傳統(tǒng)SLM 提升11%；其法向斷后伸長率達到64.5%，相比傳統(tǒng)SLM 提升72%.