本文探讨了激光制造钢的工艺进展以及面临的挑战。本文为第四部分。

能量密度

在LAM过程中，影响钢件质量的因素非常复杂，这意味着需要高维度来对过程进行数学描述，这对建模来说是一个巨大的挑战。因此，提出了几个数学表达式，将这些因素整合到单个变量中，以降低维度。与集成有限因素的流程图不同，该集成变量更有效地洞察不同流程参数的相互作用。DebRoy等人对AM中常用的综合变量进行了审查。它们包括无量纲热输入、Marangoni数、Peclet数、Fourier数和热应变参数。

这些变量的重要性以及它们对LAM过程的影响是不同的。关于这些变量的详细比较和讨论，见DebRoy和同事的论文。目前，使用最广泛的集成变量是热输入，也被称为能量输入、比能量或能量密度，具体取决于集成过程变量的数量。该变量取自常规焊接，旨在通过整合不同的加工参数来描述激光加工过程中的有效能量输入，从而了解熔池中的物理冶金。因此，由于缺乏对这一特别重要的变量的审查，本综述侧重于热输入及其对LAM钢性能的影响。

研究认为，高功率壁中的粗晶粒与高线性热输入有关，这导致了更大的熔池，因此与低功率壁中的熔池相比，冷却速度较慢（见图17（b））。因此，由于晶粒更细，使用较低激光功率制备的304L试样的强度和延展性均高于使用较高激光功率制备的试样（见图22（e-f））。然而，该线性能量密度仅涉及两个参数（即激光功率和扫描速度），不能用于准确描述其他参数（例如送粉速度、层厚度、激光光斑大小和扫描间距）的组合效应。在Wang等人的研究中，两种薄壁样品的送粉速率和相应的层厚度也不同。如上所述，层厚度的增加减少了热循环次数和总激光能量输入，从而获得不同的微观结构和机械性能。然而，这种影响不能仅通过线性能量密度来反映。

图22 不同线性热输入下纵向L-DED构建304L样本的EBSD逆极点图：（a，b）线性热输入 = 271 J mm–1，（c，d）线性热输入 = 377 J mm-1；（e）从低功率壁和高功率壁两个方向提取的304L样品，以及从退火基板提取的样品的拉伸应力-应变曲线；（f）纵向试样的抗拉强度随薄壁试样底部距离的变化。

为了分析L-DED工艺参数对镍合金激光熔覆形状的影响，Peng等人提出了面积热输入，它包括三个参数（即激光功率、扫描速度和激光光斑大小）。

这种情况与Lu的工作不同，在Lu的工作中，激光比能量用于分析热输入对316L不锈钢样品成形特性的影响。如图5（f）和图8（g–i）所示，L-DED制造的316L单轨样品的宽度随着比能量的增加而不断增加，而高度最初增加，然后逐渐降低。根据Lu及其同事的说法，存在一个临界激光比能（Emax），在该比能上，熔池蒸发并电离成等离子体，从而损失部分激光能量。由于部分熔池的烧损和吸收的激光能量，沉积效率降低，从而降低了熔池的高度。Peng和Lu之间不一致的结果表明，比能对熔池尺寸的影响因材料而异，例如镍合金和316L不锈钢。

Sander及其同事应用了基于体积的能量密度E（J mm–3）来说明热输入对L-PBF制造的FeCrMoVC工具钢零件的微观结构、抗压强度和表面粗糙度的影响，并发现在较高的能量输入下，熔池的高度降低( 130 J mm–3），如图23（a，b）所示。尽管这与Lu的结果一致，但Sander认为，由于较低的能量输入，扫描轨迹的固化速度较快，这是通过减少前几层的重熔，导致扫描轨迹增厚的原因。因此，需要进一步的研究来澄清这种不一致性。此外，Sander的实验结果表明，L-PBF制造的工具钢样品具有更高的能量密度（129.6 J mm–3）的抗压强度略高于铸造样品和低能量密度（89.3J）的L-PBF制造样品 mm–3），如图23（c）所示。这与L-DED不锈钢样品的结果相反（见图22（e，f）），在图中，当以较低的能量密度制造不锈钢样品时，可获得较高的强度。L-PBF组合工具钢在较高能量密度下获得较高强度的机理尚不清楚，这可能与晶粒、碳化物、马氏体含量和熔池的不同形态有关。此外，能量密度对L-DED制造的316L和L-PBF制造的工具钢（图22（e，f）和23（c））的机械性能产生不同影响的可能原因也可能因能量密度、材料性能以及机器的表达而不同。

图23 （a，b）与铸态样品相比，L-PBF制造工具钢样品的微观结构：熔体池的边界用箭头标记，马氏体针状物被圈出；（c）工程压应力——与铸态相比，L-PBF制造工具钢样品的应变曲线。

通过扩展Ion等人概述的方法，Thomas和他的同事提出了两个无因次变量(E min和E 0)，用于构造L-PBF的标准化处理图。E min是熔化粉末所需的单位体积的最小无量纲热输入，而E 0是归一化的等效能量密度。

基于上述概述，所有当前可用的无量纲能量输入可总结，并按其单位分为三组，如表2所示。它们是线性能量密度（J mm–1）、面积能量密度（J mm–2）和体积能量密度（J mm–3）。为了避免争议，新提出的体积能量密度E min因其单位（J mm–2）被归类为面能密度。显然，与其他能量密度组相比E min和E 0更准确，因为粉末床温度（T0）和其他变量（例如ρ、Cp和Tm）也代表合金的热物理性质。

表2 当前可用无量纲能量密度的分类。

基于归一化等效能量密度（方程式（9）-（16）），Thomas等人构建了一系列合金系统AM的归一化过程图，如图24（a）所示。与仅集成激光功率和扫描速度的过程图不同，图24（a）表示归一化变量S*P*、V*和T*的宽处理窗口，后三个参数组合成一组无量纲变量。归一化等效能量密度（E 0）的等值线由虚线表示。新的归一化工艺图旨在提供一个实用框架，用于比较一系列AM平台、合金和工艺参数，并提供有关微观结构的预测信息。此外，该图还为选择最佳工艺参数提供了有价值的参考。对Ti6Al4V和L-PBF构建的316L的粉末床电子束熔炼（EBM）的适用性进行了实验研究。

值得注意的是，与线性能量密度对L-DED构建304L样品微观结构的影响类似，E 0还导致粉末层EBM构建的Ti6Al4V（图24（a）中的α+β板条）和L-PBF构建的316L（图24（b）中的蜂窝结构）中的微观结构更粗糙，从而降低强度和硬度。通常，较高的能量密度会降低冷却速度，并导致较粗的微观结构。进一步的讨论见“常规生产钢的凝固和相变简要概述”一节。

图24 EBM制造的Ti-6Al-4标准化处理图 V（a）和L-PBF制造的316L不锈钢（b）。

但这并不意味着上述能量密度表达式可以用来准确预测或评价LAM生产的构件的微观结构。这是因为，对于相同的能量密度，单个参数可以非常不同，从而不同的熔体池几何形状。如图25(a)所示，尽管体积能量密度保持不变，但不同参数组合制备的L-PBF制备的Al-12Si样品的相关密度从~ 40%到100%不等。

Prashanth等人认为，虽然激光功率和激光扫描速度的结合很重要，但单个参数(即激光功率)对孔隙率的控制具有决定性影响。此外，在能量密度不变的情况下，孔隙率的显著变化也归因于不同参数组合所导致的熔池几何形状的不同。打印不同L-PBF参数的904L钢单轨的截面图像证实了这一点(图25(b))。如图25(b)所示，虽然具有相同的线能密度，但第3组和第7组熔体池的几何形状完全不同。在LAM过程中，不同尺寸的单轨不可避免地会影响相邻层间的相互作用，从而导致样品的不同性质。在L-PBF制造的316L钢和Al 2024合金中也报道了类似的现象。

图25 (a)恒定能量密度为55 J mm-3时，采用不同激光功率和激光扫描速度组合制备的L-PBF制备的Al-12Si样品的相对密度;(b)不同参数的L-PBF制造的904L钢单轨的典型断面显微图。

总结

与大多数传统制造工艺相比，LAM工艺涉及各种加工变量。在激光熔化过程中，熔池的复杂热历史(如热输入、冷却速率、热梯度、热循环)直接由激光功率、扫描速度、扫描间距、粉末进给速度、层厚等加工变量决定。这导致了每一个轨道或层的几何形状和微观结构的变化，因此组件的整体性能。

个别参数的影响

为了研究和了解加工参数，即激光功率、扫描速度、粉末进给速度和层厚对熔池几何形状、缺陷和残余应力的影响，已经做了大量的研究。一般情况下，增加激光功率同时增加了单轨样品的宽度和高度，这是由于较高的热输入和捕获效率，这有利于消除缺陷，特别是在L-PBF过程中产生的球化现象造成的熔合气孔。通过降低扫描速度或增加粉末进给速度，可以在单轨几何上实现类似的效果。然而，在LAM过程中，每个加工参数都有一个优化范围，超出这个范围会对零件质量产生负面影响。例如，如果激光功率过高或扫描速度过低，由于金属蒸发强烈，熔体池底部会形成较大的小孔孔。而当激光功率过低或扫描速度过高时，则会出现球化现象，导致熔合孔的缺失。在L-DED系统中，粉末进给速度也是关键的，因为它直接关系到捕获效率。过高的粉末进料速度导致未熔化的粉末，因此高孔隙率。

除了熔池的几何形状和缺陷外，钢构件的组织(特别是晶粒形态、织构和相成分)和机械性能也取决于LAM工艺参数，这些参数改变了热历史(如热输入、冷却速率、热梯度、热循环)。例如，较高的激光功率和较低的扫描速度，即单位时间和单位面积的能量输入较高，可以增强LAM过程中形成的马氏体/贝氏体的原位回火。

在LAM过程中还需要考虑其他的加工参数，包括扫描策略、激光类型、激光束大小和形状、层切片策略、保护气体、建筑朝向和样品几何形状。例如，分形、螺旋和岛状扫描策略，而不是传统的直线扫描策略，已被用于减少残余应力，从而使局部变形最小化，这是由于LAM过程中陡直的热梯度造成的。此外，扫描策略和扫描层厚度对LAM加工钢的相组成(如马氏体钢中的残余奥氏体)和晶粒尺寸都有显著的影响，这是因为它们导致的冷却速率的差异。例如，可以利用激光束的形状来改变熔池的几何形状;保护气体，由于在LAM过程中降低了氧化水平，改变了钢件的几何精度。

此外，控制保护气体成分似乎是另一种有效的方法来调整微观结构和相组成。例如，在17-4 PH钢的LAM过程中，N2气体可以用来稳定奥氏体相，或者作为氮源，在含有强氮形成元素的钢(如马氏体时效钢)中原位形成氮化物沉淀。此外，切片策略需要从一开始就正确选择，因为它会导致复杂几何形状构件的热历史变化，导致微观结构和力学不均匀。然而，对这些变量的研究相对有限，特别是对微观组织和力学性能的研究。为了制造高质量的零件，需要对这些工艺参数进行深入研究和了解。从焊接研究中产生的知识可以是一个有用的参考来源。

各参数的组合效应

除了上述的流程图外，还提出了一些数学表达式来将各种加工变量整合成一个单一的变量。与集成了有限因素的过程图相比，这个集成的数学变量在洞察不同参数之间的相互作用方面更有效，特别是广泛报道的能量密度。然而，从上面的回顾来看，我们认为能量密度仍然不能直接预测熔融池的大小或样品的性质，即使是对于同一种材料。单个参数对能量密度的贡献可能不同。虽然这些表达式综合了这些参数，但它们都没有涉及到单个参数的贡献比例。Prashanth等人建议需要修改能量密度，以包括额外的工艺参数，如舱口类型、激光光斑大小和材料性能。

偏振光显微照片显示了标准化舱口间距h*，a）–e）和束流速度v*，f）到j）对EBM Ti–6Al–4V微观结构的影响。为清晰起见：在左侧列中，v*是固定的，h*是变化的，而h*在右侧列中是固定的。

h*和v*对EBM Ti–6Al–4V微观结构的影响如上图所示。在本研究的背景下，h*对β粗糙度的影响α变换积比v*更明显。在3

从这个角度来看，Thomas等提出的无量纲能量密度(15)-(16)式比线性或体积能量密度更能表达有效能量吸收。然而，使用不同参数组合产生的合金的熔体池大小和微观结构存在显著差异，尽管这两种组合都与恒定的E 0有关。最终，无因次能量密度是一个热动态量，不能反映LAM过程中熔池内部复杂的物理现象，如Marangoni流、反冲压力、水动力不稳定性等。。因此，电流能量密度(见表2)只能定性地比较在一定LAM条件下的能量输入，而不能作为选择LAM加工参数和预测LAM加工样品微观结构特征的单一准则。无论是更换机器还是更换原料粉，都需要优化工艺参数。

微观结构

激光焊接工艺与传统的激光焊接/熔覆工艺有许多共同的特点，特别是多道次焊接。然而，LAM过程由于有更多的加工变量，产生了不同的熔炼和凝固条件，因此更加复杂。因此，LAM成形零件的组织和性能对工艺参数非常敏感。在下一节中，将回顾典型钢的冶金特性和所形成的显微组织。并与传统的铸造、焊接等方法进行了对比。为了更好地理解LAM生产的零件和传统生产的零件之间的区别，首先提出了常规生产钢的凝固和相变的基本原理，并进行了比较。此外，本文只讨论了LAM生产的典型钢，其他钢(如普通碳素钢、铁素体钢、高锰钢)因出版物有限而未包括在内。此外，本节还介绍了LAM生产的功能梯度铁组件，因为它们具有特殊的用途，且难以通过传统工艺生产。

概述常规钢的凝固和相变

LAM是基于材料的熔合和凝固，这与传统的熔合制造工艺(如铸造和焊接)在本质上相似。因此，尽管工艺复杂，但确定LAM预制构件凝固组织的关键参数与传统的铸造焊接工艺相似，包括温度梯度G、凝固速率R和过冷度ΔT。众所周知，G/R比值决定凝固方式，而产物GR(即冷却速率)决定凝固组织的尺寸。合金凝固过程中，随着G/R的降低，凝固方式由平面、胞状、柱状或等轴状转变为枝晶。GR值越高，凝固组织特征的尺度越细化。此外，枝晶生长速率与过冷度的平方成正比ΔT。控制微观结构的变量已由DebRoy及其同事进行了全面的综述。下一节简要介绍常规生产钢的相变。本文还简要评述了热循环对常规多道焊固相转变的影响，以便与LAM焊进行进一步的比较。

如前所述，典型的LAM预制钢包括奥氏体不锈钢(SS)、沉淀硬化(PH)不锈钢、马氏体不锈钢、双相不锈钢、马氏体钢和工具钢，可分为奥氏体钢、马氏体钢和双相钢。这些钢的相变，特别是在铸造和焊接过程中的相变已经被广泛研究。表3列出了常规生产钢的成分和相组成(在预期使用的状态下)。

表3 本文综述了常规生产钢在服役状态下的成分和相组成。

奥氏体不锈钢可以简化为fe- cr - ni基合金。它们不同的凝固模式取决于Cr当量与Ni当量的当量比范围(Creq/Nieq):

1，A模式（L） L + γ γ） ，Creq/Nieq

2，自动对焦模式（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

这里，L、δ和γ分别代表液体、铁素体（F）和奥氏体（A）。由于奥氏体不锈钢的Creq/Nieq范围为1.25至1.95，因此在铸造和焊接过程中，奥氏体不锈钢的凝固通常为AF或FA模式，从而形成完整的奥氏体基体。此外，凝固模式也随冷却速度的变化而变化。随着冷却速度的增加，凝固模式从初生铁素体模式转变为初生奥氏体模式。通常，当冷却速度较低时，铸钢或焊接钢中会形成树枝状铁素体。与奥氏体不锈钢相比，铁素体不锈钢不含镍或镍含量较低，可以简化为铁铬基合金。根据Fe-Cr相图，当Cr含量小于12 at.-%时，钢材在冷却时会经历连续的转变：L δ γ δ. 在16%以上Cr，在凝固过程中只形成δ相。

与奥氏体钢和铁素体钢不同，PH SS、马氏体SS、马氏体时效钢和工具钢在凝固过程中的相变更为复杂，因为它们形成了马氏体（α′）和复杂的沉淀。众所周知，在快速冷却（例如淬火）过程中，马氏体由奥氏体转变而来。对于焊接部件，由于凝固过程中的高冷却速度，马氏体通常直接从刚凝固的奥氏体中形成。此外，对于高碳含量（>0.1 wt-%）的马氏体不锈钢和工具钢，在凝固过程中通常会形成粗的一次共晶碳化物和细的二次碳化物。可以在不同温度下进行退火处理，以诱导这些亚稳初生碳化物的分解或细碳化物的沉淀。对于低碳含量的PH SS和马氏体时效钢，通常通过时效处理在马氏体基体中诱发金属间化合物而非碳化物。作为后处理，热处理的影响将在“后处理”一节中进行审查和讨论。

采用传统方法(如铸造和焊接)生产的双相不锈钢由铁素体和奥氏体相混合物组成。双相不锈钢的相变顺序为:LL+ δδδ + γ。在凝固过程中，双相不锈钢凝固为完全δ-铁素体，当温度低于铁素体溶出温度时，奥氏体部分形成，均沿铁素体晶界。随着温度的进一步降低，铁素体晶粒内部会形成更多的奥氏体。δ -γ转变强烈依赖于成分和冷却速率。

此外，值得注意的是，LAM更类似于多层焊接，在多层焊接中，热循环通常会在焊接金属和热影响区(HAZ)中引起不可逆的固态转变。由于不同焊接层的热历史不同，变形后的组织在整个零件中不均匀，从而导致了不同的机械性能。一般来说，热影响区内的组织强烈依赖于热循环的最高温度、冷却速率和焊接钢的化学成分。

为了描述多道次焊接过程中的热循环，人们进行了深入的建模，并从理论上研究了道间温度、焊接电流和Ac3温度对焊接过程中再奥氏体化组织的影响。然而，由于LAM期间的扫描策略复杂(见“扫描策略和扫描间距”部分)，基于多道次焊接的简单建模不能直接用于精确描述LAM内热循环的空间变化，从而预测局部组织。因此，可靠的三维瞬态温度场是根据物理原理了解零件微观结构和性能的前提。迄今为止，在模拟和研究LAM过程中复杂热循环及其与微观结构演化的相互关系方面的研究还不多。相反，由复杂热循环引起的所谓的“本禀热处理(IHT)”经常被用来定性地描述由LAM生产的部件的不同区域的微观组织的不均匀性，特别是在不同的层位，这将在以下部分中讨论。

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

参考文献：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.