激光增材制造316L不銹鋼退火過程中微觀組織演變和力學(xué)性能

來源：材料成型及模擬分析

摘要：利用掃描電鏡(SEM)、電子背散射衍射(EBSD),、拉伸試驗(yàn)機(jī)研究了激光增材制造316L不銹鋼退火過程中的微觀組織演變和力學(xué)性能,。結(jié)果表明：在700℃退火后，魚鱗狀熔池形貌開始隨著溫度的升高逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則長條狀形貌,，在750℃退火后,，熔池內(nèi)胞狀和長條柱狀亞結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榍蛐蝸喗Y(jié)構(gòu)組織和三角形的點(diǎn)狀凹坑形組織。隨著退火溫度的升高,，晶粒尺寸先減小后增大,，位錯(cuò)密度重新排序，胞狀亞結(jié)構(gòu)的溶解,，亞結(jié)構(gòu)組織,，變形組織和大小角度晶界的演變反映著位錯(cuò)密度的降低，導(dǎo)致強(qiáng)度的下降和塑性的增強(qiáng),。在600℃×120min退火時(shí)屈服強(qiáng)度為484.2MPa,，抗拉強(qiáng)度為665.6MPa，伸長率為47.7%,，在850℃×120min退火時(shí)屈服強(qiáng)度為410.4MPa,，抗拉強(qiáng)度為639.1MPa，伸長率為59.7%,；隨著保溫時(shí)間的延長,，變形組織轉(zhuǎn)變?yōu)閬喗Y(jié)構(gòu)組織；在650℃溫度下保溫時(shí)間由30min增加到120min時(shí),，亞結(jié)構(gòu)組織由24.1%增多到82.3%,；在850℃溫度下保溫時(shí)間由30min增加到120min時(shí)，亞結(jié)構(gòu)組織由24.9%增多到59.2%,。

本文采用掃描電鏡(SEM)和電子背散射衍射(EBSD)對(duì)600～850℃退火后的激光增材制造316L不銹鋼微觀組織(晶粒形貌,、大小角度晶界和晶體取向等)進(jìn)行表征。采用拉伸速率為0.5mm/min的單向拉伸試驗(yàn),，獲取600～850℃退火后激光增材制造316L不銹鋼的屈服強(qiáng)度,、抗拉強(qiáng)度和伸長率。分析其微觀組織和性能演變規(guī)律,本研究為激光增材制造316L不銹鋼制定合適的退火工藝,提供了一定的理論依據(jù),。

1 試驗(yàn)材料與方法
本文選用激光增材制造316L不銹鋼作為試驗(yàn)材料,為探究激光增材制造316L不銹鋼退火處理過程中微觀組織形貌,、晶體取向、晶粒大小等微觀組織和力學(xué)性能的演變規(guī)律,采用馬弗爐對(duì)試驗(yàn)樣品進(jìn)行600～850 ℃退火處理,具體退火工藝如表1所示,。

表1 退火處理工藝

對(duì)退火后的試驗(yàn)樣品沿其打印方向進(jìn)行線切割加工,，切取10mm×8 mm×2mm尺寸的金相試樣和EBSD試樣。對(duì)金相試樣進(jìn)行鑲嵌、研磨,、拋光,、清洗、干燥并采用王水腐蝕30s,，采用掃描電鏡(SEM)進(jìn)行觀察,。將ESBD試樣研磨后，采用體積分?jǐn)?shù)為10%甘油+20%高氯酸+70%酒精的電解液中進(jìn)行電解拋光,，電壓為15V,，電流為1.5A，拋光時(shí)間為30s,，并進(jìn)行EBSD測(cè)試,，根據(jù)實(shí)際情況設(shè)定掃描步長為0.5～0.8μm。

沿打印方向切取退火后的非標(biāo)拉伸試樣,，拉伸尺寸如圖1所示,，拉伸試驗(yàn)使用MTS810電液伺服萬能力學(xué)測(cè)試機(jī)，進(jìn)行拉伸速率為0.5mm/min的單向拉伸,，獲取其屈服強(qiáng)度,、抗拉強(qiáng)度和伸長率。

圖1 拉伸試樣尺寸

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析
2.1 微觀組織演變
退火處理可以細(xì)化晶粒,，均勻組織和成分,，消除組織缺陷，改善材料性能,。本文采用SEM觀察激光增材制造316L不銹鋼樣品在退火后的微觀組織形貌演變,，通過Channel5軟件對(duì)EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)行處理，分析激光增材制造316L不銹鋼樣品退火后的織構(gòu),、取向,、亞變形組織和大小角晶界演變。

2.1.1 微觀組織形貌演變

通過SEM觀察激光增材制造316L不銹鋼樣品在退火后的微觀組織形貌演變,，發(fā)現(xiàn)激光增材制造工藝所產(chǎn)生的魚鱗狀熔池形貌在退火后發(fā)生了形貌演變,，如圖2所示。圖2(a～f)為不同溫度退火120min后的微觀組織,，圖2(b,g～i)為650℃退火不同時(shí)間后的微觀組織,，圖2(f,j～l)為850℃不同時(shí)間后的微觀組織形貌。

圖2 激光增材制造316L不銹鋼不同退火工藝后的微觀組織形貌

(a) 600℃×120min; (b) 650℃×120min; (c) 700℃×120min; (d) 750℃×120min; (e) 800℃×120min; (f) 850℃×120min; (g) 650℃×30min; (h) 650℃×60min; (i) 650℃×90min; (j) 850℃×30min; (k) 850℃×60min; (l) 850℃×90min

對(duì)不同溫度退火后試驗(yàn)鋼的組織形貌進(jìn)行分析可知,，經(jīng)過600℃退火后(見圖2(a)),，可以觀察到明顯的魚鱗狀熔池形貌，晶界穿過熔池線,，在熔池內(nèi)為典型的胞狀和長條柱狀亞結(jié)構(gòu)組織,；隨著溫度的升高，650℃退火后(見圖2(b))，依然存在明顯的魚鱗狀熔池形貌,，但部分區(qū)域熔池線開始變淺,，熔池內(nèi)為胞狀和長條柱狀亞結(jié)構(gòu)組織；退火溫度提升至700℃(見圖2(c)),，魚鱗狀熔池形貌變淺，出現(xiàn)不規(guī)則長條狀形貌,，組織均勻性得到改善,；當(dāng)溫度提升到750℃(見圖2(d))，魚鱗狀熔池形貌基本消失,，變?yōu)椴灰?guī)則長條狀形貌,，熔池內(nèi)胞狀和長條柱狀亞結(jié)構(gòu)組織開始溶解消失，出現(xiàn)一些球形亞結(jié)構(gòu)組織和三角形的點(diǎn)狀凹坑形組織,；進(jìn)一步溫度提升到800℃(見圖2(e))和850℃(見圖2(f)),，基本全為不規(guī)則長條狀形貌，組織更加均勻,，晶粒內(nèi)為球形亞結(jié)構(gòu)組織和三角形的點(diǎn)狀凹坑形組織,。這可能是隨著溫度的升高，位錯(cuò)發(fā)生運(yùn)動(dòng),，魚鱗狀熔池形貌消失,，內(nèi)部胞狀亞結(jié)構(gòu)組織轉(zhuǎn)變，晶界趨于平直,，組織均勻化,。

對(duì)不同保溫時(shí)間退火后試驗(yàn)鋼的組織形貌進(jìn)行分析可知，在650℃退火30min后(見圖2(g)),，觀察到明顯的魚鱗狀熔池形貌,，晶界穿過熔池線，在熔池內(nèi)為典型的胞狀和長條柱狀亞結(jié)構(gòu)組織,；隨著保溫時(shí)間增加至60min(見圖2(h)),、90min(見圖2(i))和120min(見圖2(b))，魚鱗狀熔池形貌存在變淺的趨勢(shì),，但熔池內(nèi)依舊為典型的胞狀和長條柱狀亞結(jié)構(gòu)組織,；在850℃退火30min后(見圖2(j))，可以觀察到不規(guī)則長條狀形貌和較淺的魚鱗狀熔池線,，晶界內(nèi)為球形亞結(jié)構(gòu)組織和三角形的點(diǎn)狀凹坑形組織,；保溫時(shí)間增加至60min(見圖2(k))、90min(見圖2(l))和120min后(見圖2(f)),，較淺的魚鱗狀熔池線消失,，基本全為不規(guī)則長條狀形貌,晶界內(nèi)任為球形亞結(jié)構(gòu)組織和三角形的點(diǎn)狀凹坑形組織。保溫時(shí)間的增加加快了魚鱗狀熔池形貌向不規(guī)則長條狀形貌的演變，這可能是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的發(fā)生使晶界發(fā)生演變,。

2.1.2 織構(gòu),、取向和晶粒尺寸演變

通過Channel5軟件對(duì)激光增材制造316L不銹鋼樣品在退火后的EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)行分析，獲取EBSD的織構(gòu)圖,，IPF圖和晶粒尺寸分布圖,，,如圖3～圖5所示。對(duì)其織構(gòu)強(qiáng)度和晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì),，如表2所示,。

圖3 激光增材制造316L不銹鋼退火后的極圖

(a) 600℃×120min; (b) 650℃×120min; (c) 700℃×120min; (d) 750℃×120min; (e) 800℃×120min; (f) 850℃×120min; (g) 650℃×30min; (h) 650℃×60min; (i) 650℃×90min; (j) 850℃×30min; (k) 850℃×60min; (m) 850℃×90min

表2 激光增材制造316L不銹鋼退火后的織構(gòu)強(qiáng)度和 平均晶粒尺寸

圖3(a～f)為不同溫度退火120min后的EBSD織構(gòu)圖，圖3(b,g～i)為650℃退火不同時(shí)間后的EBSD織構(gòu)圖,，圖3(f,j～l)為850℃退火不同時(shí)間后的EBSD織構(gòu)圖,。結(jié)合圖3和表2不難看出，織構(gòu)強(qiáng)度隨著退火溫度的升高和保溫時(shí)間的增加,，都呈上升趨勢(shì),。在600℃和650℃退火后，織構(gòu)強(qiáng)度最低為3.56,，隨著溫度升高至800℃,，織構(gòu)強(qiáng)度達(dá)到了7.22。在650℃退火30min后的織構(gòu)強(qiáng)度為3.75,，隨著保溫時(shí)間增加至60min,、90min和120min，織構(gòu)強(qiáng)度分別為5.12,、5.02和3.56,；在850℃退火30min后的織構(gòu)強(qiáng)度為3.85，隨著保溫時(shí)間增加至60min,、90min和120min,，織構(gòu)強(qiáng)度分別為4.02、5.93和5.47,。這可能是由于隨著退火溫度的升高和保溫時(shí)間的增加,，其晶體取向、晶粒尺寸和晶界分布等發(fā)生了改變導(dǎo)致了織構(gòu)強(qiáng)度的改變,。

圖4(a～f)為不同溫度退火120min后的IPF圖,，圖4(b,g～i)為650℃退火不同時(shí)間后的IPF圖，圖4(f,j～l)為850℃退火不同時(shí)間后的IPF圖,。由圖4可見,，激光增材制造316L不銹鋼樣品在退火后的晶粒為不規(guī)則的細(xì)長狀，其取向無明顯分布規(guī)律,，這是由于激光增材制造工藝的特殊性,，使得各個(gè)熔池內(nèi)溫度梯度不同,，熔池邊界溫度梯度不同晶粒生長遭受印制，產(chǎn)生了取向無規(guī)律分布,。然而隨著退火溫度的升高和保溫時(shí)間的增加,，沒有發(fā)生擇優(yōu)取向生長的情況。

圖4 激光增材制造316L不銹鋼退火后的IPF圖

(a) 600℃×120min; (b) 650℃×120min; (c) 700℃×120min; (d) 750℃×120min; (e) 800℃×120min; (f) 850℃×120min; (g) 650℃×30min; (h) 650℃×60min; (i) 650℃×90min; (j) 850℃×30min; (k) 850℃×60min; (m) 850℃×90min

圖5(a～f)為不同溫度退火120min后的晶粒尺寸分布圖,，圖5(b,g～i)為650℃退火不同時(shí)間后的晶粒尺寸分布圖,，圖5(f,j～l)為850℃退火不同時(shí)間后的晶粒尺寸分布圖。從圖5和表2可以發(fā)現(xiàn),，激光增材制造的316L不銹鋼樣品在退火后的晶粒尺寸主要為小晶粒為主,。退火保溫時(shí)間為120min時(shí)，經(jīng)過600℃退火后,，平均晶粒尺寸為9.6μm；隨著溫度的升高,，晶粒發(fā)生細(xì)化,，平均晶粒尺寸減小，在750℃退火后,，平均晶粒尺寸最小為8.1μm,；溫度進(jìn)一步升高，晶粒發(fā)生長大,，在850℃退火后,，平均晶粒尺寸最小為10.3μm。在650℃退火30min后的平均晶粒尺寸為10.6μm,，保溫時(shí)間增加至60min,，平均晶粒尺寸變動(dòng)不大，為10.3μm,，保溫時(shí)間增加至90min,，平均晶粒尺寸增大為12.2μm，進(jìn)一步保溫時(shí)間增加至120min,，平均晶粒尺寸下降為8.8μm;在650℃退火的,，隨著保溫時(shí)間的增加，平均晶粒尺寸的波動(dòng)較大,，這可能是退火處理過中,，隨著保溫時(shí)間延長，激光增材制造316L不銹鋼發(fā)生位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),，晶粒尺寸發(fā)生變化,，同時(shí)，由于激光增材制造的組織不均勻性在所觀察區(qū)域,，存在較多的小晶粒,，共同造成了相對(duì)較小的晶粒尺寸結(jié)果,。在850℃退火30min后的平均晶粒尺寸為10.2μm，保溫時(shí)間增加至60min,，平均晶粒尺寸下降為9.5μm,，保溫時(shí)間增加至90min，平均晶粒尺寸增大為10.6μm,，保溫時(shí)間進(jìn)一步增加至120min的,，平均晶粒尺寸變化不大，為10.3μm,。在850℃退火時(shí),，激光增材制造316L不銹鋼的組織均勻性得到改善，隨著保溫時(shí)間的增加,，由于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)導(dǎo)致晶界分布發(fā)生改變,，但晶粒尺寸變化較小。

圖5 激光增材制造316L不銹鋼退火后的晶粒尺寸分布

(a) 600℃×120min; (b) 650℃×120min; (c) 700℃×120min; (d) 750℃×120min; (e) 800℃×120min; (f) 850℃×120min; (g) 650℃×30min; (h) 650℃×60min; (i) 650℃×90min; (j) 850℃×30min; (k) 850℃×60min; (m) 850℃×90min

2.1.3 亞變形組織演變

通過Channel5軟件對(duì)激光增材制造316L不銹鋼樣品在退火后的EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)行分析,，獲取再結(jié)晶組織圖,如圖6所示,，其中藍(lán)色為完全再結(jié)晶組織，黃色為亞結(jié)構(gòu)(回復(fù)組織),，紅色為變形組織,。圖6(a～f)為不同溫度退火后的再結(jié)晶組織圖，圖6(b,g～i)為650℃退火不同時(shí)間后的再結(jié)晶組織圖,，圖6(f,j～l)為850℃退火不同時(shí)間的再結(jié)晶組織圖,。

圖6 激光增材制造316L不銹鋼退火后的EBSD再結(jié)晶組織

(a) 600℃×120min; (b) 650℃×120min; (c) 700℃×120min; (d) 750℃×120min; (e) 800℃×120min; (f) 850℃×120min; (g) 650℃×30min; (h) 650℃×60min; (i) 650℃×90min; (j) 850℃×30min; (k) 850℃×60min; (l) 850℃×90min

在不同溫度和不同保溫時(shí)間退火后，其亞結(jié)構(gòu)組織和變形組織發(fā)生演變,，將其占比進(jìn)行統(tǒng)計(jì)如圖7所示,。由圖7(a)可見，對(duì)于不同退火溫度,，在600～700℃退火后,，平均取向差相對(duì)穩(wěn)定基本為亞結(jié)構(gòu)組織，變形組織占20%左右,，隨著溫度升高至750℃退火后,，內(nèi)部平均取向差增大，亞結(jié)構(gòu)大幅度演變?yōu)樽冃谓M織,，在750～850℃退火后,，平均取向差相對(duì)穩(wěn)定，亞結(jié)構(gòu)組織和變形組織相對(duì)穩(wěn)定,，亞結(jié)構(gòu)組織保持在35%左右,，變形組織保持在60%左右。這表明在750℃退火后,，激光增材制造的316L不銹鋼樣品晶體平均取向差變大,，導(dǎo)致亞結(jié)構(gòu)組織演變?yōu)樽冃谓M織,。

圖7 激光增材制造316L不銹鋼退火后亞結(jié)構(gòu)和變形組織變化曲線

(a)不同溫度退火120min;(b)650℃退火保溫不同時(shí)間;(c)850℃退火保溫不同時(shí)間

對(duì)于不同保溫時(shí)間，如圖7(b)所示,，在650℃退火時(shí),，隨著保溫時(shí)間的增加，亞結(jié)構(gòu)組織增大,，變形組織減小,，保溫時(shí)間從30min增加到120min，亞結(jié)構(gòu)組織由24.1%增多到82.3%,變形組織由70.7%減少到15.1%,；;在850℃退火時(shí),，如圖7(c)所示，隨著保溫時(shí)間增加,，亞結(jié)構(gòu)組織有增多的趨勢(shì),，變形區(qū)組織有減少的趨勢(shì)，保溫時(shí)間從30min增加120min,，亞結(jié)構(gòu)組織由24.9%增多到37.8%,，變形組織由69.3%減少到59.2%。這表明隨著保溫時(shí)間的增加,，激光增材制造316L不銹鋼樣品晶體平均取向差變小,，導(dǎo)致變形組織演變?yōu)閬喗Y(jié)構(gòu)組織,。

2.1.4 大小角晶界演變

通過Channel5軟件對(duì)激光增材制造316L不銹鋼樣品在退火后的EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)行分析,，獲取大小角度晶界圖，如圖8所示,，其中紅色線條為小角度晶界(2°～10°),，黑色線條為大角度晶界(>10°)。圖8(a～f)為不同溫度退火后的大小角晶界圖,，圖8(b,g～i)為650℃退火不同時(shí)間后的大小角晶界圖,，圖8(f,j～l)為850℃退火不同時(shí)間后的大小角晶界圖。

圖8 激光增材制造316 L不銹鋼不同退火工藝后EBSD小角度晶界和大角度晶界形貌

(a) 600℃×120min; (b) 650℃×120min; (c) 700℃×120min; (d) 750℃×120min; (e) 800℃×120min; (f) 850℃×120min; (g) 650℃×30min; (h) 650℃×60min; (i) 650℃×90min; (j) 850℃×30min; (k) 850℃×60min; (l) 850℃×90min

在不同溫度和不同保溫時(shí)間退火后,，大小角度晶界發(fā)生演變,，將其比例進(jìn)行統(tǒng)計(jì)如圖9所示。由圖9(a)可見,，對(duì)于不同退火溫度,，在600～850℃退火后，小角度晶界隨著溫度的升高有著增多的趨勢(shì),，在800℃退火后最高達(dá)到26.9%,。大角度晶界比例基本在30%～38%之間，但在700℃和800℃退火后比例降到了25%左右,。這可能是隨著溫度的升高,，激光增材制造316L不銹鋼樣品位錯(cuò)發(fā)生了重新排序,，引起了位錯(cuò)密度和晶界分布的演變，取向差角發(fā)生演變,，導(dǎo)致了大小角度晶界的演變,。

圖9 激光增材制造316 L不銹鋼退火后小度角晶界和大角度晶界比例的變化曲線

(a)不同退火溫度120 min;(b)650 ℃不同保溫時(shí)間;(c)850 ℃不同保溫時(shí)間

對(duì)于不同保溫時(shí)間，如圖9(b)所示,，在650℃退火時(shí),，隨著保溫時(shí)間的增加，小角度晶界比例有著減小的趨勢(shì),，大小角度晶界比例有著增大的趨勢(shì),，保溫時(shí)間從30min到增加120min，小角度晶界比例由30.9%減少到18.9%,，大角度晶界比例由29.4%增多到35.1%,；在850℃下退火時(shí)，如圖9(c)所示,，隨著保溫時(shí)間的增加,，小角度晶界比例有著減小的趨勢(shì)，大小角度晶界比例保持相對(duì)穩(wěn)定,，保溫時(shí)間從30min增加到120min,，小角度晶界比例由29.7%減少到25.1%，但在保溫時(shí)間60min時(shí),，小角度晶界比例最低為21.1%,。這說明隨著保溫時(shí)間的增加，小角度晶界比例降低,大角度晶界相對(duì)穩(wěn)定,，可能是發(fā)生了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),位錯(cuò)密度發(fā)生變化,，導(dǎo)致了小角度晶界的演變。

2.2 力學(xué)性能
由于激光增材制造工藝的特殊性,，激光增材制造的316L不銹鋼具備很強(qiáng)的各向異性,，微觀組織的演變對(duì)力學(xué)性能有著至關(guān)重要的影響。這是多種因素造成的,，晶粒尺寸,、亞結(jié)構(gòu)、小角度晶界等微觀組織均對(duì)力學(xué)性能有著重大影響,。隨著溫度的升高,，再結(jié)晶過程的發(fā)生,胞狀結(jié)構(gòu)的溶解，導(dǎo)致位錯(cuò)發(fā)生重新排序,，位錯(cuò)密度的變化導(dǎo)致亞變形結(jié)構(gòu)和小角度晶界的演變,，導(dǎo)致力學(xué)性能發(fā)生相應(yīng)的改變,如圖10所示。

圖10 激光增材制造316L不銹鋼退火后的力學(xué)性能變化曲線

(a,b)不同退火溫度;(c,d)650℃不同保溫時(shí)間;(e,f)850℃不同保溫時(shí)間

對(duì)于不同退火溫度,，如圖10(a,d)所示,，隨著退火溫度的升高,，力學(xué)性能變化比較復(fù)雜，抗拉強(qiáng)度在600～800℃退火后變化不大,，在850℃退火后由800℃時(shí)的680.2MPa降低到639.1MPa,；屈服強(qiáng)度在650℃退火后由600℃時(shí)484.2MPa降低到397.9MPa，在650～850℃退火后變化不大,；伸長率在650℃退火后由600℃時(shí)47.7%升高到55.5%,，在700℃退火后由650℃時(shí)55.5%降低到49.8%，在850℃退火后700℃時(shí)的49.8%升高到59.7%,。這是由于隨著溫度的升高,，胞狀亞結(jié)構(gòu)逐漸溶解，導(dǎo)致位錯(cuò)密度的降低,，導(dǎo)致材料的強(qiáng)度下降,，塑性變強(qiáng)，細(xì)小晶粒也可以提高材料的強(qiáng)度,，晶粒長大使得材料強(qiáng)度的下降,。但由于選區(qū)激光熔化特殊工藝性導(dǎo)致組織不均勻，進(jìn)而導(dǎo)致材料力學(xué)性能出現(xiàn)不穩(wěn)定波動(dòng),。這可能是由于在退火過程中,，面心立方結(jié)構(gòu)(FCC)基體中鐵、鉻,、錳和鉬元素的擴(kuò)散,密集的位錯(cuò)發(fā)生了重新排序或者消失[20],。

對(duì)于不同保溫時(shí)間，如圖10(b,e)所示,，在650℃溫度下退火后,，隨著保溫時(shí)間的增加,，抗拉強(qiáng)度變化不大,；隨著保溫時(shí)間的增加，屈服強(qiáng)度整體是降低的趨勢(shì),；在保溫時(shí)間60min時(shí),，伸長率由30min時(shí)的57.3%降低到49.0%，其他保溫時(shí)間下變化不大,。在850℃溫度下退火后,，如圖10(c,f)所示，隨著保溫時(shí)間的增加,，抗拉強(qiáng)度變化不大,；在保溫時(shí)間30～90min時(shí)，隨著保溫時(shí)間增加的屈服強(qiáng)度降低,，在保溫時(shí)間120min時(shí),，屈服強(qiáng)度由60min時(shí)的362.6MPa升高到410.4MPa,；伸長率在保溫時(shí)間30～90min時(shí)變化不大，在保溫時(shí)間120min時(shí),，伸長率由90min時(shí)的55.2%升高到59.7%,。這是由于激光增材制造316L不銹鋼微觀組織不均勻造成，其微觀形貌隨著保溫時(shí)間變化不大,，但內(nèi)部晶粒尺寸,、織構(gòu)強(qiáng)度、位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)等微觀組織的變化導(dǎo)致力學(xué)性能的變化,，因此采用SEM對(duì)其拉伸斷口形貌進(jìn)行分析,，如圖11所示。圖11(a～f)為不同溫度退火后的斷口形貌,，圖11(b,g～i)為650℃退火不同時(shí)間后的斷口形貌,，圖11(f,j～l)為850℃退火不同時(shí)間后的斷口形貌。由激光增材制造的316L不銹鋼樣品在退火后的斷口形貌可以看出,，試樣均為韌性斷裂,，擁有著密集細(xì)小的韌窩，隨著退火溫度的升高和保溫時(shí)間的變化,，韌窩大小變化不明顯,，但由于其密集的韌窩增加了斷裂面積，在斷裂過程中可以吸收更多的形變能,，提高了材料的塑性,。

圖11 激光增材制造316 L不銹鋼退火后的斷口形貌

(a) 600℃×120min; (b) 650℃×120min; (c) 700℃×120min; (d) 750℃×120min; (e) 800℃×120min; (f) 850℃×120min; (g) 650℃×30min; (h) 650℃×60min; (i) 650℃×90min; (j) 850℃×30min; (k) 850℃×60min; (l) 850℃×90min

4 結(jié)論
1) 激光增材制造316L不銹鋼在700℃退火后魚鱗狀熔池形貌開始逐漸消失，轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則長條狀形貌,，在750℃退火后,，熔池內(nèi)胞狀和長條柱狀亞結(jié)構(gòu)開始溶解轉(zhuǎn)變?yōu)榍蛐蝸喗Y(jié)構(gòu)組織和三角形的點(diǎn)狀凹坑形組織。

2) 隨著退火溫度和保溫時(shí)間的增加,，織構(gòu)強(qiáng)度呈上升趨勢(shì),，晶體取向發(fā)生演變但并無擇優(yōu)取向情況出現(xiàn),在600～700℃退火后，晶粒尺寸發(fā)生細(xì)化,，但隨著退火溫度繼續(xù)升高,，晶粒長大，組織均勻性得到改善,。

3) 隨著回火溫度的升高,，胞狀亞結(jié)構(gòu)的溶解，亞結(jié)構(gòu)向變形區(qū)演變,；隨著保溫時(shí)間增加,，變形區(qū)向亞結(jié)構(gòu)演變，這表明了隨著回火溫度的升高和保溫時(shí)間的增加，激光增材316L不銹鋼發(fā)生了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng),，位錯(cuò)密度發(fā)生了改變,。

4) 隨著退火溫度的升高和保溫時(shí)間的增加，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度整體是呈下降趨勢(shì),，這表明胞狀和長條柱狀亞結(jié)構(gòu)的溶解,，高密度位錯(cuò)的消除，減弱了抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度,，對(duì)伸長率有一定增強(qiáng),。斷口形貌密集的細(xì)小韌窩，也恰恰表明了其擁有較好的塑性,。

文章引用：鄭磊,徐達(dá),魯宇杰,等.激光增材制造316L不銹鋼退火過程中微觀組織演變和力學(xué)性能[J].金屬熱處理,2024,49(04):66-77.DOI:10.13251/j.issn.0254-6051.2024.04.012.