不銹鋼增材制造件后處理工藝研究進(jìn)展

李匯，李光先，高瑞麟，金鑫，劉璐，李朝將,*，Songlin DING

1. 北京理工大學(xué) 機(jī)械與車(chē)輛學(xué)院，北京 100089 2. 皇家墨爾本理工大學(xué)邦杜拉校區(qū)東區(qū) 工程學(xué)院，墨爾本 3082

增材制造(Additive Manufacturing，AM)俗稱(chēng)3D打印技術(shù)，是20世紀(jì)80年代末發(fā)展起來(lái)的一種新型制造技術(shù)。增材制造成形材料包括金屬、樹(shù)脂、陶瓷和生物材料。金屬材料成形工藝能源包括激光、電子束、特殊波長(zhǎng)光源、電弧及不同能源的組合，可制備從微納器件到10 m以上的大型航空結(jié)構(gòu)件。作為智能制造不可或缺的組成部分，增材制造為現(xiàn)代制造業(yè)的發(fā)展及傳統(tǒng)制造業(yè)的轉(zhuǎn)型升級(jí)提供了巨大的機(jī)遇。與鈦基、鎳基和鋁基材料相比，鐵基材料是增材制造中應(yīng)用最廣泛的金屬材料。其中，不銹鋼具有許多優(yōu)異的特性，如高強(qiáng)度、可焊性和耐腐蝕性，廣泛應(yīng)用于航空航天、化工、汽車(chē)、食品機(jī)械、醫(yī)藥、儀器儀表、能源等行業(yè)。由于不銹鋼中添加了較多的Cr和Ni，合金的理化性能發(fā)生了變化，耐蝕性大大提高，合金在較高溫度(>450 ℃)下仍具有較高的強(qiáng)度。但會(huì)引起加工硬化、切削力大、刀具易磨損現(xiàn)象，同時(shí)由于不銹鋼材料的導(dǎo)熱性能差，切屑不易折斷，容易發(fā)生粘刀現(xiàn)象，影響不銹鋼件和增材制造不銹鋼件的表面粗糙度。

增材制造不銹鋼件可在結(jié)合不銹鋼本身優(yōu)秀性能的同時(shí)優(yōu)化設(shè)計(jì)并節(jié)約成本，從而實(shí)現(xiàn)在航空航天、化工等高精尖領(lǐng)域的進(jìn)一步應(yīng)用。然而，金屬材料增材制造件的表面質(zhì)量及機(jī)械性能與傳統(tǒng)加工方法(車(chē)削、銑削等)所加工的工件相比仍有一段差距。例如，激光選區(qū)熔化(Selective Laser Melting，SLM)技術(shù)采用逐層堆積的方式制造金屬零件，而加工過(guò)程中的球化、粉末粘附及層間結(jié)合造成的階梯效應(yīng)會(huì)導(dǎo)致SLM制成零件的表面粗糙度高于傳統(tǒng)切削方法的。此外，在增材制造過(guò)程中，由溫度場(chǎng)不均導(dǎo)致的復(fù)雜應(yīng)力分布會(huì)降低材料強(qiáng)度、誘發(fā)應(yīng)力腐蝕、縮短疲勞壽命，從而影響零件的服役行為。Edwards和Ramulu對(duì)SLM增材制造試樣進(jìn)行了高周疲勞性能測(cè)試，結(jié)果表明由于表面粗糙度差、孔隙率高和高拉伸殘余應(yīng)力的存在，其疲勞性能比鍛造材料低75%以上。在增材制造過(guò)程中的復(fù)雜熱循環(huán)、材料特性，工藝參數(shù)和結(jié)構(gòu)配置這些因素的任何變化都會(huì)對(duì)最終產(chǎn)品性能產(chǎn)生影響，包括機(jī)械性能和疲勞性能，所以目前金屬材料的增材制造件還不能完全做到直接使用或裝配，需對(duì)增材制造件進(jìn)行不同程度上的后處理(如后續(xù)的熱處理、精加工、拋光等工序)提高增材制造零件的表面質(zhì)量，進(jìn)而使零件達(dá)到裝配或使用要求。從技術(shù)應(yīng)用層面來(lái)說(shuō)，完善的增材制造研究應(yīng)包括增材制造設(shè)備、增材質(zhì)量監(jiān)控與反饋、后處理加工技術(shù)等。隨著增材制造技術(shù)的逐步拓展應(yīng)用，高效后處理工藝也變得更加重要。

雖然不銹鋼材料是研究最早、分析最深、應(yīng)用前景更廣闊的增材制造材料，但由于目前增材制造件缺陷產(chǎn)生機(jī)制、在線檢測(cè)與控制研究水平的限制，增材制造成形后不銹鋼零件的各項(xiàng)力學(xué)性能和表面粗糙度等方面相較傳統(tǒng)加工零件有很多不足，需通過(guò)后處理工藝改善其力學(xué)性能。因此，本文分析不銹鋼材料的增材制造過(guò)程優(yōu)化、熱處理及切削工藝研究進(jìn)展，并探討未來(lái)的發(fā)展趨勢(shì)。

1 不銹鋼材料增材制造過(guò)程優(yōu)化

增材制造件由于其加工特性，通常伴有各向異性、應(yīng)力分布不均、表面粗糙度差等不足。國(guó)內(nèi)外學(xué)者針對(duì)此問(wèn)題進(jìn)行增材制造過(guò)程中參數(shù)優(yōu)化研究，以獲得各項(xiàng)性能更優(yōu)的增材制造零件。由于增材過(guò)程參數(shù)的優(yōu)化受制于參數(shù)范圍和監(jiān)測(cè)技術(shù)，優(yōu)化效果有限。目前根據(jù)不同的能源和成形材料，典型的金屬增材制造主要包括激光選區(qū)熔化、電子束選區(qū)熔化(Electron Beam Melting，EBM)、激光近凈成形技術(shù)(Laser Engineered Net Shaping，LENS)、電子束熔絲沉積成形(Electron Beam Freeform Fabrication，EBFF)和電弧增材制造(Wire and Arc Additive Manufacturing，WAAM)。不銹鋼材料增材制造技術(shù)可分為3類(lèi)：激光選區(qū)熔化、電子束選區(qū)熔化和電弧增材制造，其分類(lèi)如圖1所示，圖中MIG為熔化極惰性氣體保護(hù)焊(Melt Inert-Gas Welding)，TIG為非熔化極惰性氣體保護(hù)電弧焊(Tungsten Inert

圖1 不銹鋼增材制造技術(shù)分類(lèi)Fig.1 Classification of stainless steel additive manufacturing technologies

Gas Welding)，EBSM為電子束選區(qū)熔化(Electron Beam Selective Melting)，LAM為激光增材制造技術(shù)(Laser Additive Manufacture)。

1.1 增材制造加工缺陷

國(guó)內(nèi)外學(xué)者對(duì)不銹鋼增材制造件缺陷的成因進(jìn)行了深入研究，其中各向異性是增材制造件的固有缺陷之一。Parvaresh等通過(guò)WAAM分別采用沉積(As-Deposited，AD)和層間冷加工 (Inter-layer Cold Worked，CW)方式制備了347不銹鋼墻，對(duì)比圖2發(fā)現(xiàn)AD方式下相互沉積的層引起的熱循環(huán)不會(huì)顯著改變層的微觀結(jié)構(gòu)，而CW方式下奧氏體柱狀枝晶在增材成形過(guò)程中靠近層表面的區(qū)域發(fā)生再結(jié)晶。AD零件能滿(mǎn)足美國(guó)材料試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)ASTM-A240/A240Ma—2002的最低強(qiáng)度標(biāo)準(zhǔn)，而CW零件改善了零件強(qiáng)度，卻出現(xiàn)了相較于AD零件更為明顯的拉伸性能各向異性。

Kong等通過(guò)選擇性激光熔化法用優(yōu)化后的加工參數(shù)制備了塊體和多孔316L不銹鋼，采用電子背散射衍射(EBSD)法和掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)相關(guān)的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行了表征，并通過(guò)壓縮實(shí)驗(yàn)對(duì)其力學(xué)性能進(jìn)行了研究，以闡明選區(qū)激光熔化制造的316L塊體和多孔不銹鋼微觀結(jié)構(gòu)特征與力學(xué)性能之間的關(guān)系；結(jié)果表明由于熔覆過(guò)程中方向較大的溫度梯度，晶粒在平面和平面內(nèi)呈現(xiàn)細(xì)長(zhǎng)柱狀，而在平面內(nèi)較為細(xì)小(見(jiàn)圖3(a))；若加載方向垂直于晶界方向，則沿軸和軸的抗壓強(qiáng)度大于沿軸的抗壓縮能力(見(jiàn)圖4(a))。通過(guò)再結(jié)晶可消除顯微組織和力學(xué)性能的各向異性(見(jiàn)圖3(b)和圖4(b))。

圖2 AD墻和CW墻微觀結(jié)構(gòu)[12]Fig.2 AD wall and CW wall microstructure[12]

圖3 不同平面下晶粒尺寸分布[14]Fig.3 Grain size distributions in different planes[14]

圖4 選區(qū)熔化制造的316不銹鋼零件在不同方向載荷下的壓縮曲線[14]Fig.4 Compression curves of 316 stainless steel parts manufactured by selective melting under different loads[14]

關(guān)于熱量累積對(duì)微觀組織的影響也存在不同觀點(diǎn)，劉奮成等對(duì)熔化極惰性氣體保護(hù)焊316L不銹鋼進(jìn)行了研究，實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明增材制造成形件的組織為外延生長(zhǎng)的柱狀晶結(jié)構(gòu)，堆焊材料沿焊接方向室溫拉伸抗拉強(qiáng)度優(yōu)于鑄件和熱軋件材料，仍存在各向異性。熱堆積及無(wú)熱堆積各部位的微觀組織如圖5所示。熱量的積累對(duì)堆積層的組織和力學(xué)性能影響不大，實(shí)際生產(chǎn)中可采用多層連續(xù)熔覆的成形方法。而Chen等對(duì)316L不銹鋼MIG電弧增材制造進(jìn)行研究后認(rèn)為熱堆積是導(dǎo)致組織變化的主要原因，不同位置的微觀組織如圖6所示。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明大量奧氏體垂直取向且排列整齊，以較大的柱狀晶存在于成形件中部組織中；而邊緣柱狀晶則出現(xiàn)向兩側(cè)偏轉(zhuǎn)，這是由于散熱方式引起的溫度差導(dǎo)致晶體長(zhǎng)大方式不同。

分析孔隙缺陷形成機(jī)制也是研究熱點(diǎn)，周斌等采用電子束選區(qū)熔化技術(shù)制造了Ti6Al4V和316L不銹鋼葉輪體，通過(guò)對(duì)比分析微觀組織結(jié)構(gòu)、測(cè)量致密度和抗拉強(qiáng)度等方面性能發(fā)現(xiàn)二者抗拉強(qiáng)度均大于國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 3280—2007水平(485 MPa)，不銹鋼葉輪體內(nèi)部存在有規(guī)律的魚(yú)鱗狀掃描道熔合痕跡(見(jiàn)圖7(a))，有沿沉積方向相同的連續(xù)生長(zhǎng)的晶體，部分組織細(xì)密，具有快速熔凝特征；但存在部分粗化的枝晶和以孔隙為主的缺陷，粗晶組織的生成可能是由孔隙使熔池的散熱條件變差、材料冷卻速度降低所致。從光學(xué)顯微照片(圖7(b))可進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)組織中含有以孔隙為主的缺陷，其中較小的球形氣孔可能是粉末中殘留的氣孔，在成形過(guò)程中沒(méi)能有效排除；而較大的不規(guī)則孔隙則可能是粉末飛濺或熔合不良導(dǎo)致的。

目前增材制造的主要缺陷在于熱累積導(dǎo)致的柱狀枝晶沿一個(gè)方向生長(zhǎng)，使增材制造件具有明顯的各向異性，存在部分粗化的枝晶和以孔隙為主的缺陷。SLM增材制造件也存在殘余應(yīng)力、能量集中導(dǎo)致低熔點(diǎn)材料熱變形較大，裂紋敏感性較大，粉末熔敷過(guò)程中金屬球化、薄壁翹曲嚴(yán)重等問(wèn)題。成形件工藝成形精度和力學(xué)性能難以穩(wěn)定控制，鮮見(jiàn)獲得穩(wěn)定規(guī)律，制約了增材制造技術(shù)在航空、國(guó)防等領(lǐng)域的應(yīng)用。

1.2 增材制造過(guò)程中參數(shù)優(yōu)化

在增材制造過(guò)程中對(duì)于控制優(yōu)化送粉(或送絲)速度、冷卻時(shí)間、激光功率(或熱量輸入)、熔覆路徑等增材參數(shù)方面上，國(guó)內(nèi)外學(xué)者做了大量研究。

電弧焊的電弧能量對(duì)雙相不銹鋼加焊薄壁結(jié)構(gòu)微觀組織有很大影響，焊接雙相不銹鋼的關(guān)鍵在于熔覆過(guò)程中獲得無(wú)析出物的焊縫金屬組織，并控制鐵素體和奧氏體的比例。Wittig等研究了電弧能量和釬料成分對(duì)雙相不銹鋼加焊薄壁結(jié)構(gòu)微觀組織的影響，發(fā)現(xiàn)焊縫橫截面的增加會(huì)導(dǎo)致電弧能量的增加，而電弧能量的增加會(huì)使焊后冷卻時(shí)間在高溫范圍內(nèi)的冷卻時(shí)間和停留時(shí)間顯著增加且不利相析出的風(fēng)險(xiǎn)增加(見(jiàn)圖8，圖中SDSS代表超級(jí)雙相不銹鋼)，因此需要控制電弧能量。

圖5 熱堆積及無(wú)熱堆積的微觀組織[15]Fig.5 Microstructures of hot and non-hot accumulation[15]

圖6 不同層的微觀組織[16]Fig.6 Microstructures of different layers[16]

圖7 不銹鋼顯微組織照片[17]Fig.7 Photographs of stainless steel microstructures[17]

圖8 冷卻時(shí)間隨電弧能量和層數(shù)的變化[23]Fig.8 Changing of cooling time with arc energy and layer[23]

不同學(xué)者均通過(guò)探究增材參數(shù)優(yōu)化組合獲得了質(zhì)量較好的不銹鋼增材制造件。張煉采用非熔化極惰性氣體保護(hù)電弧焊和激光-TIG復(fù)合熱源制備了316奧氏體不銹鋼；實(shí)驗(yàn)分析得出電弧電流為250 A、走絲速度為600 mm/min時(shí)可獲得細(xì)小的骨架狀和長(zhǎng)條狀殘余鐵素體，此時(shí)沉積層的微觀形貌為細(xì)小的長(zhǎng)條狀柱狀枝晶和更多的等軸樹(shù)枝晶，電弧電流為350 A、走絲速度為1 000 mm/min時(shí)獲得的柱狀晶有較好的方向性；同時(shí)該實(shí)驗(yàn)研究了單一工藝參數(shù)對(duì)成形尺寸、微觀形貌和顯微硬度的影響，對(duì)于顯微硬度，隨電弧電流和層間冷卻時(shí)間的增加而降低，隨送絲速度的增加先升高后降低；實(shí)驗(yàn)證明可通過(guò)改變參數(shù)控制枝晶的生長(zhǎng)情況控制墻體力學(xué)性能和硬度的變化，當(dāng)柱狀晶方向性較一致時(shí)在墻體沿柱狀晶方向上的整體抗拉強(qiáng)度和延伸率均較好。

利用316L不銹鋼絲進(jìn)行激光金屬沉積可進(jìn)行大尺寸零件加工。Xu等分析了成形件的形貌、顯微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能，在樣品的縱截面上可觀察到清晰的界限，氣孔、裂紋和缺乏熔合等缺陷較少，這是因?yàn)樵跍囟忍荻鹊淖饔孟拢Я５纳L(zhǎng)方向垂直于金屬沉積方向；由于樣品底部區(qū)域的溫度梯度最大，所以首先形成了一些晶體；隨溫度梯度方向的逆轉(zhuǎn)和固液界面的運(yùn)動(dòng)，平面晶體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檠爻练e方向的細(xì)胞枝晶和柱狀枝晶；在中間區(qū)域，由于后期的沉積層熔化了前一層從而導(dǎo)致再結(jié)晶，因此檢測(cè)到了典型的細(xì)小均勻的蜂窩狀?yuàn)W氏體晶粒(但只有在低熱輸入和大給絲速率條件下的穩(wěn)定沉積過(guò)程才可以獲得)；分析結(jié)果表明只有在低熱輸入和大給絲速率下才可獲得較大沉積高度和光滑側(cè)面的層狀樣品，樣品的層與層之間結(jié)合良好，質(zhì)地均勻，在沉積區(qū)中部可檢測(cè)到較高的顯微硬度(205～226 HV)和抗拉強(qiáng)度。

為改善單TIG電弧增材制造的成形質(zhì)量和力學(xué)性能，李旭文等采用小功率脈沖激光對(duì)電弧進(jìn)行誘導(dǎo)，以電弧為主，激光為輔，將脈沖激光作用點(diǎn)打入電弧熔池(見(jiàn)圖9)，研究發(fā)現(xiàn)激光對(duì)電弧進(jìn)行凝聚、壓縮，以提升增材制造的精度和高速堆積條件下的穩(wěn)定性；分別選取激光功率為0、200、400、600 W的墻體板狀零件中部組織形貌進(jìn)行對(duì)比(見(jiàn)圖10)，可看出墻體呈現(xiàn)出沿堆積方向生長(zhǎng)的柱狀樹(shù)枝晶組織，且晶粒尺寸隨激光功率增加先減小后增大，在激光功率為200 W時(shí)組織最為致密；加入激光后增材過(guò)程更穩(wěn)且堆積速度變快，同時(shí)由于電弧的作用使熱輸入進(jìn)一步降低，進(jìn)而使激光誘導(dǎo)電弧增材制造墻體枝晶間距整體上小于單TIG增材制造墻體的枝晶間距；因此相比于單一TIG增材制造，適當(dāng)激光功率下的激光誘導(dǎo)電弧增材可獲得更小、更致密的晶粒組織，從而實(shí)現(xiàn)更大的抗拉強(qiáng)度(見(jiàn)圖11(a))；由于散熱條件不同，墻體底部靠近基板散熱條件好，因此產(chǎn)生垂直于基板的細(xì)小柱狀枝晶，墻體中部熱量積累，晶粒也趨于長(zhǎng)大，長(zhǎng)出二次枝晶，而墻體頂部向空氣中散熱沒(méi)有過(guò)多的熱量循環(huán)，生成較為細(xì)小的等軸樹(shù)枝晶；由于晶粒自上而下逐漸減小，中部趨于穩(wěn)定，因此硬度自下而上也呈逐漸降低的趨勢(shì)(見(jiàn)圖11(b))。

也有學(xué)者研究電子束選區(qū)熔化316L不銹鋼粉末的工藝優(yōu)化。齊海波等分析了加工過(guò)程中能量密度系數(shù)對(duì)制成件表面質(zhì)量及微觀結(jié)構(gòu)的影響；結(jié)果表明能量密度過(guò)高(>75 GJ/m)會(huì)使填充線直線度下降，導(dǎo)致成形件的尺寸精度降低(如圖12(a)所示)，過(guò)小(<45 GJ/m)會(huì)使填充線下表面粗糙度增大，使層間具有較大空隙和未熔金屬粉末(如圖12(c)所示)，研究指出能量密度最佳值為62.8 GJ/m，此時(shí)層間融合最好；通過(guò)對(duì)微觀組織的分析得出成形件下部區(qū)域散熱最快，具有大量的核心，晶粒種類(lèi)為微觀組織細(xì)小的等軸胞狀晶；中間區(qū)域晶粒為尺寸較大的等軸胞狀晶；上部區(qū)域晶?；緸檠?cái)U(kuò)散方向(方向)生長(zhǎng)的柱狀晶。

圖9 激光誘導(dǎo)TIG電弧復(fù)合增材制造裝置示意圖[26]Fig.9 Schematic diagram of laser induced TIG arc composite additive manufacturing device[26]

圖10 不同激光功率下獲得的墻體組織形貌[26]Fig.10 Morphologies of wall structures obtained by different laser powers[26]

圖11 激光功率對(duì)墻體抗拉強(qiáng)度的影響及墻體自上而下的顯微硬度[26]Fig.11 Influence of laser power on tensile strength of wall and microhardness of wall from top to bottom[26]

針對(duì)電子束選區(qū)熔化成形的實(shí)際研究中常規(guī)的電子束功率恒定、單遍掃描工藝難以找到合適的工藝參數(shù)、成形件的表面質(zhì)量和內(nèi)部組織不夠理想等問(wèn)題，郭超等提出了電子束功率遞增、多遍掃描的方法，以316L不銹鋼粉末為材料，比較了該工藝與電子束功率恒定、單遍掃描工藝的成形效果，并研究了不同工藝對(duì)EBSM成形件的表面形貌及微觀組織的影響；研究發(fā)現(xiàn)功率遞增輔助多遍掃描的方法能改善零件表面形貌，低功率的電子束可確保絕大部分材料處于掃描區(qū)內(nèi)；當(dāng)不斷增加電子束功率時(shí)材料便可再次熔化，獲得致密的平整表面和晶粒細(xì)小的致密組織。不同功率遞增方式獲得的零件表面形貌變化如圖13所示。

圖12 能量密度對(duì)填充線的影響[27]Fig.12 Influence of energy density on filling line[27]

圖13 功率遞增、多遍掃描后的上表面形貌[28]Fig.13 Morphology of upper surface after power increasing and multi pass scanning[28]

熔覆路徑對(duì)增材制造件的性能也有很大影響，任香會(huì)等采用微束等離子弧為熱源，對(duì)0.8 mm的308L不銹鋼絲材電弧增材制造展開(kāi)研究；研究發(fā)現(xiàn)采用“Z”字熔覆路徑成形因焊道受熱較均勻，比采用單向熔覆路徑的試樣成形更好；通過(guò)組織對(duì)比分析可發(fā)現(xiàn)采用“Z”字熔覆路徑成形和單向熔覆路徑成形時(shí)，試樣組織均為奧氏體和鐵素體，且晶粒底部與中部組織較為粗大，頂部較為細(xì)??；采用“Z”字熔覆路徑成形的試樣組織有明顯交錯(cuò)，而單向熔覆的試樣晶粒沿中心位置向高度方向生長(zhǎng)；通過(guò)對(duì)材料的機(jī)械屬性進(jìn)行測(cè)量可得對(duì)于“Z”字熔覆路徑成形的試樣，其抗拉強(qiáng)度、顯微硬度、延伸率均高于單向熔覆路徑成形的試樣(表1)。

表1 單向熔覆路徑與“Z”字熔覆路徑的試樣性能對(duì)比[29]Table 1 Comparison of sample performance of unidirectional cladding path and “Z”-shaped cladding path[29]

在熱循環(huán)過(guò)程中不同的奧氏體轉(zhuǎn)變機(jī)制決定了激光沉積區(qū)和變形基體熱影響區(qū)這兩個(gè)區(qū)域奧氏體晶粒形態(tài)的不同(見(jiàn)圖14)，Wang等通過(guò)研究激光熔融沉積制備1Cr12Ni2WMoVNb不銹鋼的組織和力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)激光沉積區(qū)和變形基體熱影響區(qū)的原始顯微組織分別為馬氏體和回火索氏體；同時(shí)，研究提出如果新的激光沉積層通過(guò)某種方法被直接回火，則在沉積下一層時(shí)，該層將被重新奧氏體化以形成細(xì)小的等軸晶粒；通過(guò)這種方法，激光沉積區(qū)有望具有細(xì)小的等軸晶粒而不是粗大的柱狀晶粒。

圖14 激光沉積區(qū)和鍛造基底區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)[30]Fig.14 Microstructure of laser deposited zone and wrought substrate zone[30]

2 不銹鋼增材制造件的熱處理工藝

由第1節(jié)相關(guān)研究可見(jiàn)，以激光、電子束和電弧為熱源的不銹鋼增材制造方式均可獲得致密度高、力學(xué)性能較優(yōu)的零件，對(duì)于部分不銹鋼材料在加工后存在的孔隙、裂紋等缺陷和上下部分顯微組織不一致等情況，可通過(guò)優(yōu)化加工參數(shù)適當(dāng)改善。然而參數(shù)優(yōu)化需在增材參數(shù)范圍內(nèi)進(jìn)行調(diào)整，優(yōu)化效果有限，而后處理的優(yōu)勢(shì)由此凸顯。對(duì)增材制造件進(jìn)行熱處理是目前改善增材制造件力學(xué)性能的一種方式，增材制造過(guò)程中的許多固有加工缺陷可通過(guò)熱處理改善，國(guó)內(nèi)外多項(xiàng)研究均發(fā)現(xiàn)熱處理能打亂晶粒形貌，減弱甚至消除熔池邊界，釋放應(yīng)力。

圖15 316不銹鋼在不同條件下的SEM照片[31]Fig.15 SEM photographs of 316 stainless steel at different conditions[31]

熱處理可提高增材制造不銹鋼件的塑性，Benarji等對(duì)基于激光定向能沉積增材制造的316不銹鋼組織在1 073 K (HT 1073)和1 273 K (HT 1273)下進(jìn)行固溶處理，從微觀結(jié)構(gòu)觀察到鐵素體相隨熱處理而減少(見(jiàn)圖15)；X射線衍射和顯微結(jié)構(gòu)表明，在所有條件下均觀察到奧氏體相，且隨熱處理溫度升高鐵素體相強(qiáng)度降低；熱處理使塑性保持能力提高了72.8%，顯微硬度降低了6.75%。趙曉也在研究中發(fā)現(xiàn)退火處理后SLM成形420不銹鋼零件塑性顯著提高，拉伸曲線存在明顯的屈服階段；經(jīng)退火處理后，沿-平面拉伸的試樣抗拉強(qiáng)度由(1 119±37) MPa降至(1 068±41) MPa，延伸率由7.8%±1.3%上升至19.1%±1.0%，相應(yīng)向抗拉強(qiáng)度由(1 386±243) MPa降至(1 055±50) MPa，延伸率從7.1%±0.6%增加到17.9%±2.7%；可看出經(jīng)退火處理后成形試樣嚴(yán)重的各向異性被消除，塑性得到很大提高，原因是熱處理使細(xì)晶消失導(dǎo)致拉伸強(qiáng)度降低，延伸率增加；同時(shí)探討了不同熱處理工藝對(duì)材料拉伸性能的影響；淬火+回火熱處理工藝使420不銹鋼零件的顯微組織為細(xì)小的馬氏體和均勻分布的碳化物，拉伸強(qiáng)度提高到1 837 MPa，延伸率提高到13.8%。

熱處理可有效改善不銹鋼增材制造件的各向異性，趙曉研究發(fā)現(xiàn)退火處理可改善SLM成形420不銹鋼零件拉伸性能的各向異性，且通過(guò)微觀組織可看出原有的SLM晶粒形貌受到干擾，熔池邊界完全弱化或消失，從而改善了拉伸件的各向異性。程靈鈺等對(duì)激光選區(qū)熔化成形316L不銹鋼件進(jìn)行去應(yīng)力退火處理和固溶熱處理對(duì)比研究，經(jīng)SLM加工后的316L不銹鋼試樣顯微組織如圖16所示；未經(jīng)熱處理狀態(tài)下相鄰熔池搭接緊密，搭接邊界清晰(見(jiàn)圖17(a))，層與層之間的魚(yú)鱗紋明顯(見(jiàn)圖17(b))；通過(guò)高倍顯微鏡觀察可發(fā)現(xiàn)未經(jīng)熱處理試樣的微觀結(jié)構(gòu)主要為納米級(jí)的胞狀晶粒，晶粒的生長(zhǎng)方向平行于熔池散熱方向，且晶粒的生長(zhǎng)穿過(guò)熔池邊界(見(jiàn)圖17(c))；經(jīng)400 ℃×4.0 h去應(yīng)力退火后試樣的熔池搭接邊界及魚(yú)鱗紋仍然明顯，胞狀晶粒依然存在且尺寸變化不大(見(jiàn)圖16)；而經(jīng)1 020 ℃×0.5 h 固溶處理后熔池搭接邊界、層層搭接形成的魚(yú)鱗紋消失，沒(méi)有可見(jiàn)的胞狀晶(見(jiàn)圖18)。通過(guò)對(duì)比熱處理前后的試樣顯微結(jié)構(gòu)可以發(fā)現(xiàn)在未熱處理態(tài)下，試樣的微觀結(jié)構(gòu)為經(jīng)典的“增材制造結(jié)構(gòu)”，其魚(yú)鱗紋的形成原因在于激光選區(qū)的瞬間熔化與冷卻過(guò)程致使各選區(qū)的邊界處產(chǎn)生一定的成分偏析；經(jīng)400 ℃×4.0 h退火處理后由于溫度較低，未達(dá)到相變點(diǎn)溫度，因此熔池搭接處偏析沒(méi)有改善，晶粒也未發(fā)生長(zhǎng)大；但經(jīng)1 020 ℃×0.5 h固溶處理后，由于溫度達(dá)到了奧氏體化溫度，合金元素進(jìn)一步擴(kuò)散溶解，內(nèi)部的化學(xué)元素分布更加均勻，熔池邊界及魚(yú)鱗紋形貌消失。SLM未熱處理態(tài)及400 ℃×4.0 h退火后的合金硬度和強(qiáng)度較高，韌性較低，這是由于SLM態(tài)及400 ℃×4.0 h退火態(tài)的晶粒組織細(xì)小，導(dǎo)致奧氏體晶胞中位錯(cuò)密度大；位錯(cuò)密集導(dǎo)致晶粒沿晶界的滑移受阻，因此增強(qiáng)了強(qiáng)度和變形阻力；經(jīng)1 020 ℃×0.5 h固溶處理后，熔池的邊界溶解，胞狀晶消失，在一定程度上減小了變形的阻力，導(dǎo)致強(qiáng)度及硬度降低，韌性有一定程度的提高。

徐亮等則研究了熱處理對(duì)電弧增材制造316L不銹鋼的組織轉(zhuǎn)化與拉伸性能之間的聯(lián)系；實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，由TIG電弧增材制成的不銹鋼在1 000 ℃下進(jìn)行熱處理，并在保溫1 h后進(jìn)行水淬。試樣經(jīng)打磨、鏡面拋光與腐蝕處理后，其顯微組織結(jié)構(gòu)如圖19所示；其中未熱處理試樣的主要組織結(jié)構(gòu)為枝晶狀鐵素體(見(jiàn)圖19(a))；經(jīng)1 000 ℃熱處理后，鐵素體形態(tài)由枝晶狀轉(zhuǎn)變?yōu)?/p>

圖16 退火后316L不銹鋼試樣顯微組織[33]Fig.16 Microstructures of 316L stainless steel sample after annealing[33]

圖17 未經(jīng)熱處理的316L不銹鋼試樣顯微組織[33]Fig.17 Microstructures of unheated 316L stainless steel sample[33]

圖18 1 020 ℃固溶處理后316L不銹鋼試樣顯微組織[33]Fig.18 Microstructures of 316L stainless steel samples after solution treatment at 1 020 ℃[33]

圖19 不同試樣顯微組織結(jié)構(gòu)[35]Fig.19 Microstructure of different samples[35]

帶狀，且鐵素體的比例有所減少(見(jiàn)圖19(b))；在熱處理過(guò)程中，試樣的顯微組織由枝晶鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，其原因是枝晶鐵素體末端曲率半徑小，中間曲率半徑大，之間的化學(xué)勢(shì)差為原子的運(yùn)動(dòng)提供了驅(qū)動(dòng)力，使能量較低的末端原子向中間遷移，維持能量平衡；因此鐵素體在高溫下不斷收縮和粗化，由枝晶型轉(zhuǎn)變?yōu)闂l狀，并不斷縮短溶解為顆粒狀結(jié)構(gòu)，進(jìn)而轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體；相比于枝晶狀鐵素體，條狀鐵素體的韌性更好；因此在1 000 ℃ 熱處理后，試樣的抗拉強(qiáng)度略有上升，達(dá)425 MPa。

熱處理可有效降低或消除殘余應(yīng)力，邊培瑩研究了熱處理SLM 316L不銹鋼成形件對(duì)其殘余應(yīng)力的影響；SLM 316L不銹鋼成形結(jié)果表明晶粒尺寸小，晶面位向差異與晶界間距大，相互之間形成了不平衡態(tài)的熱應(yīng)力，導(dǎo)致殘余應(yīng)力大；因此需要對(duì)零件進(jìn)行熱處理以減小并優(yōu)化殘余應(yīng)力分布。該研究中部分研究試樣采用的熱處理方法為先經(jīng)1.0 h加熱至1 050 ℃，并進(jìn)行20 min保溫固溶處理；再經(jīng)1.0 h降溫至450 ℃，并進(jìn)行1.5 h保溫時(shí)效處理；最后在空氣中冷卻至室溫(20 ℃)；實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明SLM制備試樣的殘余應(yīng)力為180～360 MPa，而經(jīng)熱處理后的試樣殘余應(yīng)力大約為20～60 MPa，說(shuō)明熱處理可明顯改善SLM制成不銹鋼的殘余應(yīng)力狀況。殘余應(yīng)力的改變的實(shí)質(zhì)是熱處理過(guò)程中試樣顯微結(jié)構(gòu)的變化。圖20顯示了熱處理前后樣品的EBSD晶粒取向圖和反極圖。SLM樣品的晶粒為1～2 μm細(xì)顆粒(見(jiàn)圖20(a))，(101)方位的分布略大于其他方位；單個(gè)角度區(qū)域的色差較大，說(shuō)明晶面方位差異較大；較大的位向差也導(dǎo)致晶面間距較大，從而晶粒間存在趨于平衡的內(nèi)應(yīng)力，這是激光成形中產(chǎn)生較大熱應(yīng)力的直接原因；經(jīng)熱處理后，晶粒尺寸增長(zhǎng)為10～30 μm，且色差在各個(gè)方向比較均勻?？梢?jiàn)，固溶+時(shí)效熱處理能使晶粒重新熔固與組合并使晶粒長(zhǎng)大，促進(jìn)了應(yīng)力釋放，明顯降低甚至消除了殘余應(yīng)力。

3 增材制造不銹鋼件的可加工性

不銹鋼具有韌性大、塑性好、強(qiáng)度高、導(dǎo)熱性差的特點(diǎn)，然而不銹鋼優(yōu)秀的機(jī)械屬性增加了其加工難度。例如在切削不銹鋼的過(guò)程中，加工硬化傾向嚴(yán)重，切屑強(qiáng)韌不易折斷，刀刃與切削接觸面溫度較高，刀具磨損情況嚴(yán)重。由增材制造制成的不銹鋼件因材料的機(jī)械性能(如硬度、屈服強(qiáng)度等)提高，其加工性能相較于傳統(tǒng)方式制備的不銹鋼有所不同，進(jìn)而造成加工后表面質(zhì)量與微觀形貌的差異。材料的可加工性是描述材料能夠被切削加工的難易程度，評(píng)判準(zhǔn)各不相同。通過(guò)分析加工過(guò)程中的切削力、刀具磨損程度及加工后表面粗糙度與殘余應(yīng)力對(duì)增材制造不銹鋼件的可加工性進(jìn)行簡(jiǎn)要總結(jié)。

3.1 加工過(guò)程中的切削力

在機(jī)械加工過(guò)程中，切削力的大小直接反映材料的可加工性。過(guò)大的切削力會(huì)導(dǎo)致切削溫度急劇升高，加速刀具的磨損，并最終降低加工表面及亞表面的質(zhì)量。切削力的存在會(huì)使工件表面受到強(qiáng)烈的塑性變形產(chǎn)生切屑，切屑形態(tài)是切削力作用在不同種類(lèi)材料上對(duì)加工效果最直觀的反映。因此探尋切削力的影響因素并觀察切屑形態(tài)有助于發(fā)現(xiàn)切削過(guò)程中不同加工參數(shù)對(duì)切削力的影響規(guī)律，進(jìn)而改善工件的加工效果。

激光熔覆表面形貌影響粗車(chē)削時(shí)的切削力，Zhang等建立了激光熔覆層由粗加工向精加工轉(zhuǎn)變過(guò)程中的切削力模型，研究認(rèn)為圖21所示粗車(chē)削中切削力的波動(dòng)隨表面輪廓高度的增大而增大，激光熔覆表面形貌的變化會(huì)導(dǎo)致切削深度過(guò)大，是影響粗車(chē)削切削力的主要因素，加速了刀具的過(guò)早失效；建議在激光熔覆涂層的重塑車(chē)削中采用多道次的粗加工和提高剛度的精加工。

圖20 不同試樣的EBSD結(jié)構(gòu)分析圖譜[34]Fig.20 EBSD structure analysis charts of different samples[34]

圖21 表面輪廓高度對(duì)激光熔覆層粗車(chē)切削力的 影響[45]Fig.21 Effects of surface profile height on cutting force in rough turning of laser cladding coatings[45]

幾位中國(guó)學(xué)者通過(guò)分析鉆削參數(shù)對(duì)不銹鋼增材制造件鉆削力的影響提出最優(yōu)鉆削參數(shù)并分析原因。白海清等對(duì)304不銹鋼板和同軸送粉熔融的同一元素不銹鋼板進(jìn)行了鉆孔實(shí)驗(yàn)，并對(duì)其切削力進(jìn)行了對(duì)比；通過(guò)分析鉆頭直徑、主軸轉(zhuǎn)速和進(jìn)給速度對(duì)鉆削軸向力的影響確定了不同工藝參數(shù)對(duì)切削力的影響順序?yàn)殂@頭直徑>主軸轉(zhuǎn)速>進(jìn)給速度；通過(guò)對(duì)比增材制造不銹鋼件與同元素不銹鋼件的機(jī)械屬性及切削力，發(fā)現(xiàn)同軸送粉熔覆成形的304不銹鋼顯微硬度顯著提高且塑性降低，但鉆削軸向力相較同元素不銹鋼板顯著減小(見(jiàn)圖22)；這是由于相較304不銹鋼的帶狀或節(jié)狀切屑，不銹鋼激光熔覆零件的材料性能更傾向于脆性材料，切屑形狀多為破碎、短帶狀或螺旋線狀切屑(見(jiàn)圖23)，不易纏繞在鉆具上形成積屑瘤；因此鉆削時(shí)切屑不易纏繞刀具或堵塞螺旋槽，且刀具、切屑與工件之間的摩擦阻力較小，因此鉆削產(chǎn)生的鉆削軸向力較小。高飛等做了材料為同軸送粉熔覆316L不銹鋼件的相似實(shí)驗(yàn)，并和同元素不銹鋼板進(jìn)行對(duì)比；通過(guò)觀察切屑形態(tài)(見(jiàn)圖24)同樣得出與白海清等相似結(jié)論，傳統(tǒng)工藝獲得的316L不銹鋼板材鉆屑主要是粗硬的長(zhǎng)條帶切屑，而316L不銹鋼增材制造零件的鉆屑主要是小短條帶切屑；對(duì)比分析表明采用激光熔覆增材制造工藝制備的316L增材制造零件性能發(fā)生了變化，鉆屑更有利于排出。圖25顯示了不同加工參數(shù)下鉆削不同材料的軸向切削力，結(jié)果表明與傳統(tǒng)不銹鋼板相比，鉆削軸向力明顯減小。

圖22 不同主軸轉(zhuǎn)速下鉆削軸向力的變化趨勢(shì)[46]Fig.22 Trend of changes of drilling axial force at different spindle speeds[46]

圖23 不同鉆削參數(shù)下304不銹鋼激光熔覆件的切屑形態(tài)[46]Fig.23 Chip morphologies of 304 stainless steel laser cladding parts with different drilling parameters[46]

圖24 316L不銹鋼增材成形件及傳統(tǒng)工藝316L不銹鋼件切屑形態(tài)[48]Fig.24 Chip morphologies of 316L stainless steel additive manufacturing formed parts and 316L stainless steel parts with traditional process[48]

圖25 不同鉆削工藝參數(shù)對(duì)316L不銹鋼鉆削軸 向力的影響對(duì)比曲線[48]Fig.25 Comparison curves of influence of different drilling process parameters on drilling axial force of 316L stainless steel[48]

此外，沈鈺采用DEFORM-3D軟件對(duì)激光選區(qū)熔化成形模具鋼(304)材料進(jìn)行鉆削有限元三維模擬并進(jìn)行實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。如圖26所示，仿真獲得的軸向力與實(shí)驗(yàn)中切削熔覆304不銹鋼件的軸向力數(shù)值相近，證明了三維模擬的準(zhǔn)確性；同時(shí)可發(fā)現(xiàn)切削304不銹鋼件的切削力要明顯大于切削熔覆制成304不銹鋼件的軸向力。

圖26 不同鉆削工藝參數(shù)對(duì)304不銹鋼鉆削 軸向力的影響對(duì)比曲線[49]Fig.26 Comparison curves of influence of different drilling process parameters on drilling axial force of 304 stainless steel[49]

3.2 加工后的表面粗糙度

表面粗糙度是衡量精密加工表面質(zhì)量的重要參數(shù)，其值直接影響零件的裝配精度、接觸剛度、耐磨性和耐腐蝕性，探尋表面粗糙度與材料本身性質(zhì)、刀具參數(shù)、切削參數(shù)、冷卻條件的相互作用或采用新型的工藝方法與技術(shù)有助于改善零件的使用性能。不銹鋼作為難切削材料，又是用途最為廣泛的金屬材料之一，研究表面粗糙度的影響因素具有很大的工程價(jià)值。

不同學(xué)者各有側(cè)重地探究加工不銹鋼增材制造件的最優(yōu)參數(shù)以獲得最優(yōu)表面粗糙度。安熠蔚等對(duì)316L不銹鋼激光熔覆成形件進(jìn)行了銑削實(shí)驗(yàn)，根據(jù)二階回歸方程模型和響應(yīng)曲面分析發(fā)現(xiàn)各銑削參數(shù)間存在交互作用，選擇顯著的交互項(xiàng)制作三維立體響應(yīng)曲面及其等高線，討論了銑削參數(shù)對(duì)表面粗糙度的影響；發(fā)現(xiàn)進(jìn)給速度對(duì)表面粗糙度的影響最大，隨主軸轉(zhuǎn)速、進(jìn)給速度和側(cè)吃刀量的增加，表面粗糙度先減小后增大；表面粗糙度隨背吃刀量的增加而增大。通過(guò)響應(yīng)面優(yōu)化得到最優(yōu)加工參數(shù)組合為主軸轉(zhuǎn)速1 886.207 r/min、進(jìn)給速度107.008 mm/min、背吃刀量0.295 mm、側(cè)吃刀量3.039 mm。郭鵬探究了增材參數(shù)和銑削參數(shù)的最優(yōu)組合，并分析了各向異性對(duì)于切削性能的影響，得到銑削速度對(duì)表面粗糙的影響規(guī)律并分析其原因。如圖27所示，由于微觀結(jié)構(gòu)的各向異性，成形方向?yàn)?°的工件水平面硬度比成形方向?yàn)?0°的工件垂直表面硬度高，導(dǎo)致成形方向?yàn)?°時(shí)銑削力更大，刀具磨損更嚴(yán)重，加工表面粗糙度更大，銑削質(zhì)量較差；隨銑削速度增加，表面粗糙度減小(如圖28所示)。這是因?yàn)殡S銑削速度提高第一變形區(qū)的應(yīng)變率增大，應(yīng)變率的提高使銑削力增大；當(dāng)316不銹鋼的應(yīng)變速率在0～7 s范圍內(nèi)時(shí)，動(dòng)靜態(tài)流變應(yīng)力比隨應(yīng)變率的增大而增大；且由于隨銑削速度提高，金屬的彈塑性變形及切屑與前刀面、工件與前刀面之間的摩擦產(chǎn)生大量熱量。另外，316不銹鋼的導(dǎo)熱性較差，刀尖附近溫度升高，降低了刀具的耐磨性。銑削高溫使刀尖附近工件材料的塑性變形能力提高；同時(shí)銑削速度的提高縮短了刀具與工件的接觸時(shí)間，使加工硬化來(lái)不及充分進(jìn)行，從而刀具副切削刃的犁耕作用加強(qiáng)，因此已加工表面粗糙度減小。Kaynak和Kitay則分析了車(chē)削精加工對(duì)SLM制備316L不銹鋼件表面粗糙度的影響規(guī)律；通過(guò)對(duì)比傳統(tǒng)方式制備試樣及SLM制備試樣表面可發(fā)現(xiàn)SLM制備試樣表面存在大量孔洞與不完全熔融顆粒，這些表面缺陷的存在影響了材料的連續(xù)性與表面的完整性；經(jīng)過(guò)不同的后處理，SLM制備試樣的表面粗糙度有不同程度的降低(見(jiàn)圖29)；尤其經(jīng)40 m/min精車(chē)后的表面粗糙度可達(dá)到2 μm以下，是所有后處理表面粗糙度中的最小值。

圖27 不同成形方向?qū)?yīng)的工件力學(xué)性能[53]Fig.27 Mechanical properties of work pieces corresponding to different forming directions[53]

圖28 不同成形方向?qū)?yīng)的激光增材制造不銹鋼 工件銑削性能[53]Fig.28 Milling performance of laser additive manufacturing stainless steel workpieces corresponding to different forming directions[53]

圖29 不同后處理表面粗糙度[57]Fig.29 Surface roughness with different post-processing methods[57]

Yamaguchi等對(duì)SLM制備316L不銹鋼件的表面進(jìn)行了精加工處理，精加工過(guò)程為磁場(chǎng)輔助的拋光與磨光，且對(duì)加工后的表面粗糙度以及殘余應(yīng)力進(jìn)行了分析；其中磁場(chǎng)輔助拋光通過(guò)對(duì)混有磨粒的磁流體施加磁場(chǎng)使其形成磁力刷，并通過(guò)主軸的旋轉(zhuǎn)使磁力刷對(duì)加工表面進(jìn)行精加工處理；而磁場(chǎng)輔助磨光通過(guò)對(duì)磨球施加磁場(chǎng)改變磨光過(guò)程中施加在工件表面上的壓力，并通過(guò)主軸旋轉(zhuǎn)驅(qū)動(dòng)磨球?qū)ぜ砻孢M(jìn)行精加工。由于磨光過(guò)程中施加在工件表面上的壓力，在加工后表面上通常會(huì)殘留壓應(yīng)力。磁場(chǎng)輔助拋光過(guò)程分為3個(gè)階段(見(jiàn)圖30(a))：A階段為2 h大磨粒拋光，由于加工過(guò)程中表面的大量粗糙峰被去除，工件表面粗糙度有大幅度下降；B與C階段為精加工，可發(fā)現(xiàn)粗糙度進(jìn)一步由1.29 μm下降至0.13 μm。磁場(chǎng)輔助磨光也分為3個(gè)階段(見(jiàn)圖30(b))：第1階段為30 min的砂紙打磨，用以去除粗糙表面，第2階段為1 h的磁場(chǎng)輔助磨光，第3階段為時(shí)間不等(1、2、3 h)的磁場(chǎng)輔助磨光；通過(guò)檢驗(yàn)第3階段的表面粗糙度變化發(fā)現(xiàn)磁場(chǎng)輔助磨光可將表面粗糙度進(jìn)一步減小約0.3 μm。

圖30 表面粗糙度隨加工時(shí)間的改變[58]Fig.30 Changes in surface roughness with processing time[58]

3.3 加工后的刀具磨損

刀具磨損是切削熱和機(jī)械摩擦產(chǎn)生的物理作用和化學(xué)作用的綜合結(jié)果。在切削過(guò)程中，刀具的表面狀況會(huì)隨加工條件、加工時(shí)間而改變，因此是一種不可避免的失效過(guò)程。在切削過(guò)程中，由于刀具與工件表面及刀具與切屑表面的摩擦，會(huì)造成前刀面磨損(Crater Wear)與后刀面磨損(Flank Wear)。在形貌上刀具磨損通?？审w現(xiàn)為摩擦、粘粘、刀刃鈍化、崩刃、表面灼傷及塑性變形等。刀具磨損后，其對(duì)加工的影響也會(huì)直接反映在工件表面上。不銹鋼做為難加工材料，刀具磨損對(duì)工件表面粗糙度及亞表面的影響會(huì)更加顯著。因此探尋不銹鋼加工中的刀具磨損機(jī)制對(duì)于加工后表面質(zhì)量的控制具有很重要的意義。

不同學(xué)者均對(duì)銑削對(duì)刀具磨損的影響規(guī)律進(jìn)行了探究，Tapoglou和Clulow對(duì)直接能量沉積技術(shù)(DED)制備的316L不銹鋼件表面的可加工性進(jìn)行了研究，通過(guò)不同加工參數(shù)的順銑與逆銑對(duì)加工過(guò)程中刀具磨損進(jìn)行了系統(tǒng)分析；由于順銑的切削方向與進(jìn)給方向一致，其動(dòng)態(tài)切屑厚度在單齒切削的過(guò)程中由小變大，因而帶來(lái)的沖擊力更小，切削的穩(wěn)定性更好；在切削速度為150 m/min時(shí)，順銑切削方式的刀具壽命約為12 min，而逆銑切削方式的刀具壽命僅約為4 min；切削速度對(duì)順銑切削的刀具壽命有顯著影響，在順銑方式下當(dāng)進(jìn)給速度固定為0.2 mm/tooth時(shí)，切削速度為100、150 m/min的刀具壽命分別為80、15 min；相比之下，切削參數(shù)對(duì)逆銑加工的刀具壽命影響不明顯，不同參數(shù)條件下刀具壽命均約為4 min；通過(guò)分析磨損刀具的表面形貌可發(fā)現(xiàn)切削區(qū)域的剝落與缺口是主要的磨損方式；相較于順銑，缺口是導(dǎo)致逆銑刀具失效的主要原因，這也反映了逆銑條件下由于劇烈的動(dòng)載荷給切削刃帶來(lái)的沖擊與磨損更加明顯(見(jiàn)圖31)。

圖31 順銑與逆銑不同加工參數(shù)下刀具磨損表面形貌與刀具壽命[61]Fig.31 Tool wear surface morphologies and tool life with different processing parameters of down milling and up milling[61]

Gong和Li對(duì)加工過(guò)程中刀具的磨損及加工后表面質(zhì)量進(jìn)行了詳細(xì)分析。如圖32所示，在3個(gè)不同的位置測(cè)量了切削刃的磨損量。從刀具表面的磨損形貌發(fā)展(見(jiàn)圖33)可發(fā)發(fā)現(xiàn)，經(jīng)8 min切削后刀刃的磨損量并不明顯，而在8～21 min切削刃的磨損量平穩(wěn)增加，21～32 min內(nèi)刀刃的磨損量劇烈增加，表面磨損極其嚴(yán)重。這分別對(duì)應(yīng)了刀具磨損的3個(gè)階段：初期階段、平穩(wěn)磨損階段及劇烈磨損階段。此外，文獻(xiàn)[62]還對(duì)在順銑與逆銑兩種加工方式下刀具磨損與加工后表面粗糙度進(jìn)行了研究。與文獻(xiàn)[61]結(jié)論類(lèi)似，由于切削穩(wěn)定性的影響，順銑后表面粗糙度低于逆銑，相同加工時(shí)間后切削刃的磨損量也更小。

3.4 加工引入的殘余應(yīng)力

機(jī)械加工過(guò)程中由于切削力和切削熱的存在，零件表面會(huì)發(fā)生彈塑性變形。去除外力后，由于零件表面的平衡在深度方向上會(huì)產(chǎn)生殘余應(yīng)力，包括機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力。對(duì)于增材制造成形的金屬材料，由于工件不同部位的冷卻速度不同，工件表面會(huì)產(chǎn)生明顯的殘余應(yīng)力。增材制造零件的殘余應(yīng)力通常會(huì)導(dǎo)致零件亞表面的損傷和裂紋，因此需通過(guò)合理的加工參數(shù)和后處理方式去除表層材料，達(dá)到去除亞表面損傷及獲得合理殘余應(yīng)力分布的目的。

有學(xué)者探究銑削工藝對(duì)不銹鋼增材制造件殘余應(yīng)力的影響規(guī)律，并提出在銑削過(guò)程中材料本身的殘余應(yīng)力分布和切削引入的殘余應(yīng)力會(huì)出現(xiàn)共同作用的現(xiàn)象。Bai等對(duì)SLM制備的6511鋼進(jìn)行銑削實(shí)驗(yàn)，并對(duì)其亞表面殘余應(yīng)力進(jìn)行了系統(tǒng)研究；在切削前，對(duì)比組試樣在650 ℃環(huán)境下加熱4 h以去除由SLM帶來(lái)的亞表面殘余應(yīng)力。圖34為經(jīng)退火處理與未經(jīng)退火處理試樣在不同切削深度下的加工后亞表面殘余應(yīng)力分布，可發(fā)現(xiàn)經(jīng)退火處理后試樣的殘余應(yīng)力基本被消除；而對(duì)于熱處理試樣的加工后表面，殘余應(yīng)力為壓應(yīng)力，隨切削深度的增加壓應(yīng)力略有增加，0.1 mm后壓應(yīng)力為0；結(jié)果表明未經(jīng)熱處理試樣的亞表面殘余應(yīng)力分布隨測(cè)試深度的變化而發(fā)生較大變化，造成這種殘余壓應(yīng)力分布的原因在于SLM過(guò)程中材料晶相的變化，6511不銹鋼的主要成分為體心立方結(jié)構(gòu)的馬氏體，而在SLM過(guò)程中，由于表層與底層的冷卻速率不同，表層材料的馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轶w積更大的奧氏體，而底層材料由于冷卻速率較低，單位時(shí)間內(nèi)溫差變化較表層更小，晶粒變化不明顯。因此未經(jīng)退火處理的SLM試樣殘余應(yīng)力呈現(xiàn)表層為壓應(yīng)力、底層為拉應(yīng)力的分布；而未處理試樣的表面殘余應(yīng)力隨切削深度的增加而減小，與退火試樣的趨勢(shì)相反；這種現(xiàn)象是由材料本身的殘余應(yīng)力分布和切削引入的殘余應(yīng)力共同作用產(chǎn)生的。如圖35所示，在切削過(guò)程中，刀具與材料變形的共同作用會(huì)在被加工表面引入殘余應(yīng)力；切削深度越小，壓應(yīng)力面去除越少，與加工過(guò)程中引入的壓應(yīng)力共同作用，使加工表面的殘余壓應(yīng)力較大；相比之下，加工深度越大，壓應(yīng)力較大的表層被去除得越多，加工過(guò)程中引入的壓應(yīng)力、加工后表層較小壓應(yīng)力與材料內(nèi)部較大的拉應(yīng)力共同作用，使加工后的表面殘余應(yīng)力更小。

圖32 切削刃磨損表面形貌隨時(shí)間的變化[62]Fig.32 Change of cutting edge wear surface morphology over time[62]

圖33 不同位置切削刃磨損量隨時(shí)間的變化[62]Fig.33 Change of cutting edge wear at different positions over time[62]

圖34 殘余應(yīng)力隨檢測(cè)深度的變化[63]Fig.34 Change of residual stress with inspection depth[63]

章媛潔等對(duì)AISI 420不銹鋼增材件銑削后的殘余應(yīng)力變化進(jìn)行了研究，SLM成形過(guò)程中激光能量呈高斯分布，導(dǎo)致溫度梯度較大，在冷卻過(guò)程中材料產(chǎn)生不均勻變形從而存在較大的殘余應(yīng)力；研究中利用激光選區(qū)熔化設(shè)備通過(guò)改變激光掃描層厚和掃描間距，獲得致密度分別為99.4%、97.2%、88.9%和75.4%的AISI 420不銹鋼增材件，隨后進(jìn)行銑削實(shí)驗(yàn)和表征觀察。由圖36發(fā)現(xiàn)銑削后殘余應(yīng)力由壓應(yīng)力變?yōu)槔瓚?yīng)力且大幅降低，而隨銑削深度增加拉應(yīng)力也不斷增加，高致密度樣件的殘余應(yīng)力改善情況更好，所以處于中間值的銑削深度為0.2 mm時(shí)的殘余應(yīng)力最?。贿@是由于在銑削過(guò)程中材料受向下的壓力及刀具切削產(chǎn)生的拉應(yīng)力，使平行于材料表面的晶粒間距變大，因此在機(jī)械加工后平行于表面的張力在銑削后由壓應(yīng)力變?yōu)槔瓚?yīng)力。

經(jīng)磁場(chǎng)輔助磨削后的表面其殘余拉應(yīng)力相較于SLM加工后試樣有相應(yīng)減小。Yamaguchi等也對(duì)不同精加工方式加工后的殘余應(yīng)力進(jìn)行了相應(yīng)分析(見(jiàn)圖37)，由于應(yīng)力方向未變，磁場(chǎng)輔助拋光可在去除表面材料的同時(shí)不引入大量殘余應(yīng)力；相比之下磁場(chǎng)輔助磨光后表面殘余應(yīng)力為壓應(yīng)力，且隨加工時(shí)間增加而變大；可見(jiàn)磁場(chǎng)輔助磨光過(guò)程中磨球?qū)庸け砻媸┘拥膲毫?dǎo)致在加工后表面會(huì)殘留壓應(yīng)力。

圖35 不同切削深度下加工后表面殘余應(yīng)力形成機(jī)制[63]Fig.35 Formation mechanism of surface residual stress after machining at different cutting depths[63]

圖36 銑削后殘余應(yīng)力與原殘余應(yīng)力對(duì)比[6]Fig.36 Comparison of residual stress after milling and original residual stress[6]

圖37 不同精加工方式的殘余應(yīng)力[58]Fig.37 Residual stress for different finishing methods[58]

4 總結(jié)及展望

1) 從不銹鋼增材制造技術(shù)的發(fā)展現(xiàn)狀看，以激光、電子束和電弧為熱源的不銹鋼增材制造方式均可獲得致密度高、力學(xué)性能較優(yōu)的零件，對(duì)于部分增材不銹鋼材料存在的孔隙、裂紋等缺陷和上下部分顯微組織不一致等情況，可通過(guò)優(yōu)化加工參數(shù)、工藝、成形路徑或后處理改善。

2) 熱處理可有效改善增材制造件的力學(xué)性能，通過(guò)適當(dāng)?shù)臒崽幚韰?shù)可有效提高不銹鋼增材制造件的抗拉強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率，并進(jìn)一步促進(jìn)殘余應(yīng)力釋放。

3) 通過(guò)優(yōu)化銑削、車(chē)削、磁場(chǎng)輔助的拋光與磨光加工等機(jī)械加工參數(shù)，可獲得較優(yōu)表面粗糙度。增材制造不銹鋼件由于切屑碎小，增材制造不銹鋼件的切削力在鉆削過(guò)程中較傳統(tǒng)不銹鋼表現(xiàn)出減小的趨勢(shì)；順銑在表面粗糙度及刀具磨損方面的表現(xiàn)要優(yōu)于逆銑。

4) 機(jī)械加工過(guò)程中，由于切削力和切削熱的存在，會(huì)在零件表面及深度方向引入殘余應(yīng)力，可通過(guò)控制切削參數(shù)使切削引入的殘余應(yīng)力與增材制造產(chǎn)生的殘余應(yīng)力疊加，改善零件的殘余應(yīng)力狀態(tài)。

5) 不銹鋼增材制造件的后處理可提升零件的綜合力學(xué)性能和表面質(zhì)量，今后可對(duì)零件的裝配面進(jìn)行切削仿真研究，將殘余應(yīng)力、內(nèi)部缺陷、切削力、裝配力一體建模，預(yù)測(cè)裝配面的蠕變規(guī)律，提高增材制造件的裝配精度。

6) 隨增材制造水平的提升，不銹鋼增材制造件在各行各業(yè)中將得到廣泛應(yīng)用，制訂一套具有參考價(jià)值的后處理流程是必然需求。這就需要將后處理加工參數(shù)與不銹鋼增材制造件的力學(xué)性能和表征聯(lián)系起來(lái)，探尋具有普適性的加工規(guī)律，更好地讓不銹鋼增材制造件應(yīng)用于高精度、高性能領(lǐng)域。