微米级选区激光熔化316L 不锈钢拉伸变形中Σ3n 特殊晶界的分布

张楠，张海武，王淼辉,，杜兵，张平，张志豪

(1.中机新材料研究院(郑州)有限公司,郑州,450001；2.机械科学研究总院,北京,100044；3.北京科技大学,北京,100083)

0 序言

选区激光熔化(selective laser melting,SLM)技术近年来被广泛用于空天领域、能源装备等复杂构件的制备[1-2].然而，随着增材部件的小型化趋势及对成形表面质量和精度要求的不断提高，由此进一步衍生出微米级选区激光熔化(micro-selective laser melting,M-SLM)技术.相比SLM 的光斑尺寸(50～90 μm)[3]和成形精度(约200 μm)[4]，M-SLM 具有细光斑(小于20 μm)和高精度(20～ 50 μm)，且表面粗糙度Ra 可达1 μm 的精细成形优势，在航空航天、能源装备、通讯电子及生物医疗等领域具有极大的应用潜力[5].

面心立方奥氏体不锈钢316L 具有优异的塑性、耐腐蚀性和焊接性，在航空航天、石油化工、海洋装备等领域广泛应用，因此成为SLM 开展相关研究的热点[6-7].其中，Salman 等人[8]利用SLM 制备了316L 不锈钢试样，研究了超常凝固组织的热稳定性对使役条件下力学性能的影响，认为纳米尺度胞状结构对SLM 成形材料的力学强度有重要影响.Liu 等人[9]通过控制激光扫描速率得到纳米尺度胞状结构，实现了对SLM 制备316L 不锈钢的力学性能设计.而Watanabe[10]则率先提出大幅增加特殊晶界(special boundary,SB)的比例(fSBs)来提高多晶材料晶界时效行为的构想，提出了“晶界特征分布(grain boundary character distribution,GBCD)优化”的概念，以Σ3n(n=1,2,3)晶界为特征，并在奥氏体不锈钢的GBCD 优化中取得重要进展.文献[11]认为304 不锈钢变形后的特殊晶界可以有效阻断大角度晶界的连通性，但缺乏对GBCD 优化机制的深入探讨，特别是对Σ3n这类特殊晶界分布缺乏系统研究.为此，文中通过M-SLM 获得高纳米晶比例的316L 不锈钢，研究拉伸变形对316L 不锈钢特殊晶界分布的影响，分析统计了不同应变对Σ3n特殊晶界的特征分布，并对M-SLM 增材制造的316L 不锈钢拉伸过程的GBCD 微观机制进行初步探讨.

1 试验方法

试验采用自主研发的316L 不锈钢粉末，球形度大于97%，粒径分布为10～ 25 μm，化学成分 见表1.

表1 316L 不锈钢粉末的化学成分(质量分数,%)Table 1 Chemical composition of 316L stainless steel powder

试验使用联合研发的Aixway Precision 100 型M-SLM 成形设备，激光额定功率P为100 W，波长λ为1 050～ 1 080 nm.在激光成形仓内经反复抽真空-充Ar 过程，将环境含氧量降至0.000 4%以下，如图1 所示尺寸采用STL(standard template library)格式3D 编辑软件建模、文件切片并导入微机后，使用M-SLM 制备水平方向拉伸试样1 和垂直方向拉伸试样2.

图1 M-SLM 制备拉伸试样尺寸示意图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为激光功率；hs为激光扫描间距；t为铺粉厚度；v为扫描速率.最终计算得到激光体能量密度ρ为58.3 J/mm3，层间激光扫描相对变换角度设置为67°.

拉伸试验采用Instron LDW-2 拉伸试验机，在室温下设置应变速率为10-3s-1的条件下，应变量分别达到8%、18%和28% 3 个应变量时停止加载，得到3 种不同塑性变形条件下的拉伸变形试样.切取变形区进行电化学抛光，在配有电子背散射衍射(electron back-scatter diffraction,EBSD)功能的S-3400N 型扫描电镜上完成同一样品、3 个邻近区域的取向显微重构(orientation imaging microscopy，OIM)晶界特征分布测定，扫描区域25 μm × 25 μm，扫描步长0.1 μm，并使用HKL 分析软件标定菊池(Kikuchi)花样，进而得到晶粒取向信息，重构晶界特征分布形貌.根据Brandon[12]提出的作为判据确定重位点阵晶界，其中Σ3，Σ9 和Σ27特殊晶界分别按<111>/60°，<110>/38.94°和<110>/31.58°标定，标定率大于92%.

微矩形截面法能实现孪晶界共格和非共格的判定.当满足<111>/60°取向关系的Σ3 晶界两侧晶面取向同位于{111}时，可判定共格Σ3 晶界(Σ3C)，而位于其他晶面上时，则为非共格Σ3 晶界(Σ3IC).根据微矩形截面法，在邻近Σ3 晶界位置设置一个长边平行于晶界的微矩形，其矩形短边方向必与晶界法线方向一致，因此只需测定该微矩形区内的晶粒{111}极图，判断垂直于Σ3 晶界的矩形短边方向是否与{111}极图点重合即可判断Σ3C或Σ3IC，判定角度公差一般为± 3°[13].

2 试验结果与讨论

2.1 特殊晶界(SB)的特征与分布

试样1 在拉伸应变量8%,18%和28%时的特殊晶界(SB)分布比例(fSBs)如图2 所示，拉伸应变量对SB 的分布量密切相关，分析认为，小变形量的拉伸样品相比于大变形量的拉伸样品，后者更容易被激发出特殊晶界.这是由于小变形的试样变形储能低，材料变形过程中不足以在诱发一般大角度晶界的形成，且多以原试样中Σ3IC的迁移为主要机制[14].

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

试样1 和试样2 的变形分布如图3，图4 所示，图3 中横向拉伸试样1 晶粒变形的趋势可见，当应变量在8%时，样品中可见约15.6%的再结晶晶粒，境内可见少量非连续性、未贯通晶粒的小角度晶界(黑色迹线)，证明了在应变量8%条件下，样品的变形储能少；随着变形储能的增加，当应变量达到18%时，原始增材制备的再结晶晶粒发生了明显减少，变形晶粒占比增加，说明晶界随变形量的增加发生迁移并诱发较多晶内贯通的连续性Σ3n(n=1,2,3)晶界.当变形量进一步增大到28%时，连续性Σ3n晶界通过迁移，进一步增加了材料基体的变形储能，晶粒变形区域面积显著提升，变形区比例约82.5%.该规律与图4 所示试样2 在不同应变下的变形相吻合，且当图4c 中应变量达到28%时，变形晶粒比例超过90%.以上分析的结果可用晶界迁移机制进行分析，并在下文中进一步论述.

图3 试样1 在不同应变下的变形分布图Fig.3 Deformation distribution of sample 1 under different strains.(a) tensile strain 8%;(b) tensile strain 18%;(c)tensile strain 28%

图4 试样2 在不同应变下的变形分布图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

图5 给出了M-SLM 制备316L 拉伸横向试样(图5a)和法向试样(图5b)在拉伸应变量8%，18%和28%时Σ3n晶界比例的分布.经测定，8%应变下的试样1 和试样2 的fΣ3分别为4.6%和7.7%，fΣ9+fΣ27分别为2.3%和3.1%.当拉伸变形量增大至28%，fΣ3分别增至17.3%和27.2%，fΣ9+fΣ27分别降至0.4%和0.55%.不难看出，随着拉伸应变量的增大，Σ3 晶界比例显著增加，而Σ9 +Σ27 晶界比例显著降低.可见，较大的变形能可显著促进Σ3 晶界生成，抑制Σ9+Σ27 的产生.

图5 M-SLM 制备316L 拉伸试样应变量对特殊晶界的影响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

试样1 和试样2 的取向显微术(OIM)重构晶界特征分布如图6 和图7 所示.当拉伸应变为8%时，可见Σ3n晶界(黑色箭头表示Σ3 晶界，白色箭头表示Σ9 晶界及Σ27 晶界)明显地阻断了大角度晶界的连续性，当拉伸应变提升至18%和28%后，大角度晶界网络被Σ3 晶界分割更为显著，且晶内开始呈现大量Σ3 晶界，通过对晶内进行观察发现，Σ3 晶界的形态有所差异.晶内Σ3 晶界形貌多为贯穿型平直结构，但尚存在一定量的弯曲状Σ3 晶界，特别是试样2 在18%应变量条件下展示了较为典型的、具有准直特征的共格Σ3 孪晶晶界.为了进一步辨别共格与非共格的Σ3 晶界，文中对图6b 和图7b 进行Σ3 共格和非共格晶界判定.

图6 试样1 的拉伸区域取向显微重构晶界分布图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%

图7 试样2 的拉伸区域取向显微重构晶界分布图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%

如图6b 所示，指定区域的为例(见图8 所示)，设置微矩形1 和微矩形2 分别靠近临近的Σ3 晶界，故矩形的短边一定与Σ3 晶界的法向方向平行.将短边指向方向复制在{111}极图中，记为法线，可以看出刚好通过{111}极图的重合点，故将矩形1 邻近的晶界判定为共格Σ3C晶界；而在角度公差± 3°范围内均未能与{111}极图点重合，故判定矩形2 邻近晶界为非共格Σ3IC晶界.按此方法，对图6b 和图7b 中随机各选取约30 条Σ3 晶界进行统计分析，表中C 表示共格晶界，IC 表示非共格晶界，分析结果见表2 和表3 所示.从表中数据统计得出，横向试样1 在18%拉伸应变下的Σ3C和Σ3IC分别约为40%和60%，而法向拉伸试样2 在同样拉伸应变下的Σ3C却提高至约73%.

图8 微矩形截面法判定图6b 中指定区域Σ3 晶界示意图Fig.8 Schematic diagram of Σ3 grain boundary determination on the designated area in Figure 6b using micro rectangular section method

2.4 讨论分析

关于Σ3n晶界迁移机制，目前成熟的理论有Σ3 再迁移模型[15]，高Σ 重位点阵模型[16]和非共格Σ3 迁移模型[9]等.Σ3 再迁移模型认为Σ3IC晶界是Σ3C晶界迁移获得.首先Σ3C晶界的界面能相对Σ3IC晶界低，通过稳定的Σ3C晶界迁移得到Σ3IC晶界本质上违背了能量最小原理.高Σ 重位点阵模型指出，低Σ 晶界(如Σ3、Σ9、Σ27)是由更高Σ 值特殊晶界分解而来，从理论上该模型给出了低Σ 值和高Σ 值晶界从出现概率上应该是均等的，如图5 所示，随着拉伸应变的增加，Σ3 的增加伴随着Σ9 的降低，Σ27 甚至未检出.目前，非共格Σ3 迁移理论能合理解释文中所得结果：根据反应能量最小原理，共格Σ3 孪晶界相对非共格Σ3 孪晶界而言更为稳定[17]，这说明高能量的非共格Σ3 孪晶界可通过应变过程的界面迁移获得更多稳定的低能量共格Σ3 孪晶界，并基于Σ3IC的高度可动性，此类晶界在材料变形时彼此交汇，从而衍生出Σ9 晶界，并再次与Σ3IC汇合进而生成Σ27 或重生成Σ3C特殊晶界[18]，促成Σ3 特殊晶界比例随着应变量的增加而显著增加，这些特殊晶界多位于一般大角度晶界上，且有效打断了其连通性.非共格Σ3 迁移理论模型很好解释了表2 和表3 所示结果，为何图6b 中出现大量的Σ3IC晶界，而随着图5 中拉伸应变增至28%后，Σ3 特殊晶界比例进一步上升，Σ9 +Σ27 特殊晶界比例降低的原因.

表2 图6b 中Σ3 晶界分析结果Table 2 Σ3 grain boundary analysis results in Fig 6b

表3 图7b 中Σ3 晶界分析结果Table 3 Σ3 grain boundary analysis results in Fig 7b

基于界面能理论，晶界处的能量主要包括两部分，即弹性畸变能和化学交互能.其中，弹性畸变能的大小取决于失配度的大小.对于共格晶界来说，由于界面上原子保持着匹配关系故界面上原子结合键数目不变，此时应变能是主要的.而对于非共格晶界，由于界面上原子的化学键数目和强度与晶内相比发生了很大变化，故其界面能以化学能为主，而总界面能较高，这就很好地解释了为何SLM 制备横向的拉伸材料强度普遍高于法向的拉伸强度的原因，恰与余晨帆等人[7]通过传统SLM制备316L 不锈钢得出的拉伸结果相吻合.图9 对比了M-SLM 与传统SLM 成形316L 拉伸力学性能的结果：在横向试样断后伸长率同约40%时，MSLM 制备的316L 抗拉强度达到690 MPa，相比传统SLM 提升11%；在法向试样抗拉强度同约650 MPa 时，M-SLM 制备的316L 断后伸长率达到64.5%，相比传统SLM 提升72%，这进一步说明相比于传统SLM，M-SLM 制备316L 的总界面能更高.此外，晶界能的大小还取决于晶界的面积.在M-SLM 增材制造单相奥氏体316L 不锈钢的晶粒细化程度会显著优于传统SLM，且绝大部分细小纳米级晶粒间均形成以大角度晶界为代表的特殊晶界，其总界面能将显著优于传统SLM 制备的同种材料.除以上纵向对比分析外，M-SLM 制备的316L 在拉伸过程中的横向对比(如图5 所示)也不难发现，随着拉伸应变的增加，Σ3 特殊晶界的比例是显著增加的，联立分析表1 统计数据可见，法向18%拉伸应变状态下的共格Σ3C孪晶界的比例显著提升，即在材料内部平衡状态下，共格Σ3C孪晶界的增加使得总晶界能同比减小，这就促使了两晶粒晶界的平直化过程，以上分析与如图7b 呈现结果相吻合.

图9 M-SLM 和SLM 成形316L 拉伸力学性能比较[19-23]Fig.9 Comparisons of tensile properties of M-SLM 316L stainless steel and fabricated by SLM

3 结论

(1) 在8%应变下，横向试样1 和法向试样2 的fΣ3分别为4.6%和7.7%，fΣ9+fΣ27分别为2.3%和3.1%.当变形量增大至28%，fΣ3分别增至17.3%和27.2%，fΣ9+fΣ27分别降至0.4%和0.55%.

(2) 横向试样1 在18%拉伸应变下以Σ3IC为主，约占60%，而法向拉伸试样2 在同样条件下以Σ3C为主，约占73%.这类特殊晶界有效阻断SB 晶界的连通性，使得M-SLM 成形316L 的横向抗拉强度达到690 MPa，相比传统SLM 提升11%；其法向断后伸长率达到64.5%，相比传统SLM 提升72%.