太原科技大学 | JMRT | 揭示SLM中体能量密度通过调控原位退火时间控制2205双相钢奥氏体含量

图4：为了探寻能量分配的物理本质，团队利用Ansys-APDL建立了三维瞬态热力学模型。展示了2205双相不锈钢沿构建方向横截面上的熔池尺寸。如图所示，在不同体积能量密度（S3、S4、S5）条件下，熔池面积和深度均随体积能量密度的增加而逐步增大。值得注意的是，S4样品的熔池深度与选区激光熔化工艺预设层厚相等，表明层间2205双相不锈钢粉末完全熔化，从而避免了层间未熔合孔隙的形成。相比之下，S5样品的熔池深度达到34微米，超过理论层厚，最终形成更为窄深的熔池形貌。

图5：展示了2205双相不锈钢沿成形方向的显微组织。熔池内的微观结构分布呈现一致规律：熔合线附近形成粗大柱状晶作为边界，柱状晶朝熔池几何中心方向生长，中心区域则分布着细小等轴晶。值得注意的是，(b)、(d)、(e)和(f)图中可见柱状晶晶界处存在细小等轴晶。此外，图3中标记区域显示熔池宽度。

图9：通过对不同能量密度下试样的EBSD表征，研究发现：随着能量密度的精确调控，原本几乎全铁素体的组织中，奥氏体开始在铁素体晶界处成核并增长。这种现象被称为“原位退火”效应。连续的激光扫描轨迹对已凝固区域产生了循环热处理作用，使得氮等奥氏体稳定化元素有足够的时间扩散，最终诱导了奥氏体相的再生。EBSD相图清晰显示，奥氏体含量从低能量密度下的仅仅0.2%，成功跃升至优化参数下的6.6%。S3试样的IPF图显示了粗大的、具有强烈生长取向的柱状铁素体晶粒。而到了S5，随着奥氏体相在晶界处的大量析出，原有的粗大晶粒生长受到了强烈的“钉扎（Pinning）”阻碍。同时，奥氏体的析出有效阻碍了铁素体晶界的迁移，促使柱状晶向细小的近等轴晶转变，显著降低了局部残余应变（KAM图印证）。随着工艺参数触发强烈的“原位退火”效应，奥氏体（FCC相）开始在铁素体晶界处大量形核并向晶内生长。

图13：研究团队进一步通过电化学测试和拉伸试验验证了组织的优越性。在细晶强化的作用下，SLM试样的强度远超传统铸件，且保持了良好的塑性。双相不锈钢表面的钝化膜主要由铬和铁的氧化物及氢氧化物构成，这一发现与先前研究结果一致。同时，2205 DSS在SLM成形后表现出极高的自腐蚀电位，适宜的相比例有效防止了点蚀的萌生。相比例的改善极大地提升了材料的抗点蚀能力。XPS（X射线光电子能谱）深度剖析证实，优化参数下的试样表面形成了一层富含Cr2O3和MoO3的致密钝化膜，其自腐蚀电位显著正移，击穿电位大幅提高，犹如为双相钢穿上了一层“纳米铠甲”。

图15：样品拉伸测试结果如图15(a)和(b)所示。测试数据表明2205双相不锈钢展现出优异的强度性能，其屈服强度(σYS0.2)达到1123.4兆帕，极限抗拉强度(σUTS)为1180.4兆帕。然而S3试样的延伸率仅为15.1%，未达预期值。值得注意的是，虽然S4试样的抗拉强度仅为995.8兆帕，但其延伸率达到了18.2%。得益于细晶强化（Hall-Petch效应）、高密度位错强化以及奥氏体相带来的韧化作用，SLM试样的屈服强度突破了 1000MPa 大关，远超传统铸锻件，且断裂延伸率保持在13%以上，实现了高强高韧的优异匹配。

图17：仿真揭示了熔池中心的冷却速率高达10^5-10^6K。如此极端的冷速正是导致常规打印态 2205 不锈钢几乎全为铁素体（BCC相）的“元凶”。关键在于，随着激光功率的增加，熔池峰值温度升高，高温停留时间延长。这种连续多层、多道的激光扫描，对已凝固区域产生了类似“循环热处理”的作用，为后续奥氏体相的形核提供了宝贵的时间窗口。