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℃溫度下保溫時間由30min增加到120min時，亞結(jié)構(gòu)組織由24.1%增多到82.3%；在850℃溫度下保溫時間由30min增加到120min時，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，拋光時間為30s，并進(jìn)行EBSD測試，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℃退火不同時間后的微觀組織，圖2(f,j～l)為850℃不同時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，位錯發(fā)生運(yùn)動，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。

對不同保溫時間退火后試驗(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，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，這可能是位錯運(yùn)動的發(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。對其織構(gòu)強(qiáng)度和晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計，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℃退火不同時間后的EBSD織構(gòu)圖，圖3(f,j～l)為850℃退火不同時間后的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間的增加，都呈上升趨勢。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℃退火不同時間后的IPF圖，圖4(f,j～l)為850℃退火不同時間后的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℃退火不同時間后的晶粒尺寸分布圖，圖5(f,j～l)為850℃退火不同時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。退火保溫時間為120min時，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，保溫時間增加至60min，平均晶粒尺寸變動不大，為10.3μm，保溫時間增加至90min，平均晶粒尺寸增大為12.2μm，進(jìn)一步保溫時間增加至120min，平均晶粒尺寸下降為8.8μm;在650℃退火的，隨著保溫時間的增加，平均晶粒尺寸的波動較大，這可能是退火處理過中，隨著保溫時間延長，激光增材制造316L不銹鋼發(fā)生位錯運(yùn)動，晶粒尺寸發(fā)生變化，同時，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，保溫時間增加至60min，平均晶粒尺寸下降為9.5μm，保溫時間增加至90min，平均晶粒尺寸增大為10.6μm，保溫時間進(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，激光增材制造316L不銹鋼的組織均勻性得到改善，隨著保溫時間的增加，由于位錯運(yùn)動導(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℃退火不同時間后的再結(jié)晶組織圖，圖6(f,j～l)為850℃退火不同時間的再結(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)計如圖7所示。由圖7(a)可見，對于不同退火溫度，在600～700℃退火后，平均取向差相對穩(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，平均取向差相對穩(wěn)定，亞結(jié)構(gòu)組織和變形組織相對穩(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℃退火保溫不同時間;(c)850℃退火保溫不同時間

對于不同保溫時間，如圖7(b)所示，在650℃退火時，隨著保溫時間的增加，亞結(jié)構(gòu)組織增大，變形組織減小，保溫時間從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，如圖7(c)所示，隨著保溫時間增加，亞結(jié)構(gòu)組織有增多的趨勢，變形區(qū)組織有減少的趨勢，保溫時間從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℃退火不同時間后的大小角晶界圖，圖8(f,j～l)為850℃退火不同時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)計如圖9所示。由圖9(a)可見，對于不同退火溫度，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，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不銹鋼樣品位錯發(fā)生了重新排序，引起了位錯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 ℃不同保溫時間;(c)850 ℃不同保溫時間

對于不同保溫時間，如圖9(b)所示，在650℃退火時，隨著保溫時間的增加，小角度晶界比例有著減小的趨勢，大小角度晶界比例有著增大的趨勢，保溫時間從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，如圖9(c)所示，隨著保溫時間的增加，小角度晶界比例有著減小的趨勢，大小角度晶界比例保持相對穩(wěn)定，保溫時間從30min增加到120min，小角度晶界比例由29.7%減少到25.1%，但在保溫時間60min時，小角度晶界比例最低為21.1%。這說明隨著保溫時間的增加，小角度晶界比例降低,大角度晶界相對穩(wěn)定，可能是發(fā)生了位錯運(yùn)動,位錯密度發(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)致位錯發(fā)生重新排序，位錯密度的變化導(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℃不同保溫時間;(e,f)850℃不同保溫時間

對于不同退火溫度，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℃時的680.2MPa降低到639.1MPa；屈服強(qiáng)度在650℃退火后由600℃時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47.7%升高到55.5%，在700℃退火后由650℃時55.5%降低到49.8%，在850℃退火后700℃時的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。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,密集的位錯發(fā)生了重新排序或者消失[20]。

對于不同保溫時間，如圖10(b,e)所示，在650℃溫度下退火后，隨著保溫時間的增加，抗拉強(qiáng)度變化不大；隨著保溫時間的增加，屈服強(qiáng)度整體是降低的趨勢；在保溫時間60min時，伸長率由30min時的57.3%降低到49.0%，其他保溫時間下變化不大。在850℃溫度下退火后，如圖10(c,f)所示，隨著保溫時間的增加，抗拉強(qiáng)度變化不大；在保溫時間30～90min時，隨著保溫時間增加的屈服強(qiáng)度降低，在保溫時間120min時，屈服強(qiáng)度由60min時的362.6MPa升高到410.4MPa；伸長率在保溫時間30～90min時變化不大，在保溫時間120min時，伸長率由90min時的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間變化不大，但內(nèi)部晶粒尺寸、織構(gòu)強(qiáng)度、位錯運(yùn)動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℃退火不同時間后的斷口形貌，圖11(f,j～l)為850℃退火不同時間后的斷口形貌。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間的增加，織構(gòu)強(qiáng)度呈上升趨勢，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間的增加，激光增材316L不銹鋼發(fā)生了位錯運(yùn)動，位錯密度發(fā)生了改變。

4) 隨著退火溫度的升高和保溫時間的增加，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度整體是呈下降趨勢，這表明胞狀和長條柱狀亞結(jié)構(gòu)的溶解，高密度位錯的消除，減弱了抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度，對伸長率有一定增強(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.