激光熔化沉积(laser melting deposition,LMD)技术作为一种先进的增材制造(additive manufacturing,AM)工艺，通过高能激光束逐层熔化金属粉末并沉积成型，可实现复杂几何结构金属零件的快速制造[1]。与传统铸造、锻造等方法相比，LMD技术具有显著优势：①能够实现材料的精确堆积，最大限度减少原材料浪费[2]；②大幅缩短产品开发周期，并支持复杂结构的直接制造，无需传统制造所需的模具和辅助结构[3-4]。在航空航天领域，LMD技术已成功应用于发动机叶片、涡轮盘等关键部件的制造[5-6]；在汽车制造领域，用于高性能零部件的快速原型和小批量生产[7]。
304不锈钢(AISI 304)作为奥氏体不锈钢的典型代表，因其优异的耐腐蚀性(在大气、淡水、稀酸等环境中表现出色)、良好的机械性能、可加工性和焊接性能，广泛应用于海洋和航空航天等领域[8-9]。然而，LMD工艺特有的快速热循环和非平衡凝固条件，导致304不锈钢在成形过程中形成独特的微观组织特征，包括亚微米尺度的柱状晶、细小的等轴晶、细胞亚结构及可能的马氏体相变区域。这些非平衡组织不仅造成明显的各向异性，还引发显著的残余应力，严重制约了零件的力学性能和使用寿命[10]。
针对上述挑战，研究者们提出了多种优化策略，通过精确调控激光功率、扫描速度、送粉速率等关键工艺参数，可以有效控制熔池形态和凝固过程[11]；引入超声能场、热处理等后处理技术可显著改善微观组织均匀性，降低残余应力并提升力学性能[12]；而数值模拟技术的发展，为预测LMD过程中的组织演变、应力分布和力学性能提供了强大的理论工具[13]。
基于此，本文系统综述304不锈钢激光熔化沉积技术的最新研究进展，深入探讨LMD工艺参数对组织演变的影响规律、缺陷的形成机制、后处理技术对性能的优化效果，以及数值模拟在工艺优化和残余应力预测中的关键作用。通过整合多学科研究成果，为后续研究提供参考。
1 LMD制造304不锈钢微观结构
LMD制造过程中，金属在激光作用下经历快速加热和快速冷却过程，不同条件下显微组织可能出现差异，甚至缺陷，对工件的力学性能产生较大影响。本部分总结了LMD制备304不锈钢微观组织结构的研究成果。
1.1 LMD制造304不锈钢微观组织
LMD技术通过高能激光束实现金属粉末的快速熔化与凝固，其特有的快速冷却特性使凝固后的晶粒尺寸显著小于传统锻造工艺(通常可减小50%以上)。在LMD制造过程中，热过冷(thermal undercooling)和成分过冷(compositional undercooling)现象对合金的凝固结晶形态产生关键影响。具体而言，固液界面前沿液相中温度梯度的大小直接决定了晶体的生长方式，一般情况下称温度梯度为G，凝固速度为R。在LMD工艺中，(G×R）和G/R是影响快速凝固微观结构的关键因素，其中G×R决定凝固结构的尺寸，G/R决定晶体生长形态[14]。当G/R的值较大时，晶体以平面晶方式稳定生长；较小时，则易形成胞状晶结构；而当G/R的值进一步降低时，晶体则倾向于发展为树枝晶形态(图1)[15-16]。这种温度梯度驱动的生长机制是LMD工艺中微观组织非平衡演化的核心物理基础[17]。
图1 G和R对凝固结构形貌和尺度的影响[15]
Fig.1 Effects ofG and R on the morphology and scale ofthe solidified structure[15]
一般在熔池顶部，G/R较低，G×R较高，熔池形貌为等轴枝晶，晶粒尺寸较细。在熔池底部，G/R较高，形貌为平面晶[18]。在熔池中心，观察到中等的G/R，形貌为柱状枝晶。肖鱼等[19]使用激光熔化沉积制备304不锈钢薄壁结构件，发现在离基体不同距离的位置上晶体显微组织存在差异。基体与堆积层之间有一条扩散形成的熔合带，熔合带上方一段距离内呈现平面晶生长方式，这是因为基板初始温度相对熔池温度很低，固液界面温度梯度大，不会形成成分过冷区。离基体较近的堆积层中呈现外延生长的树枝晶组织，且下部枝晶较上部更粗大(图2a和b)。这是由于随着堆积层数增加，热累积导致温度梯度减小，出现较宽的成分过冷区，出现树枝晶，而下部堆积层经历更多的热累积，使得晶粒长大变粗[20]。堆积层顶部的晶体呈现较短的树枝晶和细小的等轴晶组织特征(图2c和d)，其原因是顶部堆积层向空气中散热，使得该位置温度梯度较小，形成了近似等轴晶的组织。
图2 304不锈钢薄壁结构显微组织：(a)底部-低倍；(b)底部-高倍；(c)顶部-低倍；(d)顶部-高倍[14,19]
Fig.2 Microstructure ofa304stainless steel thin-walled structure:(a) bottom-low magnification;(b) bottom-high magnification;(c) top-low magnification;(d) top-high magnification[14,19]
Chai等[21]研究了扫描速度对304不锈钢激光增材制造中晶粒和微观结构形貌的影响，结果如图3所示。在扫描速度初始阶段增加时，B区域的Fe/Cr元素比先升高后降低。当扫描速度为7 mm/s时，Fe/Cr元素比达到最大值5.22。在低扫描速度下，激光能量输入时间充足，使熔池元素分布趋于均匀，Fe/Cr元素比持续增加。当扫描速度超过7mm/s时，单位长度扫描时间减少。尽管激光搅拌仍保持均匀，但能量输入的降低导致材料混合不充分，Fe/Cr混合比逐渐下降。对于距离基板较远的C～F区域，元素稀释效应逐渐减弱。在固定扫描速度条件下，所有采样区域的Fe/Cr元素比均随距基板距离的增加而逐渐降低。B区域位于稀释区(DZ)，元素混合现象显著，因此Fe/Cr元素比相对较大。当距离从基板逐渐增加至熔覆层顶端(E区域)时，元素在熔覆层与基板间的活性迁移逐渐消失，Fe/Cr元素比在达到稳定值后不再发生明显变化。
图3 扫描速度及取样位置对熔覆层元素分布与形貌的影响：(a)不同扫描速度下各取样点的Fe/Cr元素比；(b～f)10mm/s扫描速度下沿高度方向(间隔1 mm)由底部至顶部的微观形貌及能谱分析[21]
Fig.3 Effect ofthe scanning speed and sampling position on the element distribution and morphology ofthe cladding layer:(a) Fe/Cr element ratio at different sampling points under various scanning speeds;(b～f) microstructure and EDS analysis results along the height direction (1 mm interval) from bottom to top at a scanning speed of10mm/s[21]
虽然奥氏体不锈钢被设计为常温下的全奥氏体相(γ相)，但是由于加工时的冷却速度不同，奥氏体不锈钢会以不同的模式完成凝固过程，在凝固试样中可能包含残余的高温铁素体(δ相)[22-23]。Huang等[24]通过EBSD分析了LMD制备SS304样品XOY与XOZ两个平面上的相组成，EBSD谱如图4所示。红色部分代表体心立方(BCC)结构的铁素体，背景为面心立方(FCC)结构的奥氏体。如图4a所示，XOY平面上没有明显的铁素体聚集体；图4b和c是XOZ平面上任意两个位置的EBSD谱。由图4b和c可知，XOZ平面上存在铁素体，大多数铁素体倾向沿奥氏体晶界析出[25]。在多个位置测量铁素体含量后，XOZ平面上的铁素体含量约为10%。
图4 SS304样品EBSD图：(a) XOY面；(b,c) XOZ面[24]
Fig.4 EBSD maps:(a) XOY plane;(b,c) XOZplane[24]
综上，现有研究已基本阐明了LMD工艺中凝固参数与304不锈钢微观组织形态的映射关系，明确了从平面晶、胞状晶到树枝晶的演变规律，并揭示了快速凝固导致的元素偏析与亚稳相的形成机制。这些研究解释了LMD成形件组织呈现高度非均匀性的物理本质，即熔池不同区域的热历史差异直接决定了局部微观结构的差异。
1.2 缺陷产生机理
在LMD制造304不锈钢零件的过程中，不合适的工艺参数可能会导致堆积层出现粘粉、成形不饱满、烧蚀、氧化、鱼鳞纹、堆积层与基体未熔合或结合不良、气孔、裂纹等缺陷[26-31]。粘粉会影响堆积层表面粗糙度，降低成形质量，多层堆积时更会影响层间结合，降低零件性能[32]。粘粉现象通常是由于部分金属粉末未完全熔化导致的，激光功率过低、扫描速度过快或送粉速率过高时，热输入不足以完全熔化进入熔池的全部粉末，未熔化的细小粉末颗粒会粘附于堆积层表面，形成粘粉缺陷[33]。其中，扫描速度过快会导致单位长度内进入熔池的粉末量减少，造成堆积层成形不饱满，同时影响层间冶金结合质量[34]。
烧蚀与氧化缺陷通常与熔池温度过高或熔池处于液态时间过长有关[35]。激光功率过高或扫描速度过低时，熔池热输入过大，热渗透超出材料预期，导致晶粒边界模糊，材料微观组织劣化。如图5a和c所示[36]，过大的热输入导致304不锈钢激光熔化沉积试样组织出现烧蚀现象，致使晶粒边界不明显。与之对应，图5b和d中由于热输入相对较低，可以观察到清晰的晶界。另外，过高的温度梯度还会引发熔池内部剧烈对流，在马兰戈尼效应驱动下，熔池后缘凸起，形成不规则的鱼鳞纹结构，这种波纹状特征进一步影响零件的机械性能。
图5 不同激光功率和扫描速度下激光熔化沉积304不锈钢组织：(a)2700W,13 mm/s;(b)2500W,13 mm/s;(c)2500W,7mm/s;(d)2500W,16mm/s[36]
Fig.5 Microstructure ofLMD304stainless steelunder different laser powers and scanning speeds:(a)2700W,13 mm/s;(b)2500W,13 mm/s;(c)2500W,7mm/s;(d)2500W,16mm/s[36]
气孔、裂纹等缺陷不仅出现在零件表面，还通常出现在零件内部，潜在危害性较大，但在激光沉积过程中难以完全避免[37]。Arrizubieta等[38]通过数值模拟评估304不锈钢中孔隙形成的概率，模拟结果显示，在单墙体的下部区域发现存在气孔缺陷。其成因可能包含两方面：①材料熔化时间不足，导致被困气体未能及时逸出熔池；②材料凝固时产生缩孔。上部区域也检测到气孔缺陷，其成因可明确归结为熔化时间不足(图6)。这一结论通过沉积层内部发现的未熔合粉末颗粒得到验证，即由于熔融材料快速凝固，粉末颗粒未能完全熔化，由此证明邻近区域气孔的产生确实源于熔化时间不足。
图6 根据熔化时间(左)和缩孔概率(中)预测孔隙，对检测到的孔隙明显的真实横截面(右)进行分析[38]
Fig.6 Pore apparition prediction according to the molten time (left) and the shrinking cavity probability (center),and the analysis ofthe real cross section (right) where the detected pores are highlighted[38]
现有工作通过实验与模拟相结合的方式，深入解析了LMD成形304不锈钢中粘粉、氧化、气孔及未熔合等典型缺陷的形成机理，并建立了工艺参数与缺陷类型之间的联系。这些研究解决了实际加工中“参数选择盲目”的问题，明确了抑制表面与内部缺陷的能量输入阈值。但值得注意的是，气孔和微裂纹等内部缺陷往往受多物理场耦合影响，单纯依靠工艺参数优化难以完全消除，特别是在复杂热循环条件下的缺陷动态演变机制仍需进一步量化研究。
2 LMD制造304不锈钢力学性能
微观组织决定宏观性能，LMD工艺特有的非平衡凝固组织必然映射在材料的力学行为中。如前所述，LMD成形304不锈钢中复杂的晶粒形态及可能存在的微观缺陷，不仅直接关系到成形件的致密度，更深刻影响着其服役表现。因此，在分析微观演变机理的基础上，必须进一步从宏观角度评价其力学性能。
2.1 硬度
在激光熔化沉积制造过程中，其快速凝固特性导致的微观组织特征显著影响着最终产品的硬度表现。与传统铸造或锻造304不锈钢相比，激光熔化沉积工艺形成的材料微观结构具有独特的特征，其硬度往往受到沉积参数、热循环过程以及后续处理工艺的综合影响[39-40]。通过优化激光熔化沉积工艺参数，可以有效调控304不锈钢的微观组织，进而实现对材料硬度的精确控制。
Ma等[41]提出了一种将高效低成本的惰性气体保护金属极电弧增材制造(metal inert gas-wire arc additive manufacturing,MIG-WAAM)与具有精细成形能力和优异性能的激光定向能量沉积(laser directed energy deposition,LDED)相结合的混合制造策略，比较了不同工艺下304不锈钢硬度。研究显示，电弧增材制造(wire arc additive manufacturing,WAAM)和LDED单道沉积样品的维氏显微硬度(HV0.2)分别达到217±2.65和234.67±5.51。如图7所示，混合制造沉积方向(SD)样品的硬度分布呈显著特征：WAAM区域的硬度从下至上呈梯度递减，底部为(212.88±3.34)HV0.2，中部(208.13±3.38)HV0.2，顶部降至(189.44±4.05) HV0.2；而LDED区域的硬度稳定在(231.88±3.98) HV0.2，显著高于WAAM区域。这种硬度差异源于两种工艺的本质特征：LDED工艺通过快速加热-冷却循环产生更大的温度梯度(达104K/s)，结合初生枝晶间距的显著细化，促使晶粒尺寸从WAAM区域的粗大枝晶转变为LDED区域的细小柱状晶。
图7 显微硬度：(a)显微硬度检测位置；(b)检测结果[41]
Fig.7 Microhardness:(a) microhardness detection position;(b) test results[41]
进一步探究硬度影响机理，发现晶粒尺寸和铁素体对304不锈钢堆积层的硬度有较大影响。在Huang等[24]的研究中，水平方向上的等轴晶细小且含极少铁素体，因此具有较高的硬度(平均硬度为203.6HV)；沉积方向上的柱状晶尺寸较大且含有约10%铁素体，从而降低了硬度(平均硬度为184.9HV)。
总的来说，针对硬度性能的研究表明，LMD工艺显著的快速冷却特性是提升304不锈钢显微硬度的关键，其机制在于极高的冷却速率细化了晶粒，并引入了高密度的位错结构。现有研究成功量化了不同沉积工艺及不同沉积方向对硬度的影响差异，指出了晶粒尺寸效应和相组成是决定硬度分布的主导因素。
2.2 拉伸性能
影响拉伸性能的主要因素是晶粒大小。晶粒越细，晶界密度越大，产生晶界强化效应使得抗拉强度越高[42]。LMD成型试样的晶粒大小介于SLM和传统锻造之间，抗拉强度和屈服强度高于锻造而低于SLM[43]。
研究表明，LMD成型的304不锈钢试样拉伸断面形貌为等轴、形状大小相似、分布均匀的韧窝，为典型的塑性断裂形貌。试样断口中心处的韧窝较深，边缘处的韧窝较浅且具有一定的方向性，其原因是边缘处材料向中心收缩(图8)[44]。氧化、气孔等缺陷可能导致材料韧性降低，使伸长率减小。Wen等[45]提出了激光熔池边界滑移理论，对于激光增材制造的金属零件而言，随着拉伸载荷增加，滑移将优先出现在结合力较弱的熔池边界。对于在不同方向上制备的拉伸试样，由于拉伸方向与熔池边界构成的滑移面之间的角度不同，到达临界剪切分应力的难易程度也不同。对于拉伸方向平行于扫描方向的试样，拉伸方向与熔池边界的滑移面平行，熔池边界发生滑移变得非常困难。而当拉伸方向垂直于扫描方向时，拉伸载荷与滑移面垂直，较容易发生滑移。这会使得激光增材制备的样品产生显著的力学各向异性。
图8 静态拉伸试样断裂形貌：(a)整体形态；(b)断口中心局部形貌；(c)断口边缘附近局部形貌[4]
Fig.8 Fracture morphology ofthe static tensile sample:(a) overall morphology;(b) local morphology at the center ofthe fracture;(c) local morphology near the edge ofthe fracture[4]
戴晓琴等[46]将LMD制造的304不锈钢与传统方法制造的304不锈钢拉伸性能进行比较，发现LMD制造304不锈钢的屈服强度与拉伸强度为传统制造304不锈钢的1.2倍以上，伸长率提高了16.7%。这表明在304不锈钢零件的制造与修复上，LMD方法具有一定的优势和潜力。
表1 激光熔化沉积304不锈钢的力学性能[46]
Tab.1 Mechanical properties of304 SS by LMD[46]
Material Yield strength Ultimate tensile Elongation/MPa strength/MPa /%Wrought304 SS 460 586 50.2 LAM304 SS 572 720 58.6
关于拉伸性能的研究证实了LMD成形304不锈钢在强度上优于传统锻造工艺，但也揭示了其力学性能存在显著的各向异性这一难题，强调在工程应用中必须考虑加载方向与沉积路径的匹配问题，同时也证实单纯依靠激光参数调控难以获得各向同性的力学性能。
3 超声能场调控304不锈钢组织及性能
尽管通过优化LMD工艺参数可以在一定程度上提升304不锈钢的力学性能，但沉积态组织中固有的外延生长柱状晶、显著的各向异性及累积的残余拉应力，仍是制约其高端工程化应用的关键瓶颈。现有的力学性能研究表明，单纯依靠激光成形过程中的热动力学调控难以完全消除这些不利因素，必须引入外部能场进行辅助处理。在众多后处理技术中，超声微锻造因其独特的塑性变形机制和晶粒细化效应而备受关注，该技术不仅能有效愈合前述的微观缺陷，更能通过引入有益的压应力层显著改善材料疲劳性能。本部分将深入探讨超声能场对激光熔化沉积304不锈钢组织演变与性能提升的调控机理，为突破现有LMD成形件的性能极限提供新的技术路径。
进行超声微锻造时，金属零件表面受到高频率振动冲击，产生严重的塑形变形，且零件受到的作用力从表面向内部逐渐变小，会形成3个不同效果的作用区域：晶粒细化区、塑性变形区、应力释放区(图9)[47]。超声微锻造处理后零件表层产生了有益的压应力，使原有应力场的分布发生变化。如图10所示，超声处理后的304不锈钢试样表面残余应力状态由拉应力转变为压应力，当将微锻功率从600W增加到1 000W时，显微硬度提高的最大值逐渐从90HV0.1增加到150HV0.1。同时，影响深度也逐渐从0.6mm增加到1.0mm[48]。由超声微锻造引起的宏观塑性变形，会直接产生晶体位错运动等现象。因此，材料内部的不稳定高能状态会向稳定低能状态转变，产生微观的塑性变形，从而使残余应力释放，大大降低残余应力，从而也降低了裂纹产生的可能。
图9 超声微锻造示意图[47]
Fig.9 Schematic diagram ofultrasonic micro-forging[47]
图10 不同功率下处理后试样的硬度比较：(a)600W;(b)800W;(c)1 000W[48]
Fig.10 Hardness comparison between treated fabrications at different powers:(a)600W;(b)800W;(c)1 000W[48]
微观组织表征显示，在微锻造前的304不锈钢中可观察到规则的枝晶微观结构，其由沿温度梯度方向分布的条纹状和点状偏析组成(图11a)[49]。经微锻造处理后，原始枝晶组织被破碎成小块，微观结构变得更加均匀(图11b)，同时形态从铸态向锻态转变。在微锻造前，晶界偏析易引发应力集中(图12a)；而在微锻造过程中，枝晶破碎为小块且晶粒变得圆润后，应力集中现象得到释放(图12b)[26]。这表明高频微锻造能够有效细化激光熔化沉积形成的晶粒。微锻前，抗拉强度在537～801 MPa之间，而微锻后，抗拉强度在743～818MPa之间。微锻处理使平均抗拉强度提高了15.36%，平均屈服强度也从微锻前的378MPa提高到微锻后的465MPa。
图11 OM下304不锈钢的显微组织：(a)微锻前；(b)微锻后[49]
Fig.11 OM of304stainless steel:(a) before micro-forging;(b) after micro-forging[49]
图12 304不锈钢的SEM像：(a)微锻前；(b)微锻后[49]
Fig.12 SEM image of304stainless steel:(a) before micro-forging;(b) after micro-forging[49]
此外，施加微锻造前大量位错集中分布在晶界处(图13a)，这是由于熔融粉末快速冷却凝固过程中位错沿晶界析出，产生对机械性能有害的内应力。经微锻造处理后，位错重新分布为均匀的网络状结构(图13b)，在一定程度上消除了应力集中问题[49]。
图13 304不锈钢的TEM图像：(a)微锻前；(b)微锻后[49]
Fig.13 TEM image of304stainless steel:(a) before micro-forging;(b) after micro-forging[49]
Wang等[50]指出在304不锈钢的激光熔化沉积过程中进行层间超声冲击处理，样品的晶粒结构从主要由沿构建方向外延生长的柱状晶粒，转变为主要以等轴晶粒为主，如图14所示。并且样品内部孔隙数量减少，平均直径减少62.4%。经过层间超声冲击处理使得材料硬度大幅提高，如图15所示。从试样的拉伸工程应力-应变曲线可以看出，如图16所示，经过超声冲击处理后，试样的平均屈服强度从368.9 MPa提高到401.8 MPa，平均极限抗拉强度(UTS)从589.7 MPa提高到622.9 MPa，平均伸长率从40.7%提高到46.9%。
图14 反极图(IPF)取向图沿构建方向的不同位置：(a) DED(顶部)；(b) DED(中部)；(c) DED-UIT(顶部)；(d) DED-UIT(中部)；(e)不同样品纵横比[50]
Fig.14 Inverse pole figure (IPF) orientation maps at different positions along the build direction:(a) DED (top);(b) DED (middle);(c) DED-UIT (top);(d) DED-UIT (middle);(e) aspect ratio for different samples[50]
图15 304不锈钢试样超声冲击前后显微硬度比较[50]
Fig.15 Comparison ofthe microhardness of304stainless steel before and after ultrasonic impact[50]
图16 304不锈钢试样超声冲击前后工程应力应变曲线[50]
Fig.16 Engineering stress-strain curves of304stainless steel plate samples before and after ultrasonic impact[50]
为了分析超声冲击处理(ultrasonic impact treatment,UIT)对增材制造零件组织和性能的影响效果，Zhou等[51]提出了一种计算模型，用于预测增材制造零件在UIT过程中产生的冲击应力场以及塑性变形区深度。传统计算模型基于一个假设：每次冲击前，冲击针头处于静止且无应力的初始状态。然而在实际超声冲击处理过程中，针头的部分动能会消耗于样品的弹塑性变形，剩余能量则导致针头以一定速度回弹。该回弹的针头随后被变幅杆再次激发和加速，并以更高的速度再次冲击样品表面。该修正模型旨在为增材制造(AM)与超声冲击处理相结合的混合工艺参数的快速优化提供理论支撑。
式中，(σr)cor、(σθ)cor、
和(rmax)cor为UIT过程中冲击应力场和塑性变形区深度修正后的结果；f为超声换能器振动频率；A为变幅杆端振幅；σp0.2为被处理试样高应变率条件下压缩屈服强度；R为反射率，其值与被处理试样材料参数有关，当被处理试样材料为钢、钛合金及铝合金时，其可设定为0.85、0.80和0.73；r0为冲击针半径；n为冲击针和被处理试样弹性波阻抗比；ρ和E为密度和弹性模量；下标“pin”和“AM”分别代表冲击针和被处理试样材料参数；υ为被处理试样的泊松比。
Zhou等[52]采用有限元模拟与实验结合的方式研究304不锈钢沉积试样经UIT后，其塑性变形区以探索UIT处理后试样残余应力分布。通过EBSD数据，可以得到试样内UIT之后塑性变形区的晶粒取向差分布。304不锈钢沉积试样UIT前后其晶界分布图分别如图17a和b所示[29]。通过对UIT前后沉积试样内晶界分布图进行比较，发现UIT之前试样内晶界分布比较均匀，小角晶界数量较少；经UIT之后，在距离被处理试样表面1 mm深度范围之内，小角晶界数量明显增多。经UIT之后，大量小角晶界出现的原因是因为被处理试样表面一定深度范围内发生了较大程度的塑性变形，高的应变能将促进位错移动和重组为位错墙，以形成小角度晶界和亚晶的方式来降低应变能。图17c和d所示为304不锈钢沉积试样UIT前后其KAM值分布，对比发现UIT之前试样内其KAM值分布比较均匀且其值较小；而沉积试样在经过UIT之后，在深度2mm范围内其KAM值较未经处理的试样有明显增加，说明此区域范围内沉积材料发生一定程度塑性变形。
图17 沉积态304不锈钢样品：(a,b)经UIT处理前后的EBSD晶界分布图；(c,d)处理前后的样品核平均取向差(KAM)图谱；(e)沉积态样品与UIT处理后样品显微硬度值的散点图；(f) UIT处理后沉积态样品中上的σx、σy和σz残余应力分布[52]
Fig.17 EBSD grain boundary distribution maps:(a,b) as-deposited and UIT-treated304stainless steel samples;(c,d) KAM maps of untreated and treated samples;(e) scatter plot ofmicrohardness values for as-deposited and UIT-treated samples;(f) residual stress distributions ofσx,σy,and σzin the UIT-treated as-deposited sample[52]
图17e所示为304不锈钢沉积试样UIT前后，其显微硬度值沿深度方向分布。从图中可以看出UIT处理后，304不锈钢沉积试样的显微硬度分布分为3个区域：区域I(深度范围＜1mm)，硬度显著升高，大幅塑性变形；区域II(深度范围1～2.2mm)，硬度适度增加并稳定，适度塑性变形；区域III(深度范围＞2.2mm)，硬度与未处理试样一致，无塑性变形。等效塑性应变
代表塑性变形程度的大小，数值计算的等效塑性应变
结果如图17c和f所示。由图17f发现，304不锈钢沉积试样经过UIT之后，塑性变形区内产生一定程度的压缩残余应力，将沉积试样初始拉应力状态转化为压应力状态。
引入超声微锻造主要解决了LMD成形304不锈钢中存在的晶粒粗大和高残余拉应力这两个核心问题。现有研究通过实验表征与数值模拟，证明了超声冲击处理能够通过剧烈塑性变形机制，将原本有害的拉应力场转变为有益的压应力场，并利用位错增殖与重排诱导晶粒细化。这一技术路径不仅显著提升了材料的表面硬度和抗疲劳潜力，也为突破LMD成形件“性能各向异性”和“易开裂”的技术瓶颈提供了一种高效、低成本的后处理解决方案。
4 总结及展望
随着金属激光增材制造技术的发展，304不锈钢的激光熔化沉积成为其中一个研究方向。学者们在304不锈钢的LMD制备这一方向上做了大量研究，取得了一定成果，同时仍面临着不少挑战，相关研究工作仍有待完善，主要体现在以下方面。
(1)304不锈钢粉末在LMD过程中经历快速加热和快速冷却，显微组织、化学成分及力学性能容易出现明显的各向异性，熔池冷却收缩后出现较大残余拉应力，容易出现气孔、裂纹等缺陷，影响零件的力学性能。因此，调控显微组织和改善力学性能成为LMD制造SS304亟需解决的一大问题。
(2)在LMD工艺中，通过合理控制工艺参数、优化扫描策略、施加一定方式的后处理等，可有效改善缺陷产生的情况。激光熔化沉积与超声微锻造、超声冲击等技术结合的复合加工，使LMD304不锈钢零件的组织及性能有明显改善。近年来备受瞩目的增材-铣削增减材复合加工方法或微铸锻铣复合增材制造技术，有望成为制造高性能304不锈钢零件的另一种途径。
(3)目前超声辅助LMD成形304不锈钢的研究多聚焦于沉积后的超声冲击或微锻造处理，即主要利用固态下的表面塑性变形来强化材料，而关于超声能场在熔池液相凝固阶段(如超声空化、声流效应)的作用机理研究很少。考虑到304与316L不锈钢在热物理性质上的高度相似性，未来研究可借鉴超声辅助LMD成形316L合金的最新进展，重点探究超声在304不锈钢熔池中的动力学行为：①研究超声空化效应是否能通过增强非均质形核及冲击波导致的枝晶破碎机制，增加结晶核心；②分析声流效应如何通过搅拌熔体来降低温度梯度并均匀化溶质分布。以此验证上述机制能否在304不锈钢中有效诱导“柱状晶-等轴晶转变”，从而实现从液相凝固控制到固态形变强化的全流程组织调控。
(4)现有研究主要集中在硬度、静拉伸等基础静态力学指标，缺乏对材料在实际交变载荷下服役行为的深入探讨。未来的研究重点应从静态性能向动态性能转移，系统开展高/低周疲劳性能、裂纹萌生与扩展机制以及循环加载响应的研究，并补充冲击韧性与不同环境下的耐腐蚀性能数据。旨在构建涵盖静态与动态、宏观与微观的综合材料性能数据库，为LMD成形304不锈钢关键构件的疲劳寿命预测与工程化安全应用提供核心数据支撑。
综上所述，通过对304不锈钢等金属材料的激光增材制造过程进行加工工艺优化和技术创新，实现多技术复合加工和多尺度多维度数值模拟，进一步完善各种材料的组织与力学性能数据库，实现不同材料、不同工艺的数据互通，将大力推动金属增材制造领域的进一步发展。
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