在高密度打印参数下，采用激光粉末床熔融技术制备的1080普通碳钢的微观结构与力学性能 邹泽昌（Zechang Zou）、 吴旭东（Xudong Wu）、 唐翠勇（Cuiyong Tang）、 陈学勇（Xueyong Chen） 黄凯（Ke Huang）

《Materials》：Microstructure and Mechanical Properties of 1080 Plain Carbon Steel Fabricated by Laser Powder Bed Fusion Under High-Density Printing Parameters Zechang Zou, Xudong Wu, Cuiyong Tang, Xueyong Chen and Ke Huang

　　摘要：对于结构金属材料而言，性能的提升传统上依赖于化学成分和热处理工艺的复杂调整。然而，这些方法复杂、成本高昂且缺乏可持续性。金属增材制造（AM）具有独特的冷却特性，为其提供了一种不同的方法。在本研究中，使用激光粉末床熔融（LPBF）技术制备了高性能的1080碳钢。研究选择了三组工艺参数（VED = 92.59 J/mm3），这些参数下的材料具有高密度（相对密度 > 98%），并取得了优异的机械性能：抗拉强度（UTS）、屈服强度（YS）和延伸率（EL）分别达到了1745.4 MPa、1455.13 MPa和6.77%。研究了工艺参数对微观结构和机械性能的影响。结果表明，所有试样均表现出特征性的马氏体针状晶粒形态，且没有明显的晶体纹理。随着VED的变化，微观结构发生了显著变化，马氏体含量逐渐减少。当VED从92.59 J/mm3增加到225.69 J/mm3时，UTS、YS和EL分别下降了39.0%、36.1%和3.4%。这项工作证明了通过精确控制增材制造工艺参数来调节简单合金的微观结构，从而实现高性能金属组件的可行性，从而消除了对复杂合金化或后处理热处理的需求。

1. 引言
像钢和铝合金这样的工程合金广泛应用于需要高强度和抗损伤的应用中[1,2]。工程师和设计师经常通过复杂的工艺来提高材料性能，例如调节合金元素并实施后续的热处理[3,4,5]。然而，Tan等人的最新研究表明[6]，仅通过优化增材制造工艺参数，一种成分极其简单的碳钢（Fe和0.75 wt.% C）也能获得优异的机械性能。这种方法相对较新；因此，本研究旨在进一步探讨工艺参数如何影响碳钢的微观结构和机械性能。碳钢长期以来一直被视为一种极其重要的工程材料[7,8]。在钢的制备过程中，会发生多种相变，形成具有不同晶体结构和形态的微观结构，进而导致不同的机械性能[9,10,11]。随着对高强度材料需求的增加，高碳钢因其出色的强度、硬度和耐磨性而脱颖而出[12]。20世纪初，冶金学家通过精确控制碳含量（0.75–0.88 wt.%）并优化热处理工艺，使1080碳钢成为工具、弹簧和机械零件的理想选择[13]。由于其结构简单和成本低廉，1080碳钢在农业机械中也非常重要[14,15]。1080碳钢主要由铁和碳组成，碳在共析转变中起主导作用，从而显著影响材料的硬度和强度[16]。添加微量元素有助于实现不同的性能，例如Si作为脱氧剂来强化铁素体相，Mn则可以抵消S的有害影响并提高淬透性[17]。1080碳钢的传统生产过程包括多个连续步骤——熔炼、铸造、热轧、冷加工和热处理——以达到所需的强化效果[18]。
传统1080碳钢生产的局限性在于精确过程控制的挑战以及微观结构的不均匀性，这使得难以满足现代工业对成分精度、性能稳定性、环境可持续性和成本效益的要求。例如，Alok Mishra等人[19]对退火的AISI 1080碳钢棒进行了不同循环的热处理，观察了其微观结构的变化，获得了更高的硬度（845 HV）、强度（UTS = 1609 MPa）和相当的延展率（8%）。W.D. Kaplan等人[20]使用透射电子显微镜表征了TiC-1080碳钢陶瓷复合材料的机械损伤机制，发现准静态失效是由于界面缺陷的钝化和界面裂纹引起的，随后裂纹扩展到钢基体中。动态加载会导致额外的失效机制，如晶界TiC裂纹，但不会延伸到钢基体中。You Wang等人[21]通过磨损测试和磨损表面的检查，系统研究了1080碳钢中不同微观结构的磨损机制和磨损行为。T.C. Shelton等人[22]揭示了1080碳钢在不同温度梯度下 cementite 的粗化机制。这些研究还表明，在制备1080碳钢时，需要复杂的热处理工艺和其他元素及金属化合物的添加，以实现微观结构控制、高强度、硬度和耐磨性。
近年来，增材制造（AM），也称为3D打印，发展迅速[23,24]，并已应用于航空航天、工具、生物医学和信息技术等多个领域[25,26]。增材制造（AM）技术主要涉及组件的几何设计，然后通过专用软件进行切片，再沿着预定义的扫描路径或图案逐层构建零件，以制造三维结构[27,28]。激光粉末床熔融（LPBF）是最广泛使用和成熟的金属增材制造技术之一[29]。该工艺在零件加工过程中产生极高的冷却速率，高达10^4–10^6 K/s[30]。因此，元素扩散受到极大抑制，进一步促进了非平衡相的形成和晶粒尺寸的细化。Wei Chen等人[31]使用增材制造技术制备了基于马氏体不锈钢的复合材料，通过添加微米级的TiC实现了高强度和更高延展性的优化组合，高强度归因于打印过程中的晶粒细化。Raiyan Seed等人[32]利用激光粉末床熔融技术生产了超高强度的马氏体钢，其强度高达1.4 GPa，延伸率达到10.9%。马氏体条的平均等效直径仅为6.3 ± 1.5 μm。上述研究充分证明了LPBF技术在提高钢强度和细化晶粒尺寸方面的可行性。这对于制备1080碳钢非常有益，能够形成细晶和非平衡相结构（如马氏体）。同时，增材制造在成本控制方面也具有一定的优势。虽然增材制造所需的粉末成本较高（增材制造粉末约为50–60 CNY/kg，而传统粉末约为10–20 CNY/kg），但其材料利用率高达90–95%，而传统加工技术的利用率仅为30–50%。此外，在模具配方和人员监控成本等方面，增材制造也比传统工艺更具优势。
然而，上述研究表明，使用增材制造技术制备1080碳钢仍处于早期阶段，关于通过LPBF制备高强度1080碳钢的研究有限。传统的1080钢需要复杂的合金化（如添加陶瓷颗粒[20,33]）或多次热处理（循环热处理[19]）才能达到高性能。LPBF技术的独特工艺特性使得1080钢能够实现高强度和一定的塑性，为生产经济高效和高性能的结构组件提供了新的方法。此外，通过调节打印参数[23,34,35]，有望精确控制1080碳钢的相组成、微观结构分布和晶粒尺寸，从而实现钢材的定制性能。因此，在本研究中，使用激光粉末床熔融（LPBF）技术在各种高密度工艺参数下制备了1080碳结构钢，对其微观结构和机械性能进行了全面研究。目的是初步建立工艺-微观结构-性能之间的关系，为通过增材制造技术制备高性能碳钢的进一步研究和应用提供实际指导。

2. 材料与实验方法
2.1. 原材料
1080球形粉末由中国石家庄的河北创英金属材料有限公司提供，采用气体雾化法制备。Hall流速为13.2 s/50g。1080碳钢粉末的化学成分见表1。粉末的表面形态和粒径分布分别如图1a和图1b所示。粉末的球形度很高（≥98.5%），D50粒径为35.50 μm。其球形度和适当的粒径分布非常适合LPBF技术。

2.2. 实验方法
打印过程使用中国上海汉邦联合3D科技有限公司生产的HBD-80机器进行。设备参数如下：该机器配备了YLR-500光纤激光器，光斑直径为33 μm，工作波长为1060 nm。打印前，将1080粉末放入充满氩气的干燥箱中干燥8小时，以去除粉末中的残留水分，防止打印过程中形成气孔缺陷。打印过程中持续供应氩气，并将氧含量控制在5 ppm以下，以防止层间氧化。LPBF技术的示意图如图2a所示，扫描策略如图2b所示，材料微观结构表征表面如图2c所示。打印过程的发展参数包括激光功率（P）从100到375 W，扫描速度（V）从400到600 mm/s，阴影距离（H）设置为120 μm，层厚（t）保持在30 μm。同时，计算了体积能量密度（VED，定义为VED = P/(H × V × t)，以反映打印过程中的能量输入，其值范围为46.29到260.42 J/mm3。在这些条件下，选择了三组试样（S1、S2和S3），它们的密度相对较高，分别对应于低、中和高的VED水平，以详细研究不同工艺参数下1080碳钢的微观结构演变和机械性能，见表2。
2.3. 微观结构表征
使用阿基米德排量法测量了该样品的相对密度。所用测试仪器为MAY-D80（MA-tek Inc.，美国海沃德），测试精度为0.001 g/cm3。进一步使用金相显微镜观察了样品的密度情况。微观结构表征平面与其构建方向（BD）平行。使用电子背散射衍射（EBSD）技术表征了样品的微观结构（纹理、相分布和位错密度等）。测试前，使用氩离子抛光技术对样品进行了抛光。电子背散射衍射（EBSD）成像（R-EBSD探测器）是在FEI Quanta 200场发射SEM上进行的，该SEM配备了EDAX Team（FEI公司，美国希尔斯伯勒）。EBSD图像在20 kV电压和250 nm步长下获取。最后，使用电子扫描显微镜（SEM）拍摄并分析了拉伸试样的端面形态。使用Brook D8 DISCOVER X射线衍射仪（XRD）（Bruker Corporation，美国比勒里卡）进行了相分析。

2.4. 机械性能测试
三组拉伸试样（S1、S2和S3）在不同参数下进行打印，然后进行拉伸测试。试样的详细几何参数如图2d所示。所有测试均在室温下进行，使用Zwick/Roell万能试验机进行，横梁速度为1 mm/min（ZwickRoell，德国乌尔姆）。每组参数测试三次以确保数据一致性。拉伸测试严格遵循国家标准GB/T 228.1-2021[37]进行。

3. 结果
图3分别展示了S1、S2和S3试样的冶金结合条件，它们的VED分别为92.59 J/mm3、150.46 J/mm3和225.69 J/mm3。从图3中可以清楚地观察到，样品的总体密度很高，分别为99.01%、99.09%和98.73%。在S3样品中观察到了微小的孔隙，这可能是由于高VED（能量密度）引起的关键孔洞形成。在研究工艺参数对金属微观结构和性能的调控时，必须确保参数处于密集范围内。如图3所示，高密度可以大大消除缺陷对性能的影响。在研究工艺参数对金属微观结构和性能的调控时，必须在高密度参数范围内操作[38]。如图3所示，高材料密度可以显著减轻缺陷对机械性能的影响。图3. 金属组合情况：(a) S1-92.59 J/mm3，(b) S2-150.46 J/mm3，(c) S3-225.69 J/mm3。3.2. 相分析（XRD）为了确定1080钢的相组成，对其进行了XRD相检测，测试结果如图4所示。结果表明，通过LPBF（激光粉末烧结）技术制备的1080钢的主要相是α-Fe，对应于衍射峰(110)、(200)和(211)。图4. 1080钢的相检测结果。3.3. 微观结构 3.3.1. 晶粒尺寸变化为了揭示不同工艺参数下1080普通碳钢的微观结构变化，对S1、S2和S3样品进行了EBSD（电子背散射显微镜）表征。图5展示了S1（VED = 92.59 J/mm3）、S2（VED = 150.46 J/mm3）和S3（VED = 225.69 J/mm3）样品的逆极图（IPF）和晶粒分布直方图。图中，不同的颜色代表具有不同晶体取向的晶粒：红色对应<001>取向，绿色对应<101>取向，蓝色对应<111>取向。随着VED的增加，逆极图（IPF）的颜色分布发生了显著变化。对于S1样品，红色在颜色图中占主导地位，表明<001>取向是优先取向。相比之下，S2和S3的色分布逐渐变得更加随机，表明随着VED的增加，优先取向减弱或消失。晶粒尺寸从0.69 μm增加到0.93 μm，然后减少到0.53 μm。在P. Lejcek等人[39]对纯铁SLM（选择性激光熔化）制备的研究中观察到，晶粒尺寸先增加然后减少，这与本研究中1080钢的晶粒尺寸演变（0.69 → 0.93 → 0.53 μm）一致。晶粒尺寸增长机制将在讨论部分4.1中讨论。图5. 不同工艺参数下通过LPBF制造的1080普通碳钢的晶粒分布：(a,a1) S1 (92.59 J/mm3)，(b,b1) S2 (150.46 J/mm3) 和 (c,c1) S3 (225.69 J/mm3)。不同的工艺参数会对材料的微观结构产生不同的影响[40,41]。为了更直观地展示S1、S2和S3样品之间的晶粒尺寸差异，图6以双Y轴格式展示了三组样品的晶粒尺寸和体积能量密度。可以清楚地观察到，晶粒尺寸先增加然后减少，并没有明显的线性趋势。比较在恒定扫描速度600 mm/s下制造的S1和S2样品，发现将激光功率从200 W增加到325 W会导致晶粒粗化，平均晶粒尺寸从0.69 μm增加到0.93 μm。相反，在激光功率固定为325 W的情况下，将扫描速度从600 mm/s降低到400 mm/s会导致晶粒显著细化，通过比较S2和S3可以看出这一点。图6. 不同工艺参数下通过LPBF制造的1080普通碳钢的平均晶粒尺寸变化。图7展示了在不同VED条件下样品的相组成。结果显示，S1中的铁素体含量为96.9%，奥氏体含量为3.1%；S2中分别为95.6%和4.4%；S3中分别为93.3%和6.7%。随着VED的增加，样品中的铁素体含量逐渐减少，而奥氏体含量逐渐增加。大部分奥氏体分布在铁素体的晶界处。因为随着VED的增加，能量输入逐渐增加，熔池中的温度梯度增加，热量扩散速度的耦合效应导致钢中碳的扩散驱动力增大。众所周知，马氏体的形成是铁素体中碳的非平衡过饱和固溶体。冷却速度越快，越有利于马氏体的形成，而VED的增加实际上降低了冷却速度，从而导致马氏体形成的减少和残余奥氏体含量的增加。这一观点也在参考文献[42]中提到。图7. 相组成和分布：(a,a1) S1 (92.59 J/mm3)，(b,b1) S2 (150.46 J/mm3) 和 (c,c1) S3 (225.69 J/mm3)。3.3.2. 晶体织构变化图8展示了S1、S2和S3样品的逆极图，这在一定程度上反映了样品中晶体的优先取向关系。如图8a所示，观察到了强烈的<114>//Y、<114>//Z织构和弱的<101>//X织构。当VED = 150.46 J/mm3时，图8b中出现了强烈的<112>//Z织构，而在其他两个方向上没有观察到明显的强取向。随着VED的进一步增加，晶体取向再次发生变化，变成了强烈的<111>//Y织构，这也反映在图5的IPF图中。显然，不同参数下制造的1080普通碳钢的织构显示出显著的变化。VED的增加有助于减少晶体织构并提高微观结构的均匀性。图8. 不同工艺参数下通过LPBF制造的1080普通碳钢的逆极图（IPFs）：(a) S1 (VED = 92.59 J/mm3)，(b) S2 (150.46 J/mm3)，(c) S3 (225.69 J/mm3)。3.3.3. 核心平均错位变化在LPBF过程中，由于其独特的热历史和快速凝固速率，在打印过程中不可避免地会产生明显的热应力积累，导致其微观结构内的塑性变形[29]。平均取向差异核心平均错位（KAM）值可以量化这种程度，表明应力集中或缺陷密度的水平[38]。图9展示了S1、S2和S3样品的KAM图和晶界角分布图。在图9a1–c1中，绿色线条代表低角度晶界（2–10°），红色线条代表高角度晶界（>10°）。可以观察到，随着VED从92.59 J/mm3增加到225.69 J/mm3，低角度晶界的比例逐渐减少到大约14.3%。低角度和高角度晶界的比例从32.9%（S1-92.59 J/mm3）减少到18.6%（S3-225.69 J/mm3），并从67.1%（S1-92.59 J/mm3）增加到81.4%（S3-225.69 J/mm3）。从KAM值的角度来看，随着VED的增加，样品的KAM逐渐减小（S1-1.17°，S2-0.70°，S3-0.65°），这主要是由于LPBF过程导致熔池的冷却速率逐渐减小，温度梯度增加，类似于热处理中的回火过程，有效地减少了应力积累和其他晶体缺陷。KAM从92.59 J/mm3急剧减小到150.46 J/mm3：在低VED（S1）时，冷却速率高，热应力迅速积累且难以释放，导致KAM值较高（1.17°）；在中等VED（S2）时，冷却速率减小，层间再加热（原位回火）缓解了一些热应力，使KAM急剧降至0.70°。KAM从150.46 J/mm3逐渐减小到225.69 J/mm3：在高VED（S3）时，冷却速率进一步减小，但在γ → α相变过程中产生的相变应力部分抵消了热应力的释放，导致KAM仅略微减小到0.65°。Huang等人[29]也报告了类似的现象，即在一定范围内，KAM与VED之间存在线性相关性。图9. KAM图（a–c）和不同工艺参数下LPBF制造样品的晶界角分布（a1–c1）：(a,a1) S1 (92.59 J/mm3)，(b,b1) S2 (150.46 J/mm3)，(c,c1) S3 (225.69 J/mm3)。图10展示了S1、S2和S3样品的KAM值及其对应的VED水平，定量描述了不同加工条件下1080普通碳钢内部微应力积累的变化。如前所述，KAM值随着VED的增加而显著减小，这一趋势的潜在机制已在前面的章节中详细分析。图10. 平均KAM与VED之间的关系。3.4. 力学性能强度和延展性是评估材料力学性能的关键指标。对于每种加工条件，进行了三次拉伸试验，并在图11中绘制了三条代表性的应力-应变曲线。图10中的插图显示了三组样品的测量强度、伸长率和标准偏差。较小的标准偏差表明实验数据的良好重复性和可靠性。如图11所示，S1、S2和S3样品的屈服强度（YS）保持在相对较高的水平，但呈现出下降趋势，分别为1455.13 MPa、1148.54 MPa和887.66 MPa。然而，在伸长率方面，样品表现出先减小后增加的趋势，S1、S2和S3的伸长率分别为6.77%、4.43%和7.00%。这与晶粒尺寸的趋势相似。晶粒尺寸的细化通过晶界滑移和晶内变形的协同作用增强了塑性变形，从而提高了样品的延展性。观察到的力学性能差异主要源于不同VED条件下晶粒尺寸、位错密度和相组成的变化。值得注意的是，这些因素对整体材料强度的相对贡献不同。这些强化机制的详细定量分析在第4节中提供。图11. S1、S2和S3样品的应力-应变曲线。4. 讨论 4.1. 微观结构演变在这项研究中，详细研究了三组工艺参数（S1 = 92.59 J/mm3、S2 = 150.46 J/mm3和S3 = 225.69 J/mm3）。图5清楚地显示，随着VED从92.59 J/mm3增加到225.69 J/mm3，晶粒尺寸从0.69 μm增加到0.93 μm，然后减少到0.53 μm。晶粒尺寸随VED增加而增加的现象可以用经典凝固理论[43]来解释。众所周知，晶粒的形态主要受凝固过程中温度梯度（G）与凝固速率（R）的比率的影响。G/R比率越大，越有利于柱状晶体的形成和较大尺寸晶粒的形成[42]。这一方面主要由LPBF过程中的激光输入能量决定。在本研究中，S1、S2和S3样品的能量输入逐渐增加，导致凝固过程中的冷却速率（R）减小，温度梯度（G）增加。这导致G/R比率增加，从而进一步促进了晶粒的生长。另一方面，S3样品中观察到的等轴细晶粒现象可能是由于相变引起的。众所周知，在1080钢的凝固过程中，存在从δ相到γ相，以及从γ相到α相的转变[44]。在LPBF过程中，由于过程本身的快速冷却速度，α相晶粒直接从熔池中生长，而不经过之前的相变步骤。然而，当激光束再次扫描到前一层时，不可避免地会重新加热到熔融状态。这导致原来的柱状晶粒转变为γ相和一些δ相，然后再次冷却回α相。此时，由于个体结构的晶格参数发生变化，这些变化与体积变化密切相关，进而导致内部应变的增加[45]。通过在冷却过程中迁移的铁素体颗粒的γ/α界面前进行自催化成核，可以减少这种变化。结果，凝固熔池中的相结构发生复杂转变，使柱状颗粒分解为更小且等轴的颗粒[46]。在S3样品中，较高的VED进一步促进了这一效应，形成了等轴细颗粒。这种现象与Zhang[47]观察到的现象相似。总之，随着VED的增加，颗粒尺寸先增大后减小的现象归因于凝固动力学和相变机制的竞争效应。图6和图8展示了样品的相组成和KAM值的变化。结果表明，微观结构主要由铁素体组成，含有少量残余奥氏体。随着VED的增加，奥氏体含量逐渐上升，这是LPBF过程的特征。这种行为类似于传统热处理中的回火过程。在LPBF过程中，熔融金属粉末逐层沉积。随着每一层的沉积，由于新熔化材料的热输入，下层不可避免地会被重新加热，从而对先前固化的层进行了一种原位热处理。在本研究中，随着样品S1、S2和S3的VED增加，总热输入也增加，对下层产生了越来越强的热影响。众所周知，马氏体是在快速冷却过程中从奥氏体中形成的过饱和固溶体。LPBF过程固有的高冷却速率促进了显著的马氏体形成。然而，VED的增加提高了层间温度，增强了碳的扩散，从而减少了马氏体含量，并促进了凝固过程中奥氏体的保留。

4.2 机械性能差异和强化机制的原因
根据Hall-Petch强化效应[23,42]，晶粒细化会导致强度增加，但强度并不仅限于晶粒尺寸的贡献。在1080普通碳钢中，存在两种相（铁素体和奥氏体），随着VED的增加，奥氏体含量增加，这不可避免地导致强度下降。同时，从图9中可以观察到，随着VED的增加，KAM值减小，这导致了S3样品中第二相强化效应和位错强化效应的减弱，两者的耦合最终导致强度显著下降，这一点在文献中也有提及[6]。除此之外，图3中提到的样品之间的密度变化也可能导致强度下降。这一点也可以结合图11中的拉伸试验数据来理解。为了进一步分析不同强化机制对三组样品的贡献，将基于微观结构数据计算以下理论贡献。材料强化机制分为四种主要类型：晶界强化（???????）、位错强化（??????????）、固溶强化（????）和第二相强化（???????）。在通过LPBF制造的1080普通碳钢中，主要考虑了高密度位错和晶界强化对强度的贡献。当然，在计算屈服强度贡献时，还考虑了微量元素引起的溶质强化。然而，与1080钢中的晶界强化和第二相强化等贡献机制相比，这些贡献相对较小。它们难以定量表征，其效应已被包含在实验和理论计算的误差中。
屈服强度[48]的计算公式如下（方程1）：
????=??0+???????+?????????? （1）
晶界强化的贡献[49]可以用方程（2）表示：
???????=??0+??????0.5 （2）
其中??0和k是Hall-Petch参数。??0是晶格摩擦力，为50 MPa[48]。k（Hall-Petch常数）为0.25 MPa·m?1/2。d是颗粒的平均粒径。根据EBSD测试数据，S1、S2和S3样品的平均粒径分别为0.69 μm、0.93 μm和0.53 μm。因此，它们的晶界强化贡献分别为300.96 MPa、259.23 MPa和343.4 MPa。
位错强化的贡献可以用方程（3）[50]表示：
??????????=????????????√?? （3）
这里α = 0.3，基本剪切模量G = 71 GPa[51]，Burgers矢量b = 0.25 nm。ρ是位错强度。m = 3是Taylor因子。根据应变梯度理论[52]，KAM值可以在一定程度上量化材料内的位错密度，其位错密度可以根据方程（4）[38]理论计算：
????????= 2?????????(?????????????????′???????????????????????·???????????) （4）
其中KAM计算公式转换为弧度系统。根据EBSD测试数据，步长为0.0473 μm，b（Burger矢量）为0.286 nm。S1、S2和S3样品的KAM值分别为1.17°、0.7°和0.65°。三个样品的GND分别为30.19 × 101?/m2、18.06 × 101?/m2和16.77 × 101?/m2，将这些值代入方程（3）计算位错密度，分别为877.75 MPa、678.89 MPa和654.20 MPa。
表3总结了三组样品的实验测量和理论计算的屈服强度，以及相应的误差值分别为15.56%、13.96%和17.99%。所有误差均低于20%的阈值，表明实验结果与理论结果之间有很好的一致性，置信度很高。
图12进一步可视化了不同强化机制对屈服强度的百分比贡献。结果表明，三组样品之间的强度差异主要来源于细晶强化和位错强化，其中S1中的位错强化占主导地位，而S3中的细晶强化最为明显。在LPBF过程中，S1的能量输入较低，导致冷却速率较高，从而促进了残余应力的积累和位错密度的增加。如前所述，S3由于其较小的晶粒尺寸而表现出更强的细晶强化。同时，S1中位错强化对屈服强度的贡献超过了S3中的细晶强化贡献。因此，S1的屈服强度高于S3。
5. 结论
本研究通过激光粉末床熔融（LPBF）工艺增材制造了高强度1080普通碳钢。系统地研究了在高密度加工参数下的微观结构和机械性能变化。主要发现总结如下：
- 由工艺参数引起的微观结构变化：样品S1、S2和S3分别在VED为92.59 J/mm3、150.46 J/mm3和225.69 J/mm3的条件下制备。随着VED的增加，晶粒尺寸呈现非单调趋势——从0.69 μm增加到0.93 μm，然后减少到0.53 μm——反映了凝固和相变之间的竞争效应。随着VED的增加，样品的密度先增加后减少。过高的VED会导致圆形孔洞的出现。此外，晶体纹理、核平均错位（KAM）和相组成也发生了显著变化。具体来说，当VED从92.59 J/mm3增加到225.69 J/mm3时，KAM值从1.17°降低到0.65°，铁素体相分数从96.9%下降到93.3%。
- 由工艺参数引起的机械性能变化：屈服强度（YS）、极限抗拉强度（UTS）和伸长率（EL）在三种VED条件下表现出显著变化。具体来说，YS的范围为887.66 MPa到1455.13 MPa（ΔYS = 567.47 MPa），UTS为1115.74 MPa到1745.45 MPa（ΔUTS = 629.71 MPa），EL为4.43%到7.00%（ΔEL = 2.51%）。这些结果突显了工艺参数优化对LPBF制造的1080普通碳钢机械性能的强烈敏感性。
- 工艺-微观结构-性能的关联：能量输入的变化显著影响了1080普通碳钢的晶粒尺寸、位错密度和马氏体相含量。较低的能量输入（S1）促进了马氏体的形成和较高的位错密度。对于高能量输入的S3样品，晶粒细化增强了晶界强化效应。在三组样品中，位错强化是主导的强化机制。因此，S1具有最高的强度。
与涉及复杂合金化和热处理的传统方法相比，也可以通过直接优化增材制造（AM）工艺参数有效地制造高性能金属部件。本研究证明了通过精确调节AM工艺条件来定制高性能金属零件的可行性。