黃宗煉，王博，劉飛，馬清，劉紹軍

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選區(qū)激光熔化工藝參數(shù)對Co-25Cr-5Mo-5W合金結(jié)構(gòu)與性能的影響

黃宗煉1, 3，王博1，劉飛1，馬清2，劉紹軍1,3

(1. 中南大學(xué) 深圳研究院，深圳 518057；2. 深圳清華大學(xué)研究院，深圳 518057；3. 中南大學(xué) 粉末冶金研究院，長沙 410083)

Co-25Cr-5Mo-5W合金；選區(qū)激光熔化；工藝參數(shù)；力學(xué)性能；微觀組織

作為常用的生物醫(yī)學(xué)材料，鈷基合金由于其良好的力學(xué)性能、耐腐蝕及耐磨損性等，已被廣泛應(yīng)用于牙科等醫(yī)學(xué)修復(fù)材料[1?4]。然而，鈷基合金的高熔點(1 623~1 723 K)和高硬度等特性，及其在制造過程中容易出現(xiàn)收縮孔隙，粗大的樹枝狀結(jié)構(gòu)和碳化析出物等問題使合金的延展性顯著降低[5?8]。與此同時，傳統(tǒng)的鍛、鑄造工藝繁雜、成本高而無法實現(xiàn)個性化的快速制造。因此，高強度、高延展性的鈷鉻合金個性化產(chǎn)品制備技術(shù)一直是擴展其使用范圍的研究重點。近年來，增材制造(AM)技術(shù)已成為醫(yī)用個性化產(chǎn)品生產(chǎn)的潛在技術(shù)。AM技術(shù)可以快速精密地制造出任意復(fù)雜形狀的零件，并可大大減少加工工序，縮短加工周期。這其中，選區(qū)激光熔化(SLM)是基于激光束局部熔化金屬粉末，逐層快速制造出三維實體的金屬增材制造技術(shù)[9?10]。目前，高強度，高延展性和無孔隙的SLM鈷基合金制備面臨的最大挑戰(zhàn)是正確理解SLM過程參數(shù)與合金結(jié)構(gòu)與性能的相互作用關(guān)系，以及激光?粉末?基板之間的相互作用機制。GU等[11]對SLM成形金屬材料、工藝和冶金機制之間的內(nèi)在聯(lián)系進行了研究。LU等[12]通過對掃描策略的研究得到高致密度的Co-Cr-W合金。宋長輝等[13]指出掃描間距、激光功率、掃描速度均為影響致密度大小的重要因素，并驗證Co-Cr-Mo合金激光選區(qū)熔化可用在個性化醫(yī)用產(chǎn)品快速響應(yīng)制造上。HEDBERG等[14]報道了快速冷卻速率和大的溫度梯度導(dǎo)致Co-Cr-Mo的合金微觀組織與傳統(tǒng)熔煉和鑄造金屬有著顯著的差異。WU等[15]指出高致密和晶粒的擇優(yōu)取向是SLM合金具有優(yōu)異力學(xué)性能的原因。另外，除了獨特的微觀結(jié)構(gòu)，在SLM成形過程中改變?nèi)魏我粋€工藝參數(shù)值均會影響合金的性能[16]。然而，SLM過程的快速局部熔融，極大的溫度梯度和快速凝固速率將致使合金中的非平衡態(tài)結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)，進而能夠成為合金微結(jié)構(gòu)調(diào)控的重要手段[17?18]。整體而言，目前對SLM成形Co-Cr-Mo合金的工藝?微結(jié)構(gòu)?性能的系統(tǒng)理解仍然缺乏。本文以氣霧化Co-25Cr-5Mo-5W合金粉末為原料，系統(tǒng)地研究激光功率、掃描速度、掃描間距及其綜合作用下的激光能量密度對SLM成形 Co-25Cr-5Mo-5W合金微結(jié)構(gòu)和性能的影響。

1 實驗

SLM所用粉末材料為自主研制的球形度好，粒徑分布均勻和流動性良好的合金粉末，合金粉末的化學(xué)組成如表1所列。粉末為近球形，粒徑在20~60 μm之間，平均粒徑為29 μm，松裝密度為4.47 g/cm3，流動性為13.54 s/50 g。

表1 合金粉末化學(xué)組成

制備該合金所用的選區(qū)激光熔化設(shè)備為Farsoon FS 271M(華曙高科，長沙)，主要構(gòu)件包括：Nd:YAG源連續(xù)激光器(波長1.06 μm，最大功率500 W，光斑直徑70~200 μm)、鋪粉刮刀、成形倉、供粉倉和粉末回收室。在SLM成形前將45#不銹鋼基板調(diào)平至±50 μm，并預(yù)熱到100 ℃，在成形倉內(nèi)充入保護氣體氮氣，使得氧氣體積分數(shù)為0.1%以下。

影響SLM成形質(zhì)量的因素有很多[19?21]。這其中，激光工藝參數(shù)中的激光功率、掃描速度和掃描間距是研究的重點。在單獨考慮激光功率、掃描速度、掃描間距分別對成形件相對密度影響的基礎(chǔ)上，再考慮綜合作用下的激光能量密度對合金相對密度、微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響。其中，激光能量密度是激光功率、掃描速度、掃描間距和粉末層厚的綜合表述，表達式如下式所示[22?23]：

=/(1)

采用D/Max2500型X-ray衍射儀(XRD)(日本理學(xué))進行合金物相分析。使用Cu-Kα射線(波長0.154 06 nm)，測量范圍為30°~80°，掃描速度為1 (°)/min。采用LEICA/DM4500P型金相顯微鏡(德國)和MODEL QUANTA250型掃描電鏡(美國FEI公司)表征合金的微觀形貌。樣品的透射電鏡和選區(qū)電子衍射表征通過TITAN G2 60-300物鏡球差校正電子顯微鏡(美國FEI公司)獲得。

樣品燒結(jié)密度1均采用阿基米德排水法測得，由公式(2)計算合金樣品的相對密度：

relative=1/1(2)

其中：1為合金的理論密度，1=8.64 g/cm3。

SLM樣品經(jīng)拋光后，采用美國的INSTRON 3369型電子萬能材料試驗機進行拉伸測試，應(yīng)變速率為1.00 mm/min。

2 結(jié)果與討論

圖1所示為不同激光功率，掃描速度和掃描間距等工藝參數(shù)下的SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金相對密度圖。其中，圖1(a)為掃描速度為500mm/s和600 mm/s，掃描間距為0.07 mm和0.08 mm下的不同激光功率下的SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金的相對密度圖。由圖1(a)可見，在所研究的激光功率范圍內(nèi)，樣品的相對密度隨激光功率的增加而升高。然而，在激光功率為150，160和170 W，掃描速度為600 mm/s，掃描間距為0.08 mm時，樣品相對密度普遍偏低。此時，對應(yīng)的激光能量密度在104~118 J/mm3之間。這表明，本實驗條件下，獲得高相對密度SLM的有效激光能量密度應(yīng)大于118 J/mm3。

圖1(b)為激光功率為170~180 W，掃描間距為0.07~0.08 mm下不同掃描速度下的SLM成形Co- 25Cr-5Mo-5W合金的相對密度圖。由圖可見，樣品的相對密度隨掃描速度增加均呈現(xiàn)先增大后減少的趨勢。且在掃描速度為300 mm/s時，樣品相對密度普遍偏低。此時，激光能量密度位于236~285 J/mm3之間。這表明，本實驗條件下，獲得高相對密度SLM的有效激光能量密度應(yīng)小于236 J/mm3。

圖1(c)為激光功率為170~180 W，掃描速度為500~600 mm/s下不同掃描間距下的SLM成形Co- 25Cr-5Mo-5W合金的相對密度圖。由圖可見，樣品的相對密度隨掃描間距增加而降低。在掃描間距為0.1 mm時，樣品相對密度普遍偏低。此時，激光能量密度位于94~120 J/mm3之間。

圖2所示為掃描速度為600 mm/s，掃描間距為0.07 mm下的不同激光功率下的SLM成形Co-25Cr- 5Mo-5W合金的金相圖。由圖2(a)可見，當激光功率為150 W時，可以明顯觀察到一些未熔化或燒結(jié)不完全的顆粒存在，且樣品中的孔洞較多。圖2(b)、(c)和(d)表明，隨激光功率增大，粉末熔化完全，這與圖1(a)中樣品的相對密度逐漸提高相一致，盡管樣品內(nèi)部還存在一定孔洞，但數(shù)目逐漸減少。

圖3所示為激光功率為180 W，掃描間距為0.07 mm時，不同掃描速度下的SLM成形Co-25Cr-5Mo- 5W合金的金相圖。由圖3(b)可見，當掃描速度為400 mm/s時，沒有明顯的孔洞，這與圖1中最大相對密度相對應(yīng)。在圖3(a)、(c)和(d)中觀察到了明顯的孔洞，且掃描速度為300 mm/s時的孔洞較多，這與圖1(b) 中樣品的相對密度偏低相一致。

圖1 不同SLM工藝參數(shù)下Co-25Cr-5Mo-5W合金相對密度圖

(a) Laser power (scanning speed 500-600mm/s, scanning space 0.07~0.08 mm); (b) Scanning speed (laser powder 170~180 W, scanning space 0.07~0.08 mm); (c) Scanning space (laser powder 170~180 W, scanning speed 500~600 mm/s)

圖4所示為激光功率為180 W，掃描速度為500 mm/s時，不同掃描間距下的SLM成形Co-25Cr-5Mo- 5W合金的金相圖。由圖4(a)可見，當掃描間距為0.1 mm時，合金中存在一些未熔的顆粒，且孔洞較多。圖4(b)、(c)和(d)顯示，隨掃描間距減小，粉末熔化完全，盡管還存在一定的孔洞，但孔洞數(shù)目逐漸減少，這與圖1(c)中樣品的相對密度逐漸提高相一致。

圖2 不同激光功率下的SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金金相圖

(a) 150 W; (b) 160 W; (c) 170 W; (d) 180 W

圖3 不同掃描速度下的SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金金相圖

(a) 300 mm/s; (b) 400 mm/s; (c) 500 mm/s; (d) 600 mm/s

激光能量密度的大小往往是決定成形件性能優(yōu)劣的關(guān)鍵因素[24]。通常認為在未出現(xiàn)粉末蒸發(fā)損耗時，激光能量密度越高，粉末吸收激光的能量越高，粉末熔化越充分，樣品的相對密度越高。以上不同激光工藝參數(shù)的結(jié)論給綜合作用下的激光能量密度提供了指導(dǎo)作用。表2所列為不同激光能量密度下，Co-25Cr- 5Mo-5W合金的相對密度與力學(xué)性能。由表可知，激光能量密度與樣品的相對密度和力學(xué)性能基本呈現(xiàn)出正相關(guān)關(guān)系，即激光能量密度的增大有利于樣品的相對密度與力學(xué)性能的提高。如表所示，當激光能量密度處于125~214.3 J/mm3之間時，樣品的相對密度均在97%以上。其中，當激光能量密度為190.4 J/mm3時，合金呈現(xiàn)出最優(yōu)力學(xué)性能，合金的相對密度、拉伸強度、屈服強度和伸長率分別為98.6%、1284 MPa、934 MPa和16%。過高的能量密度容易導(dǎo)致粉末直接汽化，造成孔洞缺陷，從而影響樣品的相對密度與力學(xué)性能。過低的能量密度會使粉末熔化不完全，阻礙組織間的冶金結(jié)合，從而導(dǎo)致樣品相對密度與力學(xué)性能降 低[25?26]。

圖5所示為SLM使用的原始Co-25Cr-5Mo-5W粉末與SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金的XRD圖譜。由圖可知，原始粉末為單相具有面心立方結(jié)構(gòu)的γ相。而SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金為具有面心立方結(jié)構(gòu)的γ相和密排六方結(jié)構(gòu)的ε相的兩相共存結(jié)構(gòu)。需要指出的是，沒有觀察到其他第二相存在。上述結(jié)果表明，SLM成形過程中，在高溫熔化狀態(tài)下，Co-25Cr-5Mo-5W合金發(fā)生了γ()相到ε()相的馬氏體相轉(zhuǎn)變，這應(yīng)該與γ()相的熱力學(xué)不穩(wěn)定性相 關(guān)[27?28]。鈷基合金中，γ()相一般在高溫下存在，而ε()相在低溫下存在，Co-25Cr-5Mo-5W合金粉末在SLM的高能激光束下快速熔融?冷卻?凝固，導(dǎo)致合金中非平衡態(tài)結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)，從而促使馬氏體相轉(zhuǎn)變的 發(fā)生。

圖6為SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金的微觀結(jié)構(gòu)圖。其中，圖6(a)為SLM樣品的上表面OM圖。由圖可見，樣品主要由一道道的熔道搭接而成，搭接緊湊致密，熔道寬度為30~100 μm不等，熔道內(nèi)未出現(xiàn)明顯的孔隙與裂紋。圖6(b)為側(cè)表面OM圖，側(cè)表面主要是由沿建造方向(方向)的魚鱗狀結(jié)構(gòu)層層堆垛而成。這樣的微觀結(jié)構(gòu)主要與激光能量為高斯分布有關(guān)，能量高的中間部分熔化更多的粉末。由高倍的圖6(c)OM圖和圖6(d)SEM圖可知，熔道內(nèi)部主要由細小均勻的柱狀晶(直徑0.2 μm，高度0.8 μm)和胞狀晶(直徑0.5 μm)組成。柱狀晶一般垂直于熔池線生長，主要由于同一層熔道與熔道成形間隔短，高溫的前一道熔道與下一道正在成形的熔道溫度梯度小，使下一道熔道不能瞬間形核，只能依賴前一道已經(jīng)凝固的晶粒擇優(yōu)生長。胞狀晶的形成主要是利用層與層之間較長的冷卻時間，較大的溫度梯度，較快的散熱速度且以上一層作為非均勻形核的基底，在界面處大量形核，向各個方向同時生長。由圖可見，相比于傳統(tǒng)工藝制備的Co-25Cr-5Mo-5W合金，SLM成形Co-25Cr- 5Mo- 5W合金的晶粒更加細小，這是SLM成形合金具有優(yōu)異力學(xué)性能的主要原因。

圖4 不同掃描間距下的SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金金相圖

(a) 0.1 mm; (b) 0.09 mm; (c) 0.08 mm; (d) 0.07 mm

表2 不同激光能量密度下Co-25Cr-5Mo-5W合金的相對密度與力學(xué)性能

圖5 Co-25Cr-5Mo-5W粉末與SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金XRD圖譜

圖6 SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金(P=160 W；v=400 mm/s；h=0.07 mm；E=190.4 J/mm3)的微觀結(jié)構(gòu)圖

圖7 SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金的TEM圖(P=160 W；v=400 mm/s；h=0.07 mm；E=190.4 J/mm3)

(a) Bright field image; (b) SADE

需要指出的是，與傳統(tǒng)制造合金相比，WANG 等[32]研究的高強度和高延展性，基于粉末床的金屬激光熔融(laser powder-bed-fusion)(LPBF)增材制造316不銹鋼，具有獨特的晶粒尺寸、晶粒分布和晶粒取向。這種獨特的晶粒結(jié)構(gòu)、小角度晶界、溶質(zhì)偏析和位錯提高了合金的強度，而高的伸長率與多尺寸層次的微觀結(jié)構(gòu)主導(dǎo)的加工硬化機制有關(guān)。SLM成形Co- 25Cr-5Mo-5W合金的SEM和TEM清楚地顯示了類似的多尺寸層次的微觀結(jié)構(gòu)。因此，結(jié)合γ-ε相馬氏體相變控制和合金化，SLM技術(shù)能夠提供Co-25Cr-5Mo- 5W合金微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能調(diào)控的新途徑。

表3 SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金中基體與沉淀物元素成份(質(zhì)量分數(shù)%)(P=160 W；v=400 mm/s；h=0.07 mm；E=190.4 J/mm3)

3 結(jié)論

1) 激光功率的提高能促進樣品相對密度的提高，掃描速度(不包括300 mm/s)和掃描間距的提高會降低樣品的相對密度。

2) SLM制備Co-25Cr-5Mo-5W合金最佳工藝參數(shù)為：激光功率160 W、掃描速度400 mm/s、掃描間距0.07 mm、激光能量密度190.4 J/mm3，樣品相對密度、拉伸強度、屈服強度和伸長率分別為98.6%、1 284 MPa、934 MPa和16%。

4) SLM成形Co-25Cr-5Mo-5W合金中細小均勻的柱狀晶、胞狀晶和納米級沉淀物(富W和富Mo相)對合金的綜合性能提高起決定性作用。

[1] KURTZ S M, ONG K L, SCHMIER J, et al. Future clinical and economic impact of revision total hip and knee arthroplasty[J]. Journal of Bone & Joint Surgery, 2007, 89(3): 144?151.

[2] YAMANAKA K, MORI M, CHIBA A. Mechanical properties of as-forged Ni-free Co-29Cr-6Mo alloys with ultrafine-grained microstructure[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 2011, 528(18): 5961?5966.

[3] MALAYOGLU U, NEVILIE A. Mo and W as alloying elements in Co-based alloys-their effects on erosion-corrosion resistance [J]. Wear, 2005, 259(1/6): 219?229.

[4] YAMANAKA K, MORI M, CHIBA A. Origin of significant grain refinement in Co-Cr-Mo alloys without severe plastic deformation[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 2012, 43(12): 4875?4887.

[5] SANDE J B V, COKE J R, WUIFF J. A transmission electron microscopy study of the mechanisms of strengthening in heat-treated Co-Cr-Mo-C alloys[J].Metallurgical Transactions A, 1976, 7(3): 389?397.

[6] ALFIRANG, MINETA S, NAMBA S, et al. Precipitates in as-cast and heat-treated ASTM F75 Co-Cr-Mo-C alloys containing Si and/or Mn[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 2011, 42(7): 1941?1949.

[7] COHEN J. ROSE R M, WUIFF J. Recommended heat treatment and alloy additions for cast Co-Cr surgical implants[J]. Journal of Biomedical Materials Research, 1978, 12(6): 935?937.

[8] KILNER T, LAANEMAE W M, PILLIAR R, et al. Static mechanical properties of cast and sinter-annealed cobalt-chromium surgical implants[J]. Journal of Materials Science, 1986, 21(4): 1349?1356.

[9] CLARE A T, CHALKER P R, DAVIES S, et al. Selective laser melting of high aspect ratio 3D nickel–titanium structures two way trained for MEMS applications[J]. International Journal of Mechanics and Materials in Design, 2008, 4(2): 181?187.

[10] BASSOLI E, SEWELL N, DENTI L, et al. Investigation into the failure of inconel exhaust collector produced by laser consolidation[J]. Engineering Failure Analysis, 2013, 35(26): 397?404.

[11] GU Dongdong, MEINERS W, WISSENBACH K, et al. Laser additive manufacturing of metallic components: materials, processes and mechanisms[J]. International Materials Reviews, 2012, 57(3): 133?164.

[12] LU Yanjin, WU Songquan, GAN Yiling, et al. Investigation on the microstructure, mechanical property and corrosion behavior of the selective laser melted CoCrW alloy for dental application[J]. Material Science and Engineering C, 2015, 49: 517?525.

[13] 宋長輝, 楊永強, 王赟達, 等. CoCrMo合金激光選區(qū)熔化成形工藝及其性能研究[J]. 中國激光, 2014, 41(6): 52?59. SONG Changhui, YANG Yongqiang, WANG Yunda, et al. Research on process and property of CoCrMo alloy manufactures by selective laser melting[J]. Chinese Journal of Laser, 2014, 41(6): 52?59.

[14] HEDBERG Y S, QIAN Bin, VIRTANEN S, et al. In vitro biocompatibility of CoCrMo dental alloys fabricated by selective laser melting[J]. Dental Materials Official Publication of the Academy of Dental Material, 2014, 30(5): 525?534.

[15] WU Lin, ZHU Haiting, GAI Xiuying, et al. Evaluation of the mechanical properties and porcelain bond strength of cobalt-chromium dental alloy fabricated by selective laser melting[J]. Journal of Prosthetic Dentistry, 2014, 111(1): 51?55.

[16] ELAHINIAL M, MOGHADDAM N S, AMERINATANZI A, et al. Additive manufacturing of NiTiHf high temperature shape memory alloy[J]. Scripta Materialia, 2018, 145: 90?94.

[17] STAMP R, FOX P, ONEILL W, et al. The development of a scanning strategy for the manufacture of porous biomaterials by selective laser melting[J]. Journal of Materials Science in Medicine, 2009, 20(9): 1839?1848.

[18] XU Wei, BRANDT M, SUN Shoujin, et al. Additive manufacturing of strong and ductile Ti-6Al-4V by selective laser melting via in situ martensite decomposition[J]. Acta Materialia, 2015, 85: 74?84.

[19] 王迪. 選區(qū)激光熔化成形不銹鋼零件特征與工藝研究[D]. 廣州: 華南理工大學(xué), 2011: 20?90. WANG Di. Research on process and characteristics of stainless steel parts manufactured by selective laser melting[D]. Guangzhou: South China University of Technology, 2011: 20?90.

[20] QIAN Bin, SAEIDI K, KVETKOVA L, et al. Defects-tolerant Co-Cr-Mo dental alloys prepared by selective laser melting[J]. Dental Materials Official Publication of the Academy of Dental Material, 2015, 31(12): 1435?1444.

[21] CARTER L N, MARTIN C, WITHERS P J, et al. The influence of the laser scan strategy on grain structure and cracking behaviour in SLM powder-bed fabricated nickel superalloy[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2014, 615(2): 338?347.

[22] LIVERANI E, FORTUNATO A, LEARDINI A, et al. Fabrication of Co-Cr-Mo endoprosthetic ankle devices by means of selective laser melting[J]. Material & Design, 2016, 106: 60?68.

[23] SIMCHI A. Direct laser sintering of metal powders: Mechanism, kinetics and microstructural features[J]. Material Science and Engineering A. 2006, 428(1/2): 148?158.

[24] TAKAICHI A, SUYALATU, JOKO N, et al. Microstructures and mechanical properties of Co-29Cr-6Mo alloy fabricated by selective laser melting process for dental applications[J]. Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials, 2013, 21(3): 67?76.

[25] KRAKHMALEV P, YADROITSEV I. Microstructure and properties of intermetallic composite coatings fabricated by selective laser melting of Ti–SiC powder mixtures[J]. Intermetallics, 2014, 46(3): 147–155.

[26] DAS S. Physical aspects of process control in selective laser sintering of metals[J]. Advanced Engineering Materials, 2003, 5(10): 701?711.

[27] BARUCCA G, SANTECCHIA E, MAJNI G, et al. Structural characterization of biomedical Co-Cr-Mo components produced by direct metal laser sintering[J]. Materials Science & Engineering C, 2015, 48: 263?269.

[28] MORI M, SATO N, YAMANAKA K, et al. Development of microstructure and mechanical properties during annealing of a cold-swaged Co-Cr-Mo alloy rod[J]. Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials, 2016, 64: 187?198.

[29] NISHIYAMA Z. Martensitic Transformation[M]. New York: Academic Press, 1978: 467.

[30] HIROMOTO S, ONODARA E, CHIBA A, et al. Microstrcture and corrosion behaviour in biological environments of the new forged low-Ni Co-Cr-Mo alloys[J]. Biomaterials, 2005, 26(24): 4912?4923.

[31] MENGUCCI P, BARUCCA G, GATTO A, et al. Effects of thermal treatments on microstructure and mechanical properties of a Co-Cr-Mo-W biomedical alloy produced by laser sintering[J]. Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials, 2016, 60(3): 106?117.

[32] WANG Y M, VOISIN T, MCKEOWN J T, et al. Additively manufactured hierarchical stainless steels with high strength and ductility[J]. Nature Materials, 2017, 17(1): 63?70.

Effects of processing parameters on microstructure and mechanical properties of Co-25Cr-5Mo-5W alloys by selective laser melting

HUANG Zonglian1, 3, WANG Bo1, LIU Fei1, MA Qing2, LIU Shaojun1, 3

(1. Shenzhen Research Institute, Central South University, Shenzhen 518057, China; 2. Shenzhen Institute of Tsinghua University, Shenzhen 518057, China; 3. Powder Metallurgy Research Institute, Central South University, Changsha 410083, China)

Co-25Cr-5Mo-5W alloy; selective laser melting; process parameters; mechanical properties; microstructure

TG142.7

A

1673-0224(2018)06-582-09

深圳市科技創(chuàng)新委員會技術(shù)攻關(guān)項目(JSGG201704140321069)

2018?03?16；

2018?05?10

劉紹軍，研究員，博士。電話：13974953502；E-mail: liumatthew@csu.edu.cn

(編輯 高海燕)