钢铁材料的增材制造综述：取得的成就与面临的挑战（一）

来源：江苏激光联盟

导读：本文主要介绍采用SLM和LMD制造钢铁材料时所取得的成就以及所面临的挑战，此次为全文的第一部分。

摘要
本论文旨在回顾AM钢在获得传统制造工艺无法获得的优异性能方面取得的成就，这得益于AM钢独特的微观结构演变。还将阐述AM遇到的挑战，并提供克服这些挑战的建议（如适用）。由于这SLM和LMD两种方法是目前增材制造钢的最常用的AM方法，因此我们重点关注激光粉末床熔融（SLM）和定向能沉积（LMD）。主要关注奥氏体不锈钢和马氏体时效/沉淀硬化（PH）钢，这是AM中迄今为止使用最广泛的两类钢，然后总结了其他类别钢AM的最新技术。AM可以加工多种钢铁材料。与传统制造工艺相比较，AM钢独特的微观结构特征，包括分层（亚）晶粒和细小沉淀，导致AM钢的强度、耐磨性和耐腐蚀性增强。在AM钢中，实现可接受的延展性和疲劳性能仍然是一个挑战。AM还作为一种固有热处理，触发“原位”相变，包括不同等级钢（如PH钢和工具钢）中的回火和其他沉淀现象。本文对AM钢的性能与这些独特的微观结构特征的关系进行了全面的讨论。

增材制造合金和钢铁材料的概述
增材制造（AM），通常被称为3D打印，最近在学术界和工业界都获得了巨大的兴趣，其市场价值预计到2020年底将达到210亿美元。

随着时间的推移，AM已成功应用于不同的金属系统，包括钛合金、镍基高温合金、铝合金和钢。各种金属和合金组现在可以通过AM进行加工，钢材目前约占金属AM文献中所有出版物的1/3。然而，鉴于用于工程目的的所有金属零件中几乎80%（重量百分比）由钢制成，这一比例仍然太小。钢材仍然主要通过传统的途径进行加工，包括铸造、锻造和机加工。尽管文献中对AM的可持续性进行了有争议的讨论，但通过AM生产复杂形状的钢件可能会减少温室气体排放，从而避免传统能源效率低下的生产路线产生大量排放。此外，AM突破了前所未有的设计自由度（例如，复杂的几何形状或空心结构，很难通过传统制造），转化为高性能部件重量减轻。考虑到钢材是100%可回收金属，因此，AM可以通过从回收粉末中生产高附加值产品，并在新产品中实现AM副产品的再利用，从而在循环经济中发挥关键作用。

虽然AM最近经历了重大的发展，但它仍然没有被许多行业广泛采用。如果我们认为最终产品的成本是材料成本、模具成本、设备成本和间接成本的函数，那么在材料成本、设备成本和间接成本方面，AM需要比传统制造更进一步的工作和取得更多的进步，如在文献中详细描述的。另一个关键问题是，尽管AM的物理冶金与铸造、焊接、粉末冶金和热机械加工过程中观察到的现象具有共性，但许多传统制造的既定教科书理论可能在AM中是失败的。

因此，AM研究人员目前的工作范围是充分了解AM过程中的微观结构和性能演变，以实现再现性，并将技术改进到获得行业认可的程度。AM钢似乎仍处于成熟和采用的中间阶段，预计未来将设计出更适合AM工艺且性能更好的新钢种。因此，概述当前AM钢在性能方面如何与传统工艺制造的钢铁材料竞争，将为正在进行的AM钢研究提供宝贵的见解。

本综述的目的和结构
总的来说，在研究AM金属和合金的机械和腐蚀性能方面已经做了大量的工作。已有许多论文综述了增材金属的加工-显微组织-性能，包括机械性能和腐蚀行为。目前最全面的两个关于钢铁AM的评论是由Fayazfar等人和等人进行的。Fayazfar等人全面总结了不同粉末采用AM技术对钢材的加工过程。介绍了粉末床、粉末输送和粘结剂喷射调质钢的基本工艺，并对调质钢的凝固组织进行了讨论。Bajaj等人综述了AM过程中钢组织的演变。这些作者概述了在AM工艺中使用的不同系列钢，并回顾了这些钢的组织-性能关系。然而，这些有价值的评论都没有关注AM如何以及在哪里能够制造出比传统减材制造更优越的性能的钢部件。这是当前综述的重点。

了解AM钢与传统加工钢相比的独特的显微结构特征，尽管在理解这些显微结构特征方面取得了相当大的进展，但对于这些特征如何可能导致先进性能的研究还缺乏概述。当前的评论旨在填补这一空白，提供了一个全面的总结，目前在文献报道的AM钢的独特性能。我们主要专注于有相关数据的钢的机械性能、腐蚀性能和磨损性能。如果其它性能是相应钢种的重要性能，如磁学性能和氢脆性能也会被讨论。然而，我们不综述AM钢复合材料，如AM氧化物分散强化(ODS)和WC分散马氏体时效钢。我们也不讨论不同AM过程的细节(关于这方面的详细概述请参阅本文的文献)，而且我们打算在AM综述期间只简要地讨论微观结构演变，如果必要，为了解释属性的差异。

在对典型AM组织做了一些必要的说明之后，我们将从AM环境中最流行的两种钢开始，即奥氏体不锈钢(有大量关于316L的文献)和马氏体时效/沉淀硬化(PH)钢。然后，我们将继续讨论各种其他类型的钢材，已处理的AM钢铁材料迄今为止。这些材料包括双相不锈钢、铁素体-马氏体钢、碳素工具钢和相变/孪晶诱导塑性(TRIP/ TWIP)钢。

关于典型AM微结构的几点注意事项
AM能够通过连续添加厚度为几十微米的粉末原材料来构建材料，因此能够定制出特定地点的微结构机械和腐蚀性能是很难或不可能通过传统制造实现的。在这方面，理解在AM期间的微观结构演变是至关重要的。金属在AM期间经历的热历史与传统制造非常不同。AM组织通过快速的凝固速率(dT/ dT: 1 0　ｅｘｐ（3）-10ｅｘｐ（8）K / s)1，高的热梯度(dT/dx: 1 0ｅｘｐ（3）-10ｅｘｐ（7）K / m)，以及随后几个层的熔化和沉积引起的显著的热循环而形成。所有这些工艺参数都影响着凝固形态、偏析、晶胞、晶粒结构(尺寸和形状)、晶体织构、组织稳定性、二次相、缺陷和夹杂物等关键组织特征的演变。在AM组织中，凝固细胞是取向相似的亚晶粒，由合金元素的偏析和位错在其边界处的聚集所决定。晶粒是由不同的方向定义的，它们被高角度的晶界分开。

AM微观结构表现出多种晶粒形态。图1给出了这种差异的一个例子是316L不锈钢。因此，从横向(垂直于制造方向的平面)可以观察到熔体池边界处的细小等轴晶粒，其中单个熔体池内的晶粒呈柱状(图1a)。与横切面相比，AM中常见的是制造方向上的大柱状颗粒，如图1b所示。这种柱状晶粒形貌归因于AM固有的过冷条件，可能会改变凝固模式从平面到柱状和/或外延生长。LPBF过程中冷却速率和前一层重熔程度是控制晶粒尺寸的主要因素。

例如，LPBF 316L不锈钢在使用高激光功率(图1c)时，由于外延生长，形成了非常大的、高长径比的柱状晶粒。一般来说，如果不是外延生长，LPBF钢的晶粒是细的，这是与传统的同类材料相比的一个显著特征，这是LPBF过程中快速凝固的结果。所建立的织构主要取决于熔体池的大小，局部热流的方向和生产[过程中发生的竞争性晶粒生长。我们可以在AM制造的过程中通过施加扫描策略的变化来控制晶粒的结构，例如不同层之间的旋转和/或所谓的点热源策略，熔化的区域是在“点”的图案，在个别点之间留下一些空间。

在过去的几年里，AM在生产高密度零件方面取得了很大的进步;然而，缺陷的形成仍然是一个挑战。其中孔隙率、分层和球化仍然是最为著名金属增材制造过程中常见的缺陷类型。文献报道了两种类型的孔隙:(1)球形或气体所导致的孔隙;(2)非球形或凝固过程所导致的孔隙。前者被认为是由于粉末颗粒之间存在气体滞留，在熔化过程中释放气体，在凝固过程中锁定气体。球形孔的另一个来源是在粉末材料的制备过程中，气体被困在粉末原料内部。然后，这些包裹的气体被转移到该部位，导致气致孔隙度的形成。另一方面，非球形气孔，又称不规则、不融合(LOF)或当应用的激光能量密度不足以完全熔化粉末时，通常会形成过程诱导气孔。这导致未熔化的粉末颗粒被困在这些孔隙中。此外，在一个被称为锁孔形成的过程中，高激光能量密度也被观察到诱导不规则形状的孔。

图1电子背散射衍射(EBSD)分析获得的LPBF 316L奥氏体不锈钢的典型晶粒结构。用150 W激光功率沿制造方向x-z平面加工的LPBF 316L奥氏体不锈钢的反极图(IPF)图。(a)所示同一样品的ＩＰＦ图，但从横向(垂直于制造)方向，x-y平面。另一种用1000 W激光加工的LPBF 316L奥氏体不锈钢的LPBF图(a)中，与使用较低激光功率加工的试样相比，样品中出现了更细长的柱状晶粒。(d)中还展示了传统工艺加工的316L奥氏体不锈钢的LPBF图，以供比较。ａｂｄ图中的标尺是相同的。

图１－０　相对于制造方向和他们的极化图所得到的RBSD　IPF彩色图a, c 380 W 的样品 b, d 950 W 样品e.模拟结果所得到的 动力学Monte Carlo Isometric and front views（等轴测视图和前视图）结果，其中 e, f 380 W的 样品 g, h 950 W 的激光样品，　 a, b 中的标尺军为 200 μm

分层，这是定义为分离相邻层在一个AM中的部分，主要是由于不完全熔化的相邻层。相对于LOF是一种可以通过后处理过程消除的微观内部缺陷，分层是一种不能通过后处理修复的宏观裂纹样缺陷。因此，为了避免分层，必须仔细调整工艺参数。球团现象是AM零件的另一个严重的加工缺陷。当熔池由于高原-瑞利不稳定性而失去其连续性，然后分离为独立的球状岛屿时，就会发生球化。这主要归因于液体的高粘度，这又导致液体流动受到明显抑制，液体对粉末表面润湿不够。粉末颗粒在表面张力作用下容易团聚，从而产生球团现象。增加激光功率或降低扫描速度有助于减少在AM期间的球化现象。

图１－１模拟结果

由于快速凝固速率，AM零件中产生了远离平衡条件的微观结构。例如，在AM奥氏体不锈钢中，通常可以获得非常精细的胞状微观结构，胞状尺寸为1微米或更小，如图2a、b所示。如图2c中的透射电子显微镜（TEM）和能量色散光谱（EDS）图所示，一些元素如Cr和Mo在细胞壁上分离。夹杂物被认为在AM钢的一系列性能中起着重要作用]。例如，AM奥氏体不锈钢中普遍存在氧化物夹杂，其显示为球形，尺寸在几十纳米到几微米之间，主要富集O、Mn和Si（图2c）。这与传统奥氏体不锈钢中较大（>1μm）且形状不规则的氧化物夹杂物形成对比。

图１－２(a,b) 球形气孔； (c,d) 不规则形状/未熔合（LOF）气孔

奥氏体不锈钢
奥氏体不锈钢由于其优异的耐腐蚀性、生物相容性和延展性，是应用最广泛的工业合金之一，这使它们适合应用于各种行业，如生物医学、航空航天、国防、石油和天然气、石化等。这些钢是在AM中使用最广泛的钢。在这里，AM已经被证明提供了一些有前途的属性，而许多挑战仍然存在。文献中有大量关于奥氏体不锈钢AM的文章。单独浏览所有这些内容会使本节过于冗长。因此，我们将回顾其在机械性能和腐蚀性能方面的进展和挑战。这里应该注意的是，大多数关于奥氏体不锈钢AM的文献集中在316L级，这是许多工业应用中最常见的材料选择。然而，其他种类的奥氏体不锈钢，如304L级，也将在这里审查，如果有任何成就或挑战在不同的性能报告。316L和304L之间最重要的区别在于它们的化学成分，316L中添加了近2 wt%的Mo以提高其耐腐蚀性。

机械性能
由于其独特的微观结构，AM奥氏体不锈钢在拉伸测试中表现出与传统生产零件不同的有趣的行为。例如，LPBF生产的316L不锈钢比锻造/铸造不锈钢更强(LPBF的极限抗拉强度(UTS)为640-700 MPa，而传统的为450-555 MPa;屈服强度(YS)为450-590 MPa，而常规LPBF为160-365 MPa)，同时仍保持延展性(延伸率为36-59%，而常规LPBF为30-43%)。LPBF 316L不锈钢的这种优越的拉伸性能的例子如图3a所示。这主要是由于存在大量阻碍位错运动的纳米夹杂物，以及密度大的低角度晶界。316L奥氏体不锈钢在强度和塑性方面的非凡结合，是考虑到传统的局限性而取得的巨大成就制造在克服强度-延性的困境。

图2 LPBF 316L不锈钢的非平衡组织。a, b　低倍和高倍下晶粒内凝固细胞的亮场TEM图像。c　EDS分析表明合金元素Mo和Cr在熔点处发生偏析细胞壁。(c)中的球形暗区是富含Mn、Si和O.的纳米夹杂物。

有报告显示，LPBF 316L奥氏体不锈钢具有良好的疲劳性能，可与其常规加工对应物相媲美。LPBF 304奥氏体不锈钢在高周疲劳状态下也表现出类似的抗疲劳性，在低周疲劳状态下表现出更高的抗疲劳性[53]，如图3b中的应变-寿命疲劳曲线所示。AM 316L不锈钢已被证明在室温下比其常规对应物具有更好的耐磨性如图3c、d中摩擦系数与滑动距离曲线所示，干燥滑动条件下，甚至在高达400°C的高温下保持这一趋势。这归因于AM 316L奥氏体不锈钢微观结构中的胞状亚晶粒通过阻碍位错运动抵抗亚表面变形的作用。对于LPBF 316L奥氏体不锈钢在模拟车身溶液中进行湿磨损试验时的更好摩擦学性能，也得出了类似的结论。

图3 AM奥氏体不锈钢具有代表性的独特机械性能。LPBF 316L奥氏体不锈钢的a  Tensile工程应力-应变曲线，表明AM生产不锈钢的能力，同时提高强度和延展性。316L不锈钢拉伸性能的最低要求用黄色虚线表示。b  LPBF 304L应变寿命疲劳性能的比较奥氏体不锈钢与锻造304L不锈钢。与（d）传统316 L不锈钢相比，LPBF 316L奥氏体不锈钢的磨损性能表现为摩擦系数（COF）与滑动距离，表明LPBF 316L奥氏体不锈钢在高达400℃的温度下具有可比的耐磨性。

图３－０　SLM工艺制备的３１６L不锈钢的S-N曲线

腐蚀性能
人们普遍认为，不锈钢的腐蚀性能取决于其微观结构和化学成分。钢中的铁素体、金属/非金属夹杂物和沉淀物等相都会影响其耐腐蚀性。AM不锈钢的微观结构特征对其腐蚀特性的影响（取决于AM加工条件）将在下文中讨论。

硫化物夹杂物，尤其是硫化锰（MnS），对所有等级不锈钢的抗点蚀性都是有害的。在传统的减材制造中，消除有害的MnS夹杂物是不可行的，因为S通常作为合金元素添加到不锈钢中，目的是提高可加工性。改变MnS夹杂物的化学成分，即通过将硫化物中的Mn替换为Cr，已证明是一种提高抗点蚀性的有效方法，尽管在三氯化铁溶液等严重腐蚀环境中并非如此。还发现，通过快速凝固或激光表面重熔来减小MnS夹杂物的尺寸可以提高抗点蚀性。在这方面，AM已被证明能够生产具有优异抗点蚀性能的奥氏体不锈钢，如图4a所示。这主要归因于快速增长限制MnS夹杂物形成的AM固有凝固。

图４AM奥氏体不锈钢具有独特的腐蚀特性。在0.1 M NaCl溶液中记录的电位动态极化曲线表明，与锻造样品相比，LPBF(=选择性激光熔化，SLM) 316L奥氏体不锈钢具有极高的点蚀耐蚀性。b射流冲击装置在0.6 M NaCl溶液中记录的恒电位极化曲线显示，LPBF 316L奥氏体不锈钢的耐腐蚀侵蚀能力低于常规材料。在0.5 M H2SO4和0.01 M KSCN中记录的双环电化学电位动力学再活化(DL-EPR)试验，以及敏化值的程度(插图)，显示出显著更高的IGC电阻与传统的316L奥氏体不锈钢相比，LPBF 316L奥氏体不锈钢在横向和建筑平面上都是如此。为敏化目的，试样在700℃下进行热处理加热60小时，然后水淬火。d - g聚焦离子束扫描电镜对316L奥氏体不锈钢试样腐蚀晶界的后DL- EPR图像，表明常规316L奥氏体不锈钢存在广泛的晶间腐蚀。而lpbf316l奥氏体不锈钢沿晶界的腐蚀较浅。

鉴于优异的点蚀性、高硬度和高耐磨性，如前所述，AM奥氏体不锈钢与传统的同类相比，有望表现出更强的抗冲蚀性。然而,Laleh等人报道了LPBF 316L奥氏体不锈钢出乎意料的较低的耐侵蚀性(图4b)，这是由于与常规加工的LPBF 316L奥氏体不锈钢相比，其再钝化能力较弱。这与其他研究很一致。这种行为背后的机制是还不清楚;而AM钢内部气孔的存在和组织的不均匀性是造成这一现象的主要原因。在这方面，Kong等人最近的一项研究表明，通过消除孔隙率(<0.03 vol%)， LPBF 316L奥氏体不锈钢的再硬化潜力与其传统同类产品相似。

不锈钢的晶间腐蚀(IGC)是一种沿着晶界进行的局部腐蚀形式，通常发生在高温(500 - 800℃)或焊接过程中。沿晶界形成富铬碳化物、σ 和χ相等二次析出相，使相邻区域在随后的腐蚀环境中更容易受到腐蚀。AM不锈钢的IGC仍处于争议之中。一些研究报告了LPBF 316L的界面腐蚀加速，而另一些研究则显示了相反的行为。LPBF 316L奥氏体不锈钢(图4c - g)抗IGC增强的原因是存在大量的低角度晶界和孪晶界，这些晶界被认为对IGC不敏感。在AM不锈钢IGC行为方面存在的分歧可能与敏化条件(热处理温度，冷却条件)和/或IGC测试方法有关。

研究表明，与传统奥氏体不锈钢相比，LPBF 316L奥氏体不锈钢具有更好的抗氢损伤能力，这表明LPBF 316L奥氏体不锈钢可以作为氢燃料电池的一种选择。这主要是由于在LPBF 316L奥氏体不锈钢中，奥氏体向马氏体转变的程度较低，因此在充氢4 h后，马氏体的体积分数较低，因为在这些钢中马氏体相的耐腐蚀性比奥氏体低。Baek等人也得出了类似的结论，他们报告说，与传统奥氏体不锈钢相比，AM 304L奥氏体不锈钢在高压H气氛下具有更高的抗氢脆化能力。主要是从载荷应力作用下奥氏体相不转变为马氏体相的稳定性来讨论的。这些结果表明，AM奥氏体不锈钢在H充注过程中具有抵抗再次相变的能力;然而，背后的机制这一现象在文献中尚不明确，需要在今后的工作中加以澄清。

挑战
尽管AM提供了上述有前景的性能，但仍然有许多重要的挑战固有的奥氏体不锈钢的AM阻碍其广泛的工业应用。下面将回顾AM目前在奥氏体不锈钢制造中遇到的最重要的挑战。它们包括残余应力、各向异性、气孔形成和热处理后处理。

与AM相关的急剧热梯度产生了较大的残余应力，导致零件变形。这将影响机械性能，降低抗应力腐蚀开裂能力，甚至恶化零件的最终几何形状。对基底或原料材料进行预热是降低温度梯度，从而减少残余应力的最常见方法。控制扫描策略是降低残余应力的另一种方法。除了这些控制残余应力的“原位”方法外，热处理后处理在释放残余应力方面也有报道。

各向异性在AM是一个关键的问题，可以分为两种类型:第一，各向异性，产生于在不同的方向构建一个部分和第二，各向异性，产生于沿不同轴的属性测量。众所周知，制造方向(制造件的长轴与水平面之间的尖角)会导致AM奥氏体不锈钢零件的组织和力学性能的各向异性。沿制造方向的柱状晶粒结构和强晶体织构被认为是AM奥氏体不锈钢零件力学性能各向异性的主要影响因素。例如，已有研究表明，水平构建试件(加载方向平行于微观结构中的层)的UTS比垂直构建试件高近20%。这种行为与AM制造过程中，在连续层之间优先形成缺陷有关，这随后导致在加载时强度降低方向垂直于层。

在高密度试样的制备过程中，各向异性并没有成为AM奥氏体不锈钢腐蚀性能的关键问题。文献的重点是不同平面(即横向平面和建筑平面)对各种腐蚀的响应，大多数研究报告了在所有平面上的点蚀和晶间耐腐蚀性能方面相似的腐蚀特征。研究还表明，在干滑动磨损试验中，建筑方向对LPBF 316L奥氏体不锈钢的摩擦学性能没有显著影响。

在AM奥氏体不锈钢中已经报道了不同类型的孔隙。LOF孔隙比球形气孔更不利于磨损性能、抗疲劳性能和耐腐蚀性能，因为在拉伸测试中，LOF孔隙是裂纹的起始部位，在腐蚀环境中浸泡后，LOF孔隙是凹坑形成的部位。图5给出了AM奥氏体不锈钢在腐蚀环境下LOF孔隙处凹坑发展的例子，这是通过动电位极化测试和三维计算机层析分析显示的。结果表明，LOF孔隙作为坑的形成位点，其抗点蚀性会降低。球形气孔根据其顶部外表面的几何形状也分为开放气孔和覆盖气孔。研究发现，与半覆盖的气体相比，开放的球形气孔不太容易形成稳定的凹坑，这是由于暴露在腐蚀环境中离子扩散速率的差异。

在AM过程中，热源和原料之间的相互作用导致大量的快速加热和冷却循环，这可能导致微观结构远离平衡条件。在这方面，后处理包括应力消除热处理和热等静压(HIP)已被普遍用于消除这些问题。目前奥氏体不锈钢的热处理标准都是针对铸造和锻造材料而制定的，没有针对AM部件进行优化。因此，研究此类热处理对AM零件性能的影响以及优化AM产品的热处理路线是至关重要的。

以腐蚀性能为例，在1010 ~ 1120°C通常用于常规奥氏体不锈钢，通过将碳化物溶解到基体的固溶体中来提高耐蚀性。总结LPBF 316L奥氏体不锈钢的点蚀电位对后处理热处理的依赖关系。在大多数情况下，热处理在1000°C导致耐点蚀性下降，说明常规奥氏体不锈钢常用的溶液退火热处理可能不适用于AM 316L奥氏体不锈钢。

有研究表明，在1000℃以上进行热处理大大降低了点蚀性能，这表明在要求高点蚀性能的应用中，这种热处理对AM奥氏体不锈钢是不实际的。在温度超过1000℃后，耐点蚀性能急剧下降的机理仍未达成一致，尽管一些作者认为有害的MnS夹杂物的形成是导致这种现象的原因，而另一些作者认为压缩残余应力的释放导致了这种行为。显然，高温热处理会导致一些现有的夹杂物部分/完全转变为不同化学成分的夹杂物，甚至会形成一些在建成状态下不存在的新夹杂物[48,64]。这种高温热处理过程中夹杂转变的机理尚不清楚。

马氏体时效和沉淀硬化不锈钢

已研制出许多能够通过析出非碳化物的相进行时效硬化的钢。这两类合金已经被广泛地分析过适合通过AM生产的有沉淀硬化(PH)不锈钢和马氏体时效(即马氏体和时效)钢。虽然PH不锈钢也可能有奥氏体或半奥氏体的基体相，但本节讨论的PH不锈钢仅被归类为马氏体，因为这些是AM领域研究最广泛的。这两种合金表现出相似的析出相强化行为。他们具有低的炭含量，以抑制碳化物析出，这对不锈钢的耐腐蚀性能尤其不利。PH值马氏体不锈钢Ni含量适中(4-11 wt%)[105]，而马氏体时效钢Ni含量较高(17-25 wt%)[7]。从奥氏体相场淬灭后，这些合金的室温组织以马氏体为主，但也可能含有一些残余奥氏体关于所研究的钢的成分和淬火温度。这些沉淀硬化钢的高强度使得它们被用作工具。此外，马氏体时效钢的高强度重量比和良好的韧性特别适用于航空航天(从起落架部件到飞机配件)、汽车和国防。

图5 LOF气孔在AM奥氏体不锈钢点蚀中的作用利用微电化学池对LPBF 304L不锈钢在0.6 M NaCl溶液中的电位动态极化曲线进行了研究，结果表明，含LOF孔的测试区抗点蚀性能低于不含孔的测试区。b - f LPBF 316L奥氏体不锈钢试样在6 wt%氯化铁溶液中浸泡一周前后的三维计算机断层成像，表明LOF孔隙内腐蚀的发展。b目标LOF孔隙的总体概况。外部表面由虚线白线表示。进入LOF结构的入口点也分别通过腐蚀前后的E1和E2。c，d LOF孔;从这个角度只能看到入口点E1。c以灰白色和青色显示两种主要的LOF结构。d表明，在腐蚀后，这些结构通过LOF孔隙连接起来，表明腐蚀在结构内的传播。e, f分别显示了腐蚀前后粉末床平面内LOF结构。两个线形之间的间距约为40lm，略大于30lm的粉床厚度。入口点E1和E2也显示出来了。在腐蚀之后，所有这些独立的特征都有相同的颜色，表明它们是连接在一起的。白色椭圆表示腐蚀从灰白色LOF结构向青色LOF结构传播的位置。

图５－０　未熔合缺陷造成的局部腐蚀的CT扫描结果

迄今为止，在AM研究中最常用的PH不锈钢是17-4 PH不锈钢，由于其良好的印刷适性和不同的应用范围，由于其高强度和耐蚀性。在传统工艺中，铸造后17-4 PH值的零件进行溶液退火热处理。这通常是在1040°C为1小时，尽管对于较厚的样品需要较长的溶液退火时间。经固溶退火和室温淬火后，马氏体组织在Cu中处于过饱和状态。在此条件下(称为条件A)，对零件进行热时效处理，诱导富cu析出物在纳米尺度上析出。PH值为17-4的最常用的老化处理是482°C处理1小时，因为这已被证明在这些部位产生最高的强度。这被称为H900条件。在这种情况下，零件的UTS通常在1380 MPa左右。

15-5 PH不锈钢是一种类似于17-4 PH的合金。尽管很少被使用，这种合金也在许多研究中被评估为AM的适用性。虽然它仍然是马氏体沉淀硬化不锈钢，但由于组织中d-铁素体水平的减少，改变合金成分使其具有比17-4 PH更高的锻造韧性[110]。Cu析出动力学与17-4 PH非常相似，导致两种合金在H900热处理后均达到峰值时效硬化。

一种广泛讨论的适用于AM的马氏体时效钢是18ni300马氏体时效钢。淬火后从奥氏体相场形成马氏体组织，时效温度在400 ~ 500℃之间导致Ni3(Ti, Mo)和Fe7Mo6相的析出[112-114]。在482°C处理6 h, 18Ni300马氏体时效钢件的UTS可超过2200 MPa。这种高强度使得这种合金可以用于一系列军事和航空航天应用。

另一种重要的沉淀硬化不锈钢是CX不锈钢，在最近的研究中发现其适用于增材制造。EOS GmbH最近开发并商业化生产了这种材料作为粉末。使用LPBF生产的CX不锈钢部件在建造条件下比LPBF 17-4 PH和316L钢具有更好的韧性，这可能为在某些应用中使用CX替代这些钢铺平了道路。热老化处理在530°C处理3小时后，在马氏体基体中形成棒状/针状NiAl基纳米沉淀物，无论之前是否进行了固溶热处理。通过这些热处理，LPBF生产的CX不锈钢的UTS可达1601 MPa。由于相对缺乏文献来讨论它，CX钢将不会在接下来的章节中进一步讨论。

本节将总结评估AM生产PH不锈钢和马氏体时效钢对其性能影响的文献。大多数文献集中在PH值为17-4的不锈钢和马氏体时效钢的18Ni300。

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来源：Haghdadi, N., Laleh, M., Moyle, M. et al. Additive manufacturing of steels: a review of achievements and challenges. J Mater Sci 56, 64–107 (2021). https://doi.org/10.1007/s10853-020-05109-0
参考文献：
１.Two and three-dimensional characterisation of localised corrosion affected by lack-of-fusion pores in 316L stainless steel produced by selective laser melting［Ｊ］，Corrosion Science，Volume 165, 1 April 2020, 108394，https://doi.org/10.1016/j.corsci.2019.108394
２.Sun, Z., Tan, X., Tor, S.B. et al. Simultaneously enhanced strength and ductility for 3D-printed stainless steel 316L by selective laser melting. NPG Asia Mater 10, 127–136 (2018). https://doi.org/10.1038/s41427-018-0018-5