江蘇鐳射聯盟導讀：

本文主要介紹採用SLM和LMD製造鋼鐵材料時所取得的成就以及所面臨的挑戰，此次為全文的第一部分。

摘要

本論文旨在回顧AM鋼在獲得傳統制造工藝無法獲得的優異效能方面取得的成就，這得益於AM鋼獨特的微觀結構演變。還將闡述AM遇到的挑戰，並提供克服這些挑戰的建議（如適用）。由於這SLM和LMD兩種方法是目前增材製造鋼的最常用的AM方法，因此我們重點關注鐳射粉末床熔融（SLM）和定向能沉積（LMD）。主要關注奧氏體不鏽鋼和馬氏體時效/沉澱硬化（PH）鋼，這是AM中迄今為止使用最廣泛的兩類鋼，然後總結了其他類別鋼AM的最新技術。AM可以加工多種鋼鐵材料。與傳統制造工藝相比較，AM鋼獨特的微觀結構特徵，包括分層（亞）晶粒和細小沉澱，導致AM鋼的強度、耐磨性和耐腐蝕性增強。在AM鋼中，實現可接受的延展性和疲勞效能仍然是一個挑戰。AM還作為一種固有熱處理，觸發“原位”相變，包括不同等級鋼（如PH鋼和工具鋼）中的回火和其他沉澱現象。本文對AM鋼的效能與這些獨特的微觀結構特徵的關係進行了全面的討論。

引言

增材製造合金和鋼鐵材料的概述

增材製造（AM），通常被稱為3D列印，最近在學術界和工業界都獲得了巨大的興趣，其市場價值預計到2020年底將達到210億美元。

隨著時間的推移，AM已成功應用於不同的金屬系統，包括鈦合金、鎳基高溫合金、鋁合金和鋼。

各種金屬和合金組現在可以透過AM進行加工，鋼材目前約佔金屬AM文獻中所有出版物的1/3。然而，鑑於用於工程目的的所有金屬零件中幾乎80%（重量百分比）由鋼製成，這一比例仍然太小。鋼材仍然主要透過傳統的途徑進行加工，包括鑄造、鍛造和機加工。儘管文獻中對AM的可持續性進行了有爭議的討論，但透過AM生產複雜形狀的鋼件可能會減少溫室氣體排放，從而避免傳統能源效率低下的生產路線產生大量排放。此外，AM突破了前所未有的設計自由度（例如，複雜的幾何形狀或空心結構，很難透過傳統制造），轉化為高效能部件重量減輕。考慮到鋼材是100%可回收金屬，因此，AM可以透過從回收粉末中生產高附加值產品，並在新產品中實現AM副產品的再利用，從而在迴圈經濟中發揮關鍵作用。

雖然AM最近經歷了重大的發展，但它仍然沒有被許多行業廣泛採用。

如果我們認為最終產品的成本是材料成本、模具成本、裝置成本和間接成本的函式，那麼在材料成本、裝置成本和間接成本方面，AM需要比傳統制造更進一步的工作和取得更多的進步，如在文獻中詳細描述的。另一個關鍵問題是，儘管AM的物理冶金與鑄造、焊接、粉末冶金和熱機械加工過程中觀察到的現象具有共性，但許多傳統制造的既定教科書理論可能在AM中是失敗的。

因此，AM研究人員目前的工作範圍是充分了解AM過程中的微觀結構和效能演變，以實現再現性，並將技術改進到獲得行業認可的程度。AM鋼似乎仍處於成熟和採用的中間階段，預計未來將設計出更適合AM工藝且效能更好的新鋼種。因此，概述當前AM鋼在效能方面如何與傳統工藝製造的鋼鐵材料競爭，將為正在進行的AM鋼研究提供寶貴的見解。

本綜述的目的和結構

總的來說，在研究AM金屬和合金的機械和腐蝕效能方面已經做了大量的工作。

已有許多論文綜述了增材金屬的加工-顯微組織-效能，包括機械效能和腐蝕行為。目前最全面的兩個關於鋼鐵AM的評論是由Fayazfar等人和等人進行的。Fayazfar等人全面總結了不同粉末採用AM技術對鋼材的加工過程。介紹了粉末床、粉末輸送和粘結劑噴射調質鋼的基本工藝，並對調質鋼的凝固組織進行了討論。Bajaj等人綜述了AM過程中鋼組織的演變。這些作者概述了在AM工藝中使用的不同系列鋼，並回顧了這些鋼的組織-效能關係。然而，這些有價值的評論都沒有關注AM如何以及在哪裡能夠製造出比傳統減材製造更優越的效能的鋼部件。這是當前綜述的重點。

瞭解AM鋼與傳統加工鋼相比的獨特的顯微結構特徵，儘管在理解這些顯微結構特徵方面取得了相當大的進展，但對於這些特徵如何可能導致先進效能的研究還缺乏概述

。當前的評論旨在填補這一空白，提供了一個全面的總結，目前在文獻報道的AM鋼的獨特效能。我們主要專注於有相關資料的鋼的機械效能、腐蝕效能和磨損效能。如果其它效能是相應鋼種的重要效能，如磁學效能和氫脆效能也會被討論。然而，我們不綜述AM鋼複合材料，如AM氧化物分散強化（ODS）和WC分散馬氏體時效鋼。我們也不討論不同AM過程的細節（關於這方面的詳細概述請參閱本文的文獻），而且我們打算在AM綜述期間只簡要地討論微觀結構演變，如果必要，為了解釋屬性的差異。

在對典型AM組織做了一些必要的說明之後，我們將從AM環境中最流行的兩種鋼開始，即奧氏體不鏽鋼（有大量關於316L的文獻）和馬氏體時效/沉澱硬化（PH）鋼。然後，我們將繼續討論各種其他型別的鋼材，已處理的AM鋼鐵材料迄今為止。這些材料包括雙相不鏽鋼、鐵素體-馬氏體鋼、碳素工具鋼和相變/孿晶誘導塑性（TRIP/ TWIP）鋼。

關於典型AM微結構的幾點注意事項

AM能夠透過連續新增厚度為幾十微米的粉末原材料來構建材料，因此能夠定製出特定地點的微結構機械和腐蝕效能是很難或不可能透過傳統制造實現的。

在這方面，理解在AM期間的微觀結構演變是至關重要的。金屬在AM期間經歷的熱歷史與傳統制造非常不同。AM組織透過快速的凝固速率（dT/ dT： 1 0ｅｘｐ（3）-10ｅｘｐ（8）K / s）1，高的熱梯度（dT/dx： 1 0ｅｘｐ（3）-10ｅｘｐ（7）K / m），以及隨後幾個層的熔化和沉積引起的顯著的熱迴圈而形成。所有這些工藝引數都影響著凝固形態、偏析、晶胞、晶粒結構（尺寸和形狀）、晶體織構、組織穩定性、二次相、缺陷和夾雜物等關鍵組織特徵的演變。在AM組織中，凝固細胞是取向相似的亞晶粒，由合金元素的偏析和位錯在其邊界處的聚集所決定。晶粒是由不同的方向定義的，它們被高角度的晶界分開。

AM微觀結構表現出多種晶粒形態。

圖1給出了這種差異的一個例子是316L不鏽鋼。因此，從橫向（垂直於製造方向的平面）可以觀察到熔體池邊界處的細小等軸晶粒，其中單個熔體池內的晶粒呈柱狀（圖1a）。與橫切面相比，AM中常見的是製造方向上的大柱狀顆粒，如圖1b所示。這種柱狀晶粒形貌歸因於AM固有的過冷條件，可能會改變凝固模式從平面到柱狀和/或外延生長。LPBF過程中冷卻速率和前一層重熔程度是控制晶粒尺寸的主要因素。

例如，LPBF 316L不鏽鋼在使用高鐳射功率（圖1c）時，由於外延生長，形成了非常大的、高長徑比的柱狀晶粒。一般來說，如果不是外延生長，LPBF鋼的晶粒是細的，這是與傳統的同類材料相比的一個顯著特徵，這是LPBF過程中快速凝固的結果。所建立的織構主要取決於熔體池的大小，區域性熱流的方向和生產［過程中發生的競爭性晶粒生長。我們可以在AM製造的過程中透過施加掃描策略的變化來控制晶粒的結構，例如不同層之間的旋轉和/或所謂的點熱源策略，熔化的區域是在“點”的圖案，在個別點之間留下一些空間。

在過去的幾年裡，AM在生產高密度零件方面取得了很大的進步;然而，缺陷的形成仍然是一個挑戰。

其中孔隙率、分層和球化仍然是最為著名金屬增材製造過程中常見的缺陷型別。文獻報道了兩種型別的孔隙：（1）球形或氣體所導致的孔隙；（2）非球形或凝固過程所導致的孔隙。前者被認為是由於粉末顆粒之間存在氣體滯留，在熔化過程中釋放氣體，在凝固過程中鎖定氣體。球形孔的另一個來源是在粉末材料的製備過程中，氣體被困在粉末原料內部。然後，這些包裹的氣體被轉移到該部位，導致氣致孔隙度的形成。另一方面，非球形氣孔，又稱不規則、不融合（LOF）或當應用的鐳射能量密度不足以完全熔化粉末時，通常會形成過程誘導氣孔。這導致未熔化的粉末顆粒被困在這些孔隙中。此外，在一個被稱為鎖孔形成的過程中，高鐳射能量密度也被觀察到誘導不規則形狀的孔。

圖1電子背散射衍射（EBSD）分析獲得的LPBF 316L奧氏體不鏽鋼的典型晶粒結構。用150 W鐳射功率沿製造方向x-z平面加工的LPBF 316L奧氏體不鏽鋼的反極圖（IPF）圖。（a）所示同一樣品的ＩＰＦ圖，但從橫向（垂直於製造）方向，x-y平面。另一種用1000 W鐳射加工的LPBF 316L奧氏體不鏽鋼的LPBF圖（a）中，與使用較低鐳射功率加工的試樣相比，樣品中出現了更細長的柱狀晶粒。（d）中還展示了傳統工藝加工的316L奧氏體不鏽鋼的LPBF圖，以供比較。ａｂｄ圖中的標尺是相同的。

圖１－０相對於製造方向和他們的極化圖所得到的RBSDIPF彩色圖a， c 380 W 的樣品 b， d 950 W 樣品e。模擬結果所得到的 動力學Monte Carlo Isometric and front views（等軸測檢視和前檢視）結果，其中 e， f 380 W的 樣品 g， h 950 W 的鐳射樣品， a， b 中的標尺軍為 200 μm

分層，這是定義為分離相鄰層在一個AM中的部分，主要是由於不完全熔化的相鄰層。相對於LOF是一種可以通過後處理過程消除的微觀內部缺陷，分層是一種不能通過後處理修復的宏觀裂紋樣缺陷。因此，為了避免分層，必須仔細調整工藝引數。球團現象是AM零件的另一個嚴重的加工缺陷。當熔池由於高原-瑞利不穩定性而失去其連續性，然後分離為獨立的球狀島嶼時，就會發生球化。這主要歸因於液體的高粘度，這又導致液體流動受到明顯抑制，液體對粉末表面潤溼不夠。粉末顆粒在表面張力作用下容易團聚，從而產生球團現象。增加鐳射功率或降低掃描速度有助於減少在AM期間的球化現象。

圖１－１模擬結果

由於快速凝固速率，AM零件中產生了遠離平衡條件的微觀結構。

例如，在AM奧氏體不鏽鋼中，通常可以獲得非常精細的胞狀微觀結構，胞狀尺寸為1微米或更小，如圖2a、b所示。如圖2c中的透射電子顯微鏡（TEM）和能量色散光譜（EDS）圖所示，一些元素如Cr和Mo在細胞壁上分離。夾雜物被認為在AM鋼的一系列效能中起著重要作用］。例如，AM奧氏體不鏽鋼中普遍存在氧化物夾雜，其顯示為球形，尺寸在幾十奈米到幾微米之間，主要富集O、Mn和Si（圖2c）。這與傳統奧氏體不鏽鋼中較大（>1μm）且形狀不規則的氧化物夾雜物形成對比。

圖１－２（a，b） 球形氣孔； （c，d） 不規則形狀/未熔合（LOF）氣孔

奧氏體不鏽鋼

奧氏體不鏽鋼由於其優異的耐腐蝕性、生物相容性和延展性，是應用最廣泛的工業合金之一，這使它們適合應用於各種行業

，如生物醫學、航空航天、國防、石油和天然氣、石化等。這些鋼是在AM中使用最廣泛的鋼。在這裡，AM已經被證明提供了一些有前途的屬性，而許多挑戰仍然存在。文獻中有大量關於奧氏體不鏽鋼AM的文章。單獨瀏覽所有這些內容會使本節過於冗長。因此，我們將回顧其在機械效能和腐蝕效能方面的進展和挑戰。這裡應該注意的是，大多數關於奧氏體不鏽鋼AM的文獻集中在316L級，這是許多工業應用中最常見的材料選擇。然而，其他種類的奧氏體不鏽鋼，如304L級，也將在這裡審查，如果有任何成就或挑戰在不同的效能報告。316L和304L之間最重要的區別在於它們的化學成分，316L中添加了近2 wt%的Mo以提高其耐腐蝕性。

機械效能

由於其獨特的微觀結構，AM奧氏體不鏽鋼在拉伸測試中表現出與傳統生產零件不同的有趣的行為。

例如，LPBF生產的316L不鏽鋼比鍛造/鑄造不鏽鋼更強（LPBF的極限抗拉強度（UTS）為640-700 MPa，而傳統的為450-555 MPa；屈服強度（YS）為450-590 MPa，而常規LPBF為160-365 MPa），同時仍保持延展性（延伸率為36-59%，而常規LPBF為30-43%）。LPBF 316L不鏽鋼的這種優越的拉伸效能的例子如圖3a所示。這主要是由於存在大量阻礙位錯運動的奈米夾雜物，以及密度大的低角度晶界。316L奧氏體不鏽鋼在強度和塑性方面的非凡結合，是考慮到傳統的侷限性而取得的巨大成就製造在克服強度-延性的困境。

圖2 LPBF 316L不鏽鋼的非平衡組織。a， b低倍和高倍下晶粒內凝固細胞的亮場TEM影象。cEDS分析表明合金元素Mo和Cr在熔點處發生偏析細胞壁。（c）中的球形暗區是富含Mn、Si和O。的奈米夾雜物。

有報告顯示，LPBF 316L奧氏體不鏽鋼具有良好的疲勞效能，可與其常規加工對應物相媲美。

LPBF 304奧氏體不鏽鋼在高周疲勞狀態下也表現出類似的抗疲勞性，在低周疲勞狀態下表現出更高的抗疲勞性［53］，如圖3b中的應變-壽命疲勞曲線所示。AM 316L不鏽鋼已被證明在室溫下比其常規對應物具有更好的耐磨性如圖3c、d中摩擦係數與滑動距離曲線所示，乾燥滑動條件下，甚至在高達400°C的高溫下保持這一趨勢。這歸因於AM 316L奧氏體不鏽鋼微觀結構中的胞狀亞晶粒透過阻礙位錯運動抵抗亞表面變形的作用。對於LPBF 316L奧氏體不鏽鋼在模擬車身溶液中進行溼磨損試驗時的更好摩擦學效能，也得出了類似的結論。

圖3 AM奧氏體不鏽鋼具有代表性的獨特機械效能。LPBF 316L奧氏體不鏽鋼的a  Tensile工程應力-應變曲線，表明AM生產不鏽鋼的能力，同時提高強度和延展性。316L不鏽鋼拉伸效能的最低要求用黃色虛線表示。b  LPBF 304L應變壽命疲勞效能的比較奧氏體不鏽鋼與鍛造304L不鏽鋼。與（d）傳統316 L不鏽鋼相比，LPBF 316L奧氏體不鏽鋼的磨損效能表現為摩擦係數（COF）與滑動距離，表明LPBF 316L奧氏體不鏽鋼在高達400℃的溫度下具有可比的耐磨性。

圖３－０SLM工藝製備的３１６L不鏽鋼的S-N曲線

腐蝕效能

人們普遍認為，不鏽鋼的腐蝕效能取決於其微觀結構和化學成分。鋼中的鐵素體、金屬/非金屬夾雜物和沉澱物等相都會影響其耐腐蝕性。AM不鏽鋼的微觀結構特徵對其腐蝕特性的影響（取決於AM加工條件）將在下文中討論。

硫化物夾雜物，尤其是硫化錳（MnS），對所有等級不鏽鋼的抗點蝕性都是有害的。

在傳統的減材製造中，消除有害的MnS夾雜物是不可行的，因為S通常作為合金元素新增到不鏽鋼中，目的是提高可加工性。改變MnS夾雜物的化學成分，即透過將硫化物中的Mn替換為Cr，已證明是一種提高抗點蝕性的有效方法，儘管在三氯化鐵溶液等嚴重腐蝕環境中並非如此。還發現，透過快速凝固或激光表面重熔來減小MnS夾雜物的尺寸可以提高抗點蝕性。在這方面，AM已被證明能夠生產具有優異抗點蝕效能的奧氏體不鏽鋼，如圖4a所示。這主要歸因於快速增長限制MnS夾雜物形成的AM固有凝固。

圖４AM奧氏體不鏽鋼具有獨特的腐蝕特性。在0。1 M NaCl溶液中記錄的電位動態極化曲線表明，與鍛造樣品相比，LPBF（=選擇性鐳射熔化，SLM） 316L奧氏體不鏽鋼具有極高的點蝕耐蝕性。b射流衝擊裝置在0。6 M NaCl溶液中記錄的恆電位極化曲線顯示，LPBF 316L奧氏體不鏽鋼的耐腐蝕侵蝕能力低於常規材料。在0。5 M H2SO4和0。01 M KSCN中記錄的雙環電化學電位動力學再活化（DL-EPR）試驗，以及敏化值的程度（插圖），顯示出顯著更高的IGC電阻與傳統的316L奧氏體不鏽鋼相比，LPBF 316L奧氏體不鏽鋼在橫向和建築平面上都是如此。為敏化目的，試樣在700℃下進行熱處理加熱60小時，然後水淬火。d - g聚焦離子束掃描電鏡對316L奧氏體不鏽鋼試樣腐蝕晶界的後DL- EPR影象，表明常規316L奧氏體不鏽鋼存在廣泛的晶間腐蝕。而lpbf316l奧氏體不鏽鋼沿晶界的腐蝕較淺。

鑑於優異的點蝕性、高硬度和高耐磨性，如前所述，AM奧氏體不鏽鋼與傳統的同類相比，有望表現出更強的抗沖蝕性。然而，Laleh等人報道了LPBF 316L奧氏體不鏽鋼出乎意料的較低的耐侵蝕性（圖4b），這是由於與常規加工的LPBF 316L奧氏體不鏽鋼相比，其再鈍化能力較弱。這與其他研究很一致。這種行為背後的機制是還不清楚；而AM鋼內部氣孔的存在和組織的不均勻性是造成這一現象的主要原因。在這方面，Kong等人最近的一項研究表明，透過消除孔隙率（<0。03 vol%）， LPBF 316L奧氏體不鏽鋼的再硬化潛力與其傳統同類產品相似。

不鏽鋼的晶間腐蝕(IGC)是一種沿著晶界進行的區域性腐蝕形式，通常發生在高溫(500 - 800℃)或焊接過程中。

沿晶界形成富鉻碳化物、σ 和χ相等二次析出相，使相鄰區域在隨後的腐蝕環境中更容易受到腐蝕。AM不鏽鋼的IGC仍處於爭議之中。一些研究報告了LPBF 316L的介面腐蝕加速，而另一些研究則顯示了相反的行為。LPBF 316L奧氏體不鏽鋼（圖4c - g）抗IGC增強的原因是存在大量的低角度晶界和孿晶界，這些晶界被認為對IGC不敏感。在AM不鏽鋼IGC行為方面存在的分歧可能與敏化條件（熱處理溫度，冷卻條件）和/或IGC測試方法有關。

研究表明，與傳統奧氏體不鏽鋼相比，LPBF 316L奧氏體不鏽鋼具有更好的抗氫損傷能力，這表明LPBF 316L奧氏體不鏽鋼可以作為氫燃料電池的一種選擇。

這主要是由於在LPBF 316L奧氏體不鏽鋼中，奧氏體向馬氏體轉變的程度較低，因此在充氫4 h後，馬氏體的體積分數較低，因為在這些鋼中馬氏體相的耐腐蝕性比奧氏體低。Baek等人也得出了類似的結論，他們報告說，與傳統奧氏體不鏽鋼相比，AM 304L奧氏體不鏽鋼在高壓H氣氛下具有更高的抗氫脆化能力。主要是從載荷應力作用下奧氏體相不轉變為馬氏體相的穩定性來討論的。這些結果表明，AM奧氏體不鏽鋼在H充注過程中具有抵抗再次相變的能力；然而，背後的機制這一現象在文獻中尚不明確，需要在今後的工作中加以澄清。

挑戰

儘管AM提供了上述有前景的效能，但仍然有許多重要的挑戰固有的奧氏體不鏽鋼的AM阻礙其廣泛的工業應用。下面將回顧AM目前在奧氏體不鏽鋼製造中遇到的最重要的挑戰。它們包括殘餘應力、各向異性、氣孔形成和熱處理後處理。

與AM相關的急劇熱梯度產生了較大的殘餘應力，導致零件變形。

這將影響機械效能，降低抗應力腐蝕開裂能力，甚至惡化零件的最終幾何形狀。對基底或原料材料進行預熱是降低溫度梯度，從而減少殘餘應力的最常見方法。控制掃描策略是降低殘餘應力的另一種方法。除了這些控制殘餘應力的“原位”方法外，熱處理後處理在釋放殘餘應力方面也有報道。

各向異性在AM是一個關鍵的問題，可以分為兩種型別:第一，各向異性，產生於在不同的方向構建一個部分和第二，各向異性，產生於沿不同軸的屬性測量。

眾所周知，製造方向（製造件的長軸與水平面之間的尖角）會導致AM奧氏體不鏽鋼零件的組織和力學效能的各向異性。沿製造方向的柱狀晶粒結構和強晶體織構被認為是AM奧氏體不鏽鋼零件力學效能各向異性的主要影響因素。例如，已有研究表明，水平構建試件（載入方向平行於微觀結構中的層）的UTS比垂直構建試件高近20%。這種行為與AM製造過程中，在連續層之間優先形成缺陷有關，這隨後導致在載入時強度降低方向垂直於層。

在高密度試樣的製備過程中，各向異性並沒有成為AM奧氏體不鏽鋼腐蝕效能的關鍵問題。文獻的重點是不同平面（即橫向平面和建築平面）對各種腐蝕的響應，大多數研究報告了在所有平面上的點蝕和晶間耐腐蝕效能方面相似的腐蝕特徵。研究還表明，在幹滑動磨損試驗中，建築方向對LPBF 316L奧氏體不鏽鋼的摩擦學效能沒有顯著影響。

在AM奧氏體不鏽鋼中已經報道了不同型別的孔隙。

LOF孔隙比球形氣孔更不利於磨損效能、抗疲勞效能和耐腐蝕效能，因為在拉伸測試中，LOF孔隙是裂紋的起始部位，在腐蝕環境中浸泡後，LOF孔隙是凹坑形成的部位。圖5給出了AM奧氏體不鏽鋼在腐蝕環境下LOF孔隙處凹坑發展的例子，這是透過動電位極化測試和三維計算機層析分析顯示的。結果表明，LOF孔隙作為坑的形成位點，其抗點蝕性會降低。球形氣孔根據其頂部外表面的幾何形狀也分為開放氣孔和覆蓋氣孔。研究發現，與半覆蓋的氣體相比，開放的球形氣孔不太容易形成穩定的凹坑，這是由於暴露在腐蝕環境中離子擴散速率的差異。

在AM過程中，熱源和原料之間的相互作用導致大量的快速加熱和冷卻迴圈，這可能導致微觀結構遠離平衡條件。

在這方面，後處理包括應力消除熱處理和熱等靜壓（HIP）已被普遍用於消除這些問題。目前奧氏體不鏽鋼的熱處理標準都是針對鑄造和鍛造材料而制定的，沒有針對AM部件進行最佳化。因此，研究此類熱處理對AM零件效能的影響以及最佳化AM產品的熱處理路線是至關重要的。

以腐蝕效能為例，在1010 ~ 1120°C通常用於常規奧氏體不鏽鋼，透過將碳化物溶解到基體的固溶體中來提高耐蝕性。總結LPBF 316L奧氏體不鏽鋼的點蝕電位對後處理熱處理的依賴關係。在大多數情況下，熱處理在1000°C導致耐點蝕性下降，說明常規奧氏體不鏽鋼常用的溶液退火熱處理可能不適用於AM 316L奧氏體不鏽鋼。

有研究表明，在1000℃以上進行熱處理大大降低了點蝕效能，這表明在要求高點蝕效能的應用中，這種熱處理對AM奧氏體不鏽鋼是不實際的。

在溫度超過1000℃後，耐點蝕效能急劇下降的機理仍未達成一致，儘管一些作者認為有害的MnS夾雜物的形成是導致這種現象的原因，而另一些作者認為壓縮殘餘應力的釋放導致了這種行為。顯然，高溫熱處理會導致一些現有的夾雜物部分/完全轉變為不同化學成分的夾雜物，甚至會形成一些在建成狀態下不存在的新夾雜物［48，64］。這種高溫熱處理過程中夾雜轉變的機理尚不清楚。

馬氏體時效和沉澱硬化不鏽鋼

已研製出許多能夠透過析出非碳化物的相進行時效硬化的鋼。

這兩類合金已經被廣泛地分析過適合透過AM生產的有沉澱硬化（PH）不鏽鋼和馬氏體時效（即馬氏體和時效）鋼。雖然PH不鏽鋼也可能有奧氏體或半奧氏體的基體相，但本節討論的PH不鏽鋼僅被歸類為馬氏體，因為這些是AM領域研究最廣泛的。這兩種合金表現出相似的析出相強化行為。他們具有低的炭含量，以抑制碳化物析出，這對不鏽鋼的耐腐蝕效能尤其不利。PH值馬氏體不鏽鋼Ni含量適中（4-11 wt%）［105］，而馬氏體時效鋼Ni含量較高（17-25 wt%）［7］。從奧氏體相場淬滅後，這些合金的室溫組織以馬氏體為主，但也可能含有一些殘餘奧氏體關於所研究的鋼的成分和淬火溫度。這些沉澱硬化鋼的高強度使得它們被用作工具。此外，馬氏體時效鋼的高強度重量比和良好的韌性特別適用於航空航天（從起落架部件到飛機配件）、汽車和國防。

圖5 LOF氣孔在AM奧氏體不鏽鋼點蝕中的作用利用微電化學池對LPBF 304L不鏽鋼在0。6 M NaCl溶液中的電位動態極化曲線進行了研究，結果表明，含LOF孔的測試區抗點蝕效能低於不含孔的測試區。b - f LPBF 316L奧氏體不鏽鋼試樣在6 wt%氯化鐵溶液中浸泡一週前後的三維計算機斷層成像，表明LOF孔隙內腐蝕的發展。b目標LOF孔隙的總體概況。外部表面由虛線白線表示。進入LOF結構的入口點也分別透過腐蝕前後的E1和E2。c，d LOF孔；從這個角度只能看到入口點E1。c以灰白色和青色顯示兩種主要的LOF結構。d表明，在腐蝕後，這些結構透過LOF孔隙連線起來，表明腐蝕在結構內的傳播。e， f分別顯示了腐蝕前後粉末床平面內LOF結構。兩個線形之間的間距約為40lm，略大於30lm的粉床厚度。入口點E1和E2也顯示出來了。在腐蝕之後，所有這些獨立的特徵都有相同的顏色，表明它們是連線在一起的。白色橢圓表示腐蝕從灰白色LOF結構向青色LOF結構傳播的位置。

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腐蝕的動畫圖（利用３DCT掃描圖來清晰的展示未熔合缺陷所造成的區域性腐蝕）

圖５－０未熔合缺陷造成的區域性腐蝕的CT掃描結果

迄今為止，在AM研究中最常用的PH不鏽鋼是17-4 PH不鏽鋼，由於其良好的印刷適性和不同的應用範圍，由於其高強度和耐蝕性

。在傳統工藝中，鑄造後17-4 PH值的零件進行溶液退火熱處理。這通常是在1040°C為1小時，儘管對於較厚的樣品需要較長的溶液退火時間。經固溶退火和室溫淬火後，馬氏體組織在Cu中處於過飽和狀態。在此條件下（稱為條件A），對零件進行熱時效處理，誘導富cu析出物在奈米尺度上析出。PH值為17-4的最常用的老化處理是482°C處理1小時，因為這已被證明在這些部位產生最高的強度。這被稱為H900條件。在這種情況下，零件的UTS通常在1380 MPa左右。

15-5 PH不鏽鋼是一種類似於17-4 PH的合金。

儘管很少被使用，這種合金也在許多研究中被評估為AM的適用性。雖然它仍然是馬氏體沉澱硬化不鏽鋼，但由於組織中d-鐵素體水平的減少，改變合金成分使其具有比17-4 PH更高的鍛造韌性［110］。Cu析出動力學與17-4 PH非常相似，導致兩種合金在H900熱處理後均達到峰值時效硬化。

一種廣泛討論的適用於AM的馬氏體時效鋼是18ni300馬氏體時效鋼。

淬火後從奧氏體相場形成馬氏體組織，時效溫度在400 ~ 500℃之間導致Ni3（Ti， Mo）和Fe7Mo6相的析出［112-114］。在482°C處理6 h， 18Ni300馬氏體時效鋼件的UTS可超過2200 MPa。這種高強度使得這種合金可以用於一系列軍事和航空航天應用。

另一種重要的沉澱硬化不鏽鋼是CX不鏽鋼，在最近的研究中發現其適用於增材製造

。EOS GmbH最近開發並商業化生產了這種材料作為粉末。使用LPBF生產的CX不鏽鋼部件在建造條件下比LPBF 17-4 PH和316L鋼具有更好的韌性，這可能為在某些應用中使用CX替代這些鋼鋪平了道路。熱老化處理在530°C處理3小時後，在馬氏體基體中形成棒狀/針狀NiAl基奈米沉澱物，無論之前是否進行了固溶熱處理。透過這些熱處理，LPBF生產的CX不鏽鋼的UTS可達1601 MPa。由於相對缺乏文獻來討論它，CX鋼將不會在接下來的章節中進一步討論。

本節將總結評估AM生產PH不鏽鋼和馬氏體時效鋼對其效能影響的文獻。大多數文獻集中在PH值為17-4的不鏽鋼和馬氏體時效鋼的18Ni300。

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參考文獻：

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

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