江蘇鐳射聯盟導讀：本文主要介紹了增材製造馬氏體時效硬化鋼的顯微組織，機械效能以及熱處理方面的最新進展。

用於AM製造的工具鋼主要有兩大類，分別稱之為無碳的馬氏體硬化鋼和含碳的馬氏體硬化鋼。對於這兩種工具鋼來說，最終的顯微組織均主要包括析出相的馬氏體。然而，在含碳馬氏體工具鋼中，在淬火過程中得到的馬氏體基材沒有析出相的時候會比較硬且脆性比較大，而退火則透過在馬氏體基材上以碳化物的形式析出含碳析出相而使得其重新獲得韌性。對於高Ni含量的馬氏體鋼，另一方面，淬火會導致相對軟和韌性的馬氏體結構，這就使得其強度透過時效析出金屬間化合物相的析出相而獲得強度。由於AM製造工藝過程中的冷卻速率典型的屬於比較快的特點，馬氏體的形成在以上兩種型別的鋼鐵中進行AM製造的時候均會形成。因此，具有韌性的馬氏體結構的馬氏體鋼非常容易進行AM製造，而含碳的工具鋼具有脆性的馬氏體結構則由於在AM製造過程中的熱應力的存在導致其具有生成裂紋的傾向。一定數量的關於含碳的軸承鋼的文獻主要集中在找到最佳化的工藝引數來獲得無裂紋的，緻密的樣品的製備上。與之相反，大多數關於馬氏體工具鋼的研究則主要針對最佳化顯微組織，機械效能和後熱處理上。

1. 馬氏體時效硬化鋼（Maraging steels）

1.1. 馬氏體時效硬化鋼的沉積態的顯微組織

對於馬氏體時效硬化鋼來說，廣泛應用於AM製造的合金型別主要是18Ni-300 (1.2709, X3NiCoMoTi 18-9-5)。而其他型別的應用AM進行製造的馬氏體時效硬化鋼在文獻中則比較少，主要有：18Ni-250 (1.6359 (~1.2706), X2NiCoMo18-8-5), 14Ni-200 以及Fe–Ni–Al 型別的馬氏體時效硬化鋼等。在餘下的文字中，我們主要聚焦在18Ni-300這一型別的馬氏體時效硬化鋼上。

無裂紋的且相對密度大於99%的馬氏體時效硬化鋼可以透過AM技術來製造。同傳統變形工藝製造的馬氏體時效硬化鋼幾乎完全是馬氏體相相比較，AM製造的馬氏體時效硬化鋼則呈現出顯著不同的顯微組織。SLM型別的AM製造的主要呈現出胞狀/枝晶的凝固顯微組織，如下圖1所示，而DED工藝製造的則也差不多是如此的，其中SLM工藝得到的胞晶尺寸大約為 0.3–2 μm，而DED工藝得到的胞晶尺寸大約為 5μm。先生成的奧氏體晶粒在DED工藝進行製造的時候，當晶粒直徑大到1mm的時候是相對比較粗大的。在這一凝固組織中，馬氏體相變就會發生。得到的顯微結構看起來同傳統的製造工藝顯著不同：當他們經常被殘餘的奧氏體沿著晶粒邊界限制的時候，塊狀的馬氏體板條主要在單個凝固胞內發現，殘餘奧氏體是枝晶間由於凝固造成的微觀上的偏離造成的合金元素的富集形成的，見圖2。富集的Ni穩定化奧氏體至室溫。因此，AM製造的馬氏體時效硬化鋼包含一定數量的奧氏體 (6–11%, 取決於工藝過程的狀態)

圖1 SLM製造的18Ni-300馬氏體時效硬化鋼的胞狀/枝晶凝固組織的SEM圖

圖2 DED製造18Ni-300 馬氏體時效硬化鋼的EBSD圖及其相應的EDS元素

成分在枝晶區域富集的合金元素穩定化

1.2.沉積態的織構

殘餘奧氏體晶粒呈現出一種纖維的織構，其結晶學<001>方向平行於製造的方向。同在其他鋼鐵中一樣，這是歸因於在凝固過程中沿著最大熱溫度梯度方向擇優生長造成的。同在奧氏體不鏽鋼中不一樣的是，在馬氏體時效硬化鋼中的固態馬氏體相變導致其織構的顯著的弱化，這是因為奧氏體晶粒的方向導致了一定程度的馬氏體的變化和由此造成了結晶學方向的變化。圖3為幾乎為隨機的晶粒方向在沒有特定的織構特徵時，要麼是EBSD的影象或要麼為相應的極圖的結果。

圖3 SLM製造 8Ni-300 馬氏體時效硬化鋼的EBSD分析結果（樣品的垂直截面）

1.3. 馬氏體時效硬化鋼的熱處理

在通常的時效溫度 (490–530 °C)進行時效處理時，胞狀的顯微組織會被殘餘而留存下來。在較高的時效溫度下，如 600 °C，大量的奧氏體回覆現象會發生。胞狀的顯微組織在經歷固溶處理（通常處理溫度在 815 到840 °C之間，此時的鋼鐵材料為完全奧氏體）會完全消失，在淬火時並被完全馬氏體所取代。同沉積態的合金相比較，這就導致硬度下降和強度降低。

如前面所提到的，在時效熱處理過程中由於金屬間化合物析出相造成的馬氏體組織的硬化，造成馬氏體時效硬化鋼所具有的優異的強度和韌性的組合。在SLM製造得到的沉積態，沒有析出相或小的原子簇在18Ni-300中被觀察到，表明冷卻速率足夠高以至於可以抑制析出相的析出。然而，在DED製造的產品中，發現有早期的析出相的跡象存在，伴隨著硬度的提高。這一現象是在沉積過程中不斷重複加熱的結果，這是一種稱之為內在熱處理的過程。一個簡單的Fe–Ni–Al三元馬氏體時效硬化鋼，特殊設計用來在DED過程中由於內在熱處理造成析出的合金，在AM製造之後，沒有經歷額外的熱處理過程，呈現出較高數量的金屬間NiAl析出相。

AM製造後在時效熱處理SLM製造的馬氏體時效硬化鋼中的析出順序同傳統工藝製造的馬氏體時效硬化鋼幾乎相當：首先是球形的 Ni3X 析出相 (η-相) 隨著X（X=Ti, Al, Mo ）的含量變化而形成，隨後是Fe7Mo6 (μ-相) 的析出，見圖4。

圖4

圖解：在SLM製造18Ni-300 馬氏體時效硬化鋼，經歷時效熱處理510 °C@ 2h之後，不同型別的析出相 (Ni3Ti (η 相) and Fe7Mo6 (μ相))的原子探針層析重建影象

1.4. 馬氏體時效硬化鋼的拉伸強度

總的來說，AM製造的馬氏體時效硬化鋼的機械效能同傳統工藝的機械效能幾乎相當，但並不完全一樣。SLM工藝製造的材料，在沒有進行時效處理時，儘管SLM工藝得到的顯微組織變得細小，其拉伸強度和屈服強度等於或者稍微高於傳統工藝製造的同成分的材料。在經歷時效熱處理（均經過或者不經歷固溶處理），其顯微硬度得到顯著提升（如從381 提升到 645 HV)），其拉伸強度也得到了提升，伴隨著韌性略有下降。

同析出相一起，在時效後，在殘餘奧氏體周圍的胞晶邊界可以觀察到奧氏體回覆。在傳統工藝製造的馬氏體時效硬化鋼，沒有奧氏體，既沒有殘餘奧氏體也沒有回覆奧氏體被觀察到，這是同AM製造的產品在時效狀態下相比較，傳統工藝製造的產品具有較高的硬度的原因。在時效熱處理後，同傳統工藝製造的產品相比較，SLM製造的產品其韌性顯著的降低並且比傳統工藝的要低。Tan等人研究發現其機械效能具有各向同性。

有研究人員得出結論認為，SLM製造的樣品經歷固溶處理是沒有必要的，結果是AM製造的產品的沉積態可以直接進行時效。如圖5所示，為樣品在時效前後的拉伸強度的對比圖。他們發現殘餘奧氏體並不會對斷裂起到重要的作用，同金屬間析出相的強化效應相比較，回覆奧氏體則起到非常小的作用。與之相反，Tan等人認為在經歷固溶和時效處理後，斷裂機制比直接時效要明顯，由此建議固溶處理應該執行。

圖5 SLM製造的18Ni-300馬氏體時效硬化鋼在時效處理前後的拉伸缺陷，時效處理條件為460 °C @8h，

圖解：時效處理條件為460 °C @8h，SLM製造的18Ni-300馬氏體時效硬化鋼在時效處理前後的拉伸缺陷

1.5. 馬氏體時效硬化鋼的疲勞型效能

Croccolo 等人發現靜拉伸載荷作用下的疲勞極限為600MPa，其疲勞效能是各向異性，同傳統工藝製造的馬氏體時效硬化鋼幾乎相一致。Becker等人則發現時效材料的峰值疲勞裂紋速率生長為各向異性，等同於傳統工藝製造的材料。各向異性是由於材料的馬氏體相變的結果造成的弱的織構而形成的。儘管AM工藝可以得到無缺陷的樣品，韌性和斷裂行為仍然強烈的受到材料中存在的任何缺陷效能的影響，即缺陷的方向，形貌和排列等。

文章來源：Steels in additive manufacturing: A review of their microstructure and properties，Materials Science and Engineering: A，Volume 772, 20 January 2020, 138633，https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.138633