江蘇鐳射聯盟導讀：本節為鋼鐵材料鐳射增材製造過程中的研究進展與挑戰的第五部分——其他型別鋼的進展與挑戰。
其他型別的鋼
雙相不鏽鋼（Duplex stainless steels）
雙相不鏽鋼（Duplex stainless steels (DSSs)）的顯微組織具有同等分數比例的δ-鐵素體和奧氏體。這就使得該合金具有廣泛的令人矚目的效能，諸如高強度，好的韌性和優異的耐腐蝕效能，從而在油氣，石油，建築，海洋和(海水的)脫鹽等工業中得到了應用。雙相鋼在當前的挑戰在於其複雜的顯微組織的演變，在傳統制造工藝過程中的多個步驟中析出有害相，從而影響了這些鋼鐵的效能。AM技術可以克服在傳統工藝製造雙相鋼時多步驟所面臨的挑戰。大多數的文獻發表的關於AM製造DSSs的主要針對的是AM製造 2205和 2507 級別的雙相鋼及其後續熱處理的顯微組織的變化。2205是一種最為常見的雙相不鏽鋼，其成分為：22% Cr, 3.2% Mo和5% Ni (wt%)，提供了高強度，好的焊接效能和優異的抗點蝕和縫隙腐蝕的效能。2507是一種超級雙相鋼，其成分為：25% Cr, 4% Mo和 7% Ni (wt%)，該鋼種具有優異的強度和耐蝕效能。這就使得該合金可以應用在苛刻的環境如溫鹽水和離岸油氣工程的建築結構中。兩種常用的AM技術，SLM和DED均可以用來進行雙相鋼的製造。採用AM技術中的SLM製造的雙相鋼大多數為鐵素體結構和具有高強度，但韌性一般稍有不足，需要進一步的進行熱處理來改善；而採用DED技術製造的則呈現出一定的奧氏體，表現出較高的韌性，但同時犧牲了其強度。這主要是因為兩種不同的AM製造技術的冷卻速率不同造成的。
2507 合金
Davidson等人使用SLM技術進行2507雙相不鏽鋼的製造，該合金可以獲得比傳統制造工藝更高的顯微硬度 (380–440 HV)，尤其是在鐳射能量密度降低時可以獲得更高的硬度。主要是因為奧氏體相的含量降低所造成的。採用雙向的，固定 45° 在不同的層之間旋轉進行SLM技術掃描的方式製造的雙相合金，其強度得到提高。觀察到優異的YS和UTS分別為 1214 MPa 和 1321 MPa，其原因可能有好幾個。一是晶粒中獨特的馬賽克式（ mosaic）在每一個鑲嵌的位置具有不同的晶粒取向移動，促進硬化效應的形成，見下圖1。同時，高濃度的位錯限制了進一步的移動和由此提高了硬度。而且，奈米氧化物的夾雜物和CrN析出相可以抑制位錯的自由滑移，由此也對硬化起到了促進作用。最後，Ni在鐵素體中的固溶也會導致固溶強化效應的形成。
圖1
圖解：a SLM製造的2507 DSS的金相照片； b 同一顯微組織的EBSD尤拉（ Euler）角對映圖顯示單相鐵素體結構在馬賽克（ mosaic）型別的宏觀結構上
其他的研究表明在使用SLM技術進行高Mn鋼的製造時其強度高於傳統制造工藝，但其韌性下降。ε- 和 α’-馬氏體的存在以及高密度的位錯提高了高強度，而氣孔和雜質的存在是AM工藝所固有的，則會損壞其變形效能。相同的加工硬化速率也會在這類鋼種獲得，不管制造工藝如何，TWIP和TRIP 中均有這一效應。AM製造的鋼中存在各向異性，然而，觀察的結果主要歸因於織構的各向異性和晶粒形貌的拉長。TRIP效應可以賦予材料較高的延伸率，達到SLM製造的304L不鏽鋼的水平，儘管合金中也會觀察到氣孔的存在。這一優異的韌性得益於在拉伸變形過程中馬氏體形成所造成的二次硬化效應。馬氏體同奧氏體相比較可以提供更多的載荷，從而導致塑性增加。
SLM製造 2507 DSS 在經過熱處理後可以得到UTS 的值為920 MPa，高於鑄造狀態和固溶處理（~ 600–800 MPa)之後的同等材料。這是因為析出了富集Mo-/Cr-金屬間化合物相(主要時 σ 和 χ)。SLM製造2507雙相鋼可以得到亞穩態的鐵素體結構，會部分的在熱處理過程中轉變為奧氏體。SLM製造的合金在熱處理之後在 800 °C可以獲得優異的摩擦效能，其原因是析出的金屬間化合物相的硬度提高和鐵的氧化物作為第三方的潤滑物。
比較顯著的，SLM製造的DSS鋼的磁效能也非常明顯，正如 Davidson所報道的，飽和的磁性(Ms)值為110.9 Am2/kg，這是同等材料變形合金數值 (45.1 Am2/kg)的兩倍多。SLM製造的 2507 DSS的晶粒結構的各向異性，然而，會導致飽和磁性在特定方向展現出來。SLM製造的 DSS鋼的超磁性促進了其基材的腐蝕效能。在降低鐳射掃描時可以提高其耐點腐蝕的能力，這是因為沉積層的表面粗糙度和柱狀晶的尺寸均降低的原因。
2205 合金
AM技術製造2205所面臨的挑戰在於獲得理想體積分數的奧氏體和鐵素體。例如，Hengsbach等人的研究顯示在SLM製造 2205 DSS時可以獲得幾乎完全 (99%)的鐵素體結構。這一結構提供了較高的強度，大約為940 MPa和延伸率為 12%。這一提高的強度同傳統的變形合金 (~ 620 MPa)相比，其提高的原因是SLM製造所得到的高密度位錯和氮化物的形成。需要在900–1200 °C 進行熱處理以使得奧氏體在鐵素體基材中的析出進行轉變，在1000 °C（見圖２）的時候可以獲得最高體積分數的奧氏體(34%) 。退火造成UTS下降，達到 720–770 MPa，但延伸率增加，在1000 °C (28%)的時候得到最大值。這意味著透過調製AM製造產品的後熱處理可以促進奧氏體體積分數的增加也許是韌性增加的主要原因。
圖２EBSD 圖： a–d IPF圖, e–h SLM製造2205 在沉積固態和熱處理狀態下的相點陣圖
相似的觀察在其他工作中也有報道，Papula等人的研究表明在經過對SLM製造的 2205 DSS 合金在1050–1100 °C＠ 5–60 min進行退火處理，才可以使得其韌性恢復到變形合金(韌性 > 40%)的水平。在退火之後，點蝕抗力也顯著增加。這是因為退火降低了製造過程中的殘餘應力，使得殘餘應力從拉伸狀態改變為壓應力，導致其韌性和抗點腐蝕能力均增加。
研究發現，同SLM的結果相反，DED製造的雙相不鏽鋼在沉積態呈現出混合的奧氏體和鐵素體結構，晶粒間的奧氏體顆粒擇優的在夾雜物中孕育。奧氏體相的含量隨著鐳射能量密度的增加而增加。奧氏體相的體積分數同時會隨著Ｎ含量的增加而增加，高的N含量會導致高的硬度，這是因為N所造成的固溶硬化的影響。
鐵素體／馬氏體鋼
不同級別的低碳鐵素體和馬氏體鋼可以採用AM技術來進行製造並應用在要求耐摩擦和耐腐蝕的場合。這些部件包括醫療工具，軸承和刀片以及泵，閥門和軸等。研究發現AM製造的產品可以獲得的拉伸強度，耐腐蝕效能和磁效能可以等同或者超過採用傳統工藝製造的樣品。韌性不足和各向異性，依然是AM技術製造這些鋼的過程中所面臨的挑戰。這類鋼的一個代表是AM技術製造420級別的鋼，這是一種中等碳含量的馬氏體鋼，具有優異的硬化能力和可接受的耐腐蝕效能。例如，在新增Nb 和 Mo之後，在採用AM技術進行製造420鋼和後續熱處理的狀態下，其拉伸強度和耐腐蝕效能均得到了提高。其機械效能的提高歸因於馬氏體結構的形成和馬氏體中包含有奈米級別的碳化物，如NbC。這些相在沒有新增Nb/Mo的時候是不會觀察到的。
採用SLＭ技術進行 420不鏽鋼進行製造時可以獲得高的強度 (UTS為 1670 MPa, YS為 600 MPa ，延伸率為 3.5%)。這一UTS的值比曾經報道的變形合金的UTS值(800 MPa)要高得多。其延伸率，然而，卻比變形的 420 不鏽鋼要低得多。在 400 °C ＠ 15 min進行回火處理會導致極端高的UTS（ 1800 MPa）和YS（ 1400 MPa）。回火同時也會提高其延伸率，達到了大約 25%，這一資料是SLM製造的沉積態的數值的大約５倍。機械效能的提高歸因於在拉伸過程中殘餘奧氏體向馬氏體的轉變。相似地，同時觀察到SLM製造4140鋼的時候也得到了高的YS和UTS，比變形合金在製造方向和垂直於製造方向的效能相當，而不犧牲其韌性和衝擊韌性。
AM製造後進行熱處理可以顯著的影響到其他一些級別的馬氏體/鐵素體不鏽鋼的機械效能。例如， Sridharan等人報道，HT9 (a 12%Cr–1%Mo 的馬氏體鋼，廣泛的應用在火力發電廠和核能系統中的葉片和鍋爐)和P91鐵素體——馬氏體鋼（ 9%Cr–1%Mo的鋼，廣泛的應用在核電的裂變反應堆 ）在經過熱處理之後，在室溫和工作溫度 (330 and 550 °C)下，YS和UTS均減少，但韌性均得到提高。
在AM製造過程中的熱迴圈會導致不可預期的顯微組織的存在。例如，在SLM製造 24CrNiMoY鋼的時候，隨著熱迴圈數量的增加，顯微組織從馬氏體向貝氏體進行轉變。比較有趣的是，在DED製造的過程中，基材的溫度會顯著的改變顯微組織的構成，織構和晶粒尺寸。隨著基材的溫度從室溫到400 °C進行變化，其顯微組織會從完全馬氏體向混合馬氏體和較低含量的貝氏體進行轉變。相應地，晶粒尺寸（織構強度）從30 μm (16.0) 下降到13 μm (4.7)。
優異的顯微組織和拉伸效能可以透過減少鐵素體/馬氏體鋼的啟用能來實現，SLM製造時採用兩種掃描策略：雙向掃描經過 45°偏離和不經過偏離，每一層之間旋轉旋轉 90°。兩個掃描策略均導致優異的拉伸效能，YS = 893–911 MPa, UTS = 1008–1047 MPa 和延伸率 = 15.0–18.7%，這一數值比SLM製造的低啟用能馬氏體鋼要高得多。強度的提高歸因於晶粒細化，韌性的可接受歸因於晶粒形貌的改變，造成斷裂模式向穿晶韌性轉變。在晶粒形貌的一個有趣的變化（從柱狀向菱形轉變）在經過掃描策略的變化的時候會被觀察到，這一變化並不會對強度產生顯著的影響。
圖3 SLM製造的啟用能減少的鐵素體/馬氏體鋼在採用雙相掃描 a–d 沒有經過和 e–h經過45°偏離 X/Y-軸，且在每層偏轉90° 時對中心區域觀察得到的結果: a, e 金相的三維觀察結果；b–d 和 f–h EBSD IPF 圖在不同角度的結果。
AM製造工藝所固有的不均勻性和原位熱處理可以用來提高馬氏體/鐵素體的機械效能。例如，Jing曾經報道，SLM工藝可以用來在S209鋼中製造出各種各樣的多個/雙重方式的的顯微組織，導致優異的YS達到1053MPa，延伸率達到大約17%。這主要歸因於SLM製造過程中增加的鐳射能量密度造成的晶粒細化和細小的馬氏體板條的形成，當溫度梯度降低時有利於等軸的細小的晶粒的形成。
AM也可以造成 24CrNiMoY鋼的機械效能的優異。AM 製造的24CrNiMoY部件的強度的提高主要歸因於貝氏體板條的晶粒尺寸的控制，此時的貝氏體鐵素體束是比較細小的時候，其YS也比較高。SLM製造的這一合金的優異的顯微硬度和強度歸因於超飽和的固溶強化，位錯和亞晶胞結構。足夠的保溫時間和巨大的溫度梯度會造成貝氏體組織大的形成。在不同的掃描速度和部件的不同位置，其顯微組織不同。當鐳射掃描速度增加的時候，高角度的晶粒柏楠姐先增加後減少。超級固溶，位錯和亞晶粒胞狀結構均給予了研究。
圖4 SLM工藝製造24CrNiMoY的熱歷史及其組織
值得注意的是，也有報道指出，AM製造的鐵素體/馬氏體不鏽鋼的機械效能同變形的合金樣品相比較，其機械效能比較差。例如，超高強度的馬氏體不鏽鋼AerMet100在使用DED工藝進行製造時，其拉伸強度和韌性均比變形的部件要低。同時其拉伸強度還存在各向異性的特點。其長度方向的延伸率為為12.3%，而橫向方向則為4.6%。這是因為施加的拉伸應力在T方向垂直於先生的奧氏體境界（位置易於裂紋的擴充套件）。在L方向，然而，施加的拉伸應力平行於晶界，導致高的裂紋擴充套件抗力透過晶界內部的貝氏體顯微結構。各向異性在SLM製造的國產低啟用能馬氏體鋼中也觀察到類似的結果。SLM製造造成的鋼的回火馬氏體會促成韌性比強度要好。SLM製造的鋼呈現出衝擊韌性為10 J，這一數值比同等合金的變形態要低5%。
矽鋼也可以採用AM技術進行製造，且同時展現出優異的磁效能。而傳統的製造工藝由於加工效能的限制，其矽含量一般限制在不超過3.5wt%。而採用AM工藝時， Garibaldi等人報道採用SLM工藝可以實現 Fe-6.9 wt% Si 的成功製備。AM工藝的採用，可以更方便的製造出各種特殊應用形狀需求的高Si鋼來。
文章來源：Additive manufacturing of steels: a review of achievements and challenges，Nima Haghdadi, Majid Laleh, Maxwell Moyle & Sophie Primig ，Journal of Materials Science volume 56, pages 64–107(2021)。
參考文獻：Zuo P, Chen S, Wei M, Zhou L, Liang J, Liu C, Wang M (2019) Microstructure evolution of 24CrNiMoY alloy steel parts by high power selective laser melting. J Manuf Process 44:28–37