钢铁材料增材制造过程中的研究进展与挑战

用于AM制造的工具钢主要有两大类，分别称之为无碳的马氏体硬化钢和含碳的马氏体硬化钢。对于这两种工具钢来说，最终的显微组织均主要包括析出相的马氏体。然而，在含碳马氏体工具钢中，在淬火过程中得到的马氏体基材没有析出相的时候会比较硬且脆性比较大，而退火则通过在马氏体基材上以碳化物的形式析出含碳析出相而使得其重新获得韧性。对于高Ni含量的马氏体钢，另一方面，淬火会导致相对软和韧性的马氏体结构，这就使得其强度通过时效析出金属间化合物相的析出相而获得强度。

由于AM制造工艺过程中的冷却速率典型的属于比较快的特点，马氏体的形成在以上两种类型的钢铁中进行AM制造的时候均会形成。因此，具有韧性的马氏体结构的马氏体钢非常容易进行AM制造，而含碳的工具钢具有脆性的马氏体结构则由于在AM制造过程中的热应力的存在导致其具有生成裂纹的倾向。一定数量的关于含碳的轴承钢的文献主要集中在找到优化的工艺参数来获得无裂纹的，致密的样品的制备上。与之相反，大多数关于马氏体工具钢的研究则主要针对优化显微组织，机械性能和后热处理上。

1. 马氏体时效硬化钢（Maraging steels）

1.1. 马氏体时效硬化钢的沉积态的显微组织
对于马氏体时效硬化钢来说，广泛应用于AM制造的合金类型主要是18Ni-300 (1.2709, X3NiCoMoTi 18-9-5)。而其他类型的应用AM进行制造的马氏体时效硬化钢在文献中则比较少，主要有：18Ni-250 (1.6359 (~1.2706), X2NiCoMo18-8-5), 14Ni-200 以及Fe–Ni–Al 类型的马氏体时效硬化钢等。在余下的文字中，我们主要聚焦在18Ni-300这一类型的马氏体时效硬化钢上。

无裂纹的且相对密度大于99%的马氏体时效硬化钢可以通过AM技术来制造。同传统变形工艺制造的马氏体时效硬化钢几乎完全是马氏体相相比较，AM制造的马氏体时效硬化钢则呈现出显著不同的显微组织。SLM类型的AM制造的主要呈现出胞状/枝晶的凝固显微组织，如下图1所示，而DED工艺制造的则也差不多是如此的，其中SLM工艺得到的胞晶尺寸大约为 0.3–2 μm，而DED工艺得到的胞晶尺寸大约为 5μm。先生成的奥氏体晶粒在DED工艺进行制造的时候，当晶粒直径大到1mm的时候是相对比较粗大的。在这一凝固组织中，马氏体相变就会发生。得到的显微结构看起来同传统的制造工艺显著不同：当他们经常被残余的奥氏体沿着晶粒边界限制的时候，块状的马氏体板条主要在单个凝固胞内发现，残余奥氏体是枝晶间由于凝固造成的微观上的偏离造成的合金元素的富集形成的，见图2。富集的Ni稳定化奥氏体至室温。因此，AM制造的马氏体时效硬化钢包含一定数量的奥氏体 (6–11%, 取决于工艺过程的状态)

图1. SLM制造的18Ni-300马氏体时效硬化钢的胞状/枝晶凝固组织的SEM图

图2. DED制造18Ni-300 马氏体时效硬化钢的EBSD图及其相应的EDS元素

成分在枝晶区域富集的合金元素稳定化

1.2.沉积态的织构
残余奥氏体晶粒呈现出一种纤维的织构，其结晶学<001>方向平行于制造的方向。同在其他钢铁中一样，这是归因于在凝固过程中沿着最大热温度梯度方向择优生长造成的。同在奥氏体不锈钢中不一样的是，在马氏体时效硬化钢中的固态马氏体相变导致其织构的显著的弱化，这是因为奥氏体晶粒的方向导致了一定程度的马氏体的变化和由此造成了结晶学方向的变化。图3为几乎为随机的晶粒方向在没有特定的织构特征时，要么是EBSD的图像或要么为相应的极图的结果。

图3. SLM制造 8Ni-300 马氏体时效硬化钢的EBSD分析结果（样品的垂直截面）

1.3. 马氏体时效硬化钢的热处理

在通常的时效温度 (490–530 °C)进行时效处理时，胞状的显微组织会被残余而留存下来。在较高的时效温度下，如 600 °C，大量的奥氏体回复现象会发生。胞状的显微组织在经历固溶处理（通常处理温度在 815 到840 °C之间，此时的钢铁材料为完全奥氏体）会完全消失，在淬火时并被完全马氏体所取代。同沉积态的合金相比较，这就导致硬度下降和强度降低。

如前面所提到的，在时效热处理过程中由于金属间化合物析出相造成的马氏体组织的硬化，造成马氏体时效硬化钢所具有的优异的强度和韧性的组合。在SLM制造得到的沉积态，没有析出相或小的原子簇在18Ni-300中被观察到，表明冷却速率足够高以至于可以抑制析出相的析出。然而，在DED制造的产品中，发现有早期的析出相的迹象存在，伴随着硬度的提高。这一现象是在沉积过程中不断重复加热的结果，这是一种称之为内在热处理的过程。一个简单的Fe–Ni–Al三元马氏体时效硬化钢，特殊设计用来在DED过程中由于内在热处理造成析出的合金，在AM制造之后，没有经历额外的热处理过程，呈现出较高数量的金属间NiAl析出相。

AM制造后在时效热处理SLM制造的马氏体时效硬化钢中的析出顺序同传统工艺制造的马氏体时效硬化钢几乎相当：首先是球形的 Ni3X 析出相 (η-相) 随着X（X=Ti, Al, Mo ）的含量变化而形成，随后是Fe7Mo6 (μ-相) 的析出，见图4。

图4

▲图解：在SLM制造18Ni-300 马氏体时效硬化钢，经历时效热处理510 °C@ 2h之后，不同类型的析出相 (Ni3Ti (η 相) and Fe7Mo6 (μ相))的原子探针层析重建图像

1.4. 马氏体时效硬化钢的拉伸强度

总的来说，AM制造的马氏体时效硬化钢的机械性能同传统工艺的机械性能几乎相当，但并不完全一样。SLM工艺制造的材料，在没有进行时效处理时，尽管SLM工艺得到的显微组织变得细小，其拉伸强度和屈服强度等于或者稍微高于传统工艺制造的同成分的材料。在经历时效热处理（均经过或者不经历固溶处理），其显微硬度得到显著提升（如从381 提升到 645 HV)），其拉伸强度也得到了提升，伴随着韧性略有下降。

同析出相一起，在时效后，在残余奥氏体周围的胞晶边界可以观察到奥氏体回复。在传统工艺制造的马氏体时效硬化钢，没有奥氏体，既没有残余奥氏体也没有回复奥氏体被观察到，这是同AM制造的产品在时效状态下相比较，传统工艺制造的产品具有较高的硬度的原因。在时效热处理后，同传统工艺制造的产品相比较，SLM制造的产品其韧性显著的降低并且比传统工艺的要低。Tan等人研究发现其机械性能具有各向同性。

有研究人员得出结论认为，SLM制造的样品经历固溶处理是没有必要的，结果是AM制造的产品的沉积态可以直接进行时效。如图5所示，为样品在时效前后的拉伸强度的对比图。他们发现残余奥氏体并不会对断裂起到重要的作用，同金属间析出相的强化效应相比较，回复奥氏体则起到非常小的作用。与之相反，Tan等人认为在经历固溶和时效处理后，断裂机制比直接时效要明显，由此建议固溶处理应该执行。

图5 SLM制造的18Ni-300马氏体时效硬化钢在时效处理前后的拉伸缺陷，时效处理条件为460 °C @8h

▲图解：时效处理条件为460 °C @8h，SLM制造的18Ni-300马氏体时效硬化钢在时效处理前后的拉伸缺陷

1.5. 马氏体时效硬化钢的疲劳型性能

Croccolo 等人发现静拉伸载荷作用下的疲劳极限为600MPa，其疲劳性能是各向异性，同传统工艺制造的马氏体时效硬化钢几乎相一致。Becker等人则发现时效材料的峰值疲劳裂纹速率生长为各向异性，等同于传统工艺制造的材料。各向异性是由于材料的马氏体相变的结果造成的弱的织构而形成的。尽管AM工艺可以得到无缺陷的样品，韧性和断裂行为仍然强烈的受到材料中存在的任何缺陷性能的影响，即缺陷的方向，形貌和排列等。