江蘇激光聯(lián)盟導(dǎo)讀：

本文探討了激光制造鋼的工藝進(jìn)展以及面臨的挑戰(zhàn)。本文為第六部分。

沉淀硬化不銹鋼

沉淀硬化不銹鋼是一種先進(jìn)的高強(qiáng)度鋼，具有良好的耐蝕性，是一種很有前途的航空航天材料。

因此，它吸引了越來越多的研究人員和工程師對(duì)LAM制造的興趣。在過去幾年中，最常研究的PH不銹鋼包括17-4PH和15-5PH不銹鋼。兩者都是幾乎不含碳的馬氏體不銹鋼，通過在馬氏體基體中沉淀高度分散的Ni3Al、Ni3Ti、Ni3Mo、B2A-Laves相和其他金屬間化合物來強(qiáng)化。本節(jié)重點(diǎn)介紹研究最廣泛的17-4PH鋼。

LAM處理的17-4ph鋼中的相組成各不相同。

最常見的微觀結(jié)構(gòu)是含有少量奧氏體或鐵素體的馬氏體，這與傳統(tǒng)生產(chǎn)的17-4PH鋼不同，后者含有馬氏體和金屬間化合物（表3）。顯然，LAM和傳統(tǒng)工藝之間的不同凝固條件是造成這種差異的原因。除馬氏體相外，還報(bào)告了鐵素體和奧氏體的主導(dǎo)相。17-4PH鋼的相組成變化歸因于不同LAM工藝過程中化學(xué)成分和冷卻速度的變化。圖29（a，b）顯示了使用不同粉末的各種17-4PH鋼樣品中馬氏體體積分?jǐn)?shù)的變化。

圖29（a，b）從兩種不同的L-PBF制造的17-4PH鋼獲得的EBSD相圖：奧氏體（紅色）、鐵素體（黃色）、馬氏體（藍(lán)色）[276]；（c，d）含馬氏體（c）[272]和鐵素體基體（d）的L-PBF制造的17-4PH鋼的EBSD取向圖；（e）HAADFSTEM圖像和L-PBF制造的17-4PH鋼的EDS圖。

Swathi及其同事指出，在LAM凝固過程中，從δ-鐵素體到奧氏體以及隨后到馬氏體的相變由鐵素體和奧氏體穩(wěn)定劑的濃度比決定，后者由鉻當(dāng)量與鎳當(dāng)量之比（Creq/Nieq）表示。Creq/Nieq值≤2.36導(dǎo)致大量馬氏體的形成（圖29（b））遵循經(jīng)典馬氏體轉(zhuǎn)變路徑（L→δ→γ→α′）Creq/Nieq值增加到2.65，導(dǎo)致形成粗δ鐵素體作為主導(dǎo)相成分（圖27（d））。在激光焊接的Fe-Cr-Ni合金中也有報(bào)道，發(fā)現(xiàn)臨界Creq/Nieq值隨著枝晶生長速度的增加而增加。

根據(jù)表3，17-4PH鋼的Creq/Nieq值范圍為1.73至2.82。因此，

Alnajjar等人在L-PBF制造的17-4PH鋼中提出了“通過奧氏體”效應(yīng)，在L-PBF期間極高的冷卻速度完全抑制了δ鐵素體形成奧氏體，因此δ鐵素體被保留到室溫。似乎存在一個(gè)臨界冷卻速率，超過這個(gè)速率就會(huì)發(fā)生這種效應(yīng)。然而，“奧氏體旁路”效應(yīng)的臨界冷卻速率未知。Yu等人在另一種L-PBF制造的17-4PH鋼中也報(bào)告了類似的結(jié)果，在該鋼中觀察到了含有少量馬氏體和奧氏體的初生鐵素體。由于101–104K的冷卻速度相對(duì)較低，焊接過程中很少出現(xiàn)完全旁路現(xiàn)象s–1與L-PBF相比(～106Ks-1）。此外，在L-PBF制造的17-4PH鋼中也報(bào)告了由72%奧氏體和28%馬氏體組成的微觀結(jié)構(gòu)。有趣的是，由于亞穩(wěn)奧氏體的高體積分?jǐn)?shù)，一些L-PBF制造的17-4PH鋼也表現(xiàn)出相變誘發(fā)塑性（TRIP）效應(yīng)。

表3本文綜述了使用狀態(tài)下常規(guī)生產(chǎn)鋼的成分和相組成。

LAM生產(chǎn)的17-4ph鋼中，相組成的變化必然導(dǎo)致晶粒形態(tài)和織構(gòu)的不同。

如圖29（d）所示，鐵素體占主導(dǎo)地位的樣品顯示出粗大的晶粒，其100擇優(yōu)晶體取向與構(gòu)建方向一致，這是立方晶體（例如FCC和BCC）的常見凝固織構(gòu)。然而，經(jīng)歷了從δ鐵素體到γ奧氏體再到α的相變的樣品或α′-馬氏體通常表現(xiàn)出較弱的織構(gòu)（見圖29（c）），因?yàn)樵谝粋€(gè)奧氏體晶粒中，通常存在大量馬氏體變體，因此存在各種晶體取向。這表明，馬氏體相變有可能抑制LAM過程中沿建筑方向的主要織構(gòu)，從而降低各向異性性能。

與奧氏體不銹鋼相似，為細(xì)胞狀結(jié)構(gòu)(～500還報(bào)告了PH鋼的鐵素體和馬氏體基體。

圖29（e）顯示了L-PBF制造的17-4PH鋼中鐵素體晶粒的STEM圖像和EDS圖。結(jié)果表明，高密度位錯(cuò)沿胞間界面分布，Cu偏析。然而，馬氏體基體是否含有類似的位錯(cuò)和元素偏析仍然未知?！俺Ｒ?guī)生產(chǎn)鋼的凝固和相變簡要概述”一節(jié)討論了LAM加工鋼中這種典型胞狀結(jié)構(gòu)的形成，這與LAM加工過程中的熱梯度、冷卻速率和熱應(yīng)力有關(guān)。此外，還沒有在已建成的17-4PH鋼中出現(xiàn)富銅沉淀的報(bào)告，這表明復(fù)雜熱循環(huán)引起的所謂“本征熱處理（IHT）”可能對(duì)PH不銹鋼中的沉淀影響有限。IHT對(duì)馬氏體鋼相變的影響將在以下章節(jié)中進(jìn)一步討論。

馬氏體不銹鋼

到目前為止，最常用于LAM的馬氏體不銹鋼包括AISI420、431和1Cr12Ni2WMoVNb。AISI420和431鋼的化學(xué)成分如表3所示。

經(jīng)LAM處理的420馬氏體不銹鋼中的相為馬氏體、δ-鐵素體和殘余奧氏體（見圖30），這與傳統(tǒng)工藝制造的相一致（表3）。圖30（a，b）顯示了L-PBF制造的420不銹鋼在不同區(qū)域的SEM顯微照片。馬氏體針狀物與針狀物之間的殘余奧氏體一起穿過多個(gè)胞狀/樹枝狀邊界。

如前所述，

與PH鋼類似，由于馬氏體相變，未發(fā)現(xiàn)優(yōu)先織構(gòu)。殘余奧氏體的比例隨位置而變化。在L-PBF制造的420鋼樣品的上層（圖30（a））中，發(fā)現(xiàn)21%的殘余奧氏體，內(nèi)部區(qū)域的殘余奧氏體增加到近58%（圖30（b））。Krakhmalev認(rèn)為馬氏體的分解是由于熱循環(huán)引起的。這表明本征熱處理（IHT）顯著影響了L-PBF制造的馬氏體不銹鋼的微觀結(jié)構(gòu)。由于通過熱循環(huán)對(duì)先前建造的層進(jìn)行的再加熱沿建筑方向變化（再加熱溫度從頂層到下層逐漸降低），因此可以合理地假設(shè)沿建筑方向的微觀結(jié)構(gòu)演變是不均勻的。這類似于多層焊接工藝。該特性可用于生產(chǎn)功能梯度合金。

圖30(a,b)在激光功率為60W、掃描速度為120mms-1，L-PBF制備的420馬氏體不銹鋼的頂表面(a)和內(nèi)部區(qū)域(b)的SEM圖像;(c,d)激光功率為2500W，掃描速度為10mms-1，L-DED制作的420馬氏體不銹鋼的EBSD取向圖和相圖。

與焊接后的420鋼不同，在熱影響區(qū)(HAZ)中發(fā)現(xiàn)粗糙的初級(jí)M23C6碳化物，而在LAM生產(chǎn)的420鋼中沒有發(fā)現(xiàn)碳化物。這被認(rèn)為是由于每一層的部分重熔過程中初生碳化物的溶解導(dǎo)致的。此外，LAM過程中更快的冷卻速率(103~106Ks-1)有助于抑制碳化物的形成。

aisi420不銹鋼退火后的掃描電鏡照片。

上圖為AISI420不銹鋼的SEM顯微圖。退火組織主要為鐵素體基體中M23C6碳化物的晶間和晶內(nèi)析出。晶界處的晶間析出比基體的晶內(nèi)析出更粗。

焊縫金屬組織由馬氏體、δ鐵素體和少量殘余奧氏體組成。由于激光焊接冷卻速率高，馬氏體組織非常細(xì)小(見下圖a)。馬氏體相中的δ鐵素體如圖b所示。在激光焊接過程中，由于冷卻速度快，產(chǎn)生了δ鐵素體。

試樣焊縫金屬組織的掃描電鏡照片。(a)5000x。(b)1500x。

與420馬氏體不銹鋼不同，如圖31所示，經(jīng)LAM處理的1Cr12Ni2WMoVNb和431鋼的定向顯微組織由枝晶鐵素體相、枝晶間鐵素體和(Cr,Fe)23C6碳化物沿枝晶間區(qū)組成。圖31(b,c)顯示了經(jīng)過拉伸測(cè)試的L-DED型431鋼的微觀結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)取自熔體池中心(熔體池尺寸約為500μm)。在枝晶間區(qū)域出現(xiàn)了裂紋。這表明，碳化物在拉伸過程中引發(fā)了裂紋，并促進(jìn)了裂紋的擴(kuò)展，脆化了枝晶邊界。在1Cr12Ni2WMoVNb和431不銹鋼中也發(fā)現(xiàn)了層間熱影響區(qū)(ILHAZ)。Wang等人認(rèn)為之前建立的層的部分重熔導(dǎo)致晶粒長大和枝晶間相的溶解，從而形成ILHAZ，這與激光焊接和熔覆過程中常見的HAZ相似。

例如，

與Wang等相反，Hemmati等報(bào)道了枝晶結(jié)構(gòu)為馬氏體，而δ-鐵素體只在基體-涂層界面或軌道重疊區(qū)域形成。由于基體-熔覆界面和層間界面附近的冷卻速率較高，δ-鐵素體向γ-奧氏體的相變被抑制。這與上述PH-17鋼LAM加工過程中的“奧氏體旁通”效應(yīng)一致。在離基體較遠(yuǎn)的冷卻速率較低的區(qū)域，發(fā)生了從δ-鐵素體到γ-奧氏體再到α′-馬氏體的相變。這再次證明了LAM制造過程中凝固條件的方向變化導(dǎo)致了組織梯度，這在傳統(tǒng)的鑄造和焊接工藝中很少報(bào)道。

圖31(a)L-DED構(gòu)建的1Cr12Ni2WMoVNb和431不銹鋼中由枝晶鐵素體相、枝晶間鐵素體和沿枝晶間區(qū)碳化物組成的排列良好的定向組織示意圖;(b,c)拉伸試驗(yàn)后L-DED型431不銹鋼的SEM圖像顯示宏觀裂紋(b)和微裂紋(c)。

超高強(qiáng)度與良好的韌性、可加工性和可焊接性相結(jié)合，效后形成的高密度金屬間相具有有效的析出強(qiáng)化作用，成為航空航天工業(yè)中最重要的材料之一。

因此，和在復(fù)雜產(chǎn)品中的高附加值，特別適合于焊接。作為典，LAM制造的18Ni-300被廣泛研究。LAM研究的18Ni-250、14Ni-200和Fe-19Ni-xAl鋼。

與LAM處理的奧氏體不銹鋼和PH不銹鋼相似，如圖32(a,b)所示，18Ni-300/枝狀組織，表明胞間/枝狀區(qū)域存在顯微偏析和高密度位錯(cuò)。如圖32(e)所示，胞間/枝晶區(qū)富含Ti、Mo和Ni，這與LAM。與LAM制備的PH不銹鋼相組成的變變性相比，18Ni-300馬氏體和殘余奧氏體組成(見圖32(c)和33(a))。

圖32(a,b)L-PBF18Ni-300(激光功率為285W，掃描速度為960mms-1，層厚為0.04mm，開口間距為0.11);激光功率為800W，掃描速度為10mms-1，層厚為0.42mm，缺口空間為0.9mm，制備的L-DED18Ni-300EBSD定向彩色圖(c)、相圖(d)和EDS圖(e)。

高倍EBSD相圖(圖32(c))顯示，殘余奧氏體通常存在于Ti/Mo/ni富集的胞間/枝晶區(qū)，。因此，在大多數(shù)情況下，，殘余γ相通常沿馬氏體板條的邊界分布。雖然激光焊接和激光焊接制(表3)，但激光焊接制接制，這是因?yàn)榧す夂附庸に?尤其是L-PBF)的冷卻速率更高。

根據(jù)計(jì)算超低碳鋼馬氏體起始溫度(MS)的經(jīng)驗(yàn)公式，Ti、Mo和Ni含量較高會(huì)降低MS，從而穩(wěn)定奧氏體。這種偏析可以使LAM生量增加到10.3%。此外，奧氏體穩(wěn)定劑沿胞狀組織的微觀偏析可能限制馬氏體板條的形成，這種偏析。因此，有理由認(rèn)為，LAM處理的18Ni-300馬氏體鋼的顯微偏析導(dǎo)致馬氏體板條比常規(guī)處理的馬氏體板條更細(xì)。

18Ni-300鋼在不同LAM處理后殘余奧氏體的分布不同。L-PBF制造的18Ni-300鋼的EBSD圖(見圖33(a-c))明顯顯示，保留的γ相局限在層間邊界。

然而，在J?gle等人報(bào)道的低鎂EBSD相圖中，沒有γ相沿層間邊界的優(yōu)先分布。Takata等認(rèn)為這種差異可能與LAM過程的冷卻速率不同有關(guān)。圖33(d)所示為18Ni-300L-PBF過程中的馬氏體轉(zhuǎn)變和組織演變。激光束首先熔化預(yù)鋪展的合金粉末層，形成熔池。初生γ晶粒從熔體與周圍固體粉末的界面成核，然后沿最大熱流方向(最陡的熱梯度)向熔池中心生長。在凝固過程中，γ相沿?fù)駜?yōu)001方向凝固，并沿凝固方向形成001織構(gòu)。

圖33L-PBF制備的18NiEBSD相圖(a)、取向顏色圖(b)和γ相取向顏色圖(c);(d)L-PBF過程中18Ni。

當(dāng)溫度低于Ms，初生γ相開始向馬氏體板條轉(zhuǎn)變。

通常，為了滿足與γ相的K-S和/或N-W取向關(guān)系，在一個(gè)γ晶粒內(nèi)會(huì)形成大量不同取向的馬氏體變異體，如圖33(b)所示。馬氏體變異體的形成消除了織構(gòu)、大柱狀γ晶粒，使組織均勻。值得注意的是，靠近夾層或熔池邊界的較高的冷卻速度加快了殘余γ相的形成(圖32(a,c))。然而，這類γ相的臨界冷卻速率尚不清楚，這與特定的LAM過程密切相關(guān)。此外，由于溶質(zhì)的微觀偏析，熔池中保留的細(xì)小γ相也沿胞間/枝晶區(qū)分布，進(jìn)一步細(xì)化了馬氏體板條。此外，圖32(e)顯示了沿熔池胞間/枝晶邊界分布的富ti球狀顆粒。這些顆粒被認(rèn)為是TiO2夾雜物，因?yàn)榧词乖跉鍤鈿夥罩校琓i與氧的親和力也很高。

，少數(shù)研究小組對(duì)18Ni-300鋼LAM析出過程進(jìn)行了研究。

然而，報(bào)告了不同的結(jié)果。Bodziak等人和J?gle等人使用原子探針斷層掃描(atom-probetomography,APT)對(duì)已建L-PBF樣品中的沉淀進(jìn)行研究，未發(fā)現(xiàn)沉淀簇。然而，J?gle等報(bào)道了不同的結(jié)果，這可能與他們不同的加工參數(shù)有關(guān)。如上所述，在LAM逐層沉積過程中，之前建造的層經(jīng)歷循環(huán)再加熱。熱行為被稱為上面提到的IHT。J?gle等通過對(duì)APT數(shù)據(jù)集的統(tǒng)計(jì)分析，認(rèn)為IHT在L-DED預(yù)納米析出物。Tan和他的同事在l-pbf18ni結(jié)論。

在傳統(tǒng)的鑄造和焊接工藝處，還沒有報(bào)道過這種納米析出物。然而，無論是Tan等人還是J?gle等人都沒有闡明原位形成的納米沉淀物的組成和晶體結(jié)構(gòu)。此外，據(jù)報(bào)道，效試樣相比的。這意味著iht誘導(dǎo)析出相的體積分?jǐn)?shù)過低，無法最大化析出硬化。因此，，以誘導(dǎo)金屬間化合物顆粒的沉淀，從而進(jìn)一步提高機(jī)械性能。這將在“增強(qiáng)性能的過程”一節(jié)中討論。有趣的是，通過將Fe-19Ni-xAlAl濃度提高到約3-5%，Kürnsteiner等顯著增加了IHT對(duì)NiAl納米顆粒沉淀的影響。這為通過設(shè)計(jì)新成分途徑，特別是對(duì)LAM充分利用IHT效應(yīng)。

工具鋼

工具鋼廣泛用于制造各種刀具、模具和模具(TDM)。這些都是傳統(tǒng)制造業(yè)的重要組成部分。

可長達(dá)數(shù)月或數(shù)年，且成本較高。與傳統(tǒng)的制造工藝相比，LAM可以將模具的生產(chǎn)周期縮短約40%，因?yàn)樗哂兄苯又圃斓奶匦?，而且LAM還增強(qiáng)了內(nèi)部冷卻通道等設(shè)計(jì)功能。與激光熔覆和激光表面合金化等其他激光加工技術(shù)相比，TDM零件是激光加工技術(shù)最重要的優(yōu)勢(shì)之一。目前，全密實(shí)工具鋼零件已成功使用LAM制造，包括H13和M2工具鋼。Sander等人使用工具鋼粉末，通過L-PBF工藝生產(chǎn)了一種具有集成內(nèi)部冷卻通道和輕型葉輪部件的鉆頭(見圖34(a,b))。此外，Mazumder等人和Xue等人應(yīng)用L-DED技術(shù)制造了H13注塑模具，嵌入銅冷卻通道(見圖34(c,d))。根據(jù)Xue及其同事的研究，該部件在橫向上的強(qiáng)度與鍛件相當(dāng)。這些實(shí)例表明，LAM工藝在生產(chǎn)復(fù)雜形狀鋼工具方面具有很高的潛力。

圖34L-PBF制造的工具鋼的不同部件：（a）具有整體晶格結(jié)構(gòu)的FeCrVMo工具鋼葉輪部件；（b）M2工具鋼鉆，帶集成冷卻通道；采用L-DED（c，d）H13注塑模具，內(nèi)置銅冷卻通道

H13鋼

在所有工具鋼中，

LAM加工的工具鋼零件的相對(duì)密度在60%~100%之間，遠(yuǎn)低于不銹鋼零件。大多數(shù)H13鋼零件以馬氏體為基體，少量殘余奧氏體(見圖35(e))和成分依賴碳化物，與激光熔覆或激光焊接的同類零件相似(表3)。Wang和同事報(bào)道了L-PBF構(gòu)建的H13樣品中殘余奧氏體的體積分?jǐn)?shù)約為11.5%。殘余奧氏體數(shù)量較多與冷卻速度快有關(guān)，冷卻速度快穩(wěn)定了奧氏體，因?yàn)槿鄢刂杏懈嗟倪^冷奧氏體可以在轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體之前迅速冷卻到馬氏體轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度(Mf)以下。

圖35(a-c)L-PBF結(jié)構(gòu)H13鋼截面的SEM圖像;(d)另一種L-PBF結(jié)構(gòu)H13鋼的TEM圖像顯示板條馬氏體和M23C6碳化物;L-PBF制備H13鋼的EBSD相位圖(e)和取向彩色圖(f);(g)用L-DED制作的H13樣品微結(jié)構(gòu)的低放大圖像;(h-i)沉積態(tài)L-DEDH13試樣的SEM微觀組織圖:(h)頂部，(i)中部。

與回火相似，與LAM過程相關(guān)的IHT可以導(dǎo)致馬氏體的部分分解。因此，回火馬氏體常出現(xiàn)在L-DED結(jié)構(gòu)的工具鋼中，這導(dǎo)致了沿建筑方向的硬度不均勻。一般來說，表層的硬度高于下層的硬度。此外，與常規(guī)回火一樣，IHT還可以將L-PBF結(jié)構(gòu)的H13鋼中馬氏體分解為細(xì)小的鐵素體和Fe3C析出。然而，在L-PBF結(jié)構(gòu)的H13鋼中并不總是觀察到回火馬氏體，這可能是由于使用的工藝參數(shù)不同，因此產(chǎn)生了不同的再熱循環(huán)次數(shù)。

TEM顯微圖和反極圖(IPF)(圖35(d,f))利用了典型板條馬氏體的L-PBF結(jié)構(gòu)H13鋼的微觀組織。

如上文所述，馬氏體相變消除了熔，因此沒有觀察到特定的條狀馬氏體主導(dǎo)取向。此外，每個(gè)單獨(dú)的板條馬氏體被高角度邊界隔開。，馬氏體中還含有大量的低角度晶界(2-10°定向錯(cuò)角)，它們構(gòu)成了馬氏體板條內(nèi)部的亞晶粒。此外，高比例的低角度邊界表明馬氏體板條內(nèi)部有更高的位錯(cuò)密度，這反過來有助于更高的強(qiáng)度，但低塑性。在“力學(xué)性能”部分將討論LAM處理H13鋼的組織和機(jī)械性能之間的關(guān)系。

與奧氏體不銹鋼的組織相似，LAM過程(103-106Ks-1)[8]的高冷卻速率通常會(huì)導(dǎo)致H13鋼(見圖35(a-c,g-i))中出現(xiàn)超細(xì)胞狀或枝晶亞晶組織，而在鑄件中則不常見。

通常，L-PBF結(jié)構(gòu)的H13鋼與L-DED結(jié)構(gòu)的H13鋼相比(圖35(h和i))具有更精細(xì)的組織(圖35(h和i))。這是因?yàn)榕cL-PBF過程有關(guān)的冷卻速率(~106Ks-1)比L-DED(~104Ks-1)[8]高幾個(gè)數(shù)量級(jí)。在L-DED結(jié)構(gòu)的H13鋼中也觀察到組織的不均勻性。如圖35(h,i)所示，在L-DEDH13鋼的頂部區(qū)域，由中間區(qū)域高，因此呈現(xiàn)出非常細(xì)小的胞狀組織。而中間和底部則為典型的枝晶結(jié)構(gòu)。亞晶粒組織從胞狀到枝晶的形態(tài)轉(zhuǎn)變已在“常規(guī)鋼中凝固和相變概論”一節(jié)中討論，這與不同的熱梯度有關(guān)。EBSD相圖證實(shí)，在胞體界面存在殘余奧氏體，這可能歸因于強(qiáng)奧氏體穩(wěn)定元素(即C)的胞間/枝晶間顯微偏析。

此外，

在胞間/樹枝狀空間中發(fā)現(xiàn)了一些納米尺寸的碳化物顆粒（見圖35（d））或薄膜，這些顆?；虮∧ねǔ２粫?huì)在常規(guī)凝固過程中形成。H13鋼中形成的碳化物類型強(qiáng)烈依賴于LAM工藝（例如參數(shù)和機(jī)器類型）。因此，在H13工具鋼中發(fā)現(xiàn)了不同的碳化物，這些工具鋼使用不同的LAM機(jī)器或加工參數(shù)制造，包括MC（富釩）、M2C（富鉬）、M7C3（富鉻）和M23C6碳化物。LAM工藝和碳化物類型之間仍然缺乏特別的相關(guān)性。碳化物的形成是否受到熱循環(huán)或IHT的影響也不得而知。由于碳化物的類型在控制LAM生產(chǎn)的H13工具鋼的機(jī)械性能方面起著重要作用，因此有必要進(jìn)行進(jìn)一步的研究。

M2鋼

作為典型的高速鋼，M2鋼的LAM引起了研究者和工程師的高度關(guān)注。

作為一種高碳馬氏體鋼，其相組成與奧氏體區(qū)冷卻速率密切相關(guān)。因此，由于使用了不同的工藝參數(shù)，在LAM生產(chǎn)的M2工具鋼樣品中所報(bào)道的相是不一致的。在M2鋼的常規(guī)鑄造過程中，凝固相變經(jīng)歷以下轉(zhuǎn)變:(L)→(δ+L)→(δ+γ+L)→(δ+γ+MxC)→(α+MxC)。由于LAM過程的高冷卻速率(103~106Ks-1)引起的非平衡凝固，M2鋼LAM后的相組成與常規(guī)加工零件不同。廣泛報(bào)道的LAM加工的M2刀具含有馬氏體、殘余奧氏體和各種碳化物。

然而，

。M2鋼的微觀組織在同一LAM試樣中也存在差異。圖36(a,b)中的EBSD結(jié)果表明，熔池中心只形成粗大的鐵素體。而馬氏體/奧氏體/鐵素體相的混合物，尺寸非常細(xì)小(約2μm)，與熔池的夾層(暗區(qū))一起可見(圖36(a,b))。這可能與熔池?zé)釟v史的波動(dòng)有關(guān)。

如上所述，析出晶粒形貌由熱梯度G與凝固速率R(i,e。G/R)。較低的G/R值有利于細(xì)晶組織的形成。

凝固初期沿熔池邊界快速冷卻，直接導(dǎo)致局部大R值(即低G/R值)，從而形成細(xì)晶組織。這類似于傳統(tǒng)鑄件中的冷區(qū)。如此高的冷卻速度也導(dǎo)致了熔池邊界上馬氏體的形成。有趣的是，當(dāng)掃描速度從200mms-1增加到700mms-1，熔池中心也發(fā)現(xiàn)了針狀馬氏體。一般情況下，掃描速率越高，能量密度越低(見“能量密度”部分)，冷卻速率越高(見圖17(b))。因此，在較高的掃描速度下，熔池中心形成馬氏體而不是鐵素體。這意味著M2鋼的相組成可以通過控制工藝參數(shù)(如掃描速度)來輕松控制，從而達(dá)到量身定制的力學(xué)性能。然而，模具鋼的冷卻速率/LAM工藝參數(shù)與相成分之間的定量關(guān)系尚不清楚。

圖36(a,b)L-PBF構(gòu)筑的M2鋼的EBSD取向圖(激光功率為100W，掃描速度為700mms-1，層厚為0.03mm);(c,d)L-DED型M2鋼(激光功率為600W，掃描速度為350mms-1，進(jìn)給速度為2gmin-1)SEM圖像和EDS圖。

此外，

因此，在LAM生產(chǎn)的M2鋼中。與H13鋼相似，目前報(bào)道的M2鋼在LAM處理后的碳化物也存在差異，包括M4C3、M6C、M2C和MC。由于M2鋼在LAM過程中存在硬的殘余應(yīng)力積累，裂紋是M2鋼LAM過程中的一個(gè)關(guān)鍵問題。因此，在LAM加工的M2鋼中，通常采用對(duì)基體進(jìn)行預(yù)熱的方法來降低殘余應(yīng)力，從而消除變形和裂紋。預(yù)熱的影響將在“增強(qiáng)性能的工藝”一節(jié)中進(jìn)一步討論。

來源：Laseradditivemanufacturingofsteels，InternationalMaterialsReviews，/10.1080/09506608.2021.1983351

參考文獻(xiàn)：GibsonI,RosenDW,StuckerB.Additivemanufacturing17.Cham,Switzerland:Springer;2014.BrandtM.Laseradditivemanufacturing:materials,design,technologies,andapplications.Duxford:WoodheadPublishing;2016.

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