1　引言

增材制造（AM）技术不需要传统的刀具和夹具以及多道加工工序，可以快速精密地制造出任意复杂形状的零件，实现零件的“自由制造”，同时缩短了加工周期，而且产品结构越复杂，其制造优势越显著^［1］。激光选区熔化（SLM）是增材制造技术中非常有前景的一种成形工艺^［2］，由于其成形件致密性好并且具有冶金结合组织及尺寸精度较高的特点，在国内外备受关注。该技术由德国Froounholfer研究院于1995年首次提出，现已初步形成了一定的产业规模^［3-4］。在航天领域，SLM技术主要用于航天发动机等各种复杂金属零部件的成形；在汽车制造领域，SLM技术被应用于热交换器等各种复杂金属构件的制造；在模具制造领域，SLM技术主要用于成形带有内流道的复杂随形冷却的模具^［4-5］；在医疗领域，SLM技术用于人体骨骼植入物、口腔义齿等的成形以及骨骼修复。目前，SLM 制造行业正处于快速发展阶段，可用于SLM制造的金属材料及工艺研发都取得了一定成果。

马氏体时效钢以其高强度、高韧性以及优良的工艺性能被广泛应用于航空航天、模具等领域，其中18Ni300马氏体时效钢是一种高合金低碳超高强度钢，具有高强韧性、良好的焊接性能和冷热加工性能等特点^［6］。采用SLM制造18Ni300马氏体时效钢不仅可以一步成形，不会被复杂形状所限制，还省去了后续加工环节，而且成形态样品的力学性能接近锻件^［7-10］。研究人员在金属材料的增材制造方面做了许多基础性工作，如：李时春等^［11］总结了增材制造成形件的微观组织结构特征，发现晶粒形态主要有胞状晶、柱状晶、树枝晶和等轴晶等；Mao等^［12］研究了SLM工艺参数对18Ni300马氏体时效钢致密度、显微组织演变、纳米析出行为和力学性能的影响，并建立了工艺参数和致密度之间的关系模型，该模型可以有效预测出最优加工参数组合；董福元等^［13］研究了热处理对SLM 18Ni300马氏体时效钢力学性能的影响，结果发现时效或固溶+时效处理试样出现了强度增大、韧性下降的现象，但他们没有阐释微观组织演变和力学性能之间的关系；Mei等^［8］研究了激光-粉末床熔合（L-PBF）18Ni300马氏体时效钢的微观组织随时效温度的变化，结果显示，490 ℃时效时，密集析出的Ni₃Ti颗粒主要通过Orowan机制产生峰值强度。但是，目前人们对增材制造金属材料热处理的研究还不完善，大多只是在传统热处理方法中选取某一个热处理制度对样件进行处理，对比研究其与打印态样品的组织和性能，而且时效温度基本上在480~500 ℃范围内选取，探究欠时效、峰时效、过时效的影响，对最佳热处理制度及样件韧性改善还缺乏系统性探究。此外，马氏体不锈钢在回火过程中会发生一种逆转变。马氏体不锈钢在M_s点（马氏体转变的起始温度）到A_c1点（奥氏体转变的起始温度）之间进行回火或时效处理时，马氏体组织会直接切变成奥氏体，这种奥氏体在室温甚至更低的温度下都能够稳定存在。为将该奥氏体与马氏体形成时受空间限制被挤压、分割而留下的残余奥氏体区分开来，依据其形成特点，将其称为“逆转奥氏体”^［13-14］。刘振宝等^［14］研究了马氏体时效不锈钢中逆转奥氏体的析出与长大行为，结果表明：超高强度马氏体不锈钢时效后强度显著上升；薄膜状逆转奥氏体沿马氏体板条界非连续析出；一定数量和尺寸的逆转奥氏体对改善钢的韧性起着重要作用，是超高强度马氏体不锈钢强度很高又能保持良好韧性的重要原因。

综上可知：SLM成形18Ni300马氏体钢的时效温度在480~500 ℃之间；时效过程中会析出强化相（主要是Ni₃Ti和Ni₃Mo），强化相能够提高钢的强度和硬度，同时，马氏体边界或原奥氏体边界会形成细小的逆转奥氏体，逆转奥氏体的形成可在一定程度上改善钢的塑韧性。因此，笔者系统研究了时效温度（480~500 ℃）、固溶温度（820~880 ℃）对18Ni300马氏体时效钢微观组织及力学性能的影响规律，重点分析了逆转奥氏体对SLM 18Ni300马氏体时效钢强度和塑性的影响，阐明了工艺、组织、性能之间的关系，给出了最佳的热处理制度。本研究对18Ni300马氏体时效钢的实际应用具有一定的指导意义。

2　试验材料及方法

2.1　试验材料

试验所用18Ni300粉末由江苏威拉里新材料科技有限公司提供，其成分见表1，粉末形貌见图1（a），粉末的球形度较好，有少量卫星粉。粉末粒度分布图见图1（b），粉末粒径主要分布在15~53 μm之间。使用湖南华曙高科技有限责任公司生产的FS273M打印设备，成形时的激光功率为290 W，扫描间距为0.1 mm，扫描速度为900 mm/s，铺粉层厚为50 μm。拉伸棒成形尺寸为∅13 mm×80 mm，拉伸试样加工示意图如图2所示。

图 1. 18Ni300粉末的形貌和粒径分布图。（a）形貌；（b）粒径分布图

Fig. 1. Morphology and particle size distribution of 18Ni300 powder. (a) Morphology; (b) particle size distribution

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图 2. 18Ni300拉伸试样的尺寸和形状

Fig. 2. Dimension and shape of 18Ni300 tensile specimen

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2.2　组织结构观察与性能测试

热处理采用上海瑞晶机械设备有限公司生产的RGQ1400-50高温气氛马弗炉，直接时效（DA）处理工艺分别为480 ℃×6 h、490 ℃×6 h、500 ℃×6 h；固溶+时效（SA）处理工艺分别为820 ℃×1.5 h+490 ℃×6 h、850 ℃×1.5 h+490 ℃×6 h、880 ℃×1.5 h+490 ℃×6 h。表2为打印态（PS）试样及其详细的热处理工艺，显微组织的表征以打印态、时效态（490 ℃×6 h）、固溶时效态（850 ℃×1.5 h+490 ℃×6 h）试样为代表。使用德国ZEISS公司生产的Axio Imager M2m光学显微镜（OM）采集金相照片，采用4%硝酸酒精溶液进行金相刻蚀，并利用光学显微镜自带的软件对抛光试样进行致密度测试。X射线衍射（XRD）测试采用德国布鲁克公司生产的D8 ADVANCE 型X射线衍射仪进行（Cu K_α，波长λ=0.15418 nm），测试方法：采用波长为0.15418 nm 的Cu K_α射线，在40 kV加速电压和40 mA加速电流下对试样进行扫描，扫描范围2θ为20°~100°，扫描速度为2（°）/min；得到XRD图谱后，参照YB/T 5338—2019《钢中奥氏体定量测定 X射线衍射仪法》测定马氏体和奥氏体含量，这里选用积分面积作为衍射强度，采用Jade 6.5软件统计相应的峰面积得到衍射强度。微观组织观察采用美国Thermo Fisher Scientific公司生产的Apreo 2S扫描电镜（SEM，配备OXFOR DEBSD探头），实验电压为10 kV，加速电压为0.2 nA，电子背散射衍射（EBSD）扫描步长为1.5 μm。采用美国INSTRON公司生产的68TM-10电子万能材料试验机，依据国标GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》中的A1方法进行拉伸试验。试样标距为25 mm，拉伸应变速率分为两段：第一段，屈服前，应变速率为0.00025 s^-1；第二段，屈服后，应变速率为0.0067 s^-1，直至拉断。使用德国QATM生产的Qness 3000CS（Evo）多功能布洛氏硬度计，依据国标GB/T 230.1—2018《金属材料 洛氏硬度试验 第1部分：试验方法》进行硬度测量。

3　结果与分析

3.1　热处理对微观组织的影响

打印态及不同热处理态18Ni300马氏体时效钢的显微组织如图3所示。图3（a）~（c）为OM照片，图3（d）~（f）为SEM照片。由图3（a）可知：打印态组织中熔道呈鱼鳞状交叉分布，上层熔道与下层熔道之间层层交叠、搭接，熔道之间紧密结合；熔道中间存在马氏体组织但并不明显^［15］，SLM样品中并没有观察到明显的微孔或缺陷。用金相法统计其致密度为99.99%，表明已经达到了几乎完全致密的结构^［16］。时效处理后的OM组织如图3（b）所示。与打印态组织相比，时效态组织熔道边界逐渐模糊，组织由分布不均匀的板条状马氏体组成，而且有轻微的重叠痕迹。固溶+时效处理后的OM组织如图3（c）所示，熔道基本消失不见，马氏体更加清晰，而且马氏体在固溶+时效处理后得到细化，变为更加细小的针状组织^［17］。

图 3. 不同状态18Ni300钢的微观组织。（a）~（c）OM图；（d）~（f）SEM图

Fig. 3. Microstructures of 18Ni300 steel in different states. (a)‒(c) OM images; (d)‒(f) SEM images

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由图3（d）所示的打印态试样的SEM图可知，打印态试样的组织中存在长条形柱状组织及蜂窝形胞状组织。时效处理后的组织如图3（e）所示，胞状组织的边界部分溶解，且有孤岛状第二相生成。固溶+时效处理后的组织如图3（f）所示，胞状组织边界基本消失，马氏体浮凸显现。SLM制造18Ni300马氏体时效钢的微观组织之所以有这样的变化，是因为打印态的组织中存在较大的残余应力，而胞状组织的边界和熔道本质上是高的位错墙，热处理后这些位错发生对消，胞状组织和熔道消失不见^［8］。

3.2　热处理对逆转奥氏体的影响

为了测量打印态和热处理态18Ni300钢组织中马氏体和奥氏体的体积分数，进行了XRD试验，得到的衍射图谱如图4所示。马氏体和奥氏体的含量计算结果见表3。打印态试样主要由α相和少量γ相组成，这部分γ相为残余奥氏体^{［16，18］}。时效处理后，γ相含量明显上升，表明在时效过程中生成了一定量的逆转奥氏体，此时的γ相为残余奥氏体（体积分数为0.8%）+逆转奥氏体。固溶+时效处理后，γ相的含量下降并且趋近于0，说明固溶处理后的冷却过程使得大部分残余奥氏体转化为马氏体组织，而在随后的时效过程中并没有明显产生逆转奥氏体。SLM制备的18Ni300钢在经过490 ℃直接时效处理后，逆转奥氏体的含量最高（体积分数达到了6.9%）。

图 4. 不同状态18Ni300钢的 XRD衍射图谱。（a）DA2态；（b）不同状态

Fig. 4. XRD patterns of 18Ni300 steel in different states. (a) DA2 state; (b) different states

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图5所示为不同状态18Ni300马氏体时效钢的EBSD图，其中图5（a）~（c）为反极图（IPF），图5（d）~（f）为相分布图。由反极图可知，各个状态试样中的晶粒大小不均匀，打印态和时效态试样的晶粒取向在［111］方向上较少，固溶+时效处理后晶粒取向在［111］方向上有所增加。相分布图中的黄色部分为体心立方（BCC）结构的马氏体，红色部分为面心立方（FCC）结构的奥氏体。从图5（d）、（f）中可以明显看出，打印态和固溶时效态试样中的奥氏体含量很少，几乎看不到奥氏体相的存在。在图5（e）所示时效态试样中可以明显看到红色的逆转奥氏体，而且奥氏体的尺寸非常细小，分布不均匀，逆转奥氏体主要分布在马氏体边界和马氏体内部。位于马氏体边界处的奥氏体形状多为沿马氏体晶界生长的长条状，而位于马氏体内部的逆转奥氏体形状不规则。由于逆转奥氏体的分布极不均匀，并且EBSD选区面积有限，故而EBSD测得的逆转奥氏体含量波动较大，逆转奥氏体的含量以XRD测试结果为准。

图 5. 不同状态18Ni300马氏体时效钢的EBSD图。（a）~（c）IPF；（d）~（f）相分布图

Fig. 5. EBSD diagrams of 18Ni300 maraging in different states. (a)‒(c) Inverse pole figures (IPFs); (d)‒(f) phase distributions

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根据文献［19-20］，马氏体时效钢在时效处理过程中会产生一定数量的逆转奥氏体，一般情况下，逆转奥氏体的尺寸较小，其可在不明显降低强度的情况下作为韧化相改善马氏体时效钢的韧性。图5所示的EBSD相分布图进一步证明了时效热处理最有利于逆转奥氏体的形成，逆转奥氏体的产生需要有一定的残余应力、加热温度和奥氏体化元素^{［14，19］}，18Ni300中的Ni元素可以作为主要的奥氏体化元素。时效处理时，打印态试样中有足够的残余应力及奥氏体化元素，容易生成逆转奥氏体^{［13，18］}。固溶处理后，打印态钢中的残余应力基本被消除，而且试样中各元素的分布更加均匀，再次时效时难以驱动马氏体直接切变成为逆转奥氏体并保存至室温。

3.3　热处理对18Ni300力学性能的影响

3.3.1　对洛氏硬度的影响

图6为不同状态18Ni300马氏体时效钢的洛氏硬度图。由图可知，热处理能够大幅提升试样的硬度。结合表3可知：打印态试样的洛氏硬度为34.1 HRC；经过热处理后，其洛氏硬度提高到52~54 HRC，而且490 ℃时效处理6 h后，其硬度略微降低，相比480 ℃和500 ℃时效是降低了1 HRC左右。490 ℃时效后硬度略微降低的原因可能与逆转奥氏体的含量增加有关，因为该温度下时效处理后，试样内部逆转奥氏体的含量最多，但逆转奥氏体是强韧化相^［14］，时效后生成的逆转奥氏体尺寸较小，且分布在马氏体边界和马氏体内部，这部分逆转奥氏体会使硬度略微降低。经过固溶处理后，逆转奥氏体的含量接近于零，洛氏硬度基本稳定在53.3 HRC左右，温度的改变对硬度的影响不大。综上，逆转奥氏体对18Ni300马氏体时效钢硬度的影响不大。

图 6. 不同状态的18Ni300马氏体时效钢的洛氏硬度

Fig. 6. Rockwell hardness of 18Ni300 maraging in different states

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3.3.2　对拉伸性能的影响

SLM制备的18Ni300马氏体时效钢在不同热处理后的拉伸性能如表4和图7所示。由图7（a）所示的工程应力-工程应变曲线可知，经热处理后，18Ni300钢的抗拉强度大幅提高，断后伸长率降低，SA1态钢的抗拉强度最高，DA2态钢的断后伸长率最高，SA2态钢的断后伸长率最低。由表4及图7（b）可知，打印态试样的抗拉强度为1174 MPa，屈服强度为1104 MPa，断后伸长率为11.8%，试样具有较高的屈强比，而且所有试样的屈强比都在90%以上。这说明试样的主要断裂方式为脆性断裂。经过热处理后，试样的抗拉强度从1174 MPa上升到2000 MPa左右，而断后伸长率则降低了一半左右。SLM制备的18Ni300经固溶+时效处理后比直接时效处理的抗拉强度提高了2%左右，但断后伸长率降低了15%左右（如490 ℃时效后断后伸长率为6.9%，850 ℃固溶+490 ℃时效后断后伸长率降低到5.8%）。因此，固溶+时效处理后抗拉强度的提升不明显，但断后伸长率的下降幅度较大。造成这种变化的原因与试样内部逆转奥氏体的含量密切相关，逆转奥氏体作为强韧化相分布于马氏体边界，可以在很大程度上缓冲试样内部受到的应力。时效处理后试样中有一定量的逆转奥氏体存在，故其断后伸长率较高，而强度相比固溶+时效处理试样略有下降；但固溶+时效处理后的试样中，逆转奥氏体的含量几乎为0，所以强度稍微提高，断后伸长率大幅下降。

图 7. 不同状态18Ni300马氏体时效钢的拉伸性能。（a）工程应力-工程应变曲线；（b）拉伸性能统计柱状图

Fig. 7. Tensile properties of 18Ni300 maraging steel in different states. (a) Engineering stress-engineering strain curves; (b) statistical histogram of tensile properties

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490 ℃直接时效处理后的试样具有最高的逆转奥氏体含量，其抗拉强度为2012.8 MPa，高于所有直接时效处理试样的平均抗拉强度值2008 MPa，且其断后伸长率为6.9%，高于所有直接时效处理试样的断后伸长率。480 ℃直接时效处理后，试样的抗拉强度为2024.0 MPa，也高于所有直接时效处理试样的平均抗拉强度值2008 MPa，但其断后伸长率只有5.6%，其抗拉强度比490 ℃直接时效处理试样高了0.56%，但断后伸长率却降低了18.8%。因此，为了获得更大增幅的断后伸长率，即更佳的综合力学性能，选择490 ℃直接时效处理工艺为SLM制备18Ni300马氏体时效钢的最优热处理工艺。

图8为逆转奥氏体含量与强韧性的关系。由图8可知，逆转奥氏体含量与抗拉强度、断后伸长率的关系并非简单的线性关系。当逆转奥氏体的体积分数小于0.3%时，断后伸长率随逆转奥氏体含量增加而增大，随后保持相对平稳，当逆转奥氏体体积分数大于5.6%时，断后伸长率又随逆转奥氏体含量的增加而上升。抗拉强度随逆转奥氏体含量的变化在小范围内并不规律，整体而言，逆转奥氏体的含量越多，抗拉强度越小，断后伸长率越高。但由于试样状态不同，时效处理和固溶时效处理试样内析出相和马氏体的形态均会发生变化，因此不能简单地通过奥氏体含量的变化来严格控制其强韧性。但整体而言，逆转奥氏体确实会较大幅度地提升韧性，同时较小幅度地降低强度。随着逆转奥氏体体积分数从0.1%增加到6.9%，断后伸长率提升了72.5%，抗拉强度降低了2.3%。

图 8. 逆转奥氏体含量与强韧性的关系

Fig. 8. Relationship between reverse-austenite content and strength

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不同状态18Ni300试样的拉伸断口如图9所示，试样的断口主要由小韧窝和解理面组成，韧窝整体较浅，表明同时存在韧性断裂和脆性断裂，并以脆性断裂为主^［21］。在图9（a）所示的打印态试样拉伸断口上可以明显看到未熔合的粉末颗粒，如箭头所指，这表明原材料在SLM成形过程中并没有完全熔化，还存在少量的粉末残留，这会在一定程度上降低试样的抗拉强度。打印态试样断口上的韧窝相对大而深，时效态和固溶+时效态试样断口上的韧窝相对小而浅，这也说明热处理后试样的韧性有所下降。并且，固溶+时效态试样断口上的解理面相对增多，这与拉伸试样断后伸长率的结果一致。

图 9. 不同状态18Ni300马氏体时效钢的拉伸断口形貌。（a）PS；（b）DA2；（c）SA2

Fig. 9. Tensile fracture morphology of 18Ni300 maraging steel in different states. (a) PS; (b) DA2; (c) SA2

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4　结论

SLM 18Ni300马氏体时效钢打印态试样熔池清晰，组织为粗大的马氏体和少量残余奥氏体；时效处理后生成了强韧化相——逆转奥氏体；固溶+时效处理后，组织为均匀致密的板条状马氏体，无明显的奥氏体相。

490 ℃直接时效处理后可以获得最优的强韧性匹配，此时组织中逆转奥氏体含量最高（体积分数达到了7.7%），抗拉强度为2012.8 MPa，断后伸长率最高（6.9%）。490 ℃直接时效处理为最优热处理工艺。

SLM 18Ni300马氏体时效钢中细小的逆转奥氏体为强韧化相，可以在不明显降低强度的同时提升韧性。随着逆转奥氏体体积分数从0.1%增加到6.9%，断后伸长率提升了72.5%，抗拉强度降低了2.3%。因此，逆转奥氏体的存在有利于SLM 18Ni300马氏体时效钢获得优良的综合力学性能。

细小的逆转奥氏体对于提升马氏体时效钢极为重要，但SLM 18Ni300马氏体时效钢的强化机制主要为析出强化，且有效的析出温度区间不大，如何在保证析出足够强化相的同时增加逆转奥氏体的含量仍需进一步研究。