本文主要介绍采用SLM和LMD制造钢铁材料时所取得的成就以及所面临的挑战，此次为全文的第三部分。

　　AM期间的热循环可能会导致意想不到的微观结构。表3添加和不添加Nb/Mo 420不锈钢的力学性能和腐蚀性能。对于贝氏体显微组织，激光能量密度对显微组织和力学性能有显著影响。激光能量密度从210 J/mm3降低到140 J/mm3，贝氏体板条宽度从1.7微米降低到0.6 微米。随着贝氏体板条尺寸的减小，YS的增大呈现出一种类似满足Hall-Petch的趋势。通过DED制的24CrNiMo钢的拉伸性能也比铸态材料提高了约5-10%。有趣的是，基地温度可以显著改变微结构组成、织构和晶粒尺寸。当基体温度从RT（室温）增加到℃时，组织由完全马氏体转变为马氏体和下贝氏体的混合物。相应的，颗粒尺寸(纹理强度)从30 微米(16.0)减小到13 微米(4.7)。

　　LPBF生产的还原活化铁素体/马氏体(RAFM)钢(主要用作聚变反应堆的结构材料[197])采用两种扫描策略(1)双向扫描不带和(2)45°偏离X/ y轴和90°旋转。这两种策略都能使YS = 893-911 MPa, UTS = 1008-1047 MPa和伸长率= 15.0-18.7%，与LPBF低活化马氏体钢和常规加工的RAFM钢相比，这是一个更高的组合。增强的强度归因于晶粒的细化，而良好的塑性则归因于晶粒的形态，使断裂模式转变为穿晶韧性。随着扫描策略的改变，钢的晶粒形貌发生了非常有趣的变化(从柱状到菱形)(图16)，但这些变化对强度的影响并不大。

　　AM的不均匀性和原位热处理可以作为提高马氏体/铁素体钢力学性能的一种手段。例如，根据Jiang等人的报道，LPBF可以在RAFM S209钢中产生非均相多/双峰组织，从而使YS的性能达到1053 MPa和17%的延伸率。这主要是由于LPBF过程中能量密度的增加导致晶粒细化和马氏体板条的形成，降低了温度梯度，有利于等轴晶粒的形成。

　　AM也能使24CrNiMoY钢具有更高的性能。AM24ＣrNiMoY零件的强度主要受贝氏体板条的尺寸控制，其中贝氏体铁素体板条束越细，YS越高。在LPBF条件下，该合金具有优异的硬度和拉伸性能，这主要是由于组织中存在过饱和固溶、位错和亚晶胞组织。

　　值得注意的是，也有报告显示铁素体/马氏体钢AM产品的力学性能不如锻造样品。例如，经过DED处理的超高强度马氏体不锈钢AerMet100，其抗拉强度和延展性低于其变形的对应材料。拉伸性能也存在各向异性，特别是延伸率，经度(L)方向延伸率为12.3%，横向(T)方向延伸率仅为4.6%。考虑到施加的拉应力垂直于先前奥氏体晶界(裂纹扩展的位置)，这是合理的。而在L方向上，施加的拉应力平行于晶界，使裂纹通过晶内贝氏体组织扩展的阻力较大。在LPBF处理的低活化马氏体钢的UTS和延伸率中也观察到了各向异性。LPBF引起的马氏体组织回火提高了塑性，但降低了强度。LPBF钢在变形状态下的冲击韧性为10J，小于同类型钢的5%。

　　经AM处理的硅钢也显示出良好的磁性。由于可加工性的限制，传统的加工工艺局限于小于3.5 wt% Si的电工钢，而Garibaldi等人报告称，LPBF可以成功地生产Fe-6.9 wt% Si。这是比较突出的电阻率，因此功率损耗，强烈的与Si含量相关。AM后退火零件可以获得优异的准静态磁性能(相对磁导率为24,000，矫顽力为16a /m)，与商用高硅电工钢(如JFE Steel开发的JNEX超芯钢相当。这对处理小型的核心几何图形有明显的好处,尤其是在应用复杂板牙Sci(2021) 56:64 - 107 89几何设计核心是有利的，虽然叠片铁芯的形状不是切实可行的结构完整性问题或不是严格必需的(例如,在一些同步转子芯)。这种行为归因于应力解除(高达900°C)和晶粒生长(900 - 1150°C)，这降低了晶格缺陷的密度。晶格缺陷通过一种钉扎效应阻碍磁畴壁运动。

　　图16双向扫描处理LPBF RAFM钢的微观组织偏离X/ y轴和90°旋转SS-XY45在每个视图的中心区域检查:a, e光学显微结构的三维视图，不同视图中的b-d和f-h EBSD IPF图。

　　图１６－０１SLMed CLF-1钢呈现出优异的综合的强度和韧性的综合。

　　图１６－０则显示扫描策略会改变晶粒尺寸和双峰显微结构，其中屈服强度的变化归因于不同的晶粒尺寸，韧性的提高主要同变化的拉伸断裂模式有关。

　　HSLA钢已成功地通过AM加工用于不同的应用，如模具行业和国防。据报道，它们的性能受到激光能量密度和距离基地的影响。例如，如Jelis等人所示，对于用于国防应用的AM HSLA钢，由于熔池的快速冷却，可以获得理想的细小马氏体组织。随着能量密度的降低，孔隙率增大，孔隙形态变得更加不规则，进而增加了裂纹的倾向。该构件的脆性马氏体组织也可能导致开裂，因为该构件在较低的能量密度下表现出较高的脆性。用WAAM加工HSLA钢的Rodrigues等人报道了HSLA成功的AM的另一个例子。但是，这种AM方法不在本文的讨论范围之内。

　　工具钢是由铬、钒、钼、钨等碳化物形成元素组成的高碳合金钢家族，不锈钢浇铸件用于制造钻头、滚刀、冲头、模具等工具。这些钢具有优异的硬度、耐磨性和耐高温软化性能。它们通常经过热处理以获得粗细碳化物弥散的硬质基体，从而提高耐磨性和热硬度。总的来说，这些钢的AM加工具有挑战性。首先，这些钢具有高强度和低韧性，这使得它们在冷却过程中容易开裂。此外，有报道称，这些钢中的C会偏析到熔体表面，降低润湿性。图16双向扫描处理的LPBF RAFM钢的微观组织偏离X/ y轴和90°旋转SS-XY45在每个视图的中心区域检查:a, e光学显微结构的三维视图，不同视图中的b-d和f-h EBSD IPF图。来源： J Mater science (2021) 56:64-107 stress, that lead to crack。尽管存在这些挑战，文献中还是有关于这些钢成功的AM的报道。

　　在AM期间，由于冷却速度快，这些钢凝固为马氏体过饱和C和保留奥氏体。然而，每个固化层都受到相邻层的熔化和加热的影响。在重叠的情况下，凝固层可以通过熔化相邻轨道多次重熔。如果一层离熔池较远，它可能被加热到高于奥氏体转变温度的温度，但不是熔点。这将导致马氏体的再奥氏体化。离熔池越远，热量仅够马氏体回火、碳分配和碳化物析出。这意味着残余奥氏体、马氏体和碳化物的特征都取决于AM期间各部分的加热/冷却循环。

　　大多数对含碳轴承工具钢的调质研究都集中在H13，这是常见的热加工工具钢等级。这种Cr钢的标称成分为0.40C, 0.40Mn, 1.00Si, 5.25Cr, 1.35Mo, 1.00V (wt%)，在锻造条件下具有优异的热硬度和热疲劳性能。AMH13的微观结构由细胞和枝晶组成，在枝晶间可见残余奥氏体区(图17)。在室温下，碳的富集导致残余奥氏体的稳定。与LPBF样品相比，在DED样品中观察到的细胞较大，细胞的大小取决于冷却速率。

　　LPBF H13钢的硬度值高于淬火变形的同类钢。例如，Yan等人报道了H13 LPBF过程中马氏体的原位回火，LPBF产品显示出更高的硬度(57 HRC)，而常规加工的H13 (45 HRC)。除了细小的马氏体和回火效应外，LPBF的高残余压应力也是其高硬度的原因之一。然而，LPBF H13的YS和UTS在常规热处理后一般低于锻造H13。这主要是由于这三种合金的固有马氏体组织脆性以及AM引起的缺陷和气孔。与LPBF相似，热处理后的H13具有马氏体和残余奥氏体组织。而由DED制的H13在沉积过程中经历了广泛的本征热处理(IHT)，导致了马氏体的原位回火。这就是为什么DED H13的抗拉强度和延伸率可以与淬火和回火的H13相媲美。

　　底板的预热是H13调制成功的关键一步。AMH13的性能反过来又高度依赖于底板的预热温度。在马氏体产生温度(MS)(大约 300℃)以上进行预热，预计将使组织转变为贝氏体组织。例如，在H13钢LPBF过程中，将基板预热到°C，可以将其UTS和硬度提高到高于锻造条件下的值。这意味着预热可以消除额外后处理的需要。在低于Ms的预热温度下，尽管马氏体仍在形成，但抗裂性得到了改善。这主要归因于残余应力的降低。

　　其他工艺参数也影响AM H13的组织性能。例如，Lee等人显示了H13工具钢在构建方向上的外延生长，柱状晶粒主要由马氏体和少量残余奥氏体组成，以及MC(富V)和M2C(富Mo)碳化物(图18)。在高激光扫描速度下，H13过冷会增加成核点数量，导致柱状晶粒直径减小。拉伸加载过程中未观察到马氏体相变，孔隙度、孔径和孔隙类型是影响拉伸性能的主要参数。由DED制的AISI H13和D2工具钢，如Park等所示，硬度随着能量输入的增加而降低。这在一定程度上是由于冷却速率降低导致二次枝晶臂间距增大，能量输入增大。另一种可能的机理是激光能量密度越高，碳含量越低，而激光能量密度越高，不锈钢浇铸件碳与氧反应的时间越长，反应区域越大。

　　工艺参数控制着H13工具钢的力学性能。正如Pellizzari等人在LPBF H13中所示，断裂韧性随体积能量密度的增加而增加。如文献J Mater Sci(2021) 56:64-107 91，因为更高的能量密度降低了孔隙度和未熔化粒子，即裂纹扩展机制的缺陷。与能量密度相比，制造方向和不同的热循环等其他处理参数的影响不那么明显。中提到的一个有趣的观点是，垂直于主裂纹的二次裂纹的形成会降低主裂纹扩展的驱动力，从而提高断裂韧性。这种效应在回火条件下比在回火条件下更明显，因为在先前的熔体边界处更明显地析出碳化物网络，促进了二次裂纹的形成，而且由于回火后零件的微观组织一般更细。

　　图17 LPBF H13的光学显微图显示化学蚀刻反应的周期性层。b高倍扫描电镜(SEM)显示胞状/枝状结构，c, d EBSD谱带对比和LPBF H13相图显示胞状界面上奥氏体的析出。

　　磨损和疲劳性能以及跨越构建的性能的不均匀性是当前ＡＭ制造H１３所面临的挑战。尽管Riza等人报告了DED H13工具钢令人满意的磨损行为，但其耐磨性仍低于锻铸的同类材料。这在疲劳性能的背景下更为关键。由于许多原因，LPBF H13零件表现出较差的疲劳行为。重要的原因是由于粉末熔解不足，层间连接不足，导致表面出现气孔和空洞，导致表面质量低下。

　　除了表面效应外，AM零件还存在密度较高的体积缺陷，如气孔和空腔、层状结构和较高的O含量，这些都限制了其抗疲劳性能。另一个挑战与LPBF的H13是整个建造的不均匀性。如图１８所示，在LPBF H13的微观结构由一个部分回火马氏体和更高的金额(19Ｖｏｌ%)的残留奥氏体相对于淬硬钢(残留奥氏体\ 2Ｖｏｌ%),导致二次淬火回火过程中强得多。这些作者报告了LPBF产生的非均匀胞状/枝晶组织，显示了在熔体熔池边界处的重合金元素的偏析和胞状边界处的显微偏析，这是快速凝固的结果。回火的局部不均匀主要是由于凝固层向前一层传热造成的，导致硬度分布不均匀。

　　图18 EBSD IPF、相(红色:马氏体，绿色:奥氏体)和晶粒取向扩散(GOS)图、TEM、STEM和高分辨率TEM图像以及c原子探针层析成像重建图显示LPBF H13钢中富V-和富mo碳化物。

　　H11是另一种受欢迎的工具钢，其V级的含量低于H13级。V含量越低，韧性越好，耐磨性越差。应用后热处理和对H11钢的成分进行改性可以得到高性能的AM产品。Huber等人报道，H11工具钢的LPBF可产生贝氏体组织，其硬度为大约 642 HV1。在550℃退火2 h后，由于残余奥氏体的分解和次生碳化物的析出，硬度提高到678 HV1。有趣的是，在与制造方向平行的方向上，经过后处理后的拉伸性能没有发生变化，这表明LPBF材料不需要淬硬步骤即可达到模具应用所需的拉伸性能。在LPBF条件下，精益H11 (L-H11)的耐磨性要比常规淬火的L-H11钢高得多。LPBF处理后，H11钢的耐磨性没有明显提高。不锈钢浇铸件这可能意味着，较稀薄的成分具有较高的韧性和对残余应力和加工缺陷的高损伤容忍度，适合于复杂大型工具钢零件的LPBF制造。

　　AM处理后的H11的压缩性能可与变形条件相媲美。得到的抗压强度(1770 MPa)与常规加工零件(1810 MPa)相当，表明材料在AM过程中经历了原位硬化，然后自然回火。AM零件进一步回火后，YS为~1630 MPa, UTS为~2130 MPa，与常规处理样品相比，表现出了相当好的性能。这意味着AM有可能消除淬火的奥氏体化前步骤。仅对AM零件进行回火处理，其力学性能优于常规处理材料。

　　为了获得比其他工具钢在锻造条件下更好的机械性能，人们已经采取了进一步的努力来应用AM后热处理。LPBF处理的M2高速钢试样由过饱和马氏体、残余奥氏体和M2C型碳化物组成。560℃的热处理使马氏体回火，并析出更多的碳化物。无论是在AM还是热处理条件下，粘着磨损都是主要的滑动磨损机制。

　　在一些文献中的研究中，工具钢在AM过程中经历的原位热处理被认为是其可接受的机械性能背后的原因，而不需要进一步的热处理。例如LPBF加工的高强度Fe85Cr4Mo8V2C1(元素含量在wt%中)模具钢，可以获得硬度为900 HV 0.1，抗压强度为~ 3800 MPa，断裂应变为~ 15%等优异的力学性能组合。这是由于由马氏体、奥氏体和碳化物组成的细小、均匀的组织。与铸态相比，LPBF试样中马氏体含量较低，而碳化物含量较高。与铸态相比，合金的塑性较低，这主要是由于合金中脆性碳化物的含量较高，制品表面粗糙，以及在铸造过程中快速冷却引起的内应力。

　　与FeCrMoVC合金中的铸造合金相比，LPBF试样的耐磨性有显著提高。这与它们较高的硬度和抗压强度相比，铸造样品。在其他一些工具钢中也观察到本征热处理。例如，LPBF可以在X65MoCrWV3-2模具钢中形成新鲜马氏体和回火马氏体的非均相组织。回火是在随后的层熔化过程中产生的适度热量的结果，而新的马氏体是由于已经凝固的材料的部分再奥氏体化而形成的。这种调质效应可能会潜在地消除进一步调质处理的需要，尽管这种说法可能过于乐观。然而，这可以在LPBF M2钢中看到，例如Kempen等人的工作中，在不需要任何进一步时效热处理的情况下，就地获得高硬度。

　　TRIP效应可以提高AM工具钢的力学性能。由于AM可能导致这些钢中大量的残余奥氏体体积分数，奥氏体向马氏体转变所产生的转变诱发塑性可以为这些钢中获得理想的强度和塑性组合开辟新的途径。例如，与铸态FeCrMoVWC钢相比，LPBF处理FeCrMoVWC钢具有更高的抗压强度和抗拉强度，以及更高的断裂应变。这种力学性能的提高是由于纳米碳化物(M2C)、固溶效应以及残余奥氏体的TRIP效应等因素。

　　TRIP/TWIP钢因其高加工硬化率而受青睐，使其成为汽车和国防等领域的理想候选钢，在这些领域需要高的屈服后塑性和能量吸收能力。这些钢如文献J Mater Sci(2021) 56:64-107所述，基本上是奥氏体，在变形过程中经历孪晶和/或马氏体相变。目前，研究AM处理奥氏体基钢TRIP和TWIP效应的论文很少。这些材料的拉伸性能之所以增强，主要是因为在AM中有机会局部改变化学成分，进而改变控制变形机制的层错能。

　　由于化学成分的不均匀性影响了层错能和主导变形机制(图19)，在DED高Mn钢中可以观察到不均匀(位置相关)TRIP和TWIP效应(图19)。这与通过传统加工或LPBF生产的相同合金形成对比。值得注意的是，这种非均匀性并不影响宏观变形行为。同时还发现，在热处理过程中，Al含量的增加会降低加工硬化速率。这主要是由于Al含量增加了层错能量，使变形机制由孪晶转变为十字滑。在AM过程中，通过位点特异性的化学成分变化，可以诱发位点特异性的变形机制。例如，X30MnAl23-1是一种化学成分，它产生的层错能值低到足以在避免TRIP效应的同时激活TWIP效应。这导致了高比能量吸收和可预测的压缩变形行为，因为在应变过程中没有形成脆性马氏体。考虑到传统加工的困难，这种设计显微组织和微变形机制的能力对高锰钢来说是很有前途的。

　　图19 在对同一钢铁材料进行LPBF (= SLM)和 DED (= LMD)制造时，堆垛层错能得改变在局部化学成分变化的条件下变化的示意图，反过来对TRIP、TWIP 活性的影响。点云包括枝晶间和枝晶内的情形，黑点表示化学成分的均值

　　其他研究表明，用LPBF加工的高锰钢比常规加工的钢具有更高的强度水平，但牺牲了延伸率。ε- 和α’-马氏体的存在以及高密度的位错提供了高强度，而AM典型的气孔和杂质则降低了成形性能。这些钢的加工硬化速率是相同的，无论它们的加工路线如何，都具有TWIP和TRIP效应。然而，这些AM钢的拉伸性能存在各向异性，这主要是由各向异性织构和细长晶粒形态造成的。TRIP效应可以使LPBF 304L钢具有惊人的高延伸率，尽管观察到了气孔。这种优异的塑性是由于拉伸变形时形成的马氏体的二次硬化效应，马氏体比奥氏体能承受更多的载荷，从而提高了塑性。

　　图19-1 AM制造的HMnS 在凝固过程中显微组织的变形示意图(a) 在激光熔化沉积道和HAZ过程中变形的示意图和柱状晶以及等轴枝晶的形成示意图，其中∇T 和 CET 分别表示温度梯度和柱状晶向等轴晶的过渡； (b) 在熔化的过程中，保留的晶粒由于 25°倾斜 而形成的凝固织构；(c) 使用 90°来回扫描策略制造的时候得到的织构示意图 。

　　在LPBF 316L奥氏体不锈钢中可以激活TWIP效应。这归因于N的作用，它降低了316L钢的堆叠错能进入TWIP区域。孪晶诱导塑性可以克服气孔等缺陷对AM试样塑性的不利影响。TWIP效应和分级细亚晶粒产生的高强度之间的协同作用可以为AM奥氏体不锈钢提供新的窗口。通常，TRIP效应是影响AM工具钢和PH/马氏体时效钢高级性能的主要因素，而PH/马氏体时效钢具有大量的残余奥氏体。这在工具钢和PH/马氏体时效钢章节中已经讨论过。

　　这篇综述强调了AM能够制造由各种普通等级的钢制成的部件，这些钢可以具有与常规加工的同类钢相媲美和优越的性能。图19显示了同一钢在LPBF (= SLM)和DED (= LMD)过程中，局部化学成分的变化如何改变堆叠错能，进而改变TRIP/TWIP效应的激活。点云覆盖了枝晶内部和枝晶间区域，而黑点代表了平均化学成分。连同几何灵活性，快速生产和通过有针对性的优化打印参数设计微观结构的可能性，为AM技术在未来钢铁生产中更广泛的应用铺平了道路。如今，很多钢都可以用AM加工，密度接近。现有文献对AM钢的主要结论可归纳如下:

　　•奥氏体不锈钢是AM中使用广泛的钢类。由于纳米夹杂物和阻碍位错运动的低角度晶粒(胞)边界，它们提供了强度和延展性的特殊组合。这些显微组织特征也导致了良好的磨损和疲劳性能以及抗H脆化性能，可与锻造条件相媲美。

　　•AM增强了这些钢的耐点蚀性，这主要是因为AM固有的快速凝固限制了MnS夹杂物的形成。这些钢在AM条件下的冲蚀和晶间腐蚀行为仍然是一个有争议的问题。

　　•残余应力、各向异性和孔隙的形成是奥氏体不锈钢AM的当前挑战。此外，目前大多数标准热处理可能不适用于AM不锈钢，优化AM产品的热处理路线似乎是必要的。

　　•到目前为止，在AM中常用的PH不锈钢是17-4 PH不锈钢，因为其高可印刷性和广泛的应用范围。

　　•AM 17-4和15-5 PH值不锈钢以及18Ni 300马氏体时效钢提供了高强度，由于其细化的微观组织，而塑性则由于AM过程产生的气孔而降低。

　　•在AM条件下，15-5和17-4 PH钢的抗疲劳性能与锻造条件相比都较差，主要是由于AM工艺造成的较差的表面光洁度。

　　•AM 17-4 PH钢可以显示出有希望的强度/塑性组合，因为在机械测试中奥氏体转变为马氏体(trip辅助效应)的存在。

　　•AM17 - 4 PH不锈钢的磨损性能取决于磨损机理。干燥后，由于组织更细，硬度更高，AM产品具有更好的磨损性能。然而，在润滑条件下，当润滑使主要磨损机制由黏附变为表面疲劳和磨损时，AM试样表现出较高的磨损率。

　　•非固溶处理AM PH钢中奥氏体含量高，导致比固溶处理试样更强的耐蚀性，因为奥氏体的表面电位大于马氏体。LPBFph钢的抗腐蚀性能比传统生产的材料要低，因为它们的孔隙率更高。特别是，孔隙[50 lm直径]的存在会触发主动腐蚀，而被动腐蚀行为会在孔隙\ 10 lm的区域周围持续存在。

　　•AM可以作为固有热处理，触发“原位”相变，包括回火和其他沉淀现象。这提供了消除某些等级钢(如PH值不锈钢和工具钢)需要的一些传统热处理的潜力。

　　•两种AM方法，即LPBF和DED主要用于双相不锈钢，通过这些技术获得的显微组织是不同的。LPBF零件大多为铁素体组织，强度高，但塑性差，需要进一步热处理，而铸造零件则有相当多的奥氏体组织，以强度为代价提高了塑性。

　　•退火AM双相不锈钢降低了UTS，但提高了延伸率和耐点蚀性。奥氏体的体积分数和硬度都随着N的增加而增加。

　　•不同等级的铁素体/马氏体钢可以通过AM成功加工。基体温度和am后热处理等工艺参数显著改变了这些钢的组织和性能。

　　•硅钢高达6.9% wt% Si已经成功地被AM处理，显示出有前途的磁性性能。为了获得优良的准静态磁性能，需要对AM制品进行退火，以降低晶格缺陷的密度。

　　•碳轴承工具钢的AM加工具有挑战性，因为它们容易开裂。这是由于较低的韧性，C在熔体表面的偏析，降低了润湿性和严重的热梯度在AM期间。

　　•H13是在AM环境中常见的工具钢。LPBF和热处理后的H13具有马氏体和残余奥氏体组织。用DED制的H13在沉积过程中经历了广泛的内禀热处理，导致马氏体的原位回火。

　　•底板的预热是工具钢加工成功的关键步骤。AM H13的性能反过来又高度依赖于底板的预热温度。

　　•磨损和疲劳性能以及跨结构性能的不均匀性是工具钢AM的主要挑战。重要的原因是由于粉末熔解不足，层间连接不足，导致表面出现气孔和空洞，导致表面质量低下。与锻造件相比，AM件还存在更高密度的体积缺陷，如气孔和空腔、层状结构和更高的O含量。

　　•AM可以潜在地消除c轴承工具钢淬火的奥氏体化前步骤。仅对AM零件进行回火处理，其力学性能可优于常规加工材料。

　　•一般来说，TRIP效应是AM工具钢和PH/马氏体时效钢先进性能背后的主要原因，因为与传统加工相比，这些钢的AM中获得了显著更高的残余奥氏体体积。

　　•AM钢可以诱发TRIP和TWIP效应，从而提高拉伸性能。这主要是由于AM存在局部改变化学性质的机会，进而改变了层错能量，这决定了主要的变形机制。

　　•由于化学成分的不均匀性影响了层错能，在DED高锰钢中可以观察到不均匀(位置相关)TRIP和TWIP效应。

　　钢是人类使用的重要的结构工程材料，因为在热处理过程中，通过系统控制同素异形转变，钢提供了无数的设计机会。这意味着严重的温度梯度和异常高的冷却速率以及AM中固有的化学不均匀性开启了钢中产生独特显微组织的潜力。此外，AM过程中独特的微观结构演变将需要开发新的后处理热处理计划，这可能与传统加工路线的开发不同。AM钢还存在一些缺陷和局限性，如残余应力、表面质量差、组织不均匀性和各向异性。AM钢零件的一些性能还不清楚，需要做更多的研究。

　　虽然钢调质的前景是光明的，但要使调质在更多领域取代传统的钢加工还需要做更多的工作。也许在钢AM中有希望的观察是，独特的微观结构可以被设计出来，而传统的加工方法还没有实现。这突出了开发AM专用钢的潜力，这种钢可以从AM典型的热循环中获益。
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