江苏激光联盟导读： 本节为钢铁材料激光增材制造过程中的研究进展与挑战的第六部分——其他类型钢的进展与挑战。 高强度低合金钢（High-strength low-alloy (HSLA) steels ） 高强度低合金钢（HSLA）采用AM技术进行制造并成功的应用到不同的工业领域中，如工具行业和国防。他们的性质据报道，主要受激光能量密度和激光焦距的影响。例如， Jelis 等人在采用AM技术进行国防用途的HSLA钢的制造时，由于熔池的快速冷却造成了理想的细小的马氏体结构的形成。当激光功率密度降低的时候，气孔增加，气孔的形貌也开始变得不规则，反过来增加了裂纹的倾向性。部件中脆性的马氏体结构也许会对部件的裂纹产生贡献，当部件在低的激光能量密度下进行制造的时候会具有相对较高的脆性。另外一个例子是Rodrigues 等人报道的采用WAAM的AM技术成功的制备出HSLA钢，本综述中不给予讨论。 含碳工具钢（Carbon bearing tool steels） 工具钢是一类含碳量较高的合金工具钢，含有碳化物形成元素，如Cr, V, Mo 和 W 等，该类合金主要应用在工具行业，如钻头，冲头，滚头和摸具等。这类合金一般来说硬度高，耐磨损和耐高温软化。该类合金在使用的时候一般经历热处理，从而实现在硬的基体上具有弥散分布的同时具有颗粒粗大和细小的碳化物相，这些碳化物提供高的耐磨性和红硬性。通常来说，AM工艺制造这类钢时是存在一定的挑战的。首先，这类钢的强度高和韧性较低，使得在冷却的时候易于产生裂纹。此外，这类钢在熔池表面的碳会形成分离，减少了润湿性。在加上在AM制造过程中的热温度梯度的原因造成了热应力，导致裂纹的产生。尽管面临这些挑战，在文献中仍然报道了采用AM技术成功的制备了这类合金。 在AM制造的过程中，由于冷却速率大，这类合金凝固成过饱和的含碳马氏体和残余奥氏体。每一凝固层，然而，受到临近层的熔化和再加热的影响。在搭接的时候，凝固层会被相邻的扫描道多次进行再加热。如果一层是远离熔池的，该区域也许会被加热到一个高于奥氏体转变的温度，但没有达到熔点的温度。就这会导致马氏体重新生成奥氏体。这就意味着残余奥氏体，马氏体和碳化物的特征取决于AM制造过程中每一部件的加热/冷却的循环。 H13钢 大多数的关于AM技术制造含碳工具钢的研究集中在H13钢的研究上，该类合金是最为常见的一类热作工具钢。这类含Cr钢所具有的成分为：0.40C, 0.40Mn, 1.00Si, 5.25Cr, 1.35Mo, 1.00V (wt%) 。在变形态可以提供优异的红硬性和热疲劳性能。AM技术制造的H13钢主要包括胞状和枝晶状的残余奥氏体，该残余奥氏体在枝晶区域中观察到，见下图 所示。富碳的结果是导致在室温下残余奥氏体的稳定化。胞的尺寸取决于冷却速率，在DED工艺中观察到比SLM中更大的胞状晶。

图1 a SLM制造的H13钢的金相照片，显示出在化学腐蚀后的周期性的层结构；b SEM的高倍照片显示出胞状/枝晶的显微结构；c, d SLM制造的H13钢的EBSD 的波段对比度和相位图，显示出奥氏体在胞状晶边界的析出 SLM制造的H13钢的硬度比变形态合金在淬火态的数值要高。例如，Yan等人报道了原位回火马氏体在SLM制造H13钢的时候，SLM制造的产品具有较高的硬度，达到了57HRC，而传统的H13钢的硬度只有45HRC。除了马氏体显微组织的细小和回火效应之外，SLM制造过程中的较高的残余压应力也对这一高硬度有贡献作用。SLM制造的H13 钢的YS和UTS，然而，在经历热处理之后，一般来说要比变形的H13钢要低。这主要归因于合金中所固有的马氏体的脆性所造成的，以及AM制造工艺中的缺陷和气孔等原因。同SLM制造H13钢相类似，DED制造H13钢得到马氏体和残余奥氏体结构。H13钢采用DED制造的时候，然而，经历了一种称之为内在热处理的过程，这一过程在沉积的时候具有原位回火马氏体的作用。这就是为什么DED制造的H13钢具有较高的强度和韧性的原因，其性能可以同淬火和回火的H13钢相当。 对基材进行预热是AM制造H13钢取得成功的一个关键步骤。AM制造的H13钢的性能，反过来，高度的依赖于基材的预热温度。预热温度高于马氏体开始进行转变的温度（ＭＳ），即~300 °C，预期会将显微组织改变成贝氏体的结构。例如，在SLM制造H13钢的过程中，对基板预热至 400 °C可以获得比变形H13钢更高的UTS和硬度。这意味着预热排除了额外的后热处理过程。在预热温度低于MS的时候，但裂纹的抗生成能力会提高的现象也会被观察到，尽管马氏体相依然会形成。这主要归因于残余应力的减少所造成的影响。