在高冷却速率下，使用LPBF制造的双相不锈钢（DSS）和超双相不锈钢（SDSS）主要体现出铁素体结构（95%）；众所周知，铁素体不锈钢表现出明显较低的断裂伸长率。为了恢复奥氏体和铁素体之间的平衡，从而恢复所需的延展性，在大约1100°C下进行高温退火，接着进行水淬火是常见的后处理步骤。

  希腊LTCP、挪威SINTEF、比利时IRES团队通过将预合金DSS/SDSS粉末与奥氏体不锈钢316L（SS316L）粉末混合，最大限度地减少甚至消除打印后退火，并实现LPBF处理的DSS和SDSS零件的双相微观结构。

  先前的几项研究已经证明，粉末混合物成功地用作所有合金类别的LPBF的输入材料。

  Al-Co-Fe-Mn-Ni体系的元素粉末混合物的可加工性以及工艺参数对晶格结构力学性能的影响与高锰钢样品相当，与常用的316L相比，能量吸收增加了75%。他们还强调了较高的单位体积内的包含的能量对所研究的高熵合金的化学均匀性和元素分布的影响。

  根据另一项研究，铝基合金的另一种合金化概念已被证明可以应对其AM加工中存在的挑战，如其低激光吸收、高导热性和降低的粉末流动性，这是其加工性差的原因。通过添加纳米金刚石和石墨烯粉末，AlSiMg合金粉末在较低的单位体积内的包含的能量下加工成功，因为材料的能量吸收得到了有效的提高。然而，得出的结论是，相对密度的降低是由于石墨烯的添加，这有几率会使融合缺陷。最重要的是，材料结构中石墨烯网络的形成和Al4C3相的原位形成被确定并与Orowan强化机制有关，与原始AlSi10Mg合金相比，导致材料硬度增加40%。然而，作者得出的结论是，需要额外的努力来优化混合组分，以确保强化相的均匀分布。

  在类似的研究中，Montero Sistiaga等人和Aversa等人改变了7075合金的成分，增加了Si含量以改变凝固范围和熔融相的流动性，Martin等人将氢稳定的Zr纳米颗粒引入铝系列7075和6061的粉末批次中，Zhang等人和Nie等人通过Al3Zr沉淀物将Zr引入Al-Cu-Mg粉末样品中进行晶粒细化，Al3Zrs沉淀物充当非均匀成核的种子，而Wang等人研究了Si和Al-Cu-Mg合金中的添加及其对其可加工性、固结性和微观结构的影响。因此，在文献中能够找到许多关于铝合金改性的概念，以开发专门为基于激光的粉末床AM工艺设计的新成分。

  然而，双相和超双相不锈钢粉末混合物的文献有限。在Köhler等人的工作中，研究了奥氏体不锈钢粉末（AISI 316L）与双相不锈钢粉末（AISI 318LN）的各种混合比，以便在LPBF期间使用不相同的单位体积内的包含的能量在竣工状态下获得双相微观结构。作者报告说，在AISI 316L中添加30wt%的AISI 318LN导致在竣工条件下形成双相（大约50/50）微观结构。这种新合金的强度和抵抗腐蚀能力优于纯AISI 316L。此外，研究表明，双相微观结构的形成对不同的能量输入极为敏感。根据结果得出，不同的冷却速率以及由不同的能量输入引起的不同的冷却模式对微观结构相的形成具有主要影响。Cui等人证明了不同比例的X2CrNiMo17-12-2粉末和超双相不锈钢X2CrNiMoN25-7-4粉末的AM加工成功，用于调节铁素体/奥氏体微观结构相的凝固和百分比。

  粉末混合物的化学均匀性是决定零件制作的完整过程中相形成的另一个因素。因此，有兴趣更深入地了解不同的化学成分和不同的激光能量输入怎么样影响LPBF处理的DSS和SDSS合金的组成。在这种情况下，重要的是要了解在使用粉末混合物时，粉末床处依赖于单位体积内的包含的能量的化学不均匀性怎么样影响相的形成。

  尽管已经在宏观尺度上研究了DSS的机械性能，但对这种材料，涉及低尺度机械表征的工作数量相当少。在这方面，关于本构相（铁素体或奥氏体）在纳米尺度上的机械性能的报道结果是不同的。与铁素体相相比，奥氏体相可能表现出更高、更低或相等的硬度/弹性模量，这取决于不同的变量，例如所选择的制造工艺、配方/化学成分（主要是N含量）和各个相的微观结构/晶体结构（例如，取向）。因此，目的是实现铁素体和奥氏体的两相微观结构（PBF-LB状态），以将高冷却速率（高位错密度和小晶粒）导致的LPBF状态下的高强度与两相微观结构的上述优点相结合。

  本研究主要想法是增加镍含量，在凝固结束时诱导原位奥氏体形成，因为镍是奥氏体稳定剂。选择SS316L粉末是因为与DSS/SDSS相比，其镍含量更高。此外，其低浓度的Mo、Cr、C、N化学元素不会影响具有有害金属间相和碳化物/氮化物沉淀物的混合物的最终微观结构。对定制粉末混合物的纳米压痕研究揭示了组成相在微观尺度上的力学行为，这是优化这些材料微观结构设计的关键参数，同时提供了关于该主题的全面文献概要。为了获得每个本构相的硬度和弹性模量的可靠值，这里采用了一系列技术来评估小规模的机械性能，通过连接不同机械相表现出的不同识别响应来提供关于本构相含量和分布的信息。该方法可用在所有预合金/元素粉末，作为通过粉末混合实现的LPBF的快速合金筛选工作流程。这种方法有助于创建有明确的目的性的实验设计（DOE）矩阵，以开发全面的“粉末工具包”。该工具包建立了成分、性能和微观结构之间的联系，从而有助于在选择雾化实验生产预合金粉末之前，为通过增材制造（AM）加工的零件选择最佳合金。

  使用气体雾化制备的双相不锈钢2205、超双相不锈钢2507和不锈钢316L粉末成分如表1。选择两种混合物进行共混；DSS与316L混合（混合物1）和SDSS与SS316L（混合物2）粉末的重量分数分别为50–50和80–20。

  混合过程在翻滚式搅拌器中以低转速（约30rpm）进行。每种混合物的混合时间为15分钟。每个混合物的量为4kg。

  在本研究中，使用LPBF机器加工粉末，配备500 W镱光纤激光器（1064 nm），激光光斑大小为80μm。样品制作在直径为150 mm的AISI 304不锈钢平台上。制作板预热至150°C，并在制作的完整过程中保持在该温度。利用纯氩气（5级，99.9%纯度）确保构建室内的惰性气氛，并且氧气水平保持在0.5% ppm以下。为了定义每种新合金的最佳工艺参数集，体积单位体积内的包含的能量（VED）被用作主要设计参数。

  316L、DSS和SDSS的预定义最佳参数被用作缩小工艺窗口的基准。一定要注意的是，单位体积内的包含的能量的变化是激光功率、扫描速度和扫描间距的结果。层厚度是唯一一个保持不变的参数，为0.4mm。以0.1mm扫描间距在3mm的支撑结构上生产直径为12.5mm、高度为8mm的圆柱形样品。实验计划被划分为每个合金2个构建。图1显示了当前研究中使用的（a）混合物1和（b）混合物2所选激光功率、扫描速度和体积单位体积内的包含的能量的三维图。在打印过程完成后，通过用湿式切割带锯机切割支撑件，将零件从基底上移除。

  图1。描述当前研究中使用的（a）混合物1和（b）混合物2的选定激光功率、扫描速度和相应单位体积内的包含的能量的三维图。

  激光功率、扫描速度和扫描间距是对LPBF工艺生产的样品有直接决定性影响的主要工艺参数。因此，目前的研究确定了激光功率、扫描速度和扫描间距，可用来生产所选粉末混合物的无缺陷几乎完全致密的样品，如表4所示。

  表5和表6显示了混合物1和混合物2的散装粉末性质。表观密度分别为4.3和4.15g/cm3，它们的振实密度和流动性几乎相同。观察到所获得的关于粉末的流动性和表观密度的结果与所接收的原料非常一致。

  采用静态图像分析来获得每种混合物的颗粒的圆当量（CE）直径。计算了每种粉末混合物的最小、最大和平均直径的值，以及D10、D50和D90的值，如表6所示。每种粉末的D10、D50和D90值由体积粒度分布的累积曲线）。两种混合物的最小圆当量直径和平均圆当量直径值相似。混合物1的最大圆当量直径比混合物2的大30μm。混合物1和混合物2在D10、D50和D90值方面存在偏差。混合物2的D10、D50和D90值分别比混合物1的相应值高7μm、11μm和20μm。与SS316L重量浓度为20%的混合物2相比，混合物1中SS316L的较高浓度（50%）导致较低的PSD范围。

  混合料1在各种加工条件下的竣工样品孔隙率如图4所示。很明显，在LPBF过程中，孔隙率受到体积能量输入的影响。在LPBF样品中发现了两种类型的孔隙，冶金孔隙和钥匙孔。冶金孔隙呈球形，尺寸较小（小于100μm），而钥匙孔呈不规则形状，尺寸较大（大于100μm的）。切片和抛光的样品揭示了由工艺参数的变化引起的根据VED的孔隙率的演变。当使用低于50J/mm3的VED值时，相对密度急剧下降到98%以下。相对密度随VED的增加而增加。用81.6J/mm3制备的试样的相对密度为99.9%，这是本研究中达到的最大值。然而，随着VED的进一步增加，相对密度开始降低。当VED提高到90J/mm3时，相对密度降低到98.7%。简言之，试样的相对密度随着VED的增加先增大后减小。很明显，激光功率和扫描速度的结合导致了样品密度的变化，这与熔化状态（小孔或传导）和孔隙的形成直接相关。图4显示了XZ平面上五个横截面样品的孔隙率演变，这些样品的VED值范围很广。对于低VED值，孔隙尺寸大且高度不规则，在某些情况下，未熔化的粉末颗粒被截留在孔隙中。随着VED值的增加，孔隙的数量和大小逐渐减小，达到最佳VED值81.68J/mm3。当VED进一步增加时，会发现大量的冶金孔隙和小孔。

  图4。光学显微照片描绘了用各种工艺参数构建的混合物1样品的相对密度和孔隙形态的演变，因此导致单位体积内的包含的能量的增加。

  对于混合物1，发现最佳VED为81.6J/mm3，并且在XY平面中产生99.90%的相对密度，在XZ平面中产生99.54%的相对密度。对于混合物2，最佳VED为56.82 J/mm3，明显较低，导致XY平面的相对密度分别为99.98%和XZ平面的相对浓度分别为99.96%，如图5所示。

  图5。混合物1和混合物2在XY和XZ平面上的特征光学显微照片，使用为每个混合物设置

  在图6中，显示了混合物1的微观结构，其中白色/亮相为奥氏体，有色相（棕色/黄色）为铁素体。初始铁素体形成后，奥氏体在铁素体-铁素体晶界处形核和生长。柱状铁素体晶粒和晶界奥氏体从熔池两侧生长，并在XY平面上向熔池中心略微倾斜（图6）。在XZ平面中，柱状晶粒沿着热源的方向生长。柱状晶粒在几个熔池中外延生长。在较高的放大倍数下能更好地观察到奥氏体形态（SEM显微照片）。在图6b中，观察到晶界奥氏体（GBA）是异晶的，并且存在次级奥氏体γ2与Widmanstätten奥氏体（WA）一起成核的区域。熔池边界和激光熔体轨迹在SEM显微照片中更清晰可见。根据EDS分析，奥氏体和铁素体在其大多数常见化学元素（Cr和Ni）中呈现出相似的重量和原子浓度（表7）。奥氏体和铁素体之间的主要不同之处在于Mo含量。钼与铬和硅一起是主要的铁素体稳定剂，考虑到它们对舍弗勒图中Cr当量公式的贡献。与奥氏体相比，铁素体表现出更高的Mo浓度。一般来说，除了Mo之外，奥氏体和铁素体的成分随Ni和Cr含量的不同而不同。观察到奥氏体和铁素体之间钼含量的恒定差异。

  混合1的EBSD相位图和反极图（IPF）如图7所示。EBSD相图显示，混合物1的竣工微观结构在XY平面上由89.7%的铁素体和10.2%的奥氏体组成，在XZ平面上（构建方向）由70.8%的铁素体和22.5%的奥氏体构成。奥氏体主要沿＜101＞结晶方向生长，而铁素体则沿＜001＞结晶方向显示出有利的晶粒生长。

  混合物2表现出与混合物1相似的微观结构，但具有较小的奥氏体体积分数。与混合物1相比，晶界奥氏体更薄，γ2和WA的成核位置更少（图8）。此外，混合物2的竣工微观结构显示出微观偏析。基于表8中所示的EDS分析，微偏析表现出与SS316L粉末相似的化学成分。与混合物1的情况一样，EDS分析显示，除钼外，奥氏体和铁素体相的化学成分在不一样的区域之间变化相似。此外，混合物2微观结构在熔池边界附近和激光熔体轨迹边界附近显示了晶胞晶粒区。与混合物1相比，熔池边界和激光熔道被更好地定义。

  混合物2的EBSD相位图和反极图（IPF）如图9所示。EBSD相图显示，混合物2的竣工微观结构在XY平面上由95%的铁素体和5%的奥氏体组成，在XZ平面上（构建方向）由95.4%的铁素体和3.6%的奥氏体组成。奥氏体主要沿101结晶方向生长，类似于混合物1。铁素体晶粒沿＜001＞、＜101＞和＜111＞结晶方向具有混合生长取向。

  将EBSD和SEM与纳米压痕相结合，能轻松地进行统计有效的实验。在变形区域中没有观察到奥氏体向马氏体的相变。记录的压痕曲线用于量化相的弹性和塑性特性。发现铁素体具有更高的弹性模量；原则上，尽管铁素体通常被认为是强相，但双相不锈钢样品可能会表现出相反的行为，其中奥氏体具有更高的强度。这可以归因于氮作为奥氏体相稳定剂的作用，也可当作平面滑移促进剂，提高奥氏体的强度。据报道，奥氏错在相边界堆积，导致铁素体中产生位错，而铁素体晶粒也可能被周围奥氏体的位错痕迹剪切。铁素体表现出比奥氏体更高的弹性模量和应变硬化，但它们都表现出非常相似的屈服强度。此外，在这些相之间的硬度（H）值中经常观察到的差异归因于它们之间的弹性和硬化差异。

  首先，生成等高线图，以再现由于不同的相位（和方位）发生而导致的局部机械特性的表面地形变化。在图谱中，识别出重复出现的图案，并将其与网格的SEM图像相关联（测量后对纳米压痕样品进行SEM分析）。在图10中，显示了网格的SEM图像（测量后对纳米压痕样品进行SEM分析），以及EBSD图以及纳米压痕网格和IPFz图的重叠。此外，通过将模量叠加到EBSD图上，揭示了直接对应于单独晶粒的晶间奥氏体内部值的变化（绿色），并通过EBSD中的相应颜色变化进行了验证（用黑色箭头表示）。在图10f中，显示了混合物2 XY的模量（E）在EBSD图上的叠加。

  图10。（a，b）网格（纳米压痕）混合物1 XY样品的SEM图像在测量后进行SEM分析；（c）生成等高线图，以再现局部机械特性的地表地形变化；（d） NI网格和IPFz图的重叠以及（e）模量在EBSD图上的叠加，其中晶间内的值变化（由奥氏体设置，绿色）直接对应于单独的晶粒，通过EBSD中的颜色变化（用黑色箭头表示）做验证；（f）将模量叠加到混合2 XY的EBSD贴图上。

  据报道，双相不锈钢中奥氏体和铁素体杨氏模量的纳米压痕测试不受样品表面处理方法的影响，即机械抛光、电解抛光和化学蚀刻，而这对硬度无效；双相不锈钢中奥氏体和铁素体硬度的纳米压痕测试受到表面处理（此处为机械抛光）的影响。因此，选择弹性模量（E）以生成3D图表示，表示由于压头下方的相位特性导致的纳米压痕响应的差异，对于（a）混合物1 XY，（b）混合物1 XZ，（c）混合物2 XY平面，（d）混合物2 XZ平面（图11）。

  图11。对于（a）混合物1 XY，（b）混合物1 XZ，（c）混合物2 XY平面，（d）混合物2 XZ平面，E的三维映射表示，表示由于压头下方的相位特性导致的纳米压痕响应的差异。

  在图12中，确定了三个不同压痕在不同位移（分别为7、12和5nm）下的塑性开始（以屈服型弹出/斜率初始变化的形式），表示压头下方从弹性区域到弹塑性区域的不同过渡点。

  图12。3个不同压痕点的加载曲线的初始部分；爆裂（或屈服型爆裂）的发生或缺乏与压头下方的相特性有关。

  接触深度的程度可以直接归因于纳米级的塑性变形；接触深度范围越大，塑性越高。铁素体的塑性变形和残余形态比奥氏体更明显（计算的铁素体屈服强度和加工硬化指数低于奥氏体）。文献中的相关研究通常会得出这样的结论，即从纳米机械测试中得出的两个相的值相似，并且这些值可能会有所不同；据报道，铁素体比奥氏体更容易渗透或更难渗透，这是一个有争议的问题。据文献报道，铁素体相的平均弹性模量略高于奥氏体相（铁素体为206.94 GPa，奥氏体为199.84 GPa），而平均纳米硬度较低（铁素体为3.95 GPa，奥氏体为4.1 GPa）；然而，这些值是指示性的。

  与文献中提到的LPBF竣工DSS和SDSS微观结构相比，由于添加了奥氏体不锈钢粉末，这两种合金的微观结构都显示出奥氏体含量增加。与混合物2相比，混合物1呈现出更高的奥氏体含量。EBSD证实了用LOM和SEM观察到的奥氏体和铁素体相。更具体地说，EBSD相图（图7）显示，混合物1在XY平面上的奥氏体含量等于10.2%，在XZ平面上的含量等于22.5%，而混合物2在EBSD相图上（图9）显示，XY平面上和XZ平面下的奥氏体含量分别为5%和3.6%。通过EDS验证了相表征，其中与两种混合物的奥氏体相比，铁素体表现出更高的Mo含量（铁素体稳定剂）。与混合物2相比，混合物1中的镍含量更高，这可以证明竣工微观结构中奥氏体体积分数的增加是合理的，如表3中混合粉末混合物的计算理论化学成分所示。与混合物2相比，混合物中较高含量的SS316L导致在混合物1的竣工微观结构中产生较高的镍含量，进而导致较高的奥氏体含量。计算了成分当量，镍（Nieq）和铬（Creq），其中钢中的所有合金元素都分为类镍和类铬元素，即所谓的奥氏体和铁素体稳定剂，它们对Nieq和Creq的贡献通过从大量实验中获得的某些经验系数进行加权。根据表3中所示的标称材料成分，通过舍弗勒图估算LPBF样品的铁素体/奥氏体含量，如图13所示。

  如前所述，使用舍弗勒图来估计铁素体/奥氏体分数揭示了两个缺点。首先，在Ni当量中不考虑强奥氏体稳定元素N。锰对高温反应中奥氏体的稳定作用→γ-Fe被高估了。基于舍弗勒图方程，混合物2的Ni当量略高于混合物1。与混合物2相比，混合物1的较低Cr当量和略高Ni当量可被认为是混合物1中理论上较高奥氏体含量的指示。相反，舍弗勒图没考虑LPBF部件的凝固速率（冷却速率）。高固化速率通过抑制固化模式来改变竣工微观结构。在我们的情况下（混合物1和混合物2），凝固模式是抑制铁素体到奥氏体（FA）的固态转变。在DSS和SDSS竣工微观结构中，凝固模式FA被抑制并仅变为铁素体（F）[53]。凝固模式的改变改变了奥氏体和铁素体的体积分数。因此，竣工微观结构显示出80–20和95–5的铁素体/奥氏体比，而舍弗勒预测的混合物1和混合物2的铁素质/奥氏体比分别为25–75和60–40。对于竣工微观结构，舍弗勒预测和EBSD相量化结果之间有偏差，但两者都导致混合物1的奥氏体含量高于混合物2的奥氏体含量。因此，舍弗勒图可以被认为是不锈钢合金粉末共混的近似相位预测研究。

  混合物2显示微观结构中存在SS316L微观偏析。然而，混合物1中没有SS316L或DSS偏析的痕迹。混合物2微观结构中的偏析可归因于混合物中SDSS的量高于SS316L的事实，并且难以用LPBF机器的再涂布机来铺展粉末层来保持两种粉末之间的均匀分布。为了在两种粉末之间具有相等的颗粒排列，最好保持相等的量，例如在混合物1的情况下。局部不均匀性或微观偏析会影响竣工混合材料的显微硬度均匀性。此外，在熔池和激光熔道边界附近观察到混合物2的晶胞晶粒。这些晶胞状晶粒结构是LPBF工艺的典型微观结构，这是由于组成过冷和高凝固速率。如前所述，LPBF内置SS316L的晶胞状晶粒可提高屈服强度。其他报告提到，SS316L LPBF预制晶胞晶粒的边界富含高密度位错，并呈现铬和钼偏析。

  在两种竣工微观结构（混合物1和混合物2）中都没有观察到金属间相，因为沉淀物太细而无法在SEM下观察到；然而，已经报道了DSS竣工微观结构中的氮化铬沉淀，并能通过透射电子显微镜（TEM）观察和鉴定。SDSS中的氮含量是DSS的两倍，而混合物2的氮含量又是混合物1的两倍。增加DSS中的氮含量会导致非平衡冷却速率后氮化铬的比例增加。氮化铬的沉淀增加了屈服强度和拉伸强度，降低了延展性。氮在奥氏体中比在铁素体中更易溶解。因此，预计氮化铬存在于两种混合物的微观结构中，尤其是在混合物2中。与混合物1相比，混合物2含有最高的氮含量，并显示出增加的铁素体含量，其中假定大量的N溶解在奥氏体中。

  两种混合物都显示出相同的奥氏体形态（GBA、WA和γ2）。与混合物1相比，混合物2表现出更薄的GBA和减少的γ2和WA成核位点。混合物2中WA成核位置的减少归因于较低的镍含量。此外，与混合物1相比，混合物2的GBA较薄可能与混合物中较低量的SS316L粉末颗粒有关。SS316L合金的热导率低于DSS/SDSS。与混合物1相比，混合物2的总导热率将更高。较低的热导率降低了微观结构的冷却速率，并增加了铁素体向奥氏体的转变时间。表现出较高导热性和较低镍含量的SS316L粉末颗粒较少，将导致混合物2微观结构中GBA、γ2和WA的体积分数减少。次生γ2奥氏体在较低温度下形成，而WA和GBA在较高温度下形成。

  据报道，奥氏体表现出比铁素体更高的H/E比；还一定要考虑在相边界上也形成的压痕，其塑性区包括两相，产生类似复合物（包含α/γ相间边界）的响应。据报道，铁素体由于其BCC晶体结构而表现出更高的E（20GPa），其原子间距离（较小的晶格参数）低于奥氏体的FCC晶体结构；变形本身引起的结晶织构也可以被认为是解释上述文献发现的可能原因。在压头-探针/样品界面处的样品中产生几何必要位错（GND），以适应局部应变条件，因此导致显著的局部硬化，而在浅压痕位移处，加工硬化材料占被探测材料总有效体积的比例可能相当大。与巨大的晶粒相比，晶界的存在开始对响应做出可衡量的贡献。有必要注意一下的是，在这些压痕深度（取决于晶粒尺寸）下，对于激光加工材料（尤其是SLM），除了两者之间有几率存在的任何相互作用外，响应始终是晶粒尺寸效应与晶胞尺寸效应的组合。能够准确的看出，对于低于~150nm的hc，硬度响应在统计上是不可区分的，这可能归因于压痕尺寸效应，即为适应探针界面处或附近的接触应变而产生的GND导致显著的加工硬化，从而主导整体硬度响应。在大于150nm的压痕接触深度处，从大约500nm开始观察到明显的发散，标称晶粒基板的稳态硬度值超过巨晶粒的稳态硬度约30%；这些尺寸效应是由于压头、特征亚结构长度和晶粒尺寸造成的。据报道，压头在奥氏体相上的弹性恢复能和塑性能量耗散都大于在铁素体相上的，而在这两相中都存在堆积现象。对此的物理解释是，当材料在压痕测试中来加工硬化时，位错迁移率降低，位错被限制在表面，导致堆积。在准静态单次和循环压痕试验中，主要的变形机制是位错在奥氏体相和铁素体相中的形核、增殖和传播以及位错活化；特别是在铁素体的情况下，会出现滑移带的额外传播。单次压痕试验后，非均匀位错集中在压头下；据报道，铁素体相中的离散位错成束并形成位错密度相比来说较高的滑移带。在图14中，分别显示了混合1和混合2在XY和XZ平面中的网格映射的塑性和H/E比分布。在高硬度模量比（也称为塑性指数）下，脆性或硬质材料（表现出下沉）预计会产生更高的应力，并且向压头探针产生高应力集中，而在低H/E的情况下，即韧性或软质材料（堆积），应力较低，并且在材料横截面上分布更均匀。当塑性指数H/E远小于1时，变形可能是完全弹性的，当它显著大于1时，形变主要是塑性的；在图14b中，线性趋势得到了证实。

  图14。（a）混合物1和混合物2在XY和XZ平面中的栅格贴图的塑性和（b）H/E比分布。

  将双相不锈钢粉末和超双相不锈钢粉与奥氏体不锈钢以不同比例混合，以在竣工条件下获得双相组织。通过改变体积单位体积内的包含的能量，在不同的加工条件下通过LPBF对混合物来加工。使用光学显微镜和密度测量确定了致密零件的最佳工艺参数。尽管在VED值上观察到显著差异，但两种混合物都成功地制造出了几乎完全致密的零件。合金的化学成分和样品的凝固速率对混合合金的相变有显著影响。本研究中使用的粉末比例并未达到平衡（大约50/50）的奥氏体/铁素体微观结构，然而，在竣工条件下，观察到两种定制材料的奥氏体含量都有所增加。工艺参数的调整和后处理热处理使控制最终微观结构成为可能。在未来的工作中，将研究惰性气体（氮气与氩气）和混合物中SS316L含量的增加对该过程中奥氏体形成的影响。此外，使用不相同的扫描策略，使我们也可以预热或重熔特定层，从而在LPBF过程中实现较慢的冷却和更多的时间来促进奥氏体，这是一个令人感兴趣的领域。

  此外，还进行了一项研究，以将微观结构与纳米力学性能联系起来。纳米压痕硬度和模量用于更深入地了解无法通过宏观拉伸试验直接研究的单个相的变形行为。通过纳米压痕，在模量图中，识别出重复出现的图案，并将其与网格的SEM图像相关联（测量后对纳米压痕样品进行SEM分析）。此外，通过将模量超定位到EBSD图上，可以揭示直接对应于单独晶粒的晶间区域（由奥氏体设置，绿色）内的值的变化，并通过EBSD中的颜色变化做验证。对塑性进行了评估；混合物1表现出更具延展性的塑性行为（以低H/E堆积为主），而塑性的开始变化，证实了文献的相关工作。

  目前的研究重点是开发双相和超双相不锈钢粉末混合物，可作为LPBF背景下合金快速开发和筛选的工作流程，以开发全面的“粉末工具包”和材料测试矩阵。该方法可用于精确修改原料化学和成分特性，创建设计和制造范例，以设计材料，最大限度地减少交付周期、成本和粉末生产的不确定性，同时确保进一步探索材料特性，并确保在雾化或粉末混合实验之前确定最佳材料-应用配对。

  这一句线.奥氏体不锈钢只做固溶处理，时效处理是针对析出强化型不锈钢而言的；

  3.奥氏体不锈钢不能通过热处理的方式来进行提高硬度，只可以通过冷作硬化或渗碳/氮或增加涂层的方式提高硬度。

  你说HRC，建议还是不要用这个硬度来衡量，要看什么不锈钢，就普通的201、304、316来讲时效硬度维氏HV一般在200-220左右，布什HBW一般也在200左右，HRC的最小至19.8已经是维氏HV223了，HRC一般表征硬度较高的材料像硬质合金淬火钢之类的，奥氏体不锈钢是不能淬火的，用HRC表征肯定不准确。

  铝合金材料、铜合金材料、钛合金材料、铁合金材料、镁合金材料、锌合金材料、锡合金材料和铅合金材料等合金材料

  低温不锈钢、耐热不锈钢、耐磨不锈钢、无磁不锈钢、易切削不锈钢、超塑性不锈钢和耐酸性不锈钢等不锈钢材料。

  碳素结构钢、低合金钢、钢筋钢、易切结构钢、弹簧钢、滚动轴承钢、碳素工具钢、合金工具钢、高速工具钢和高电阻合金钢等钢材。

  钢管制品、钢板制品、钢筋制品、型钢制品、角钢制品、槽钢制品、工字钢制品、螺纹钢制品、方矩管钢制品和钢丝制品等。

  牌号鉴定：304、304L、316等不锈钢，6303、6062等铝合金；金属元素含量检测：镍Ni、铬Cr、钼Mo、铁Fe等；

  物理性能：磁性能、电性能、热性能、抗氧化性能、耐磨、盐雾、腐蚀、密度、热线胀系数、弹性模量、硬度；

  力学性能：拉伸、弯曲、屈服、疲劳、扭转、应力、应力松弛、冲击、磨损、硬度、耐液压、拉伸蠕变、扩口、压扁、压缩、剪切强度等；

  工艺性能：细丝拉伸、断口检验、反复弯曲、双向扭转、液压试验、扩口、弯曲、卷边、压扁、环扩张、环拉伸、显微组织、金相分析；

  腐蚀性能：大气腐蚀、晶间腐蚀、应力腐蚀、点蚀、腐蚀疲劳、人造气氛腐蚀；镀层相关测试（厚度、质量、附着力等）