不锈钢的双相奔现：JMP发布首篇DSSs AM综合评论文章（Ⅰ）

江苏激光联盟导读：

Journal of Manufacturing Processes首篇：双相不锈钢的增材制造-评述。关键词：双相不锈钢，增材制造，微观结构，机械性能，耐腐蚀

双相不锈钢（DSSs）由于其优异的耐腐蚀性和机械性能，在许多领域都是很有前途的材料，这是由于其微观结构由大致相同数量的奥氏体和铁素体相组成。作为一种革命性的生产技术，增材制造（AM）在制造复杂或定制几何形状的金属零件方面显示出巨大的优势。丝弧增材制造（WAAM）、激光金属沉积（LMD）和激光粉末床熔合（L-PBF）已用于制造DSSs。

然而，考虑到复杂的逐层过程，同时实现预期的成形质量和微观结构是一个巨大的挑战。基于对DSS材料和AM工艺的理解，对加工条件进行精细控制是非常必要的。本文从材料、工艺、微观结构和性能等多个方面综述了DSSs中AM的最新研究现状和未来展望。详细介绍了AM工艺过程中的微观结构演变，解释了机械性能和耐蚀性的变化，为工艺优化提供了方向。

经过FIB处理后，经过抛光和热蚀刻的约束氧化铝膜横截面（相对密度~84%）。孔隙被拉长并沿厚度方向垂直定向。

试验示范：微观结构演变可以采用二维或三维方法进行分析。首先，可以对抛光的截面63(断裂的表面不能提供可靠的数据)进行二维高分辨率扫描电子显微镜(SEM)，如图所示。由于机械抛光可能会对低密度薄膜产生偏置，离子束加工可用于精细抛光表面。三维表征方法有:(i)高分辨率x射线计算microtomography(无损表征工具,适合当微观结构特性相比,大型立体像素大小)和64(2)双光束FIB(聚焦离子束),使3 d重建从熔化的部分扫描电镜的分辨率(破坏性的方法)。图像二值化是测量孔隙度的关键步骤。个体特征(孤立的孔隙、颗粒、填充颗粒等)需要计算，它们的特征(尺寸、方向、球形度等)需要评估，以便得到分布。但还需要测试新的方法来从3D数据集中提取信息(例如，将连通的门户空间划分为基本孔隙)。

1.介绍

1.1.双相不锈钢

双相不锈钢（DSSs）具有由铁素体（α）和奥氏体（γ）相组成的两相微观结构。图1a显示了DSSs的典型微观结构。理想的相比（α：γ）约为1:1，这提供了机械性能和耐腐蚀性的极好组合。DSSs在船舶建造、海洋工程、化工、造纸、纸浆和石油化工等腐蚀性环境中的结构物中受到越来越多的关注。据报道，在过去5年中，DSS在全世界不锈钢总消费量中的百分比增加了4倍。随着高质量耐腐蚀材料的市场需求、制造技术的进步以及作为奥氏体不锈钢（ASSs）主要成分的镍的原材料压力，DSSs的竞争力日益增强，这一点已得到广泛认可。

图1 双相不锈钢:(a)微结构DSS 2205, (b) Nieq = Ni + Co + 30C + 25 N + 0.5 Mn + 0.3 Cu andCreq = Cr + 2 Si + 1.5Mo + 5 V + 5.5 Al + 1.75 Nb + 1.5Ti + 0.75 W, (C) 在70%铁中的 pseudo-binary Fe-Cr-Ni相图 ,(d)平衡阶段分数的DSS 22Cr。

如图1b所示，DSSs中的合金元素分为两类：铁素体稳定元素（如Cr和Mo）和奥氏体稳定元素（如Ni和N）。相变趋势可用Creq/Nieq值来评价。较高的Creq/Nieq意味着形成铁素体的倾向较高，即形成奥氏体的倾向较低。

表1 典型双相不锈钢的化学成分(wt%)、Creq/Nieq和PREN

如表1所示，普通DSS的Creq/Nieq范围为1.7-3；相比之下，304奥氏体不锈钢的值约为1.6。除对相变的影响外，合金元素的加入也有助于固溶强化效果。铬提高了耐腐蚀性和抗氧化性。钼增加了耐腐蚀性和高温强度。耐点蚀当量数（PREN）可以评估合金元素对耐蚀性的有益影响，如等式（1）所示。PREN值越高，表明耐腐蚀性越好。

根据图1c中的Fe–Cr–Ni伪二元图，DSSs首先从液态凝固为完全铁素体，奥氏体在铁素体固溶温度以下从铁素体中形核。对于温度约为1100°C的固溶处理，可将α：γ的比率调整为1:1，如图1d所示。除两相比外，DSSs的性能与二次沉淀高度相关，二次沉淀主要包括氮化物如CrN和Cr2N、碳化物如M7C3和M23C6（M=Fe或Cr）以及金属间化合物如sigma（σ）、chi（χ）、τ、R和π相。这些沉淀物对机械性能和耐腐蚀性都有很大影响，尤其是在形成σ和χ相方面。可通过800至500°C的冷却速率粗略评估沉淀趋势[18]。因此，在保持两相比的同时避免有害沉淀是至关重要的。

SEM图像(A)至(D)依次显示了真空熔炼铸造Ni高温合金断口的近距离图像。(A)浅灰色氧化bifilm占据图像的大部分。所选的氧化物区域(B)类似于冰川，只有约1 μm厚，但有20 μm深的碳化物层。在形成的高温下，氧化膜发生了再结晶。

DSSs的微观结构演变取决于化学成分和制造工艺。在组成方面，适当的Creq/Nieq有利于稳定两相比；而细化和提纯对消除沉淀有很大贡献。在制造方面，应调整1200–800°C（t12/8）范围内的冷却速度，以从一次铁素体生成足够的奥氏体。此外，应尽快调整800–500°C（t8/5）范围内的冷却速度，以抑制有害沉淀物的形成。

DSSs的发展始于20世纪30年代。1929年开发了第一个25Cr-5Ni商业DSSs。与当代奥氏体不锈钢相比，Cr含量的增加导致了较高的抗晶间腐蚀性。钼的加入提高了耐点蚀性能。25Cr-5Ni-1Mo于1933年后期开发。20Cr-8Ni-2.5Mo在各种腐蚀介质中表现出较高的强度和耐腐蚀性。随着1935年Cu的加入，25Cr-5Ni-2.5Mo-2.5Cu进一步提高了奥氏体相的稳定性。发明上述第一代DSS的目的是为了提高耐腐蚀性以及降低镍含量。然而，第一代DSSs的焊接性较差。自20世纪70年代以来，随着精炼技术的发展，以2205为代表的第二代DSS被称为标准DSS，通过减少杂质（如C、S和O）的含量，大大抑制了有害沉淀物的形成。此外，强奥氏体稳定元素N的加入有助于维持焊后两相的平衡。

OIM包括从R1到R8销钉刀具后不同区域的晶体结构、极点图和偏角分布。

上图显示了微晶结构的OIM实验，这些微晶结构是由在针工具周围形成的微带形成的。数据来自图3.39所示的区域。拉长的晶粒在横向上普遍变粗，变化迅速。等轴晶在距销刀- sz界面0.02 mm处的R3位置形成。随着距刀具距离的增加，等轴晶组织在温度降低的区域生长(图3.40中的R4-R8)。最后的晶粒结构仍在亚微米范围内。不同区域的偏角分布差异不大，晶体主要被HABs包围。

第三代决策支持系统（以2507为代表）被称为超级决策支持系统（super DSSs），自20世纪80年代末开始开发。它们具有更低的C含量和更高数量的奥氏体稳定元素（包括N和Ni），从而实现了耐腐蚀性和可焊性的综合改善。超级DSS的PREN一般超过40。在焊接过程中，不平衡的两相比以及有害的析出物得到了极大的缓解。到目前为止，已经开发了五组典型的DSS，见表1。各种类型的DSS可满足不同的要求应用，并作为腐蚀性环境中使用的关键结构材料发挥着重要作用。DSSs的可焊性得到了极大的提高。为了满足不同的要求，尝试了各种焊接方法。

1.2.增材制造

增材制造（AM），通常被称为“3D打印”，是一种从三维数字模型制造物理对象的过程，通常通过层层沉积离散材料。每一层都非常薄，并且遵循数字化模式。通过粘合一系列层，可以高效地制造3D结构，具有自由设计、材料损耗少和交付周期短等优点。所有人都说，AM令人惊讶地为制造业注入了活力。例如，美国通用电气公司（GE）在AM领域投资超过10亿美元，并从持续投资中获得越来越多的收益。在“工业4.0”概念的引领下，欧洲在AM的研究和应用方面取得了重大进展。迄今为止，AM应用最成功的领域包括航空航天、医学和个性化消费产品。

图像空间中的支持生成：（a）支持FDM和（b）支持SLA。

不同的AM过程以不同的方式产生支持。在FDM中，支撑主要通过计算相邻层间的面积差来生成。SLA方法通过识别悬挑区域，并将锚点与杆相连来增加支撑结构。Huang等提出了FDM和SLA在图像空间中生成支持度的方法(见上图)。在AM期间，基于有限元分析(FEA)的方法已被用于优化支撑和模型的内部结构。

一般来说，在过去三十年中，有几十种AM流程是为了不同的目的而开发的。根据ASTM F2792-12a，AM工艺分为7个系列。其中，粘结剂喷射（BJ）、直接能量沉积（DED）和粉末床熔合（PBF）是制造金属部件的主要AM方法。在BJ工艺中，液体粘合剂被分配到粉末床上，通过粘附形成结构。它很简单，在室温下发生。不涉及熔化、氧化和相变。然而，BJ生产的零件通常显示出较低的相对密度和较差的机械性能。

孔隙沿层边界积聚的趋势以及改变尺寸分布以改善粘结剂/粉末润湿性和层间粘结的效果。(a) 5 μm单峰铜粉(b) 30 μm(73体积%)和5 μm双峰铜粉。改善润湿可以通过改变粘结剂的表面张力、粘结剂粘度、粉末大小分布和形状，或者在粉末上涂上润湿剂来实现。

DED和PBF是工业领域最常用的金属AM工艺。两者都能提供可靠的零件，其机械性能与传统制造方法生产的零件相当。在DED过程中，局部热源，如激光（L）、电子束（EB）和电弧（A），在机器人的陪同下形成移动的熔池。以粉末或金属丝形式的原料逐层沉积到熔池中，形成三维结构。在PBF工艺中，粉末预先在平台上摊铺成薄层，称为粉末床。高聚焦热源，包括激光束和电子束，根据数字化图案在惰性气体保护室或真空中选择性熔化粉末层。与DED相比，更小的束斑、更细的粉末粒度和粉末床使PBF具有更好的尺寸精度和几何自由度，无需刚性支撑，更适合于复杂结构。然而，PBF零件的尺寸受到加工室尺寸的限制，并且PBF的生产时间比DED更长。因此，与PBF相比，DED更适用于大型结构。

金属AM的研究受到了广泛的关注，并取得了很大的进展。钛合金、钢、铝合金和镍合金是研究的主要材料。工艺优化、微观结构演变、机械性能和耐腐蚀性已得到广泛研究。先进技术，如数字孪晶、现场质量监测、同步辐射x射线成像和机器学习，越来越多地与AM结合，以探索这种数字制造方法的机理和优势。尽管研究范围很广，但DED和PBF本质上涉及热源和材料之间的相互作用。材料被加热、熔化并固化成最终零件。最终零件的性能在很大程度上取决于成形质量和微观结构演变。

图2a显示了三种主要金属AM方法的El的典型值和相应的冷却速率。El的排列顺序为DED电弧>DED激光>L-PBF，冷却速率的排列顺序与El相反。L-PBF的冷却速度约为DED电弧的104倍。应注意的是，冷却速率因测量位置和温度范围而异。图2a中的冷却速率表示在凝固温度范围内在熔池中心测得的冷却速率。图2b示出了在DSSs的AM中使用的功率和扫描速度。L-PBF的热输入约为DED电弧的103倍，是DED激光器的102倍。

图2 不同AM过程的能量输入:(a)冷却速率相对于从[54]复制的热量输入，(b)关于DSSs的AM的常用过程窗口。

DSSs中AM的研究近年来才刚刚起步，还处于起步阶段。目前，丝弧增材制造（WAAM，即DED电弧）、激光金属沉积（LMD，即DED激光）和激光粉末床熔合（L-PBF，也称为选择性激光熔化SLM）已用于制造DSS，如表2、表3、表4所述。结合起始材料的工艺条件的选择对AM生产的DSSs零件的微观结构和性能有重大影响。因此，需要回顾和分析工艺参数对成形质量、微观结构和性能的影响，以及不同AM工艺和DSS材料之间的比较。

表2 WAAM制备dss的工艺条件、显微组织和机械性能。

表3 LMD制备dss的工艺条件、显微组织和机械性能

表4 L-PBF制备dss的工艺条件、组织和机械性能

本文综述了DSSs中AM的研究现状，包括WAAM、LMD和L-PBF工艺。对AM生产DSSs的工艺条件、成型质量、显微组织、机械性能和耐蚀性进行了分析和讨论。重点是控制微观结构的演变，即两相比和析出物。最后总结了决策支持系统AM的发展现状和未来展望。这是第一篇关于DSSs的AM的综合评论文章。

2.DSSs的增材制造

2.1.丝弧增材制造（WAAM）

气体金属弧（GMA）、气体钨弧（GTA）和等离子弧（PA）被用作WAAM的热源。金属丝通常用作制造金属零件的原料。热源通常与机器人手臂一起移动，以实现定制的图案，电线自动馈电，如图3所示。WAAM过程中的关键工艺参数包括焊接电流A、焊接电压U、送丝速度Vf和焊接速度Vs.脉冲电弧、冷金属转移（CMT）和热丝有时用于在控制热输入和沉积速度方面提供更大的灵活性。WAAM的热输入大于LMD和L-PBF的热输入。焊接填充丝可直接用作原料，从而节省大量材料成本。

图3 DSSs的WAAM：（a）设备[81]，（b）示意图[62]，（c）竣工样品：（c1）DSS2205；（c2）DSS 2209

普通钢丝直径范围为0.8至1.2毫米。高热量输入和导线直径导致低尺寸精度，但允许高沉积速率和高加工效率。刚性支架是支撑熔池所必需的。通常，WAAM适用于具有相对规则几何形状的大型结构，如框架和圆柱体。电弧光源的设备投资相对低于激光光源。虽然WAAM的大量热输入会导致较大的热影响区（HAZ）、粗晶粒和较大的应力/变形，但与L-PBF和LMD相比，WAAM的设备投资成本更低，加工效率更高。实际使用通常需要进行后加工和热处理。

表2 WAAM制备dss的工艺条件、显微组织和机械性能

WAAM制造了一些典型的DSS，如表2所示。Kannan等人建造了DSS 2594的墙壁，没有明显的地层缺陷。奥氏体含量高于铁素体含量。WAAM试样的抗点蚀性能与锻造合金相当。Zhang等人发现，WAAM生产的DSS 2594墙体中的铁素体含量仅为1.55 wt%。氮化物和夹杂物的形成导致低冲击韧性和低塑性。Hejripour等人建造了DSS 2209的墙壁和管道，并通过有限元法（FEM）对WAAM工艺进行了热分析。由于冷却速度快，防止了金属间相的形成。然而，铁素体分数远低于奥氏体分数。虽然WAAM零件的硬度低于锻造试样，但层方向的拉伸强度与锻造试样相当。

WAAM公司生产的DSS成品零件通常由于大量的热输入而呈现出奥氏体含量过高和有害的第二相（氮化物和γ2）的微观结构。微观结构可以通过热输入和层间温度等工艺参数进行调整。Knezović等人研究了层间温度对DSS 2205的微观结构和性能的影响。随着层间温度的降低，孔隙率和铁素体含量均升高。Hosseini等人研究了热循环与微观结构之间的关系。对于LHLT（低热输入和低层间温度）和HTHH（高热输入和高层间温度），沉积态DSS 2209珠的奥氏体分数分别为46%和38%。由于冷却速度较慢，HHT样品中的第二相（氮化物，σ，χ）分数较高。高热量输入不仅导致更多有害的二次相，而且由于热变形，降低了DSSs的尺寸精度。

不同Fe-2.96at%Ni合金在不同单轴压缩应力下以50 K min−1的速率从室温加热到γ相场(高达1223 K)，奥氏体形成速率(dfγ /dt)随温度变化的比较(Liu et al. 2010)。

为了提高DSS墙壁的尺寸精度，Posch等人利用CMT作为WAAM的热源来制造DSS 2209，这大大减少了热量输入。竣工表面粗糙度与砂型铸造产生的表面粗糙度相当。样品中未发现孔隙或未熔合，但发现非金属夹杂物。铁素体含量为26–29%。拉伸强度和韧性与填充金属相当。Wittig等人研究了电弧能量对CMT-WAAM生产的DSS零件微观结构的影响。铁素体含量随着电弧能量的增加而减少，如图4a所示。Eriksson等人研究了CMT-WAAM使用不同热输入构建的DSS 2760的微观结构。铁素体含量在15%到27%之间，并根据不同的热输入和位置而变化，如图4b所示。拉伸强度随热输入的增加而降低。

图4 WAAM DSS的铁素体含量:(a)铁素体含量与电弧能量和位置的关系[84];(b)热量输入对WAAM DSS 2594铁素体含量的影响

2.2.激光金属沉积（LMD）

图5 DSSs的LMD:(a)粉末LMD制造设备[77]，(b)金属线LMD机器人[69]，金属线LMD原理图(c)和粉末LMD工艺示意图(d)

如图5所示，LMD通常依赖于将粉末或金属丝送入由激光束产生的熔池中，以在基板上逐层沉积材料。保护气体用于保护熔融金属免受氧化，并将粉末流带入熔池。除了需要精确控制机器人在三维空间中的运动外，该过程与激光熔覆非常相似。关键的加工参数包括激光功率P、光斑直径dL、送丝或送粉速度Vf和焊接速度，而相对较大的熔池是容纳填充材料所必需的。高功率半导体激光器提供大小可调、能量分布均匀的光斑，越来越多地用于LMD。

激光直接熔化辐照区域，并将热量传导至基板和填充材料。填充丝的优点包括商业可用性、低价格、近100%的利用率以及位置或重力自由。然而，固体线对激光能量的吸收率很低，LMD过程中的线传输稳定性不如WAAM。高激光能量输入和大熔池可提高加工稳定性，但会导致粗糙的表面光洁度和较大的加工余量。粉末的使用通过混合不同的粉末提高了尺寸精度和材料柔韧性，但牺牲了沉积速率和材料的利用率。

尽管如此，使用细粉时尺寸精度更好。LMD的热输入位于L-PBF和WAAM之间，如图2所示。LMD的沉积速率、尺寸精度和机械性能也介于两者之间。熔池需要固体基底或熔敷金属作为支撑，很难制造出具有精密悬挑结构的复杂零件。然而，LMD非常适用于涂层或修复受损零件。由于WAAM和LMD可以在露天使用局部保护气体进行操作，因此它们可以制造大尺寸的零件。

采用轻质材料铝合金EN AW-7075进行增材制造

表3 LMD制备dss的工艺条件、显微组织和机械性能。

DSS零件由LMD制造，如表3所示。Iams等人研究了LMD使用贫、标准和超级DSS粉末产生的微观结构[78]。奥氏体含量分别为16.1%、38.5%和58.3%，DSS-LMD零件中存在少量σ相。Bermejo等人利用N2作为保护气体，在DSS2209的LMD期间增加氮含量。奥氏体百分比从Ar的33–39%增加到N2的53–67%。Wen等人使用定制的强化双相（IDP）合金粉末，镍含量相对较高，以保持LMD后的奥氏体含量。奥氏体和铁素体的比例分别为47%和37%。在熔覆层中观察到Fe3Ni2和氮化物。与2205基板相比，熔覆层的硬度增加了约15%。拉伸强度高于基体，耐腐蚀性低于基体。DSSs的LMD研究还处于起步阶段，需要更多的研究，特别是微观结构和耐腐蚀性。

2.3.激光粉末床聚变（L-PBF）

在图6所示的L-PBF过程中，通过在计算机控制下按照设计的模式逐层选择性地熔化粉末层来制造零件。聚变是由检流计驱动镜控制的聚焦激光束的光栅运动发生的。关键工艺参数包括激光功率P、光斑直径dL、扫描速度Vs、层厚Ds和阴影空间Hs。dL大致在30-100μm范围内，比LMD小得多。考虑到超过100 W的激光功率，高聚焦激光束提供的能量强度Ei超过106 W/cm2，通常远高于LMD。与WAAM和LMD相比，L-PBF的热输入最低，温度梯度最高，冷却速度最快。

图6 DSSs的L-PBF:(a)设备，(b)原理图，(c)建成后的样品

粉末在均匀薄层中的稳定铺展对L-PBF工艺具有重要意义。L-PBF粉末的一般要求包括球形、尺寸分布均匀、密度高、无气孔和夹杂物等缺陷。粉末的平均尺寸和层厚度通常在20-50μm之间，比LMD中使用的要细得多。L-PBF粉末通常通过气体雾化（GA）和等离子旋转电极工艺（PREP）生产，以确保粉末质量。

对粉末的严格要求增加了材料成本，但高聚焦激光束和细粉末床的联合利用赋予了L-PBF巨大的优势，如无刚性支撑的几何自由度、高尺寸精度、高性能等。然而，Cunningham等人发现，由于施加的激光能量强度，大多数L-PBF过程中都会出现小孔。金属蒸发、由此产生的反冲力和锁孔对L-PBF过程影响巨大，并使稳定的地层质量成为主要关注点。

图7 L-PBF工艺条件对DSS 2507成形质量和显微组织的影响:(a)相对密度随激光能量密度的函数，(b)显微组织织构。

Davidson等人研究了L-PBF工艺参数对DSS 2507的成型质量、微观结构和机械性能的影响。如图7，组件的相对密度根据激光能量输入而变,。在L-PBF样品内部观察到缺陷，包括未熔合和气孔。平均铁素体含量为68.8%，铁素体晶粒沿凝固方向生长。由于高冷却速率，观察到CrN的析出。最大硬度为449.4HV，高于锻造基体的硬度。随着激光能量输入的增加，奥氏体含量增加，硬度下降。

多层熔化导致组织和硬度分布不均匀。Murkute等人使用L-PBF在低碳钢基体上沉积DSS 2507。随着扫描速度的降低，由于蒸发损失的增加，沉积层中的Cr含量下降，奥氏体百分比增加。据报道，扫描速度的增加对表面粗糙度和耐腐蚀性有负面影响。当扫描速度为100 mm/s时，沉积层显示出与轧制和退火DSS样品相当的耐腐蚀性。

Nigon等人研究了工艺参数对DSS 2205形成质量的影响。当激光功率为187 W，扫描速度为800 mm/s时，最高相对密度为98.6%。热处理的L-PBF样品的硬度与锻造样品的硬度相当。拉伸强度和伸长率低于锻造试样。Saeidi等人通过DSS 2507的L-PBF获得了99.5%的相对密度。发现独特的宏观纹理，如图7b所示。样品中的铁素体百分比约为75–78%。

在显微结构中检测到富氮相。他们比较了铁素体、奥氏体和双相不锈钢样品的机械性能。DSS2507的抗拉强度、屈服强度和硬度分别为1321MPa、1214MPa和450HV，优于对应试样。通过使用适当的激光能量输入和层间旋转66°的扫描策略，Papula等人获得了相对密度为99.97%的DSS 2205样品。固溶处理后的奥氏体百分比为40–46%。

Hengsbach等人研究了溶液温度对L-PBF制造的DSS 2205零件微观结构和机械性能的影响。在竣工条件下，铁素体百分比为99%。1000°C固溶处理后，奥氏体百分比增加至34%。成品试样的抗拉强度高于锻造试样，这是由于晶粒细化和位错密度高所致。热处理后，断裂伸长率从12%提高到28%。Shang等人研究了固溶处理对super DSS 2707的L-PBF的影响。1100℃处理后，α：γ的比值接近59.5:40.5。根据机械和腐蚀试验，固溶处理的L-PBF样品在1150°C时表现出更好的机械性能，在1100°C时表现出更高的抗点蚀性。

表4 L-PBF制备dss的工艺条件、组织和机械性能

根据表4所示的DSSs L-PBF的当前结果，竣工样品通常显示出过多的铁素体晶粒朝向构建方向，并且铁素体晶粒内有富氮相（氮化物）。当采用合适的工艺参数时，几乎没有形成缺陷。关于机械性能，与锻造样品相比，高成型质量的竣工样品通常显示出更高的硬度、更高的强度、更低的延展性和更低的韧性。竣工样品的耐腐蚀性通常与锻造样品相当或较差。DSSs经过适当的固溶处理，恢复了两相比，提高了机械性能和耐蚀性。

来源：Additive manufacturing of duplex stainless steels - A criticalreview，Journal of Manufacturing Processes，doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.11.036

参考文献：S.K. Ghosh, S. Mondal，High temperature ageing behaviour of a duplex stainless steel

，Mater Charact, 59 (12) (2008), pp. 1776-1783；A.V.Jebaraj, L. Ajaykumar, C.R. Deepak, K.V.V. Aditya，Weldability,machinability and surfacing of commercial duplex stainless steel AISI2205 formarine applications–a recent review，J Adv Res, 8 (3)(2017), pp. 183-199