航空發(fā)動機(jī)關(guān)鍵材料激光增材制造的進(jìn)展與展望（Ⅱ）

來源：江蘇激光聯(lián)盟

導(dǎo)讀：航空航天是增材制造制造（AM）發(fā)展的關(guān)鍵市場驅(qū)動力，本研究對LPBF和LDED等技術(shù)進(jìn)行關(guān)鍵和深入的評估。本文為第二部分。

3. 先進(jìn)高強(qiáng)度鋼的LAM
3.1. 背景
先進(jìn)高強(qiáng)度鋼(AHSS)在航空航天領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用主要是由于對具有高屈服強(qiáng)度(YS)、改善斷裂韌性和抗應(yīng)力腐蝕開裂的合金的巨大需求。與傳統(tǒng)鋼材相比，AHSS的機(jī)械性能如圖6所示。第一代AHSS包括雙相（DP）、相變誘發(fā)塑性（TRIP）、復(fù)相（CP）和馬氏體（MS）鋼，其極限抗拉強(qiáng)度（UTS）通常為0.5–1.6 GPa，延伸率（El）為5–30%；而第二代AHSS由孿晶誘導(dǎo)塑性（TWIP）和奧氏體不銹鋼等組成，結(jié)合了高UTS（0.9–1.6 GPa）和新型El（45–70%）。

圖6 總結(jié)了常規(guī)鋼和高級高強(qiáng)度鋼（AHSS）的抗拉強(qiáng)度和伸長率組合�？s寫：無間隙（IF）、無間隙高強(qiáng)度（IF-HS）、烘烤硬化（BH）、高強(qiáng)度低合金（HSLA）、復(fù)相（CP）、雙相（DP）、鐵素體-貝氏體（FB）、熱成型（HF）。

本節(jié)將回顧UTS接近或高于1 GPa的LAM鋼（即千兆鋼）的相關(guān)文獻(xiàn)，這些鋼具有作為第三代AHSS的潛在應(yīng)用。這些鋼主要是高強(qiáng)度低合金（HSLA）鋼（如24CrNiMo、AF9628、ASTM A131、HY100等）、二次硬化鋼（如AISI 4340和AISI 300M、AISI H11和AISI H13等）、沉淀硬化（PH）不銹鋼（如15-5PH、17-4PH和CX）和馬氏體時效鋼（如C300）。表1列出了這些鋼的標(biāo)稱成分。

表1 高級高強(qiáng)度鋼的主要化學(xué)成分(wt. %)。

316管在海上環(huán)境中的點(diǎn)腐蝕和經(jīng)過低溫試驗(yàn)后，用于低溫應(yīng)用的奧氏體不銹鋼閥體閥門。一般來說，奧氏體不銹鋼的主要弱點(diǎn)之一是其抗氯化物能力低。事實(shí)上，通常300級奧氏體不銹鋼在海上環(huán)境中存在點(diǎn)蝕和氯化物應(yīng)力開裂腐蝕（CLSCC）的高風(fēng)險。應(yīng)注意，NORSOK標(biāo)準(zhǔn)允許在低于60°C的工作溫度下使用316級無涂層奧氏體不銹鋼。奧氏體不銹鋼可用于世界某些地區(qū)的海上環(huán)境，特別是在較高溫度范圍內(nèi)，以防腐蝕。然而，即使奧氏體不銹鋼涂層也不足以防止海上環(huán)境中的腐蝕。

高強(qiáng)度低合金鋼是一種典型的高比強(qiáng)度結(jié)構(gòu)材料，它通過在低碳鋼中加入少量合金元素（如錳、釩、鎳）來獲得高強(qiáng)度。由于它們具有高強(qiáng)度和韌性、低合金元素、簡單的熱加工工藝和相對較低的成本，因此已被開發(fā)用于滿足航空航天、汽車、軍事和其他領(lǐng)域的需求。這些鋼的主要航空航天應(yīng)用是機(jī)械系統(tǒng)，尤其是起落架、齒輪箱部件、高強(qiáng)度螺栓和配件等。HSLA鋼的高強(qiáng)度是通過精心控制的微合金化和熱處理實(shí)現(xiàn)的。例如，在24CrNiMo鋼中，Cr有助于形成金屬碳化物并顯著提高硬度，而Ni提高了耐腐蝕性和耐磨性，Mo降低了回火脆性的敏感性。

二次硬化鋼（SHS）通過在中等溫度下析出碳化物而得到強(qiáng)化。AISI 4340是一種典型的SHS，具有高強(qiáng)度和韌性，通常用于制造國防、航空航天、能源和汽車行業(yè)的結(jié)構(gòu)部件。300 M是AISI 4340的改進(jìn)版，硅、釩、碳和鉬含量較高，由于其具有極高的強(qiáng)度、斷裂韌性和延展性，通常用于航空航天工業(yè)（如起落架）。PH不銹鋼，如17-4PH和15-5PH，通過馬氏體基體中的富銅顆粒沉淀得到強(qiáng)化，這主要發(fā)生在482–621°C的熱處理（HT）后。由于其強(qiáng)度、延展性和耐腐蝕性能，這些特殊合金是用于海洋環(huán)境、發(fā)電廠（輕水和壓水反應(yīng)堆）、化工生產(chǎn)和航空航天工業(yè)的理想結(jié)構(gòu)材料。

堿土金屬添加劑對γ-Al2O3負(fù)載碳化鉬催化劑的催化性能和化學(xué)吸附能力的影響。（A） CO轉(zhuǎn)化。（B） H2和CO吸收。

300級馬氏體時效鋼（C300 MS）是AM領(lǐng)域最受歡迎的AHS，其出版物數(shù)量最多。C300是20世紀(jì)60年代開發(fā)的一種特殊AHS，它將超高強(qiáng)度與良好的韌性和延展性結(jié)合在一起。超高強(qiáng)度是由金屬間化合物（如Fe2Mo、NiAl、Ni3（Ti、Al、Mo）、Ni（Al、Fe）等）在455–510°C時效后均勻分布在低碳馬氏體基體中的沉淀強(qiáng)化引起的。

a）727°C下NbAl3的加速氧化機(jī)制和 b）害蟲降解的開始（Doychak和Hesbur[1991]）通常，這些材料基于鋁化物或硅化物系統(tǒng)，其中可形成保護(hù)性氧化鋁或二氧化硅鱗片。與金屬間化合物，特別是NbAl3和MoSi2有關(guān)的一個特殊問題是所謂的“有害生物”，即在短暫的潛伏期后，在中間溫度（550–850℃）下發(fā)生加速氧化。關(guān)于這一過程機(jī)制的早期研究表明，這是應(yīng)力誘導(dǎo)的，但最近的研究（Grabke等人[1991]；Doychak等人[1991]）表明，NbAl3的快速降解是氧通過Nb2O5外層向內(nèi)擴(kuò)散的結(jié)果，氧沿貧鋁金屬間化合物晶界持續(xù)向內(nèi)擴(kuò)散，在不受氧化影響的區(qū)域內(nèi)金屬間化合物內(nèi)沉淀內(nèi)部氧化鋁。

高韌性和延展性源自相對較軟（約30 HRC）的材料，韌性和可加工馬氏體基體，由高合金低碳鐵鎳板條馬氏體組成，具有高位錯密度。馬氏體時效鋼的應(yīng)用領(lǐng)域包括火箭發(fā)動機(jī)殼體、飛機(jī)結(jié)構(gòu)部件、賽車和金屬鑄造模具、齒輪和緊固件等，通常要求超高強(qiáng)度，結(jié)合良好的斷裂韌性，以及高抗一般腐蝕和應(yīng)力腐蝕開裂。

（a）ZrC-50Ni、（b）NbC-50Ni和（c）Mo2C-50Ni（體積%）在1510°c下熱處理1小時的SEM顯微照片。

將LAM應(yīng)用于AHSS的獨(dú)特優(yōu)勢和驅(qū)動因素可總結(jié)如下。

（i） 通過固有熱處理（IHT）進(jìn)行原位回火或硬化。先前沉積的材料可能經(jīng)歷循環(huán)再加熱，即，一層中的沉積材料通過后續(xù)軌道和沉積層進(jìn)行原位熱處理。在LAM過程中，IHT可能觸發(fā)硬化沉淀的聚集或形核，而無需額外的HT。

（ii）晶粒細(xì)化可提高竣工零件的強(qiáng)度/硬度。LPBF（高達(dá)108 K/s）和LDED工藝（高達(dá)105 K/s）期間的高冷卻速率導(dǎo)致晶粒細(xì)化，從而使LAM竣工零件的YS和硬度高于鍛造零件。

（ⅲ）大多數(shù)幾何結(jié)構(gòu)復(fù)雜的航空航天零件也需要相對少量的優(yōu)良機(jī)械性能；LAM技術(shù)提供了滿足上述要求的有效方法，并擴(kuò)展了AHSS的應(yīng)用。因此，AHSS的LAM近年來逐漸成為研究熱點(diǎn)。

3.2.處理窗口
非常適合LAM加工的材料需要良好的激光吸收和熔點(diǎn)、導(dǎo)熱性、表面張力、粘度和氧化敏感性的平衡特性。這是因?yàn)楦弑砻鎻埩Υ龠M(jìn)了成球現(xiàn)象，而高熱傳導(dǎo)率導(dǎo)致快速凝固，導(dǎo)致殘余應(yīng)力大小增加。高粘度會顯著降低熔體池的流動性；高氧化敏感性導(dǎo)致較低的潤濕性和裂縫的形成，盡管熔融池中吸收了少量氧氣。

3D-C/C復(fù)合材料的導(dǎo)熱系數(shù)。首先，C/C的密度對導(dǎo)熱系數(shù)有很大的貢獻(xiàn)。其次，與實(shí)際纖維體積劑量相比，纖維體積價對基體對導(dǎo)熱系數(shù)的影響更大。換句話說，C/C中纖維體積價越各向同性，導(dǎo)熱系數(shù)越依賴于C/C中纖維本身。

鋼被認(rèn)為具有較高的激光吸收率（1064 nm激光的吸收率高于64%）、較低的氧化敏感性和合適的熔化溫度σ（低合金鋼為1.29 N/m，工具鋼為1.73 N/m），因此表明具有良好的激光成形性。

表2 LAM加工AHSS的最佳激光工藝參數(shù)和可實(shí)現(xiàn)密度。

表2中總結(jié)的AHSS LAM的最佳加工參數(shù)表明，實(shí)現(xiàn)相對密度（RD）高于99%的大加工窗口。例如，在C300 MS的LAM中獲得高于99.5%的RD的Ev在55–132 J/mm3的范圍內(nèi)。C300 MS的激光加工圖如圖7a所示，其中包括P、v和Ev以及地層質(zhì)量。

圖7（a） C300 MS的LPBF工藝流程圖示意圖，以及（b）H13鋼LPBF期間預(yù)熱對相對密度的影響

區(qū)域I和區(qū)域II的低激光能量輸入導(dǎo)致熔化不足和缺乏熔合缺陷。在區(qū)域III（成形區(qū)）中獲得了相對較大的加工窗口，在該區(qū)域中發(fā)生了充分的粉末熔化，實(shí)現(xiàn)了98–99%的RD。區(qū)域III內(nèi)有一個有限區(qū)域（區(qū)域IV），該區(qū)域的樣品顯示出較高的RD>99%和良好的表面質(zhì)量。區(qū)域V和VI代表極高的能量輸入?yún)^(qū)，由于能量輸入過多，導(dǎo)致材料成球和汽化。

非織造布的吸熱性。對實(shí)驗(yàn)值進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析，發(fā)現(xiàn)其具有顯著性（P=0.000）。在圖中，樣品1的熱吸收率高于樣品2和3。這可能歸因于織物的表面粗糙度/平滑度。結(jié)果表明，樣品1和儀器測頭的接觸面積較大，而樣品1和測頭的接觸面積相對較小。因此，樣品1比樣品3具有更涼爽的感覺。如上所述，光滑表面增加了織物與皮膚的接觸面積，從而提高了熱吸收率。

類似地，對于300 M處理的LPBF，具有高RD的最佳Ev范圍在60和160 J/mm3之間。相比之下，H13工具鋼由于其高碳含量和合金元素導(dǎo)致的高淬透性而表現(xiàn)出復(fù)雜的加工行為。固態(tài)相變過程中的比體積變化會引起附加應(yīng)力，從而導(dǎo)致變形甚至裂紋。

除了P、v和Ev之外，孔隙度水平還受層厚度（t）的影響。當(dāng)使用類似Ev時，使用25和50μm t的LPBFed H11中的RD分別為99.8%和99.9%（見表2）。據(jù)推測，缺陷是由飛濺物從熔池中噴出引起的，并且具有50μm層厚的參數(shù)集可能不太容易飛濺和缺陷形成。此外，t=50μm樣品在斷裂時的El比t=25μm樣品的El大。

此外，激光掃描策略可能會影響密度和晶粒尺寸。Bhardwaj等人報告，LPBF中的RD使用非旋轉(zhuǎn)掃描和90°層間旋轉(zhuǎn)掃描模式處理C300 MS，分別為99.30%和99.62%。Zhao等人發(fā)現(xiàn)，三種掃描策略導(dǎo)致了經(jīng)LDED處理的24CrNiMo鋼的不同晶粒尺寸和機(jī)械性能（硬度、強(qiáng)度和伸長率）的差異。

此外，基板預(yù)熱和每層的激光重熔也對缺陷的形成和LAM加工AHSS的最終性能起著重要作用。如圖7b所示，在H13鋼的LPBF期間，通過將基板預(yù)熱至200°C，可以實(shí)現(xiàn)更高的RD。此外，在H13鋼的LPBF期間，將基板預(yù)熱至400°C將UTS從1712 MPa（無預(yù)熱）增加至1965MPa。同樣，在H11的LPBF期間，使用381°C的預(yù)熱溫度（高于321°C的Ms）可獲得約2 GPa的UTS。

強(qiáng)度的增加源于LPBF過程中殘余奧氏體從4.2%分解到0.1%以及原位二次碳化物沉淀。如前所述，這些結(jié)果突出了IHT效應(yīng)。據(jù)報道，激光重熔可以提高印刷件的密度，降低殘余應(yīng)力。Becker等人發(fā)現(xiàn)h對密度的影響小于v，激光重熔略微將RD密度增加到99.5%。此外，重熔后的殘余應(yīng)力從720mpa降低到455mpa。Demir等人還發(fā)現(xiàn)，激光重熔增加了LPBFed C300 MS的密度。

3.3.顯微結(jié)構(gòu)
3.3.1.AHSS的典型微觀結(jié)構(gòu)

LDED和LPBF工藝都能使成品零件中的晶粒細(xì)化。由于LPBFed零件的冷卻速率（通常為106–108 K/s）比LDED零件（通常為103–105 K/s）高得多，因此LPBFed零件往往表現(xiàn)出更精細(xì)的結(jié)構(gòu)。如圖8所示，從LPBF和LDED制作的C300 MS試樣的水平和垂直橫截面上獲取的微觀結(jié)構(gòu)可以觀察到這些現(xiàn)象。圖8a清楚地顯示了LPBF處理的激光軌跡和熔池的邊界輪廓，其中水平視圖顯示了具有層間旋轉(zhuǎn)（典型角度為90°和67°）的激光軌跡（通常寬度為100–200μm），垂直視圖（圖8b）示出了堆疊的熔池。

圖8 LAM處理AHS的典型微觀結(jié)構(gòu)形態(tài)和EDS映射：（a）-（d）LPBF處理C300 MS的OM和SEM形態(tài)，（e）LDED處理C300 MS的OM形態(tài)[96]；（f）（h）經(jīng)LDED處理的Fe-19Ni-Al MS的SEM微觀結(jié)構(gòu)和EDS圖譜[66]，（g）經(jīng)LDED處理的C300 MS中的元素偏析（由作者測量），以及（i）沿經(jīng)LDED處理的AISI 420的胞狀結(jié)構(gòu)邊界的Cr偏析

相比之下，經(jīng)DED處理的MS的熔池尺寸明顯更大，尺寸達(dá)到毫米級（圖8e）。較大的熔池尺寸以及較低的激光掃描速度有助于在較低的冷卻速率下凝固。LPBFed樣品（約0.2–0.6μm，圖8c）中的微觀結(jié)構(gòu)比LDED處理樣品（高達(dá)3–5μm，圖8f）中的微觀結(jié)構(gòu)細(xì)得多。細(xì)胞結(jié)構(gòu)是許多類型鋼中的典型微觀結(jié)構(gòu)，如低合金高強(qiáng)度鋼（24CrNiMo，AF9628）、沉淀硬化鋼（17–4 PH，H11和H13）和C300MS馬氏體時效鋼等。

FM1在較高冷卻速率(a和B)下凝固形貌轉(zhuǎn)變的光學(xué)顯微圖。凝固形態(tài)的轉(zhuǎn)變?nèi)鐖D，均觀察到從枝晶到胞狀和片層組織。這表明，由于較高的冷卻速度，凝固速度提高。

由于成分過冷和快速凝固，這一特征由LAM工藝引起。與傳統(tǒng)制造的鋼相比，這些特征性微觀結(jié)構(gòu)可以提高層狀鋼的硬度和強(qiáng)度。值得注意的是，這些多孔凝固結(jié)構(gòu)并不等同于晶粒，通常晶粒尺寸大于凝固結(jié)構(gòu)。這些胞狀結(jié)構(gòu)可能在熱處理后消失（例如，時效HT后C300MS，圖8d），這可能是由熱處理期間的第二相析出、殘余應(yīng)力消除和馬氏體與奧氏體之間的相變引起的。

此外，如圖8c所示，在熔體池中的不同位置，微孔尺寸可能不同，說明這兩個區(qū)域在凝固期間經(jīng)歷了不同的熱歷史。凝固結(jié)構(gòu)的大小與冷卻速度（CR，K/s）有關(guān)，冷卻速度由熱梯度G（K/m）和凝固速度R（m/s）的乘積決定。根據(jù)方程式λ=80CR−0.33，可根據(jù)一次胞格間距（λ）估算鋼的CR。因此，上述LPBFed和LDED樣品的冷卻速率（CR）分別為7.67×107–2.75×106k/s和4.46×104–2.10×105k/s。

合金元素（如Mo、Al、Ni、Cr、Si）沿胞狀邊界的微偏析也是層狀鋼的一個典型特征，這在長時間EDS掃描模式中很明顯。圖8g顯示了LDED處理C300 MS上的EDS映射，作者在EBSD測試期間對其進(jìn)行了超過10小時的掃描。鉬沿胞格邊界的偏析是明顯的。圖8h還顯示了經(jīng)LDED處理的Fe-19Ni-Al MS中鋁和鎳沿細(xì)胞邊界的分離。類似地，還報告了經(jīng)LDED處理的AISI 420中Cr沿細(xì)胞邊界的分離。

3.3.2.相位構(gòu)成與變換

激光參數(shù)和高溫超導(dǎo)對相位構(gòu)成有影響。Wang等人發(fā)現(xiàn)，在24CrNiMo的LPBF期間，當(dāng)能量密度從57增加到100 J/mm3時，殘余奧氏體的數(shù)量從13.6%減少到9.4%。AHS中的HTs通常包括時效處理（AT）、固溶處理（ST）和固溶時效處理（SAT），這也會改變表3中總結(jié)的相組成。

表3 不同條件下LAM處理的ahss中bccα和fccγ的相分?jǐn)?shù)。

竣工MS和PH鋼試樣由主要的馬氏體（α）相以及少量的奧氏體（γ）相組成；完全奧氏體化區(qū)的固溶處理將合金元素溶解到基體中，獲得過飽和的均勻α-Fe固溶體，然后獲得完整的α相。γ相在隨后的AT后增加，因?yàn)樵贏T期間α轉(zhuǎn)化為更穩(wěn)定的γ′相不可避免地形成了回復(fù)奧氏體（γ′）。高溫超導(dǎo)過程中的相變?nèi)缦拢?br />

在原料粉末霧化和激光成型過程中，惰性氣體也可以改變LAM加工部件的相組成。Murr等人和Meredith等人在對LPBF 17–4 PH的研究中證明了這一點(diǎn)。Murr等人發(fā)現(xiàn)，在Ar和N2氣體環(huán)境中霧化的17–4 PH原始粉末分別達(dá)到完全α和主要γ+6%α。熱力學(xué)變換的這種多樣性可能與N2氣體的熱導(dǎo)率為～在較寬的溫度范圍（>2000°C）內(nèi)，比Ar氣體高40%。

這兩種粉末在Ar環(huán)境下的LPBF均獲得了高硬度的完全α相。然而，在N2氣體環(huán)境中，Ar霧化粉末的LPBF產(chǎn)生了完全馬氏體成分，而N2霧化粉末的LPBF獲得了含有約15%α的主要γ相。值得注意的是，Cr、Ni和N等元素對LAM加工過程中的凝固和固態(tài)相變有額外的影響，這可以通過給出的舍弗勒圖預(yù)測：

Nieq = Ni+30C + 30 N + 0.5Mn,wt %
Creq = Cr + Mo+1.5Si+0.5Nb, wt %

其中Creq和Nieq是等效的Cr和Ni值。Creq/Nieq比值可用于預(yù)測給定不銹鋼的凝固模式，因此較高的Nieq值和較低的Creq/Nieq值會導(dǎo)致更穩(wěn)定的奧氏體相。

WRC-1992圖表。FN預(yù)測僅對焊接成分的范圍內(nèi)的等-FN線(0至100 FN)繪制的圖表是準(zhǔn)確的。圖的極限是由數(shù)據(jù)庫的范圍決定的，而線的擴(kuò)展可能導(dǎo)致錯誤的預(yù)測。

有趣的是，AHSS的變形也可能導(dǎo)致從奧氏體到馬氏體的轉(zhuǎn)變。Yadollahi等人報告，在機(jī)械載荷作用下，保留的γ轉(zhuǎn)變?yōu)棣�，增�?qiáng)了LPBFed 17-4PH的進(jìn)一步變形抗力。類似地，Tan等人通過LDED處理AISI 420，并報告在拉伸試樣斷裂位置附近測得的γ相在斷裂后已從約25 vol%減少至0.21 vol%，這意味著變形時發(fā)生γ-α轉(zhuǎn)變。

圖9 （a）拉伸試驗(yàn)前后LPBF H13沿構(gòu)建方向的EBSD反極圖（IPF）和相圖，以及（b）不同應(yīng)變下熱處理LPBF 15-5PH試樣沿加載方向的同步加速器XRD圖譜。

Lee等人還通過EBSD分析觀察到從γ到α的相變（圖9a），其中，由于晶界嚴(yán)重變形，拉伸試驗(yàn)后相圖中幾乎沒有觀察到殘留γ（分布在柱狀晶界）。此外，Nong等人通過使用基于原位同步加速器的XRD（見圖9b），揭示了在施加應(yīng)力下，在15-5PH處理的LPBF中保留的γ向α的轉(zhuǎn)變。這種γ-α相變是一種無擴(kuò)散剪切相變，在機(jī)械載荷條件下，局部應(yīng)力有利于在低于Ms的溫度下進(jìn)行馬氏體相變。Bleck等人全面回顧了馬氏體相變及其對鋼的應(yīng)力應(yīng)變行為的影響。

3.3.3.晶體結(jié)構(gòu)

在立方晶體結(jié)構(gòu)金屬的凝固過程中，晶粒傾向于垂直于熔池邊界的方向生長，因?yàn)檫@與最大溫度梯度和最大吸熱方向以及最高過冷度一致。每個晶粒內(nèi)的柱狀樹枝晶或細(xì)胞傾向于沿易生長方向生長，<001>晶體取向是立方晶體系統(tǒng)合金的首選結(jié)晶方向。

沿不同凝固方向的微觀結(jié)構(gòu)織構(gòu)可能會形成各向異性的機(jī)械性能（機(jī)械各向異性將在第3.4.2節(jié)中討論），但AHSS中的織構(gòu)通常是平坦的，尤其是在使用旋轉(zhuǎn)掃描策略時。Bhardwaj等人研究了兩種掃描策略對LPBF處理C300 MS的應(yīng)力、紋理和機(jī)械性能的影響。結(jié)果表明，使用未旋轉(zhuǎn)掃描模式（168–215 MPa）的樣品中的殘余應(yīng)力大小低于使用90°旋轉(zhuǎn)掃描模式（225–270 MPa）。

掃描圖案也影響微結(jié)構(gòu)的紋理，因?yàn)樵趯娱g掃描圖案中使用90°旋轉(zhuǎn)后，在掃描方向上未旋轉(zhuǎn)的樣品中沿構(gòu)建方向形成的<111>紋理被消除。同時，Zhao等人研究了LDED處理的24CrNiMo中的紋理，EBSD結(jié)果如圖10a所示。

圖10 激光掃描策略對晶體取向的影響：（a）LDED處理的24CrNiMo具有不同的掃描模式，以及（b）LPBFed C300 MS具有90°旋轉(zhuǎn)掃描模式

在掃描模式中未旋轉(zhuǎn)的樣品中產(chǎn)生的<101>紋理比層間旋轉(zhuǎn)90°的樣品更強(qiáng)。類似地，正如Suryawanshi等人所報告的，在掃描模式中使用90°旋轉(zhuǎn)對LPBF處理C300 MS進(jìn)行EBSD分析（見圖10b），沿建筑方向也沒有檢測到紋理。Tan等人還報告了LPBF處理的C300 MS在層間掃描模式中使用67°旋轉(zhuǎn)時不存在紋理。沿建筑方向的紋理缺失可能是由層間90°或67°旋轉(zhuǎn)導(dǎo)致的熱流方向改變造成的。

3.3.4.納米沉淀

AHSS通常由納米尺寸的金屬間化合物沉淀和金屬碳化物強(qiáng)化。AHSS中的沉淀行為和強(qiáng)化機(jī)制可通過采用不同的實(shí)驗(yàn)技術(shù)進(jìn)行研究，如原子探針層析成像（APT）、透射電子顯微鏡（TEM）和小角X射線散射。

復(fù)合材料中彈性常數(shù)的示意圖。簡單地說，我們可以考慮纖維和/或平板模型。根據(jù)載荷方向，金屬復(fù)合材料中會產(chǎn)生不同的彈性常數(shù)。上圖說明了兩種不同的模型，并顯示了作為荷載類型函數(shù)的結(jié)果E和G模量�；�于這些簡單的考慮，可以對不同形式纖維的纖維增強(qiáng)復(fù)合材料的可達(dá)到強(qiáng)度進(jìn)行估算。

C300 MS中的主要沉淀為Ni3X（X=Ti，Al，Mo）。η-Ni3（Ti，Al）呈六方晶格（a=0.255nm，c=0.42 nm），η相與馬氏體基體之間的取向關(guān)系為（011）M | |（0001）η。圖11中給出了LPBF處理C300 MS后時效后析出物的典型TEM形態(tài)，其中大量析出物均勻分布在胞狀結(jié)構(gòu)中（圖11a）。針狀納米沉淀Ni3X（X=Ti，Al，Mo），直徑約為6–10 nm，長度約為15–50 nm，清晰地顯示在幾乎完全無定形的基體中（見圖11b和圖11c）。

圖11 時效處理C300 MS試樣中沉淀特征的TEM分析：（a）BF-TEM概述，顯示嵌入非晶基體中的大量納米沉淀，（b）放大BF-TEM圖像，（a）顯示沉淀形態(tài)，（c）放大（b）、（d）高分辨率TEM（HRTEM）給定區(qū)域的圖像顯示具有彈性應(yīng)變的相干界面的圖像；（e）顯示完全相干界面的HRTEM圖像

具有圓盤或針狀形態(tài)的沉淀物是首選的，因?yàn)樗�使基體中的應(yīng)變最小化。非晶態(tài)基體是由超高冷卻速率（高達(dá)107k/s）引起的。在沉淀和基體之間的界面處成像的HRTEM在圖11d中描繪了具有彈性應(yīng)變的相干界面，在圖11e中描繪了沒有應(yīng)變的完全相干界面。一般來說，界面自由能隨著兩相的更好匹配而最小化。一方面，由于原子運(yùn)動的更大自由度，非相干界面具有更高的能量和相對可移動性；另一方面，相干應(yīng)變也有助于樣品的強(qiáng)化。

木質(zhì)素是典型的大分子組裝體中的主要部分。制漿技術(shù)需要基于亞硫酸鹽的脫木素機(jī)制，產(chǎn)生含有磺酸鹽部分的木質(zhì)素碎片，即聚電解質(zhì)。

相反，在LPBF處理的CX鋼中，NiAl析出物是主要的強(qiáng)化相。NiAl析出物被認(rèn)為是強(qiáng)化馬氏體淬硬鋼的最有效的金屬間相，因?yàn)镹iAl析出物滿足粒子晶格相干性要求。立方NiAl的晶格常數(shù)為0.2887 nm，幾乎與α-Fe的晶格常數(shù)相同（0.28664 nm）。APT在已建成的Fe-19Ni-xAl馬氏體時效鋼中觀察到密度高達(dá)1025/m3的2–4 nm大小的塊狀NiAl納米沉淀物，這些沉淀物在LDED期間由IHT效應(yīng)觸發(fā)。

此外，在經(jīng)過15-5PH處理的LPBF中，細(xì)小的富銅沉淀（1–10 nm）是主要的強(qiáng)化相，其密度可達(dá)到約0.59×1024/m3。相比之下，片狀H11和H13中強(qiáng)度的增加是由各種次生碳化物的析出引起的，如M3C、富鉬M2C和富釩MC等。

sPS的β（a）和α（b）晶型結(jié)構(gòu)。β型對二氧化碳和氧氣幾乎是不可穿透的，而α型對這兩種氣體的傳輸具有高度的滲透性。這是因?yàn)槠錆B透性結(jié)構(gòu)包含平行于鏈方向的納米通道。

來源：Progress and perspectives in laseradditive manufacturing of key aeroengine materials，International Journal of Machine Tools and Manufacture ，10.1016/j.ijmachtools.2021.103804
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