图形摘要，从工艺窗口、微观结构特征、机械性能及其相互关系（内圈）等方面全面回顾了激光增材制造（LAM）工艺和关键航空发动机材料的最新发展状况。在此基础上，还强调了航空航天部件的研究机会、材料开发和新研发方法的前景（外圈）。

3.4. 机械性能

3.4.1. 硬度和拉伸性能

将审查的LAM加工材料的机械性能与传统制造方法中达到的标准标准进行比较和评估。补充表S1总结了LAM生产的各种AHS以及锻钢的机械性能。片状零件的YS、UTS和硬度大多高于传统锻造零件的YS、UTS和硬度，这可归因于高冷却速率和晶粒细化。然而，与薄板零件相关的低El可归因于冶金孔隙度和残余应力。

补充表1 LAM生产的AHSS的机械性能总结。

如前所述，后HTs能够调整LAM生产零件的机械性能，例如C300 MS，这是LAM最流行的AHS之一。Tan等人根据DSC分析确定了LPBFed C300 MS的两种HT程序（即AT和SAT），并对其机械性能进行了表征（结果见补充表S1）。竣工试样的硬度和拉伸性能与标准锻造零件相当。AT后获得的UTS为2014 MPa，但El（仅3.3%）低于标准。然而，所有拉伸性能均符合SAT样品的标准要求，El达到5.6%。因此，SAT是最佳HT工艺。

Mooney等人系统地研究了AT路线对LPBFed C300 MS中生成UTS和El的影响。图12中绘制了不同HT温度和持续时间与C300 MS样品强度和伸长率的关系。值得注意的是，在460–525°C温度下，可显著增加强度，但El显著降低。虽然提高AT温度会增加El，但UTS不可避免地会降低。有趣的是，525°C×8 h的AT处理可以平衡强度和延展性，其中YS达到1700MPa，El达到10 %. 此外，LPBFed C300 MS在600°C下仅10分钟的高温将UTS从1188显著增加至1659 MPa（但El仅为1.6%）。

图12 不同热处理对拉伸强度和断裂伸长率的影响

图13总结了LAM处理C300 MS的机械性能，与标准标准进行了比较。值得注意的是，大多数竣工样品中的UTS略高于标准锻造零件中的峰值，且伸长率在标准范围内。热处理后，LAMed C300 MS的强度可以显著提高（高达2.2 GPa），这比时效处理的锻造零件的强度更强。不幸的是，伸长率急剧下降，在满足标准要求范围（5–7%）方面面临挑战。

图13 与标准性能相比，经LAM处理的C300马氏体时效钢的机械性能总结。1600 MPa以上的散射点是在高温条件下测量的。

图14中绘制了LAM处理AHSS（不包括C300 MS）的UTS和El之间的关系，其中所有样品的UTS高于或接近1 GPa。竣工HSLA钢（如24CrNiMo）和PH钢（如15-5、17-4和CX）具有高强度（高达1.2 GPa）和良好的延展性（El高达20%）。相比之下，竣工SHS的UTS较高（约1.4–1.7 GPa），但El低于上述HSLA和PH钢。这种强度和延展性组合在HT后也存在，其中SHS的强度可达到约2.1 GPa，远高于PH钢（低于1.6 GPa），但El通常会降低。

图14 极限抗拉强度与断裂伸长率（不包括C300 MS）

图14和图13揭示了大多数AHSS在强度-延性权衡方面的困境。例如，在LPBF处理的PH钢中，UTS从1229-1255 MPa增加到1381-1478 MPa，但在高温处理后，El从16.2%的最大值降低到2.9%的最小值[84111]。CX SS还显示UTS增加（从约1到1.1 GPa到1.5-1.6 GPa），同时延展性降低（从16.3%到7.3-9.3%）。然而，高温超导后，LPBF处理的AISI 4340、H11和300 M显示出UTS与El的良好组合。

此外，根据Tan等人的报告，经高温处理的AISI 420的强度和延伸率均增加，其中YS和El分别从767增加到1186 MPa和18%增加到22.9%，表明超高强度（UTS 1.57 GPa）具有出人意料的高延展性。AISI 420 SS中优异的强度-塑性组合归因于激光加工过程中固有的回火效应，这促进了高比例金属碳化物的形成，从而在竣工条件下获得比传统制造方法更好的机械性能，并促进后续热处理以获得优异的机械性能。

表4总结了文献中LAM生产的AHSS获得的最佳性能以及标准或锻造零件的相应性能。几乎所有LAM加工的AHSS都能够达到标准或与传统锻造零件相当。强度和延伸率的乘积（PSE）表明了AHSS在许多潜在工程应用中强度和延展性的平衡。如图15所示，与其他AHS相比，竣工的24CrNiMo、AISI 4130、AISI 4340和AISI 4140具有较高的YS（>1.2 GPa）和PSE（>20 GPa%）。高温处理后，LAMed 17-4PH、H13、300 M和C300 MS中的PSE和YS都可以增加。HT后，LAMed AISI 420的PSE从约13 GPa%大幅增加至35.66 GPa%，远高于其他AHSS。HTed 15-5PH还表现出PSE和YS的良好平衡。值得注意的是，300米和C300米都具有较高的YS(1700 MPa）和约18-20 GPa%的卓越PSE。

表4 与标准标准或锻造零件相比，LAM生产的AHSS可实现的最佳性能。

图15 LAM加工AHSS的抗拉强度（UTS）和伸长率（El）与屈服强度的乘积。

3.4.2. 力学性能各向异性

零件的成型方向（Z轴）与基板之间的角度通常定义为成型角度。在LAM中逐层沉积可导致沿不同构建方向的微结构的不同形态/尺寸和取向，这有助于机械各向异性。如表5所示，与As LPBFed H11钢[56]和H13钢[90]中沿垂直方向（0°）测试的试样相比，沿与构建方向平行方向（90°）提取和测试的试样表现出更好的机械性能，特别是UTS和El。相反，在LAM处理的CS 300 MS[37]、4140 SS[53]和17-4PH[106]以及A131钢[121]中，平行于构建方向的样品显示出低于水平方向的性能。

表5 建造方向对LPBF生产的AHSS机械性能的影响。

由于不同的热历史，沿垂直方向提取的样品显示出不同的性质，因为它们可能在后续层沉积期间经历了短暂的回火或退火，这预计会影响凝固微观结构和相分数。例如，在17-4PH的LBPF期间，与垂直样品（3 vol%）相比，水平构建样品（7 vol%）中形成了更多的残余奥氏体，这是因为水平样品的每层沉积面积更大，从而导致更长的时间间隔(相对于垂直层，熔化层之间为160 s）(55 s）。

这使得更多的热能从熔池消散到周围环境，从而在激光加工过程中使水平样品具有更高的温度梯度和更高的冷却速率。同时，经LPBF处理的时效硬化C300 MS样品中的γ含量也受构建方向的影响，在水平和垂直构建的样品中测量的γ含量分别为6.4±0.7 vol%和9.6±1.3 vol%。

3.4.3. 加强机制

AHSS中的强化行为主要归因于以下机制：

(一)晶界强化

晶粒尺寸对金属强度有很大影响，因为晶界会阻碍位错运动。具体而言，不同取向的相邻晶粒导致晶界处的高晶格无序特性，从而阻止位错在连续滑移面内移动。晶界强化遵循Hall-Petch机制，其中增加的屈服强度（Δσy）可通过以下公式计算：

d是平均晶粒尺寸，k是不同材料的强化系数。通常，不同激光加工条件和高温超导条件下的晶粒尺寸不会显著影响硬度/强度。例如，当P在300 M的LAM中从300 W到1900 W变化时，晶粒尺寸在2.2到6.5μM之间，合成硬度在340到382 HV之间。硬度值的差异可以减小到将P范围降低至300–800W时为23 HV。通过对大范围激光功率的参数研究，对硬度变化的影响几乎可以忽略不计，表明激光功率P对高密度零件的晶粒尺寸和最终机械性能的影响有限。晶粒细化引起的Δσy接近标准偏差大小，在LAM处理的304 L钢中，预计仅为7–8 MPa。

(ii) 通过奥罗万弓形强化降水

根据沉淀的临界尺寸，通过沉淀硬化的强度增量可以使用Orowan（环）或颗粒切割（剪切）机制来描述。当沉淀尺寸大于临界半径Rc（通常约10 nm）时，强化机制遵循Orowan弯曲/旁路机制：

其中Δσo是增加的YS，G是基体的剪切模量，b是Burgers矢量，d和λ分别是沉淀之间的直径和空隙。v是矩阵的泊松比，K与v有关。这种Orowan机制解释了ATs后LPBF处理C300 MS和CX SS中的强化行为。在LPBF处理的C300 MS中，如Tan等人所报告，马氏体基体的YS与溶液处理试样的YS相似（即962 MPa），分散分布的针状纳米沉淀（简化的等效体积为直径d=14 nm的球体）的平均λ为25nm增强了基体。取G=71 GPa，v=0.3，b=0.249 nm，从理论上计算了时效硬化试样中的Δσo=1180 MPa，这与测量的YS增量（1005 MPa）相当吻合。

(iii)颗粒切割沉淀强化

尺寸小于Rc的沉淀不足以抵抗位错移动。在这种情况下，YS增量来自切割机制，包括三个因素：相干强化（Δσc）、有序强化（Δσod）和模量失配强化（Δσm）。

首先，当颗粒和基体之间的界面是相干的时，会发生相干强化（Δσc），这是由界面失配应变引起的，如下所述：

公式中，a_m是基体的晶格参数，ε是晶格失配参数，M是泰勒因子（对于处于拉伸状态的bcc金属，M=2.9），r、f、a_p、G_P和V_P分别是沉淀的平均半径、体积分数、晶格参数、剪切模量和泊松比。Tan等人[37]发现，相干强化也有助于高温处理后LPBF处理的C300 MS中的强化，其中认为小晶粒尺寸（约0.31μm）、高含量HAGBs（52.5%）以及高位错密度促进了相干沉淀的形核[131132]。然而，弹性相干应变的强化是有限的。

这是因为，对于小颗粒，相干应变硬化随着颗粒尺寸的增大而增大，而对于较大颗粒，相干应变硬化随着颗粒尺寸的增大而减小。当粒径达到15 nm时，强度增量小于100 MPa。相反，在LPBF处理的17–4 PH钢中观察到球形fcc Cu沉淀与bcc马氏体（α-Fe）不一致。

第二，当位错穿过有序析出物时，会产生具有特定能量的反相界面（APB），导致有序强化效应。有序强化（Δσod）可以描述为：

第三，当位错从基体移动到颗粒时，位错能量发生变化，不同的剪切模量会导致模量失配强化效应。模量（Δσm）表示为：

其中ΔG是沉淀和基体之间的剪切模量失配（即G-Gp），m=0.85是一个常数，其他参数与上述定义相同。Hadadzadeh等人报告，高温处理后LPBFed CX钢中的β-NiAl沉淀约为7.6 nm；因此，析出物主要通过颗粒剪切作用对约600 MPa的强化作出贡献，即：

(iv) 位错强化

由于析出物和基体之间的热膨胀系数（CTE）不同，在析出物周围产生了局部应力，导致位错区域更加集中。位错密度（ρ）可以表示为

其中Δα为基体与沉淀的CTE差值，ΔT为材料加工与测试的温差。位错强化Δσd可以通过Bailey-Hirsch关系预测:

其中ξ为常数，其他参数与上述定义相同。

发现位错强化对LDEDD 304 L的屈服强度（438–553 MPa）有很大的贡献（166–191 MPa）。Rafi等人还报告了LPBFed 17-4PH中的位错强化，因为在HT过程中纳米夹杂物周围产生了局部应力，导致纳米夹杂物之间CTE的显著差异（0.55×10）形成高密度位错6/°C）和基体（16×106/°C）。

(v)其他加强机制

Sub-boundary硬化。金属AM工艺的一个显著优势是产生的分层组织，其中不同长度尺度的微观结构特征有助于材料强度。LPBFed CX钢AT后的显微组织由微米和亚微米特征组成，包括马氏体板条、预先存在的位错网络和纳米级β-NiAl析出相。这种微米到纳米特征的等级成分可以通过亚边界硬化(Δσsb)提高LPBFed CX钢的屈服强度，与马氏体板条相关的Δσsb表示为:

Lsb为板条马氏体的宽度，Δσsb估计为247 MPa，占CX总YS(1527 MPa)的16%。

成分强化。成分效应包括固溶体强化和成分微观偏析，据报道，这有助于强化经LDED处理的304 L钢。

3.4.4. 疲劳性能

超过80–90%的大多数工程部件因疲劳循环载荷而失效；因此，AHSS材料的疲劳性能可能是一个更为关键的性能指标，因为它模拟了实际航空发动机应用中的动态工作条件。通常，必须将LAM加工零件的疲劳性能与传统加工方法进行比较。表6总结了LAM处理AHSS的疲劳性能，包括107次循环时的疲劳极限（σL）。

表6 总结了LAM加工AHSS的疲劳性能。

图16a和b绘制了LAM加工AHSS与锻造零件的代表性S-N曲线，其中LAM加工C300 MS、15-5PH和17-4PH的疲劳循环明显低于相关锻造零件的疲劳循环。因此，提高疲劳性能的策略对于扩展AHSS在航空发动机中的应用至关重要。然而，Suryawanshi等人声称，在AT后LPBFed C300 MS的断裂韧性和疲劳裂纹扩展速率与锻造零件相当。Molaei等人报告，热等静压后17–4 PH处理的LPBF的疲劳性能与锻造零件非常接近。一般来说，需要进行更严格的研究，以生成数据库，并为LAMed AHSS零件的预期疲劳寿命制定指南。

图16 (a)应力比R =1下的S-N曲线。(b)不同构建方向和处理(拉力，R =1)下17-4 PH的S-N曲线。(c)缺陷和组织对疲劳各向异性的潜在影响机制

总的来说，除了激光工艺参数导向的结果（缺陷、晶粒尺寸和纹理）外，疲劳性能还可能受到表面条件、成型方向和样品后处理的影响。

关于表面条件，Spierings等人报告了LPBF处理的高延展性316 L在三种不同表面条件（即抛光、机加工和装配）下的拉伸疲劳性能存在微小差异。可能的原因是，在外加应力范围内，表面熔化的球形粉末颗粒不会导致明显的应力集中和表面疲劳裂纹的萌生。然而，表面条件导致LAM加工AHSS的疲劳性能存在明显差异。

LAM加工的17–4 PH机加工样品显示出492 MPa的疲劳强度远高于在竣工表面条件下测试的样品（219 MPa）。Nezhadfar等人的LPBFed 17-4PH也支持这一发现，其中机加工试样400 MPa的跳动疲劳强度在107次反转后高于竣工试样（仅300 MPa）。因此，通过机械加工去除表面层并降低表面粗糙度，可以显著提高疲劳强度。

应力消除、固溶退火和热等静压（HIP）等后热处理程序可分别通过消除残余应力、改变微观结构和减小气孔尺寸和形状来改善LAM零件的疲劳性能。秋田等人对LPBFed和LPBF HTed（1050°C，4小时，水淬）17–4 PH试样进行了四点旋转弯曲疲劳试验，107次循环后，相应的σL分别为350 MPa和400 MPa。HT后疲劳极限的增加归因于硬度（从275 HV到340 HV）和强度的提高，因为σL在100–400 HV范围内随维氏硬度（H）的增加而线性增加，遵循σL=1.6×H的关系。Nezhadfar等人还证明，HT可以显著提高低周和高周疲劳状态下LPBFed C300 MS试样的疲劳强度。

然而，高温超导对高周疲劳有不同的影响（HCF，5×104<N≤ 107）和低周疲劳（LCF）强度。这是因为AM组件的HCF强度较少依赖于其抗拉强度和硬度，且对杂质、缺陷和微观结构特征（如沉淀）更敏感；而LCF强度更依赖于抗拉强度和其他单调特性。正如Yadollahi等人所报告的，HT（即溶液退火后的峰值时效）有利于LCF，但不利于LPBFed 17–4 PH SS的HCF强度，这是由于HT期间的沉淀强化所致。此外，HCF和LCF都会受到残余应力的影响。

具有柱状和球状微观结构的Ti-Si-N薄膜的场发射SEM图像。a） 膜的最大硬度为H≈48 GPa，5.8 at.%Si，柱状微结构和结构，对应于从晶相到非晶相的转变；b）11.2 at.%Si的薄膜，球状微结构和非晶结构。

应力消除热处理显著提高了LPBF处理H13钢的HCF和LCF强度。热等静压处理还可能通过减小缺陷尺寸影响许多LAM加工材料的疲劳性能。然而，根据材料和载荷，低于临界尺寸限制（范围为10至100μm）的缺陷不会显著影响疲劳行为。这与Molaei等人报告的结果一致，尽管缺陷尺寸从70-80μm减小到10-20μm，但在扭转疲劳试验期间，LPBF处理的非HIPed和HIPed 17-4 PH试样的疲劳行为没有显著差异。

此外，微观结构织构也可能影响疲劳性能。一些研究人员对LPBFed C300 MS进行了相关研究。Suryawanshi等人对沿0°和90°方向构建的试样进行了疲劳裂纹扩展试验。结果表明，沿两个方向加载的试样的应力强度因子和疲劳裂纹扩展速率几乎相同。类似地，Croccolo等人对具有三个不同构建方向的样品进行了弯曲疲劳试验，发现沿着0°、45°和90°的样品在107次循环时的疲劳极限分别为595、589和605 MPa，表明构建方向对LPBFed C300 MS的疲劳性能没有实质性影响。

相反，如图16b所示，Yadollahi等人报告了建造方向（垂直和水平）对疲劳性能的明显影响，水平建造样品的疲劳强度较高，尽管垂直样品的孔隙率（0.55%）低于水平（0.75%）样品。潜在原因如图16c所示。对于垂直试样，弱界面层垂直于拉伸载荷方向，为孔洞生长和聚结提供了更多潜在的位置和路径。然而，这些层平行于水平样品中的加载轴，可能会阻碍空隙的开口和扩展。这些发现表明，层状材料的疲劳性能可能比疲劳加载方向对缺陷更敏感。为了深入了解各向异性微观结构对疲劳性能的影响，需要在不同应力条件下进行更全面的研究。

简而言之，本节介绍了LAM加工AHSS的工艺窗口、典型微观结构、相组成和转变、晶体织构、纳米沉淀、静态和动态力学性能。AHSS有一个相对较大的激光处理窗口，可实现>99%的高RD。LAMed AHSS可实现的静态机械性能也与锻造零件相当或高于锻造零件。热处理后对调整AHS的机械性能至关重要，并总结了潜在的强化机制。一般而言，拉坯AHSS的疲劳性能不如锻造零件，但后HT和HIP能够改善疲劳性能。

来源：Progress and perspectives in laseradditivemanufacturing of key aeroengine materials，International Journal of Machine Tools andManufacture ，10.1016/j.ijmachtools.2021.103804

参考文献：M.S. Pham, C. Liu, I. Todd, J. Lertthanasarn，Damage-tolerantarchitected materials inspired by crystal microstructure， Nature, 565 (2019),pp. 305-311，C. Tan, Y. Chew, R. Duan, F. Weng, S. Sui, F.L. Ng, Z. Du, G. Bi，Additive manufacturingof multi-scale heterostructured high-strengthsteels，Mater. Res.Lett., 9 (2021),pp. 291-299