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大規模金屬增材制造：對技術現狀和挑戰的整體回顧（2）
在文獻中發現的另一種能夠實現5軸AM的系統類型是標，該系統采用了沉積系統，如GMAW或LDED包層頭，分別在2.1節和2.3節中介紹，數控銑床現有的工藝規劃和計算機輔助制造(CAM)基，使其成為一個受歡迎的工業選擇，這一建立的管道的技術將是重要的流線型商業5軸AM系，特別是一個有限的尺寸的組件。
304不銹鋼，L-PBF (a)和L-DED (d)工藝示意圖，AM制備的組織主要由共基體枝晶和枝晶間共晶組成，與鑄態組織相似，然而，AM構件的枝晶分支和共晶結構都明顯優于鑄造構件，這可以解釋為選擇的AM技術相比鑄造顯著更高的冷卻率，由于AM零件的凝固組織較細。
枝晶間共晶碳化物大多為片層形貌，這與通常在鑄造組織中觀察到的粗塊狀共晶碳化物形成對，這就解釋了AM部件與鑄件相比具有更高的硬度、屈服應，然而，與變形Co-Cr合金相比，AM制備的Co-Cr合金的碳化物體積分數和硬度值相，機械手與定位器之間的協調運動具有以下優點:減少執行，增加運動優化和避碰的靈活性。
最大化機械手的工作空間，以及利用光滑路徑跟蹤光滑拐角的能力，一般來說，機械手/定位器組合已用于焊接應用超過30年，因此，使用這些平臺進行DED沉積是機器人研究的自然延伸，之前的研究可以無縫地利用。
銅和銅合金由于其高導電性和導熱性，被廣泛用于制造散熱器、電線、模具刀片、母線、冷卻部，增材制造允許用銅制造復雜的幾何形狀，如內部冷卻通道，同時減少所需材料和縮短制造周期，然而。
在AM制備的銅件中，尺寸精度較差，且存在顯著的孔隙，這些問題的原因是由于銅的高導熱性導致了AM期間的快，因此。
使用選擇的AM技術制造銅元件的研究有限，Anzalone等人、Nilsiam等人和Lu等人，該平臺的基板由一個平行機構驅動，允許5自由度(DOF)運動，從而實現多方位沉積，基板可以在所有三個方向(x，y和z平面)平移，并圍繞兩個水平坐標旋轉。
然而，當使用所提出的系統制造樣品組件時，旋轉能力沒有被利用，在每個系統中，沉積系統(GMAW)被剛性地安裝在驅動基板之上，不同工藝參數下(a) L-PBF[90]、(b，c) L-DED和(d-f)激光焊接[83]鋼的熔，(a)中顯示的數字表示熔池對應的激光功率(W)。
這些因素使鈦合金成為AM有吸引力的候選者，Ti–6Al–4V（Ti64）合金包含hcpα相和，是所有金屬合金中制造最廣泛的合金，AM制造的Ti–6Al–4V合金比鑄造和鍛造等傳統，但延展性較低，這可以通過與所選AM技術相關的高冷卻速率形成α′-，AM制造的Ti–6Al–4V部件的延展性可以通過采。
但代價是降低材料的整體強度，Panchagnula等人在他們的數控銑削系統的刀，使其可以在三維平面上移動，此外，數控銑削系統配備了一個2軸定位器(見圖7a)，使基板可以傾斜和旋轉。
自由度的組合允許多向沉積，因此可以制造無支撐元件，Tabernero等人和Calleja等人推出了另，其中的數控銑削系統采用了激光熔覆系統，具有與Panchagnula等人相似的能力，Dong等人在Cu–9等 鋁部件使用GTAW-AM。
其中單獨的純銅和鋁導線被送入一個熔體池，GTAW-AM的快速凝固導致了在構建條件下主要由C，預制件的均質熱處理減少了金屬間相的數量，提高了屈服應力、UTS和伸長率，在另一項研究中，Shen等人使用多軸GMAW-AM技術制備了Cu-，并將其與傳統鑄造的相同部件進行了比較。
AM制備的顯微組織中k相的體積分數較低，但金屬間相的含量較高，這是由于與GMAW-AM過程相關的高冷卻速率抑制了，這些機械性能大于鑄態Inconel 625高溫合金，這可以通過在AM-Build Inconel 62，然而，PTA-AM或GMAW-AM制造的Inconel ，這可歸因于變形高溫合金的細等軸晶粒結構。
據報道，LDED制造的Inconel 625高溫合金具有較，但UTS較低（690?MPa）和延伸率（36%）高，鋁合金具有高強度、低密度、良好的延展性和耐腐蝕性，是工程構件中應用最廣泛的有色金屬合金，鋁合金的增材制造比鋼和鈦合金更具挑戰性，因為它們具有高導熱性。
因此，在調幅期間，需要增加不同熱源的功率，以防止快速散熱，當熱源是激光束時，這種情況尤其普遍，因為鋁合金具有高反射率，反射激光可能會損壞光學系統。
這可以通過向激光頭引入短z軸傾斜來抵消，2.4.4鎳合金，圖6 WAAM制造304L不銹鋼垂直方向（L1、L，表5 在第3節中討論的各種作品中使用的材料樣本，Adeyemi等人研究了激光功率對LDED制造的1，他們在高激光功率下觀察到了粗糙的微觀結構，這是由于高激光強度。
因此冷卻速度較慢，在另一項研究中，Martina等人使用串聯GMAW焊炬，用17-4 PH不銹鋼絲制作墻壁，他們報告說。
隨著送絲速度的增加，沉積壁的強度和硬度下降，這歸因于晶粒尺寸的增加，此外，它形成了一種精細的低熔點共晶結構。
可以回填裂紋并增加晶界面積，防止裂紋擴展，在鋁合金中，AlSi10Mg是最廣泛使用的AM制造合金，盡管也研究了其他合金，如Al 5356和Al 4043，該合金為亞共晶鋁硅合金，成分接近共晶。
少量鎂的存在(≈1wt.%）使該合金可通過Mg22，AlSi10Mg合金的機械性能主要取決于共晶相的形，澆鑄過程中冷卻速度越慢，晶胞結構越大，胞間硅顆粒越大，較大的Si顆粒作為裂紋萌生點，很容易通過較大的細胞結構傳播，導致強度低和延展性差。
然而，具有高凝固速率的AM技術可以細化共晶相，從而提高合金的機械性能，17-4 PH馬氏體不銹鋼，機器人大規模金屬AM的一個有趣的擴展是使用多個移動，每個攜帶一個沉積系統，Zhang等人已經在土木工程領域對使用AM制作混凝，研究人員提出了一個由兩個6軸機械手組成的平臺。
每個機械手由一個完整的移動平臺進行移動，每個機械手的工具法蘭上都安裝了一個混凝土沉積噴嘴(，完整的移動平臺可以在不改變平臺方向的情況下向任意方，這意味著機械手可以以最佳的時間和軌跡到達制造空間中，除了上述5軸平臺，還有商用的5軸混合動力金屬AM平臺，如Mazak INTEGREX i-400 AM和。
這兩個平臺都配備了一個LDED沉積系統和一個刀具主，一個組件是首先制造，或一個功能是通過AM添加到一個現有的組件，最終完成的部件或特征，然后通過銑削表面。
以一個精確的尺寸，這種加法和減法制造的組合在行業中越來越受歡迎，因為缺少幾何約束的AM加上減法制造提供的表面公差，這提供了目前單獨使用任何一種技術都無法實現的獨特功，本研究回顧了大規模工業機器人增材制造的技術、材料和。
討論了各種材料增材制造的優缺點，本文為第二部分，2.4.8.鎢合金，江蘇激光聯盟陳長軍原創作 品，由于鎂合金在室溫下的主動滑移系統有限。
以及在高溫下的高氧化速率，通過鍛造和擠壓等成形工藝制備鎂合金的方法受到了限制，此外，鎂合金的鑄造不允許制造具有復雜幾何形狀或獲得良好機，因此。
AM技術正在探索以鎂合金獨特的微結構和高性能為目標，Guo等人使用GTAW-AM方法用AZ80M合金線，初建組織主要由α-Mg和β-Mg17Al12組成，少量的Al2Y相，這種相組合是典型的變形AZ80M鎂合金。
GTAW-AM制備的AZ80M合金的機械性能與鍛造，2.4.3.鋁合金，2.4.7鈷鉻合金，本節介紹了在第2節中討論的在文獻中常見的AM技術的，在本文中，AM制造平臺被認為是能夠攜帶、平移和可能重新定向沉，并具有所需的精度，或者。
該系統可以被設計為平移和重新定位印刷組件的基板，或者是基板的重新定位和沉積系統的平移的組合，平臺可以編程進行沉積軌跡，包括沉積系統的完整集成，其中參數可以調整，沉積可以激活和關閉。
例如，零件方向對WAAM制造304L不銹鋼拉伸性能的影響，垂直方向件(L1、L2和L3)的平均屈服應力為23，UTS為622 MPa，伸長率為88.1%，然而，據報道。
水平方向零件(T1、T2和T3)的平均屈服應力、U，對于大多數工業應用，裝配零件需要表現出均勻的機械性能，因此，AM鋼零件機械性能的各向異性是一個挑戰，表4 對各種制造平臺類型進行了總結和比較，這一節中介紹了各種系統類型的審查，以及大規模金屬AM評估。
表4列出了本節涉及的平臺類型及其優缺點，無支撐打印是上述平臺在制造過程中重新定位組件的能力，以充分實現多向沉積，這允許通過重新對齊打印方向與重力矢量無支撐打印，本節所討論的系統僅限于能夠多向沉積的系統，需要注意的是。
每個參考出版物的資料列在表5中，不過，Mg，Cu，Co-Cr和鎢合金在任何參考著作中都沒有提及，也不會被包括在內，因此。
與水平方向部件相比，垂直方向部件表現出較低的拉伸強度，但較高的延伸率，LDED制造的304L不銹鋼、WAAM制造的304，鈦合金因其高強度重量比而廣泛應用于航空航天工業，鈦合金的同素異形性質，除了與AM技術相關的高溫熱循環外，還考慮了各種微觀結構。
因此也考慮了機械性能，此外，由于鈦合金的可加工性差，具有復雜幾何形狀的鈦部件無法使用傳統制造技術輕松制，Ti的低導熱性導致加工過程中散熱不良，導致表面質量和精度較差，并降低了加工刀具壽命，Zhai等人使用高功率激光器制造Ti-6Al-4V。
結果獲得了建造時的UTS和伸長率分別為1042MP，使用GMAWand脈沖等離子弧AM制造的Ti–6A，這些發現可以通過微觀結構的相似性來解釋，在微觀結構中，觀察到細小的針狀α′-馬氏體和少量的α+β片晶，對于LDED。
當激光功率從780降低時?W至330?W、 α′-，這是由于激光功率降低導致冷卻速度加快所致，微觀結構變化導致UTS從1042提高到1103 M，但伸長率從7%下降到4%，鋼材因其高強度、高韌性和低成本而廣泛應用于各種工業。
對鋼的AM進行了廣泛的研究，尤其是WAAM，值得一提的有：ER70S-6、304不銹鋼、308，Dwivedi等人提出了在DED中使用8自由度系統，其中徑向部件使用多向沉積技術制造，作者使用一種基于粉末的LDED系統用于金屬沉積安裝，Ding等人(見圖7d)和Zheng等人提出的等效。
Ding等研究了將6軸機械手與2軸定位器進行增強，共8自由度進行多向沉積，如圖7d所示，圖7 具有多方向沉積能力的AM平臺示例:(a)一個，(b)一個基于平行機構的WAAM系統，(c)一個6軸機器人聚合物AM平臺。
(d)一個8軸機器人LDED平臺，(e)一個協同多機械手平臺，鎢及其合金因其熔點高、熱膨脹系數低、抗拉強度高、抗，被廣泛應用于許多高溫應用領域，如準直儀、電弧焊電極、火箭噴嘴和高溫爐中的加熱元件，然而。
它們的室溫低延性和高的韌脆性轉變溫度限制了它們的制，粉末冶金(PM)技術通常用于制造鎢件，然而，由于模具/模具幾何形狀的限制，用粉末冶金技術制造復雜幾何形狀的零件具有挑戰性，此外。
由于鎢合金熔點高，氣孔是粉末冶金制品中常見的缺陷，2.4.6.銅合金，因此，AM可以被認為是制造具有復雜幾何形狀的全密集W元件。
Marinelli等人利用一種前端送絲方法，采用GTAW-AM技術，用純W線制造無缺陷零件，據報道，晶粒結構和結構缺陷(如氣困孔、鎖孔和未融合)的數量，在另一項研究中，Zhong等人使用LDED技術從純W和W - ni，沉積后的零件微觀結構中未觀察到裂紋或孔隙。
Fe和Co的加入提高了LDED W-Ni合金的抗拉，與鑄態Inconel 718相比，與AM相關的快速冷卻速度導致更精細的微觀結構和更少，從而產生類似或略優的機械性能，由于缺乏沉淀強化和沉積過程中缺陷的積累，與鍛造的鉻鎳鐵合金718相比，建成AM鍍層的性能較差。
這可以通過熱處理或熱等靜壓（HIP）進行補救，采用脈沖等離子弧(PPA) AM制備的Incone，通過GMAW-AM技術制造的同一高溫合金具有類似的，未完待續，為了解決這個問題進行了幾項研究，Wu等人研究了通過快速冷焊AM制造的316L不銹鋼，他們觀察到，通過降低掃描速度和增加冷卻時間。
各向異性顯著降低，這歸因于冷卻速率的降低，Wang等人報告，WAAM制造的H13鋼在830℃下退火4小時后，其機械性能變得各向同性。
在另一項研究中，Fu等人采用WAAM和微軋制相結合的方法消除了貝氏，這種混合技術的完全等軸晶粒結構導致各向同性機械性能，圖2 采用大型機器人AM技術的公司示例（a）由相對，一個更適合的金屬AM制造平臺使用一個大規模的串行機，而組件是在一個兩軸定位器(2 DOF)上制造的，這樣整個系統提供8 DOF。
這些系統與前面介紹的基于平行、基于5軸龍門和基于6，與5軸系統相比，當6軸機械手攜帶沉積系統時，沉積頭的方向可以在所有三個旋轉方向上改變，鎳合金因其在高溫下的高強度和抗氧化性而廣泛應用于燃，在選定的AM技術中使用了各種鎳合金，包括Inconel 625（In625）、NiCr，AM制造的Inconel 718通常產生FCCγ的。
Nb和Mo偏析到枝晶間區域，其特征是形成Laves相（（Ni，Cr，Fe）2（Nb，Mo，Ti）），Laves相的存在通過耗盡Nb基體抑制γ（Ni33，γ（Ni33Nb）是In718優異機械性能的主要貢。
www.astm.org/industry/add，AM中另一種常見的鋼級是17-4 PH馬氏體不銹鋼，然而，與DED相反，大部分工作都是在粉末床方法上進行的。
與所選AM工藝相關的高冷卻速率限制了高溫下δ-鐵素，因此在室溫下仍保留一定數量的δ-鐵素體，AM制造的17-4 PH不銹鋼通常在板條馬氏體基體，已經證明，必須使用17-4的PTA-AM進行適當的屏蔽，以防止制造過程中的層間氧化，熱源功率的增加會導致某些合金元素（如鋅和鎂）在制造。
從而由于氣體截留而產生孔隙，這限制了AM可以制造的鋁合金的范圍，鋁還在原料材料上形成一層強的被動氧化層，降低了制造過程中熔體的潤濕性，存在較大的凝固范圍是限制鋁合金AM的另一個因素，合金元素在凝固過程中的偏析降低了晶界的熔化溫度。
形成了一層液膜，鋁的高熱膨脹引起的熱應力可導致晶界沿晶斷裂，導致熱裂紋，已經證明，硅的加入通過減小凝固范圍、增強流動性和降低熱膨脹系，Wu等人和Dai等人首先介紹了另一個可能用于金屬A，如圖7(c)所示，該平臺由6軸串聯機械手和在該機械手上方剛性安裝的沉。
所述基板安裝在機械手的工具法蘭上，可進行自由度移動，實現多向沉積，雖然Wu和Dai等人都將聚合物擠出機作為沉積系統，但簡單的修改可以使其與第二節介紹的金屬沉積系統兼容。
這個命題的一個固有的限制是，組件的大小被限制到機械手的最大有效載荷，可能限制了大型金屬部件的可伸縮性，在DED裝配鋼零件中，微觀結構和機械性能的各向異性都非常重要。
微觀結構晶粒和樹枝晶優先沿著具有最高熱梯度的構建方，因此，對于構建方向平行于變形方向的垂直定向零件，與拉伸方向垂直于構建方向的水平定向零件相比，存在較少的晶界，由于晶界在變形過程中起著阻礙位錯運動的作用。
垂直取向部分的位錯積累比水平取向部分少，2.4.2.鈦合金，在DED制備的鈦合金中，沿構建方向的柱狀晶粒和β，的強晶體學織構導致各向異性微觀結構。
微觀結構的各向異性導致機械性能的各向異性，通常，水平制造的零件比垂直制造的零件具有更高的屈服應力和，但伸長率較低，對于LDED制造的Ti–6Al–4V合金、LDED，已經觀察到這種行為，各向異性機械性能可以通過獲得具有隨機晶體取向的等軸，通過使用沉積層之間的層間軋制。
在AM期間添加晶粒細化元素，通過改變工藝參數（例如，增加送粉速率和降低激光能量密度）和應用后處理熱處理，可以實現這種微觀結構，這些程序可以將DED預制鈦合金的應用擴展到需要在各，3.制造平臺，鈷鉻合金具有優異的耐磨性、高溫硬度、耐腐蝕性和生物。
它們廣泛用于切削工具、燃氣輪機、內燃機、外科假肢和，然而，它們的高硬度和低導熱系數在切削過程中迅速提高了它們，使這些合金非常難以加工，因此，AM是制造Co-Cr零件的一個很好的候選材料，鎂合金是最輕的工程金屬。
其密度約為1.74gcm?3，顯著低于鋼、鈦合金和鋁合金，雖然鎂合金的應用由于其低耐腐蝕性和較差的機械性能而，但其生物相容性和彈性模量可與人類骨骼相媲美，使其成為具有吸引力的生物醫學應用的候選材料。
此外，鎂合金廣泛用于制造可溶解井下工具，這需要較高的比強度和腐蝕速率，Anzalone等人提出的系統如圖7(b)所示，就所使用的硬件規模和類型而言。
每個系統都具有很高的成本效益，然而，這些系統有一個有限的建造體積和重新定位的角度，使他們不適合更大的部分，另一個限制是有效載荷可擴展性的限制，因為構建板的驅動系統承載了整個構建的重量。
Zhang等人發現，該平臺最顯著的優勢是能夠制造比一個機械手所能達到的，平臺的移動性擴展了每個機械手的使用范圍，顯著提高了制造的可擴展性和持續時間，通過增加系統中移動機械手的數量，可以提高系統的可擴展性。
相關的研究挑戰包括機器人定位、多機器人協調(如群體，以及機器人放置精度和優化，雖然Zhang等人提出的平臺不具備多向沉積的能力，但為了便于多向沉積，可以在多機械手平臺上增加大規模多軸定位系統，2.4.5.鎂合金，在另一項研究中。
Guo等使用GTAW-AM技術，利用不同的脈沖頻率(從1到500 Hz)，用AZ31合金導線制作了全密實元件，當脈沖頻率為5或10 Hz時，晶粒結構最好，機械性能也最好，GMAW-AM工藝也用于AZ31B合金線材的制造，據報道。
預制件中孔隙的尺寸和體積分數都顯著低于壓鑄鎂合金中，與鍛造合金相比，GMAW-AM制備的AZ31B合金具有更高的伸長率，但屈服應力較低，然而，GMAW-AM制備的AZ31B合金的UTS與鍛造合，不同加工參數下L-DED打造316L不銹鋼單掃描軌，粉進料速度。
激光能量，計算機渲染顯示相對論空間的火箭人族從卡納維拉爾角的，本節將重點討論由于缺陷與材料或沉積系統之間缺乏相關，在不同沉積技術中發現的Ti-6Al-4V鍍層中的缺，發現的缺陷是典型的各向異性組織，孔隙率，熱殘余應力，缺乏熔合和開裂。
這些缺陷在LDED，GMAW，GTAW，PTA和EB鍍層中發現，消除這些缺陷是一個挑戰，將需要克服之前完全商業化的AM，特別是大型零件，一些正在探索的補救方法是HIPing。
熱軋，噴丸和冷加工，江蘇激光聯盟導讀：，此外，據報道，AM部件在干砂/橡膠輪試驗條件下的耐磨性低于鍛造件。
這是由于AM沉積的層狀碳化物形成了一個連續的網絡，在磨損測試中很容易被移除，通過后處理熱處理可以提高AM Co-Cr合金的機械，據報道，在不進行時效處理的情況下。
對預制構件進行固溶熱處理，可獲得硬度、耐磨性和耐腐蝕性的最佳組合，這種改變方向的能力也促進了切向連續性，允許更平滑的表面拋光，并優化材料進入熔體池的角度，同時保持與重力矢量的對齊，以實現多向沉積。
例如，在基于gmaw的沉積過程中，特定的拉拽角度可以幫助實現所需的珠粒幾何形狀，自20世紀80年代以來，焊接復雜曲面輪廓的另一個顯著優勢是8軸機械手和定位，在運動學系統中，冗余是指當自由度大于完成所需的自由度時，因此。
冗余意味著運動學優勢，如增強的相對可達性和靈巧性之間的加工部件和沉積系統，江蘇激光聯盟陳長軍歡迎您的關注，在制造螺旋槳時，作者消除了對支撐結構的需要，它包括一個核心體(軸)和徑向懸垂特征(螺旋槳葉片)，這種元件很難用傳統的減法制造。
利用基于弧焊沉積技術的平臺與8軸運動平臺相結合的研，而不是基于焊錫沉積技術的平臺，Ma等人使用這樣一個平臺進行鋁的實驗試驗，此外，在阿爾伯塔大學和加拿大埃德蒙頓的InnoTech的。
本研究的作者已經使用了一個機器人大規模WAAM平臺，目前正在進行針對優化沉積參數的參數識別的初步研究，2.4.9.缺陷，來源：Large-scale metal addi，InternationalMaterials Re，DOI:，2.4.1.鋼。
10.1080/09506608.2021.197，Caballero等人使用GMAW-AM技術從金屬，他們報告說，減少系統的熱輸入會提高凝固速度，進而增加竣工微觀結構中的殘余奧氏體數量，此外，與鍛造17-4 PH不銹鋼相比，竣工零件具有更低的屈服應力和UTS。
然而，暴露于溶液和時效熱處理后，其屈服應力和UTS顯著增加，與鍛造合金相當，在316L奧氏體不銹鋼的情況下。
據報告，與鍛造零件相比，LDED制造零件具有更高的硬度、屈服應力和抗拉強度，機械性能的這些差異歸因于與鍛造鋼相比，LDED制造鋼的臂間距更細，LDED制造的316L不銹鋼的晶粒結構高度依賴于工。
其中晶粒通過增加功率密度和降低掃描速度變得更粗，據報道，通過GMAW-AM制造的316L不銹鋼具有更高的硬，但伸長率低于鍛鋼，GMAW-AM制造的316L不銹鋼的組織和力學性能，當噴射轉移模式被短路轉移模式取代時。
可獲得更細的晶粒尺寸（從而獲得更高的強度和硬度），這是因為短路的熱輸入比噴淋傳輸模式低，從而導致更快的冷卻速度，關鍵詞: 增材制造、大型氣體金屬弧焊、激光直接能量，參考文獻：Ngo TD，Kashani A。
Imbalzano G，Nguyen KT，et al.Additive manufactur，methods，applications and challeng，ComposPart B: Eng，2018，143:172–196.。
ASTM International，“Additive Manufacturing –，2017，[Online].Available:。
空間異質結構鋼的激光輔助增材制造
研究結果表明，通過使用AM將多種材料的優點整合到一個零件中，可以實現一種規避材料性能權衡的新方法，這項工作可以激發對具有可配置結構的空間異質結構材料，以獲得優異的性能和新穎的功能。
同時，這項工作也存在一些局限性，需要進一步研究，如如何控制熔池和稀釋區的尺寸分辨率，沿Z方向進行拉伸試驗或壓縮試驗以檢查機械性能的各向，通過有限元模擬進一步了解變形過程中的三維應變/應力。
此外，利用金屬絲粉或金屬絲作為增材劑的電弧/激光輔助制造，目前尚缺乏探索，但將成為未來的研究熱點，顯微硬度用MATSUZAWAMMT-X3顯微硬度計，負載為100 g。
停留時間為15 s，拉伸片沿水平方向從構建塊中提取，即拉伸片的長度平行于基材頂面，在拉伸片的尺寸減少的部分是6毫米寬，3毫米厚。
28毫米長，拉伸試驗在INSTRON 5982萬能材料試驗機上，加載速度為1 mm/min，采用非接觸式先進視頻引伸計(AVE)測量拉伸應變，測量長度為20mm，通過三次反復試驗測量了拉伸性能，將平均結果和標準差制成表格，采用2D數字圖像相關(DIC)系統和蔡司GOM相關。
1，對于h值較小的樣品（例如h1），MS和SS軌跡之間會有強烈的混合（參見補充圖S2），在拉伸試驗期間，如圖15a所示。
裂紋在界面或粘合區域萌生，可能是由于重疊區域的強度較低，具體而言，如圖15b所示，沉積過程中由Marangoni效應引起的MS和SS，重疊區域的成分發生了顯著變化。
不再繼承本構材料的有利特性，此外，如圖15c所示，層厚度t隨著h值的減小而增加，這也可能導致非均質材料的強度降低。
因為在變形過程中，位錯按照霍爾-佩奇標度定律堆積在界面上，即σ∝T?1/2（σ為流動強度），MS/SS SHM、整體MS和SS在HT后的應力-，HTed SS顯示出941MPa的低YS，以及18.3%的高延伸率。
相比之下，HTedMS具有約1.6 GPa的高YS，而El僅為5.7%，有趣的是，HTed MS/SS SHM實現了接近1.5 GP，表明了一種有希望的強度-延性組合。
其優于HTed MS和SS，具體而言，MS/SS SHM的YS根據SS增加了550MPa，并且MS/SS SHM的El高于MS，同時具有與MS相似的強度，（i）混合規則（ROM），通常，異質結構金屬復合材料的強度與單個本構材料的強度有關。
可通過ROM進行估算：，其中Vi和σi是組分i的體積分數和強度，基于鋼中的拉伸-壓縮對稱性，圖14中的四根柱子用作ROM的組分，以使拉伸強度合理化，并假設每根柱子為整個樣品的四分之一體積，以便簡化，此后。
HTed h2樣品的CYS計算為約1400 MPa，略低于拉伸試驗測得的YS（1491 MPa），然而，如圖所示，3b和14a，較白的SS區域大于較暗的MS區域，這意味著柱3和柱4（強度較低）代表的體積分數在整個，表明ROM估算的實際CYS應低于1400 MPa。
因此，h2樣品的YS超過ROM預測，這表明存在其他強化機制，圖7 h2樣品的EBSD分析，(a) Fig，6a區域對應的低倍率IPF，(b) SS和MS之間熔池邊緣的EDS映射圖。
(c) (b)不同結構形態對應的波段對比度圖，(d)邊緣的IPF，3.3.4.局部機械性能，3.3.多尺度機械性能，4.討論，MS/SS-SHM的強化機理可以從混合規則（ROM。
(1)艙口間距h對SHM的微觀結構演變和機械性能有，大h(≥1.75 mm）導致薄層厚度變薄，從而允許穿過多個層的針狀樹枝晶連續外延生長，相反，合適的h值為1.5 mm，通過交替材料沉積改變了微觀結構的生長方向，此外。
h還影響MS和SS熔體池之間的界面稀釋行為和粘結強，從而導致不同的機械性能和斷裂機制，圖12 拉伸試驗后h2試樣的EBSD分析，(a)接近骨折位置處的EBSD測量區域示意圖，(b)區分MS和SS區域的EDS制圖分析，(c) IPF圖，(d) GND圖，本工作首次報道了采用LAAM加工的MS/SS材料的。
旨在將兩種材料的優點整合為一部分，以實現強度-延性協同，主要結論如下：，為了了解結構不均勻性如何影響變形/斷裂行為，以及微觀結構不均勻性是否可以緩解應變局部化和開裂趨，采用原位數字圖像相關（DIC）方法研究了拉伸試驗過，請注意。
應變值代表觀察表面的平均應變，如圖11所示，在應變為1%的情況下，測量表面在某些點處顯示非均勻應變局部化，這些點在垂直于載荷方向的試樣上進一步擴展，在應變為1.5%和2%時形成變形帶，3%和4%應變階段的放大圖表明應變局限于SS區域，允許MS熔體池中的低應變區域（圓圈區域）隨著應變的。
DIC應變分布圖中的MS區域是根據圖3中給出的結構，其中MS熔體池主要由SS材料開始，隨著應變的進一步增加，高應變帶逐漸合并，達到應變極限后斷裂，從X-Y、X-Z和Y-Z橫截面上觀察樣品OM形貌，構建不同h的SHMs三維視圖，如圖3所示。
總體而言，兩種材料在空間上纏繞在一起，這與實驗設計一致，如圖1c所示，由于耐腐蝕性較差，較暗區域為MS。
較白區域為SS，正面和側面視圖顯示了具有周期性MS和SS熔池的網紋，俯視圖顯示了兩種材料相互分離的沉積軌跡陣列，值得注意的是，具有不同h值的樣品顯示出不同的層厚度（t）和稀釋區，層厚在270～370μm之間，隨h值的減小而增大，較低的h值意味著隨后在一層中沉積SS的MS軌跡谷較。
這限制了熔池的擴展，并因此增加了t，此外，熔池深度也隨h變化，h越大，SS熔池深度越淺，圖S2在低碳鋼基體上沉積的MS和SS軌道的橫截面形，(a)寬度分別為1.2 mm和1.5 mm的SS和。
(b)多個MS軌道h值為1.5 mm，(c) - (f)艙口間距對SS和MS軌道重疊形態，江蘇激光聯盟導讀：，?獨特的變形帶延遲頸縮，有助于獲得良好的延展性，微柱壓縮試驗是為了測量局部機械性能，這是理解加強機制的關鍵，此外。
SHM比文獻中報道的許多片層和線性功能梯度材料具有，這可以用混合規則效應和異質變形誘導強化(HDIS)，此外，原位變形觀測發現SHM中存在多個變形帶，這些變形帶延遲了頸縮，并與變形誘導塑性(TRIP)效應相關聯，促進了延性。
研究結果突出了一種新的方法，通過使用多種材料的LAAM，在可配置的架構下開發具有可調性能的SHM，兩種材料在不同樣品(不同h值)沉積軌跡上的硬度測量，圖8b展示了h2樣品不同軌跡界面上的壓痕OM圖像，顯示了圖8a中的界面是如何被識別的，隨著h值的增大。
MS區寬度有變寬的趨勢，在建成狀態下(圖8a)，SS和MS區域的硬度分別約為460-480 HV0，值得注意的是，h1樣本中MS區域的硬度略高于其他樣本，這可能是由于較小的艙口間距導致SS密集地轉移到MS。
另外，MS和SS的硬度在熱處理后均有所增加，MS的硬度高于SS(圖8c)，總的來說，在兩種情況下，硬度都在MS和SS軌道界面處逐漸轉變。
這可以緩解MS和SS之間的機械性能不匹配，圖9 MS/SS SHMs及整體MS和SS試樣的工，(a)不同h值對SHM試樣拉伸應力-應變的影響，(b) AISI 420、C300MS和h2 SH，圖10顯示了SHM樣品的SEM斷口，在h1、h3和h4樣品中觀察到滑移帶（如圖10a、。
而在h2樣品中則普遍存在多尺寸凹陷（圖10b），如圖10e所示，具有大量滑移帶的區域富含Cr，這表明滑移帶主要存在于420 SS區域，h2樣品中的高密度韌窩表明材料在斷裂前經歷了大量塑，而h1和h3樣品中的滑移帶（無明顯韌窩）表明材料發，如圖10e所示，當滑動到C300 MS區域時。
滑動會被阻斷或抑制，這可能會延遲斷裂并增強材料的加工硬化，本研究使用了兩種氣體霧化球形粉末，即300級馬氏體時效鋼（C300 MS）粉末（，此外。
夾層還抑制了脆性相(金屬間化合物或金屬碳化物)在鍵，并提高了兩種材料之間的潤濕性，值得注意的是，中間層可以在激光過程中原位形成，而不需要在A和B[14]之間沉積另一種材料，(iii)材料A和B的AM。
兩種材料隨重量百分比的梯度變化，使材料A和B的機械性能更平滑的過渡，(iv）最近還報告了交替沉積材料A和材料B以形成分，例如交替使用Inconel 625合金和316 L，目前的異質結構材料在克服強度-延性平衡方面具有很高，但面臨著不可配置的異質區分布和機械各向異性的挑戰，本研究探索了具有可配置結構的非層狀空間異質結構材料。
以結合AISI420不銹鋼和C300馬氏體時效鋼的，提高整體性能，結果表明，艙口間距(h)對多層膜的微觀結構演化和機械性能有顯，影響層厚和稀釋區。
在多尺度上評價了該材料的機械性能，h為1.5 mm時，試樣的抗拉強度約為1.6 GPa，斷裂伸長率為8.1%，表現出良好的強塑性結合，來源：Laser aided additive m。
International Journal of ，圖4 在頂部(X-Y)平面觀察到的SHM樣品的微觀，分別為深色的MS和明亮的SS軌跡，(e)和(f)分別為(b)中標記的e和f區域的近距，2．3，多尺度機械測試，h2樣品的EDS圖如圖6a所示。
富鉻區為SS，富鎳區為MS，共同形成互鎖結構，此外，在EDS圖中可以觀察到凝固MS熔體池中的富Cr條紋，這是熔體池對流流動和物質轉移行為的特征。
選定點的成分分析如圖6b所示，在MS區域測得的光譜1、2和5顯示Cr含量為4.1，遠高于純MS（Cr<0.1 wt%），此外，在SS區域測得的光譜3和光譜4也顯示出大量鎳（約8，盡管SS幾乎不含鎳，因此。
成分分析表明這兩種材料之間存在相互稀釋現象，這表明隨著成分的變化，某些局部區域的機械性能與MS和SS不同，如圖7所示，進行EBSD分析，以確定沿構建方向的晶粒取向，圖7a中的IPF圖顯示了與圖6a區域相對應的MS和，其揭示了整體的晶粒取向?111?沿構建方向的方向。
凝固熔池由多個柱狀枝晶區域組成，其胞軸幾乎垂直于熔合線，這與OM觀察到的微觀結構相同，此外，SS和MS熔體池之間的晶粒取向沒有實質性差異，這有利于這兩種材料的內部結合。
因為界面兩側相似或相同的晶粒取向可以減少兩種材料的，從而提高了材料的機械性能，圖7b-d中提供了熔體池邊緣的進一步高倍率EDS和，EDS圖（圖7b）表明MS熔體池被吸入SS區域，形成混合邊緣。
圖7c中的帶對比度圖顯示柱狀SS細胞從現有MS細胞，這促進了圖7d中IPF顯示的相同晶粒取向，相同的界面晶粒取向有助于降低柱狀SS細胞生長過程中，也有助于提高界面結合強度，Fe-13.78Cr-1.04Mn-0.85Si-，重量%），沉積過程使用內部開發的粉末吹制LAAM系統進行，該系統配備1kW IPG鐿（YLR-1000-MM。
粉末的形態和粉末流動路線如圖1a所示，兩種粉末從雙10-C粉末給料機（Oerlikon ，LAAM工藝示意圖如圖1b所示，其中氬氣（純度≥在沉積過程中，99.999%被用作送粉載氣和保護氣體，空間異質結構材料的沉積過程如圖1c所示，圖16 MS/SS SHM的機械性能與（a）AM處，TiB2/TiAl、Ti/Ta、Cu/Ni和功能梯。
通過拉伸試驗研究了不同h值和熱處理后對SHM試樣機，獲得的應力-應變曲線繪制在圖9a中，相應結果總結在表1中，所有SHM樣品（范圍1221–1334 MPa）的，然而，可獲得較低的斷裂伸長率（El），在所有SHM樣品中，h2樣品達到了最高的屈服強度（YS）。
達到1090 MPa，與本構材料相比增加了約200–320 MPa，因為420 SS和C300 MS的屈服強度分別為7，h2樣品的El約為15%，接近MS樣品的El。
并且遠高于其他SHM樣品，因此，與MS和其他SHM樣品相比，竣工h2樣品顯示出更好的強度-延性組合，表1 對AM制備的C300 MS、420 SS和S，然而，h值對沿構建方向的微結構具有顯著影響。
這可以從圖5中得出結論，圖5a顯示了用1.5和2 mm的h處理的樣品（即h，其中MS（暗）和SS（亮）區域可以容易區分，由于這兩種材料（MS和SS）均為鐵基馬氏體鋼，具有良好的激光印刷適性和良好的兼容性。
因此SS和MS層之間的過渡平滑且幾乎無孔隙，圖5b和c中提供了h2樣品的高倍視圖，圖5b中觀察到針狀枝晶的連續外延生長，這是熔體池側面經常出現的側向分支特征，使晶體能夠跟隨相鄰熔體池中熱梯度的劇烈變化，如上圖。
對斷口表面的FESEM觀察證實了疲勞裂紋的存在，區域1顯示出穩定的疲勞裂紋擴展形貌，裂紋沿同心向萌生點擴展，區域2依次顯示條紋和海灘標志，但在這種情況下，這些特征交替為酒窩。
提供了不穩定疲勞裂紋擴展的證據，最后，在區域3發現了凹陷破裂的證據，這是由于微孔隙合并，表明超載導致最終破裂，一般來說，在間距和深度方面觀察到許多不同的條紋。
分析在一個相對較小的區域顯示規則的間距，疲勞起始點附近的最小值為0.05 μm，最高值為0.20 μm，在區域1和區域2進行的觀測量化了疲勞條紋數的數量級，這與高周疲勞機制一致，典型粉末冶金產品：（a）WC-Co硬質合金的微觀結。
(3)SHM樣品的強度遠高于層狀材料和線性功能梯度，ROM和HDI解釋了潛在的強化機制，在拉伸過程中，DIC原位觀察到SHM中的多個變形帶對延遲頸縮有顯，這與TRIP效應一起有助于獲得良好的延性，如圖6b中的成分分析所示。
MS和SS熔體池之間的相互稀釋表明形成了SHM樣品，圖11 HTed h2 SHM試樣拉伸過程中的DI，3.3.1.硬度曲線，江蘇激光聯盟陳長軍原創作品，粉末冶金（PM）是一種技術——在某些情況下甚至是一。
PM產品大致可分為兩大類，一組包括“粉末冶金材料”，即在這種情況下，選擇PM路線以獲得其他路線無法獲得或至少不具有所需，典型的例子是WC-Co硬質合金。
其特殊的微觀結構（見圖（a））無法通過鑄錠冶金生產，另一組包括“粉末冶金精密零件”，在這里，PM提供了大量復雜形狀零件的經濟制造，一個典型的例子是汽車凸輪軸皮帶輪（圖（b）），因此。
在第一種情況下，有利于PM的技術原因，而第二種情況主要有利于更經濟的生產路線，當然，為了保持競爭力，所有PM產品最終都必須滿足經濟標準，然而，在許多情況下。
PM產品本身可能比競爭對手的產品更昂貴，但其性能要高得多，因此節省的成本超過了較高的采購成本，3.結果，3.2.2.元素分布，圖B在處理狀態下的91級(a)馬氏體組織和在670。
異質區之間的相互作用產生一種協同效應，其綜合性能可以超過本構材料或優于混合規則的預測，例如，在層合結構中產生的裂紋橋接、裂紋鈍化和應力重分布等，此外，冷軋加工的層壓鋼也突出了不同層壓結構在調整疲勞性能，目前，異質組織材料的加工多采用冷軋、表面處理(如表面機械。
然而，這些方法面臨的挑戰要么是控制非均質區域的體積分數和，要么是組件的大小和幾何形狀的限制，因此，缺乏通用和完善的加工方法來制造具有可配置結構的大塊，圖2 CT切片和斷層掃描顯示缺陷的三維分布，(a) h1 = 1.35 mm樣本的典型CT切片，以及(b) h1 = 1.35 mm和(c) h2。
光學顯微鏡的圖像可以被普通的光敏相機捕捉到，生成一張顯微照片，最初，圖像是通過攝影膠片捕捉的，但隨著互補金屬氧化物半導體和電荷耦合器件(CCD)，可以捕捉數字圖像(下圖A)。
純數字顯微鏡現在可用，它使用CCD相機來檢查樣品，結果圖像直接顯示在計算機屏幕上，而不需要目鏡，下圖B給出了91級馬氏體鋼和A617高溫合金輕組織，在LAAM過程中。
使用不同的h值（即h=1.35、1.5、1.75和，處理后的樣品分別稱為h1、h2、h3和h4 SHM，LAAM還生產了整體C300 MS和420 SS樣，用于比較，按照MS的典型HT參數，對MS/SS SHM和整體MS和SS樣品在490°，然后在空氣中冷卻。
該HT溫度已證明能夠提高420 SS的強度，圖15 艙口間距對斷裂行為和斷裂機理的影響，(a)和(b) h1 = 1.35 mm的樣品，(c)多層金屬中強度與層厚關系示意圖，(d)和(e) h2 = 1.5 mm的樣品。
(f)和(g) h4 = 2.0 mm的樣品，通過改變均質材料的化學成分或微觀結構，利用傳統的合金設計來消除金屬材料的強度與延性之間的，例如，增加碳含量是制造高強度鋼的最有效和最經濟的方法之一，但它可能會導致副作用。
如延性、焊接性和可加工性的退化，以及裂紋傾向的增加，具有成分、相和微觀結構不均勻性的材料，如層壓材料、成分、晶粒或織構級配材料、諧波結構和層，往往可以提高性能，4.2.異質結構材料的強化機理。
5.結論，圖A光學顯微鏡，（2）沿著間隔的中心線沉積SS粉末，以形成完整的一層，（3）對于第二層沉積，將激光掃描方向旋轉90°。
并交替重復步驟（1）和（2），在從一種粉末切換到另一種粉末之前，載氣將保持1分鐘，以吹出噴嘴內的殘余粉末，在上述工藝之后，MS和SS粉末交替沉積形成具有可配置結構的塊狀材料，使用的圓形激光束直徑約為1 mm。
MS和SS的最佳激光功率和掃描速度分別為850w和，890w和20mm/s，這些參數是在之前的C300 MS和420 SS單片，其相對密度高于99.5%，粉末進料速率為3.0–3.5 g/min，2.實驗性。
區域1的疲勞條紋，圖S1 建造的SHMs的OM圖像顯示了高密度的樣本，h1 ~ h4樣本分別為(a) ~ (d)，?體素化異質結構材料比其他層狀材料更堅固，?體素化異質結構結合了每種本構材料的優越性能。
利用h1和h2 SHM樣品的CT重建，可視化了樣品內部缺陷的三維分布(如圖2所示)，證實了SHM樣品在孔隙率低于0.3%的情況下達到了，值得注意的是，從圖a和圖b中可以看出h1樣品中存在裂紋和大孔隙。
而h2樣品中的缺陷以小孔隙為特征(圖2c)，說明h2樣品的密度較高，圖2b和圖c中整個3D體積的孔隙率進一步證明了這一，其中h2樣品的孔隙率僅為0.17%，而h1樣品的孔隙率為0.28%，此外，還通過OM圖像對SHM樣本的密度進行了評估，這些圖像在補充圖S1中提供。
所有SHMs的相對密度均大于99.7%，在h1、h3和h4試樣中，寬度小于15 μm、長度小于100 μm的裂紋較少，c-d)，在2.8 × 6.7 mm2區域內，每個試樣僅出現一條裂紋，相比之下，h2樣品中的缺陷主要以孔隙為特征。
如圖S1b所示，最大孔徑在20 μm以下，3.2.1.微觀結構的形態，不幸的是，AM處理的上述四種類型的多材料系統都具有層狀結構的，即僅沿一個方向的異質結構。
這些層狀異質結構背后的加工方法和設計動機可能受到A，然而，這些異質材料系統無法充分利用AM在設計和制造復雜異，此外，它們還往往表現出各向異性的機械性能，這在研究和工業應用之間造成了差距。
SHM樣品的頂面（X–Y平面）微觀結構如圖4所示，其中較暗的區域表示MS材料，因為與SS相比，MS材料的耐腐蝕性較差，MS軌跡中的凝固前沿是明顯的，h1和h2樣品中被捕獲的SS材料呈白色。
表明兩種材料因熔體池對流而相互混合，相比之下，h3和h4樣品中軌道邊界處的相互混合特征變得不那么，尤其是h4樣品，其中凝固前沿的彎曲特征不再可見，這是因為艙口間距的增加減少了這兩種材料之間的熔體池。
圖4e和圖f分別顯示了h2樣本中選定區域（圖4b），MS和SS區域均由細胞結構組成，其間形成細長柱狀結構（見圖4e），圖4f顯示了MS和SS之間的互鎖微觀結構特征，圖8 laam加工SHMs的硬度分布圖，(a)多個激光軌跡的硬度變化。
以及顯示h2樣品在(b)建成和(c)高溫處理后界面，4.3.獨特的變形行為和改善的延展性，2.2.孔隙度和微觀結構特征，本研究探索了具有可配置結構的非層狀空間異質結構材料，以結合AISI420不銹鋼和C300馬氏體時效鋼的，提高整體性能，（1）使用大艙口間距（h）將MS粉末沉積在低碳鋼基。
以在MS軌道之間保留間隙，?體素化建筑材料可通過增材制造進行配置，圖10 拉伸后SHM試樣的SEM斷口分析(a)至(，(e)為h3 SHM樣品的EDS映射，為了了解HTed SHM樣品的局部機械性能，對選定區域（見圖14a）進行了微柱壓縮試驗，包括MS（柱2）和SS（柱4）區域的中心以及稀釋邊，圖14a中微柱的代表性形態顯示了僅為2.6°的錐角。
圖14b繪制了微柱的壓縮應力-應變曲線，其中柱2達到約1630 MPa的最高壓縮屈服強度（，接近通過拉伸試驗測得的整體MS（1612 MPa），相比之下，1號礦柱的CYS（約1560 MPa）略低于2號礦，然而，斷裂形態中的凸起效應（圖14c）表明，1號礦柱的延展性高于2號礦柱。
因為2號礦柱顯示壓實階段較早（參見圖14b中2號礦，并且具有多條滑動痕跡（圖14d），此外，來自稀釋區的柱3代表MS和SS之間混合物的性質，而柱4來自整體SS區。
礦柱3和礦柱4的CYS分別約為1270和1180 ，支柱4（圖14f）中的凸起效應表明其延展性高于支柱，這些微柱壓縮試驗結果證實，由于MS和SS之間的相互稀釋，MS和SS之間存在分級機械性能轉變，3.2.顯微結構觀察，圖5b中MS和SS熔體池針狀枝晶的生長方向不同。
此外，從圖5c中可以看出，針狀MS枝晶被胞狀SS結構破壞，當裂紋沿著針狀枝晶傳播時，可能會改變裂紋的傳播方向，延遲斷裂，相比之下，針狀樹突在h4樣品中普遍存在。
它橫跨數層，長度高達一厘米，生長方向沒有明顯變化，這可能是由于較淺的熔池，允許樹枝晶外延生長方向通過層一致與最高溫度梯度，枝晶臂間距由冷卻速率控制，如圖4e所示，MS和SS的細胞大小相似。
說明這兩種材料在沉積過程中的冷卻速率相似，圖3 不同艙口間距的laam加工SHMs的3D O，使用PhoenixNanotom M micro ，約3.0×4.5×3.5 mm3），以評估孔隙度，最大X射線能量為180 kV。
束流功率為7.5 W，像素尺寸約為4.1μm，使用VG StudioMax軟件對樣品進行閉合缺陷，采用OLYMPUS MX51光學顯微鏡(OM)和蔡，研究其微觀結構形貌。
電子背散射衍射(EBSD)信息用牛津EBSD探測器，步長為150 nm，利用HKL Channel 5軟件編制了反極圖(I，在Bruker D8 Discover衍射儀系統中，使用步長為0.02°和0.3 s/步的Co Kα輻，通過X射線衍射（XRD）檢測相組成。
圖6 （a） EDS繪圖和（b）沿h2樣品的構建方，元素組成以重量百分比表示，圖14 選取SHM中選定區域的微柱進行壓縮試驗，(a)測試前微柱位置和典型微柱形態的概覽，(b)不同微柱的壓應力-應變曲線，(c) - (f)測試后1 ~ 4柱的SEM斷裂圖，圖1 粉末和實驗工藝。
(a)粉末形貌和粉末進料路線，(b) LAAM過程示意圖，(c)空間異質結構鋼逐步LAAM沉積過程示意圖，2，在h2樣品中形成了合適的重疊率和穿透深度（參見補充，因此，大量變形后，h2樣品在MS和SS區域斷裂（如圖15d所示）。
這表明機械性能源自MS和SS之間的協同作用，這是因為適當的重疊有助于在變形期間形成更平滑的界面，并繼承了本構材料的有利特性，例如，MS的高強度和SS的良好延性。
因此，h2樣品實現了良好的強度-延性組合（圖9a），近年來，增材制造技術的發展為異質金屬材料的加工提供了新的途，現有關于AM異質結構材料的文獻主要可分為四類:(i，如馬氏體時效鋼在銅合金襯底上的AM。
在這種情況下，界面可以呈現從材料a到材料B的急劇轉變，由于物理和冶金不匹配，易在界面產生裂紋，(ii)材料A在材料B上的AM。
以材料C為中間層，這可以緩解界面失配，因為中間材料C通常與材料A和B具有良好的相容性，為了合理確定不同區域的局部機械性能，對HTed SHM試樣進行了微柱壓縮試驗。
在FEI HeliosNanoLab 600i S，使用Ga離子束在30 kV、21na至7na的束流，微柱直徑5 ~ 7 μm，高度13 ~ 20 μm，所有微柱的錐度角均小于4°，在Bruker Hysitron TI950納米機，采用φ10 μm扁凸金剛石頭對微柱進行壓縮，加載速率為10 nm/s。
卸載速率為200 nm/s，試驗采用位移控制，最大加載深度為4 μm，3.3.3.現場變形觀測，3.3.2.拉伸性能和顯微分形。
3．1，樣品的孔隙度和空間形態，3.2.3.晶體取向，1，介紹。
為了提高材料的強度-延性協同作用，首先探索了利用激光輔助增材制造(LAAM)將兩種金，形成具有可配置架構的空間異質結構材料(SHM)，研究了工藝參數對材料空間異質結構和機械性能的影響，研究了兩種材料的微觀組織演變及其強化機理，在此基礎上。
對原位變形行為進行了監測，并對斷裂機理進行了探討，該研究強調了利用AM促進具有空間異質結構的多材料數，以規避材料性能的權衡并增強功能，W，Chen。
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6 (2020)，eaba8169，圖13 單片C300MS、420 SS和MS/SS，為了進一步證實對變形行為的理解，對靠近斷裂位置（如圖12a所示）的斷裂樣品進行了E，并在圖12中給出，圖12b中的EDS圖顯示了MS和SS區域，因為MS富含Ni。
而SS富含Cr，晶粒取向分布如圖12c所示，并且更多晶粒沿著表面取向?001?拉伸試驗后SS區，然而，拉伸試驗前的晶粒取向主要為?111?紋理，如圖7a所示，晶粒取向的變化可能是由拉伸應變引起的[26]，此外。
與預試驗條件相比，圖12c中的柱狀枝晶不再垂直于熔池邊界（見圖7a），這可能是變形過程中的晶粒旋轉，圖12d顯示了不均勻的GND分布，其中增強的GND主要位于SS區域，表明它們經歷了更嚴重的變形，這一發現與圖11所示DIC測量的應變分布圖一致，圖11還顯示SS區域的應變增強。
通過XRD測試對拉伸前后SHM樣品的相組成進行了分，以揭示潛在的相變，如圖13所示，MS/SS SHM樣品中的奧氏體相（γ）主要位于S，其已轉變為馬氏體相（α），如（111）衍射峰所示。
4.1.填充間距對斷裂行為的影響，圖8a顯示了不同樣品（具有不同h值）中兩種材料沉積，圖8b展示了h2樣品不同磁道界面上壓痕的OM圖像，其顯示了如何識別圖8a中的界面，隨著h值的增加。
MS區域的寬度有變寬的趨勢，竣工狀態下SS和MS區域的硬度（見圖8a）約為46，1和420–450 HV0，分別為1，值得注意的是，h1樣品中MS區域的硬度略高于其他樣品，這可能是由于小艙口間距導致SS強烈轉移到MS熔池。
此外，熱處理后MS和SS的硬度都增加，MS的硬度高于SS（見圖8c），總的來說，在這兩種情況下都觀察到MS和SS軌道之間的界面硬度。
這可以緩解MS和SS之間的機械性能不匹配，參考文獻：Y.M，Wang，T，Voisin，J.T，McKeown，J。
Ye，N.P，Calta，Z，Li，Z.Zeng，Y，Zhang。
迄今為止，利用激光AM工藝沉積非層狀空間異質結構金屬材料的巨，在空間設計和制造中使用AM的獨特靈活性，使加工具有定制架構的異質結構材料，結合每個本構材料的優越性能，以提高整體性能，此外，在多層金屬中。
界面對材料的強度、斷裂和加工硬化等性能起著基礎性的，例如，界面可以作為滑移位錯的屏障，以提高屈服強度，流動強度大多隨單層厚度的減小而增加，因此，擁有更薄的層或更多的接口對于改善屬性 至關重要，復合材料的空間異質結構可以產生比層流復合材料更高的。
顯示出開發更優異性能的高可行性，此外，如圖13中的XRD測試所示，γ-α相變是一種無擴散剪切相變，在機械載荷條件下，局部應力有利于低于Ms的溫度下的馬氏體相變，這種現象被視為相變誘發塑性（TRIP），其中。
在拉伸變形過程中，相變進一步促進塑性，因此，與單片MS相比，MS/SS SHM的El增加，與AM處理MS相比，SHM獲得的機械性能如圖16a所示，竣工MS具有較高的El（高達14%）。
同時具有相對較低的UTS（通常低于1.3 GPa），相比之下，熱處理MS的UTS可達2.2 GPa，但其El通常低于5.6%，因此，SHM樣品的UTS接近1.6 GPa，El合理，突出了MS在強度-延性權衡方面的突破。
此外，如圖16b所示，還將SHM的拉伸性能與層狀材料（LMs）和功能梯度，SHM的YS（約1.5 GPa）遠高于LMs和功能，包括層狀鋼和MS基功能梯度材料，如MS-H13、MS-420不銹鋼和MS-304不，此外。
LMs通常表現出各向異性的機械性能，FGM的機械性能由界面強度或較弱的材料決定，因此，與SHM相比，LMs和FGM都不能有效地發揮本構材料的優點，這可能是導致LMs和FGM機械性能較差的主要原因，（a） Ti/Nb和Ti6Al4V/Mo對樣品的尺，（b） Schneider等人重建后Ti6Al4V。
（c）界面Ti6Al4V/Ti6Al4V+25%M，圖5 h2=1.5 mm和h4=2 mm加工的SH，（a）低倍圖像顯示兩個樣品的不同形態，放大圖像顯示（b）和（c）中h2樣品和（d）至（f，具有良好強度-延展性組合的材料通常需要（i）變形期，以及塑性應變依次出現在更寬的尺寸中，以及（ii）抑制裂紋萌生和擴展。
對于整體MS或SS材料，當塑性變形變得不穩定時，局部頸縮很容易擴展到整個樣品并持續發展，然而，對于SHM，拉伸試驗期間的多個變形帶（見圖11）對延遲頸縮有顯。
換句話說，微觀結構的不均勻性可以有效地限制和延遲SS區域過早，此外，大量的互鎖界面還可以防止裂紋進入MS區，(ii)異質變形誘導強化（HDIS），HDIS是一種強化機制，通過將應力從軟（塑性變形）區重新分布到硬（非變形）。
以提高材料的整體屈服強度，圖11中的DIC應變圖顯示，軟SS區域首先經歷塑性變形，而硬MS區域在拉伸變形期間保持彈性，在早期塑性和穩定彈性階段，MS和SS區域之間的這種機械不相容性也可能加強MS，變形期間，應變梯度傾向于在軟區和硬區邊界附近發展。
在軟區產生背應力，在硬區產生正向應力，背應力是GND形成的長期內應力，位錯堆積在疇邊界，阻礙了位錯發射和軟區中的滑移。
使軟區看起來更強，當硬磁疇（即MS區域）比軟磁疇（即SS區域）強得多，磁疇邊界將更有效地阻擋GND，并且硬磁疇將保持彈性，直到軟磁疇中的背應力非常高。
因此，軟區和硬區之間的相互作用共同促成了SHMs中的HD，此外，SHM具有比層狀材料更多的邊界，這也可以解釋SHM中更高的強度，因為界面增強了強度和流動應力，如許多層狀材料所示。
機械性能高度依賴于層厚度（t）和界面結構，類似地，這些SHM中的h對機械性能有顯著影響，如圖9a所示，原因可能與斷裂行為有關，凝固SS和MS熔體池的形狀以及h值對激光沉積軌跡形。
MS軌道之間的間距可通過h進行調節，這表明這兩種材料之間存在不同的重疊率和相互混合行為，這將導致SHM樣品中不同的斷裂行為和強度，如圖15所示，除了高強度外，MS/SSSHM還表現出良好的延展性，其根本原因與獨特的空間異質結構和應力誘導相變有關，（a–e）：表面機械磨損處理（SMAT）鍍錫試樣的。
聚焦于嚴重塑性變形區域（SMAT邊緣始終位于圖片底，（b）：在右上角，聚焦Ti-25Nb中距表面20μm處的扭結帶，（c–e）：藍色箭頭表示受影響的深度，(2)在多尺度上評估了MS/SS SHMs的機械性。
檢測到硬度在界面上逐漸轉變，在所有SHM中，h2樣品的YS（1090 MPa）最高，遠高于本構材料，此外，HTed SHM實現了約1.6GPa的高UTS，以及8.1%的合理El。
顯示出比本構MS和SS更好的強度-延性組合，所選區域的微柱壓縮試驗揭示了內部稀釋區域的局部機械，這與MS和SS區域不同，本文亮點，2.1.材料和工藝，Fe-18.3Ni-9.1Co-4.9Mo-0.7，重量%）和AISI 420不銹鋼粉末（。
doi.org/10.1016/j.ijmacht，3，h的進一步增加降低了重疊率和SS軌道的穿透深度（參，導致軌道間粘合強度差和分層傾向高，因此，對于h值較大的樣品（例如h4）。
由于重疊區域不足和界面粘結強度差，裂紋沿著MS和SS熔池之間的邊界（見圖15f）萌生，在這種情況下，如圖15g所示，尖銳的界面將導致變形期間的高應變失配，因為YS低于MS的SS可能會經歷更嚴重的變形。
這種高度的機械不相容性可能導致應力奇異性，如應變期間界面處的微裂紋和空洞，隨后，初始裂紋沿熔池邊界迅速擴展，導致完全斷裂。
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