0. 引言

航空航天、交通運輸等重大工程領域的快速發(fā)展對結構材料提出了高性能、高可靠性的迫切需求。強度和韌性作為材料最核心的力學性能指標，決定著其在實際應用中的表現；強韌均衡是工程結構材料設計的永恒主題。異構金屬材料是一種新型材料，具有空間結構和成分不均勻分布的特點。通過構筑金屬異構以實現強韌均衡的材料設計和制造方法，已成為機械工程和材料科學等領域的前沿方向與研究熱點。異構金屬材料非均質區(qū)域之間的材料特性不同，非均質區(qū)域的尺寸從微米級到毫米級不等，幾何形狀也可調整，具有結構及功能多樣性的特點[1]。相比傳統(tǒng)制備及加工技術，激光增材制造技術具有產品制造周期短、成形件綜合性能優(yōu)異等特點，在制備異構金屬材料方面更加靈活快捷，并且可以根據特定部位進行定制化加工，通過調控顯微組織實現強度和塑性同步提高。采用增材制造技術制備高強度和高延展性異構金屬零件已成為目前的研究熱點[2-7]。

國外關于激光增材制造異構金屬材料的研究多集中于基礎理論研究、材料設計和制造工藝優(yōu)化，國內則更加注重應用導向，例如在航空航天、國防等領域的具體應用。為了給相關研究人員提供參考，作者簡要介紹了異構組織及其強韌性協(xié)同機理，詳細闡述了5種典型結構異構金屬材料的激光增材制造方法、組織演變以及性能優(yōu)化，歸納總結了不同異構金屬材料的優(yōu)缺點，提出了目前存在的問題，并對未來的研究方向進行了展望。

1. 異構組織及強韌性協(xié)同機理

從微觀結構角度來看，異構組織一般由軟相微米級再結晶組織和硬相超細晶、納米晶或納米孿晶組織組成[8]。在塑性變形過程中，異構組織不同相區(qū)變形不均勻，軟相產生后向應力，硬相產生前向應力，兩者共同產生了異質變形誘導強化效應，能夠顯著提高屈服強度，增強應變硬化效果；同時，異質變形誘導強化效應可以與常規(guī)位錯硬化疊加，兩者共同作用，有助于維持甚至提高延展性，進一步提升材料的綜合性能[9]。該強化效應的機制在于利用材料內部不同區(qū)域變形行為的差異，形成高密度位錯、納米孿晶或相變結構，從而阻礙位錯運動并提高強度和韌性。研究[7]發(fā)現，異構金屬材料的拉伸變形可以分為以下三個階段：

第一階段，軟相和硬相均經歷彈性變形，與均質材料的變形過程類似。

第二階段，軟相開始發(fā)生位錯滑移，產生塑性應變，而硬相保持彈性，由此產生了力學不相容性。軟相無法自由進行塑性變形，為了保持連續(xù)的應變，軟相需與相鄰的硬相共同變形，這導致相界面附近的軟域中存在塑性應變梯度。這種應變梯度需要通過幾何上必要的位錯進行調整，從而使軟相在整體上顯得更加堅固。該種協(xié)同強化效應可以提高材料整體的屈服強度[10]。理想情況下，若軟相被硬相完全包圍，軟相將無法按照塑性變形需求改變形狀，直到硬相也開始發(fā)生塑性變形；幾何上必要的位錯將在軟相的相邊界處堆積，但無法穿越域邊界，從而形成高背應力，使得軟相具有幾乎與硬相相當的強度，導致整體的屈服強度遠高于通過混合規(guī)則預測的值。

第三階段，軟相和硬相均經歷塑性變形，但軟相承受應變的能力明顯高于硬相。當相鄰的相發(fā)生不均勻的塑性應變時，在軟相和硬相的相邊界附近會產生應變梯度，這些應變梯度隨應變增加而增大。不均勻的塑性應變分布會導致背應力加工硬化，通過產生附加的內部應力場來阻止材料在拉伸過程中過早出現頸縮。背應力加工硬化有助于提高延展性，并使材料在承受高應力時仍能保持較好的完整性，展現出非凡的加工硬化特性。這是異構金屬材料在塑性變形過程中能夠保持優(yōu)異力學性能的關鍵[11]。

2. 異構金屬材料的分類與制備

根據微觀調控方式，可以將異構金屬材料分為雙峰結構、諧波結構、層狀結構、梯度結構、雙相結構5種。下面具體介紹不同種異構金屬材料的特點及其增材制造方法。

2.1 雙峰結構

雙峰結構（BS）是指材料的顯微組織呈現出兩種晶粒尺寸分布的特點，即晶粒尺寸分布存在兩個高斯對稱峰[12]。MA等[13]研究發(fā)現：粗柱狀晶區(qū)和細晶粒區(qū)交替分布的雙峰結構鋁合金異構材料的相對密度達到99.7%；合金中的粗晶?？梢匀菁{更多位錯，提高延展性，延緩裂紋的萌生和擴展，斷后伸長率達到11.2%，合金在其內部不易變形的細晶粒和晶界的作用下，獲得了優(yōu)異的強度，抗拉強度達到（362±7）MPa。WANG等[14]研究發(fā)現，針狀α´馬氏體和退火產生的等軸α晶粒組成的雙峰結構純鈦異構材料同時具有良好的抗拉強度（850MPa）和斷后伸長率（35%），這是因為雙峰結構中的馬氏體提供了高強度，等軸α晶粒則改善了塑性。

向合金中引入其他元素或化合物，是制備雙峰結構異構金屬材料的一種方法。PATIL等[15]采用直接金屬激光燒結（DMLS）成功制備了TiB2增強Ti6Al4V合金復合材料，由于TiB2分解形成的TiB減小了Ti6Al4V合金中α´馬氏體的寬度和長度，合金顯微組織由α´馬氏體轉變?yōu)榈容Sα和片層狀α晶粒共存的雙峰結構；隨著TiB2添加量增加，馬氏體板條尺寸逐漸減小，材料整體的硬度和耐磨性能逐漸提高。GUO等[16]采用激光粉末床熔融（L-PBF）技術制備了Al-0.88Er-0.78Zr合金，鉺的添加顯著細化了晶粒尺寸并形成熔池邊界處細小等軸晶與熔池中心處粗大柱狀晶的雙峰結構，合金硬度達到（89.24±3.77） HV。另外，改變激光掃描策略也會對成形件的顯微組織產生影響，形成不均勻的結構。WAN等[17]研究發(fā)現：激光選區(qū)熔化（SLM）層間無旋轉和層間旋轉90°雙向掃描下，分別產生鎳基合金雙峰晶粒結構和定向柱狀晶粒結構。XU等[18]研究了不同掃描策略（層間旋轉分別為0°，67°，90°）對SLM制備鎳基合金的開裂抑制行為的影響，發(fā)現層間旋轉67°時獲得了等軸晶與柱狀晶的雙峰結構，且具有強度與延展性的優(yōu)異組合，屈服強度達到（1049.4±21.1） MPa，抗拉強度達到（1270.2±27.3）MPa，斷后伸長率達到21.1%±0.8%。

雙峰結構異構金屬材料雖然表現出良好的強韌性，但是由于其硬相和軟相在金屬材料中隨機分布，背應力難以最大化，即綜合性能難以進一步提升，因此雙峰結構在性能調控方面的效果是相對有限的。

2.2 諧波結構

諧波結構（HS）是一種新型結構，最早由Sekiguchi提出，是指在空間結構上軟相微米級晶粒（“核”區(qū)域）被硬相超細晶晶粒（“殼”區(qū)域）包裹，“殼”呈現連續(xù)均勻網格狀分布的一種結構。諧波結構異構金屬材料同時表現出高強度和高塑性，其性能隨“殼核”晶粒尺寸、“殼”含量和網格尺寸等諧波結構特性的變化而變化。“殼”晶粒細化和“殼”含量增加可以提高材料強度，但是當“殼”的體積分數超過50%時，諧波結構異構金屬材料的斷后伸長率將趨向于降低[19]。ORLOV等[20]研究發(fā)現，連續(xù)的硬相超細晶區(qū)域占比對諧波結構異構金屬材料的力學性能具有顯著影響，當超細晶占比（體積分數）在40%時，材料表現出了最優(yōu)的強度-塑性組合。

諧波結構已應用于純鈦、純銅、Ti6Al4V合金、316L不銹鋼以及Co28Cr6Mo合金[20]等眾多金屬材料中，相比傳統(tǒng)均質材料，異構材料的強塑性得到顯著改善。通常，諧波結構難以通過單一激光增材制造技術制備，多采用激光增材制造與傳統(tǒng)冷熱加工相結合的方法制備。AMANOV[21]采用SLM與熱處理相結合的方法，成功制備了具有優(yōu)異性能的諧波結構異構金屬材料。

2.3 層狀結構

層狀結構包括單金屬層狀和多金屬復合層狀異構兩種類型。單金屬層狀異構金屬材料由軟相微米再結晶組織和硬相超細晶/納米晶/納米孿晶組織共同構成，軟相呈層狀聚集且被硬相牢牢包裹著，在空間尺度上展現出層狀分布的特征；多金屬復合層狀異構由兩種或兩種以上金屬通過一定方法相互堆疊連接而成，材料組織同樣由軟相粗大再結晶和硬相細小晶粒構成，軟相和硬相在空間尺度上具有層狀分布的特征。

XU等[22]采用定向能量沉積（DED）技術，分層送進316L和17-4PH不銹鋼粉末，制備了316L/17-4PH不銹鋼層狀交替異構材料，該層狀異構金屬材料兼具高強度（屈服強度為576.5MPa）與高延展性（斷后伸長率為35.5%），這歸因于材料內部的多重塑性響應。316L/17-4PH層狀異構金屬材料內部由馬氏體和奧氏體兩種性能截然不同的組織構成，受力時易在相邊界處產生應變分配，導致馬氏體中應力集中減少，局部頸縮延遲，多個局部頸縮的延遲抑制了應變的擴展，延緩了整體結構的宏觀頸縮。TAN等[23]采用激光增材制造制備了AISI420不銹鋼/C300馬氏體時效鋼層狀異構金屬材料，該材料抗拉強度高達1.32GPa，斷后伸長率達到7.5%；高強度歸因于異質變形引起的強化，高延展性歸因于獨特變形帶對頸縮的延遲。上述研究均是在平行于材料界面的拉伸載荷下進行的，但是層狀異構金屬材料的力學行為存在各向異性，如何評估各向異性力學性能以及如何通過定制多種材料的沉積模式來最小化各向異性效應才是關鍵所在。LIU等[24]采用激光增材制造制備了AISI420不銹鋼/C300馬氏體時效鋼異構金屬材料，發(fā)現其整體拉伸性能較好，各向異性不太明顯，且片層厚度對異構金屬材料的微觀結構演變和力學性能有顯著影響，當片層厚度為1.5mm時，試樣具有約1.6GPa的高抗拉強度和8.1%的斷后伸長率。

層狀結構異構金屬材料通過將兩種或者多種金屬在特定的工藝下連接在一起，形成了明晰的材料界面，相的數量相比其他異構金屬材料更為可控，并且層狀結構異構金屬材料能充分利用背應力強化機制，在綜合性能調控方面具有更高的潛力。

2.4 梯度結構

梯度結構的成分或晶體結構沿一個或者多個方向在空間尺度上呈現梯度變化，其性能和功能也會隨之變化，包括隨著邊界的存在逐漸變化和隨著位置的不同逐漸變化兩種類型[24]。

采用激光增材制造技術可以制備多種梯度結構材料。SLM容易制備成分沿垂直于沉積層方向發(fā)生變化的梯度異構金屬材料；DED可以制備出成分和尺寸沿多個方向變化的梯度異構金屬材料。NIENDORF等[25]在400，1000 W激光功率下采用SLM對316L不銹鋼進行加工，結果表明：400W激光功率下加工位置為相對細小晶粒，其屈服強度和斷后伸長率分別為580MPa，20%；1000 W激光功率下加工位置為粗大柱狀晶，其屈服強度和斷后伸長率分別為400MPa，34%；400，1000W激光功率結合加工位置出現了明顯的微米級晶粒和納米級晶粒分區(qū)現象，這種特殊的組織分布使成形件顯示出了明顯的力學性能局部差異；拉伸變形過程中，1000W激光功率SLM試樣的加工位置首先屈服變形然后再延伸到其余位置。CHOY等[26]采用SLM制備了具有不同密度和支柱直徑的立方體晶格和蜂窩狀晶格結構的梯度異構鈦合金材料，結果表明：相比均勻支柱晶格結構材料，梯度異構鈦合金具有更高的強度且其局部變形和逐漸失效是可預測的；此外，蜂窩梯度異構鈦合金比立方梯度異構鈦合金更節(jié)省空間，強度更大。SCHNEIDER等[27]采用DED制備了無裂紋的鉬（質量分數0%~100%）與Ti6Al4V合金梯度異構薄壁件，結果表明，鉬含量的增加與前一層熔覆層的重熔將會導致兩個熔覆層之間界面處β晶粒形態(tài)的改變；當鉬質量分數為75%時，梯度異構薄壁件的顯微硬度最大，達到450 HV，接近未添加鉬時的兩倍。

目前，Ti6Al4V合金/SS316L不銹鋼[28]、Ti6Al4V合金/Inconel625合金[29]、SS316L不銹鋼/銅[30]、SS316L不銹鋼/P21合金[31]、SS304L不銹鋼/Inconel625合金[32]等梯度異構金屬材料已獲得廣泛的研究，力學性能相比其各自的本構材料均有所改善，展現出了良好的強塑性組合。在梯度異構金屬材料制造領域仍然存在以下問題：（1）梯度異構金屬材料原料的不合理配比會導致梯度區(qū)域萌生裂紋[33]；（2）激光增材制造技術由于冷卻速率高，會產生有害相而損害異構金屬材料的力學性能[34]。

2.5 雙相結構

雙相結構（DS）通過不同晶體類型硬相和軟相的協(xié)調作用優(yōu)缺互補，共同提升材料力學性能。目前，最常見的雙相結構異構金屬材料為鐵素體/馬氏體雙相鋼[35]。KADKHODAPOUR等[36]研究了鐵素體/馬氏體雙相鋼的微觀結構和失效機制，結果表明：馬氏體相的體積分數、化學成分，鐵素體和馬氏體的屈服應力比以及馬氏體晶粒的尺寸、形狀和分布等參數對雙相鋼的性能有顯著影響，微裂紋的萌生和擴展很大程度上取決于材料制備過程中的微觀結構演變；由于硬相沒有變形，施加的應變總是集中在軟相上，導致軟相或軟硬相界面處產生空隙，最終產生斷裂；若提高硬相占比以提高強度，軟相應變集中也會加劇，可能會加速空隙形成，導致斷后伸長率降低。

奧氏體/鐵素體雙相鋼也是一種雙相結構異構材料，其顯微組織一般由近似等比的奧氏體和鐵素體組成，具有優(yōu)異的強度、耐腐蝕性和抗氯化物應力腐蝕開裂性能[37]，同時由于其較高的加工硬化率與高韌性，因此存在加工難度大的缺點[38]。DAVIDSON等[37]采用SLM成形SAF2507奧氏體/鐵素體雙相不銹鋼，研究結果表明：在較大能量密度下，雙相組織轉變?yōu)橐匝貥嫿ǚ较蛏扉L的鐵素體為主的組織，快速冷卻過程會限制奧氏體的生長，只有少量的奧氏體沿著晶界析出；對材料進行熱處理后，晶內奧氏體析出并長大，鐵素體與奧氏體的體積分數分別為55.2%，54.5%，相對密度達到90%以上。DAVIDSON等[39]進一步研究發(fā)現：SLM成形SAF2507奧氏體/鐵素體雙相不銹鋼的顯微硬度在408 HV左右，比鍛造制備SAF2507雙相鋼的硬度高126 HV；材料中心和外部輪廓區(qū)域重復進行激光熔化后，不同區(qū)域出現顯微組織差異，材料整體硬度大于邊緣硬度，這種差異隨著激光能量密度的增加而減小。研究人員等采用L-PBF結合熱處理制備了相對密度高達99.5%的SAF2507雙相不銹鋼，其顯微組織由體積分數約98%的鐵素體和體積分數約2%的奧氏體組成，抗拉強度為1321MPa，屈服強度為1214MPa，均優(yōu)于傳統(tǒng)鍛造雙相不銹鋼（屈服強度450MPa，抗拉強度600 MPa）[40-41]。JIANG等[42]采用定向激光沉積（DLD）結合熱處理制備了超級雙相不銹鋼，其顯微組織由體積比45∶55的鐵素體與奧氏體組成；在熔池前部，即各沉積層之間的熱影響區(qū)存在較大的沿最大熱梯度方向優(yōu)先生長的柱狀鐵素體晶粒和少量奧氏體，這是因為熱影響區(qū)遠離熔池中心，冷卻速率快，為奧氏體形成提供的時間少；在熔池中心，奧氏體增多而鐵素體減少，這是因為足夠的熱輸入和來自連續(xù)沉積層的再加熱均有利于奧氏體析出。通過控制熱影響區(qū)尺寸來控制奧氏體和鐵素體的分布將成為一個重要的研究方向。

LUO等[43]采用SLM制備了無裂紋的AlCrCuFeNi3雙相高熵合金，該合金中觀察到分級異構微觀結構，存在調制的納米級片層或細胞雙相結構，抗拉強度達到957 MPa，斷后伸長率在14.3%，強塑性組合優(yōu)異。但是，SLM的高冷卻速率和陡峭熱梯度很容易導致體心立方結構相合金開裂，且合金中產生分級微觀結構的機制尚不明確，強塑性匹配的機制也未知。LUO等[44]針對上述問題進行了進一步研究，認為合金中產生分級微觀結構歸因于不同區(qū)域不同的熱輸入，高強韌性歸因于位錯強化、沉淀強化以及晶間和晶內背應力。

激光增材制造雙相異構金屬材料領域還存在一些問題，例如：激光增材制造的高冷卻速率會破壞雙相不銹鋼中奧氏體/鐵素體的平衡，顯微組織中鐵素體組織占大部分；高溫梯度會誘發(fā)高殘余應力[45]，導致材料微觀結構不穩(wěn)定，從而影響力學性能?？赏ㄟ^以下方案[46-47]解決上述問題：引入奧氏體形成元素，比如氮元素；向保護氣中添加氮；進行后續(xù)熱處理，增加制造過程中最初形成的奧氏體。

以上5種激光增材制造異構金屬材料的優(yōu)缺點列于表1。

3. 結束語

異構組織一般由軟相和硬相組成，兩相塑性變形過程中產生的異質變形誘導強化效應與常規(guī)位錯硬化疊加，共同提高強韌性，這打破了金屬材料強度與韌性之間的傳統(tǒng)矛盾。采用激光增材制造制備異構金屬材料具有靈活快捷的特點，并且可以對特定部位進行個性化加工，通過調控顯微組織實現強韌性同步提高的目的。根據微觀調控方式，可以將異構金屬材料分為雙峰結構、諧波結構、層狀結構、梯度結構、雙相結構5種，不同異構金屬材料的優(yōu)缺點不同，可以根據實際生產條件進行選擇。目前，激光增材制造異構金屬材料領域仍存在以下問題：異構金屬材料成分結構設計與工藝參數選擇尚未成熟，成形件性能尚待優(yōu)化；雙峰結構和雙相結構等異構金屬材料因增材制造的高冷卻速率和熱梯度等原因，仍存在需引入后續(xù)熱處理的問題。未來研究主要集中在以下方面：

（1）對異構組織區(qū)域的形狀和尺寸進行合理設計，通過調控激光增材制造工藝參數，制備具有最優(yōu)強度和延展性組合的金屬材料。

（2）對激光增材制造工藝進行優(yōu)化，減小冷卻速率和溫度梯度，減輕二者對成形過程材料組織和性能的影響。

（3）開發(fā)雙異構或三異構組織，并將異構組織與相變誘導塑性、孿生誘導塑性或變形孿生等常規(guī)增韌機制協(xié)同耦合，如果每個應變硬化機制在不同的應變階段被順序激活，則其可保持高應變硬化率至非常高的拉伸應變，即產生非常高的延展性。

文章來源——材料與測試網