航空航天是增材製造製造（AM）發展的關(guan) 鍵市場驅動力，本研究對LPBF和LDED等技術進行關(guan) 鍵和深入的評估。本文為(wei) 第二部分。

3. 先進高強度鋼的LAM

3.1. 背景

先進高強度鋼(AHSS)在航空航天領域的廣泛應用主要是由於(yu) 對具有高屈服強度(YS)、改善斷裂韌性和抗應力腐蝕開裂的合金的巨大需求。與(yu) 傳(chuan) 統鋼材相比，AHSS的機械性能如圖6所示。第一代AHSS包括雙相（DP）、相變誘發塑性（TRIP）、複相（CP）和馬氏體(ti) （MS）鋼，其極限抗拉強度（UTS）通常為(wei) 0.5–1.6 GPa，延伸率（El）為(wei) 5–30%；而第二代AHSS由孿晶誘導塑性（TWIP）和奧氏體(ti) 不鏽鋼等組成，結合了高UTS（0.9–1.6 GPa）和新型El（45–70%）。

圖6 總結了常規鋼和高級高強度鋼（AHSS）的抗拉強度和伸長率組合。縮寫(xie) ：無間隙（IF）、無間隙高強度（IF-HS）、烘烤硬化（BH）、高強度低合金（HSLA）、複相（CP）、雙相（DP）、鐵素體(ti) -貝氏體(ti) （FB）、熱成型（HF）。

本節將回顧UTS接近或高於(yu) 1 GPa的LAM鋼（即千兆鋼）的相關(guan) 文獻，這些鋼具有作為(wei) 第三代AHSS的潛在應用。這些鋼主要是高強度低合金（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）、沉澱硬化（PH）不鏽鋼（如15-5PH、17-4PH和CX）和馬氏體(ti) 時效鋼（如C300）。表1列出了這些鋼的標稱成分。

表1 高級高強度鋼的主要化學成分(wt. %)。

316管在海上環境中的點腐蝕和經過低溫試驗後，用於(yu) 低溫應用的奧氏體(ti) 不鏽鋼閥體(ti) 閥門。一般來說，奧氏體(ti) 不鏽鋼的主要弱點之一是其抗氯化物能力低。事實上，通常300級奧氏體(ti) 不鏽鋼在海上環境中存在點蝕和氯化物應力開裂腐蝕（CLSCC）的高風險。應注意，NORSOK標準允許在低於(yu) 60°C的工作溫度下使用316級無塗層奧氏體(ti) 不鏽鋼。奧氏體(ti) 不鏽鋼可用於(yu) 世界某些地區的海上環境，特別是在較高溫度範圍內(nei) ，以防腐蝕。然而，即使奧氏體(ti) 不鏽鋼塗層也不足以防止海上環境中的腐蝕。

高強度低合金鋼是一種典型的高比強度結構材料，它通過在低碳鋼中加入少量合金元素（如錳、釩、鎳）來獲得高強度。由於(yu) 它們(men) 具有高強度和韌性、低合金元素、簡單的熱加工工藝和相對較低的成本，因此已被開發用於(yu) 滿足航空航天、汽車、軍(jun) 事和其他領域的需求。這些鋼的主要航空航天應用是機械係統，尤其是起落架、齒輪箱部件、高強度螺栓和配件等。HSLA鋼的高強度是通過精心控製的微合金化和熱處理實現的。例如，在24CrNiMo鋼中，Cr有助於(yu) 形成金屬碳化物並顯著提高硬度，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化。AISI 4340是一種典型的SHS，具有高強度和韌性，通常用於(yu) 製造國防、航空航天、能源和汽車行業(ye) 的結構部件。300 M是AISI 4340的改進版，矽、釩、碳和鉬含量較高，由於(yu) 其具有極高的強度、斷裂韌性和延展性，通常用於(yu) 航空航天工業(ye) （如起落架）。PH不鏽鋼，如17-4PH和15-5PH，通過馬氏體(ti) 基體(ti) 中的富銅顆粒沉澱得到強化，這主要發生在482–621°C的熱處理（HT）後。由於(yu) 其強度、延展性和耐腐蝕性能，這些特殊合金是用於(yu) 海洋環境、發電廠（輕水和壓水反應堆）、化工生產(chan) 和航空航天工業(ye) 的理想結構材料。

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

300級馬氏體(ti) 時效鋼（C300 MS）是AM領域最受歡迎的AHS，其出版物數量最多。C300是20世紀60年代開發的一種特殊AHS，它將超高強度與(yu) 良好的韌性和延展性結合在一起。超高強度是由金屬間化合物（如Fe2Mo、NiAl、Ni3（Ti、Al、Mo）、Ni（Al、Fe）等）在455–510°C時效後均勻分布在低碳馬氏體(ti) 基體(ti) 中的沉澱強化引起的。

a）727°C下NbAl3的加速氧化機製和 b）害蟲降解的開始（Doychak和Hesbur[1991]）通常，這些材料基於(yu) 鋁化物或矽化物係統，其中可形成保護性氧化鋁或二氧化矽鱗片。與(yu) 金屬間化合物，特別是NbAl3和MoSi2有關(guan) 的一個(ge) 特殊問題是所謂的“有害生物”，即在短暫的潛伏期後，在中間溫度（550–850℃）下發生加速氧化。關(guan) 於(yu) 這一過程機製的早期研究表明，這是應力誘導的，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(nei) 擴散的結果，氧沿貧鋁金屬間化合物晶界持續向內(nei) 擴散，在不受氧化影響的區域內(nei) 金屬間化合物內(nei) 沉澱內(nei) 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(ti) 基體(ti) ，由高合金低碳鐵鎳板條馬氏體(ti) 組成，具有高位錯密度。馬氏體(ti) 時效鋼的應用領域包括火箭發動機殼體(ti) 、飛機結構部件、賽車和金屬鑄造模具、齒輪和緊固件等，通常要求超高強度，結合良好的斷裂韌性，以及高抗一般腐蝕和應力腐蝕開裂。

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

將LAM應用於(yu) AHSS的獨特優(you) 勢和驅動因素可總結如下。

（i） 通過固有熱處理（IHT）進行原位回火或硬化。先前沉積的材料可能經曆循環再加熱，即，一層中的沉積材料通過後續軌道和沉積層進行原位熱處理。在LAM過程中，IHT可能觸發硬化沉澱的聚集或形核，而無需額外的HT。

（ii）晶粒細化可提高竣工零件的強度/硬度。LPBF（高達108 K/s）和LDED工藝（高達105 K/s）期間的高冷卻速率導致晶粒細化，從(cong) 而使LAM竣工零件的YS和硬度高於(yu) 鍛造零件。

（ⅲ）大多數幾何結構複雜的航空航天零件也需要相對少量的優(you) 良機械性能；LAM技術提供了滿足上述要求的有效方法，並擴展了AHSS的應用。因此，AHSS的LAM近年來逐漸成為(wei) 研究熱點。

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、導熱性、表麵張力、粘度和氧化敏感性的平衡特性。這是因為(wei) 高表麵張力促進了成球現象，而高熱傳(chuan) 導率導致快速凝固，導致殘餘(yu) 應力大小增加。高粘度會(hui) 顯著降低熔體(ti) 池的流動性；高氧化敏感性導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複合材料的導熱係數。首先，C/C的密度對導熱係數有很大的貢獻。其次，與(yu) 實際纖維體(ti) 積劑量相比，纖維體(ti) 積價(jia) 對基體(ti) 對導熱係數的影響更大。換句話說，C/C中纖維體(ti) 積價(jia) 越各向同性，導熱係數越依賴於(yu) C/C中纖維本身。

鋼被認為(wei) 具有較高的激光吸收率（1064 nm激光的吸收率高於(yu) 64%）、較低的氧化敏感性和合適的熔化溫度σ（低合金鋼為(wei) 1.29 N/m，工具鋼為(wei) 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和可實現密度。

表2中總結的AHSS LAM的最佳加工參數表明，實現相對密度（RD）高於(yu) 99%的大加工窗口。例如，在C300 MS的LAM中獲得高於(yu) 99.5%的RD的Ev在55–132 J/mm3的範圍內(nei) 。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期間預熱對相對密度的影響

區域I和區域II的低激光能量輸入導致熔化不足和缺乏熔合缺陷。在區域III（成形區）中獲得了相對較大的加工窗口，在該區域中發生了充分的粉末熔化，實現了98–99%的RD。區域III內(nei) 有一個(ge) 有限區域（區域IV），該區域的樣品顯示出較高的RD>99%和良好的表麵質量。區域V和VI代表極高的能量輸入區，由於(yu) 能量輸入過多，導致材料成球和汽化。

非織造布的吸熱性。對實驗值進行統計分析，發現其具有顯著性（P=0.000）。在圖中，樣品1的熱吸收率高於(yu) 樣品2和3。這可能歸因於(yu) 織物的表麵粗糙度/平滑度。結果表明，樣品1和儀(yi) 器測頭的接觸麵積較大，而樣品1和測頭的接觸麵積相對較小。因此，樣品1比樣品3具有更涼爽的感覺。如上所述，光滑表麵增加了織物與(yu) 皮膚的接觸麵積，從(cong) 而提高了熱吸收率。

類似地，對於(yu) 300 M處理的LPBF，具有高RD的最佳Ev範圍在60和160 J/mm3之間。相比之下，H13工具鋼由於(yu) 其高碳含量和合金元素導致的高淬透性而表現出複雜的加工行為(wei) 。固態相變過程中的比體(ti) 積變化會(hui) 引起附加應力，從(cong) 而導致變形甚至裂紋。

除了P、v和Ev之外，孔隙度水平還受層厚度（t）的影響。當使用類似Ev時，使用25和50μm t的LPBFed H11中的RD分別為(wei) 99.8%和99.9%（見表2）。據推測，缺陷是由飛濺物從(cong) 熔池中噴出引起的，並且具有50μm層厚的參數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(hui) 影響密度和晶粒尺寸。Bhardwaj等人報告，LPBF中的RD使用非旋轉掃描和90°層間旋轉掃描模式處理C300 MS，分別為(wei) 99.30%和99.62%。Zhao等人發現，三種掃描策略導致了經LDED處理的24CrNiMo鋼的不同晶粒尺寸和機械性能（硬度、強度和伸長率）的差異。

此外，基板預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，通過將基板預熱至200°C，可以實現更高的RD。此外，在H13鋼的LPBF期間，將基板預熱至400°C將UTS從(cong) 1712 MPa（無預熱）增加至1965MPa。同樣，在H11的LPBF期間，使用381°C的預熱溫度（高於(yu) 321°C的Ms）可獲得約2 GPa的UTS。

強度的增加源於(yu) LPBF過程中殘餘(yu) 奧氏體(ti) 從(cong) 4.2%分解到0.1%以及原位二次碳化物沉澱。如前所述，這些結果突出了IHT效應。據報道，激光重熔可以提高印刷件的密度，降低殘餘(yu) 應力。Becker等人發現h對密度的影響小於(yu) v，激光重熔略微將RD密度增加到99.5%。此外，重熔後的殘餘(yu) 應力從(cong) 720mpa降低到455mpa。Demir等人還發現，激光重熔增加了LPBFed C300 MS的密度。

3.3.顯微結構

3.3.1.AHSS的典型微觀結構

LDED和LPBF工藝都能使成品零件中的晶粒細化。由於(yu) LPBFed零件的冷卻速率（通常為(wei) 106–108 K/s）比LDED零件（通常為(wei) 103–105 K/s）高得多，因此LPBFed零件往往表現出更精細的結構。如圖8所示，從(cong) LPBF和LDED製作的C300 MS試樣的水平和垂直橫截麵上獲取的微觀結構可以觀察到這些現象。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（典型角度為(wei) 90°和67°）的激光軌跡（通常寬度為(wei) 100–200μm），垂直視圖（圖8b）示出了堆疊的熔池。

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

相比之下，經DED處理的MS的熔池尺寸明顯更大，尺寸達到毫米級（圖8e）。較大的熔池尺寸以及較低的激光掃描速度有助於(yu) 在較低的冷卻速率下凝固。LPBFed樣品（約0.2–0.6μm，圖8c）中的微觀結構比LDED處理樣品（高達3–5μm，圖8f）中的微觀結構細得多。細胞結構是許多類型鋼中的典型微觀結構，如低合金高強度鋼（24CrNiMo，AF9628）、沉澱硬化鋼（17–4 PH，H11和H13）和C300MS馬氏體(ti) 時效鋼等。

FM1在較高冷卻速率(a和B)下凝固形貌轉變的光學顯微圖。凝固形態的轉變如圖，均觀察到從(cong) 枝晶到胞狀和片層組織。這表明，由於(yu) 較高的冷卻速度，凝固速度提高。

由於(yu) 成分過冷和快速凝固，這一特征由LAM工藝引起。與(yu) 傳(chuan) 統製造的鋼相比，這些特征性微觀結構可以提高層狀鋼的硬度和強度。值得注意的是，這些多孔凝固結構並不等同於(yu) 晶粒，通常晶粒尺寸大於(yu) 凝固結構。這些胞狀結構可能在熱處理後消失（例如，時效HT後C300MS，圖8d），這可能是由熱處理期間的第二相析出、殘餘(yu) 應力消除和馬氏體(ti) 與(yu) 奧氏體(ti) 之間的相變引起的。

此外，如圖8c所示，在熔體(ti) 池中的不同位置，微孔尺寸可能不同，說明這兩(liang) 個(ge) 區域在凝固期間經曆了不同的熱曆史。凝固結構的大小與(yu) 冷卻速度（CR，K/s）有關(guan) ，冷卻速度由熱梯度G（K/m）和凝固速度R（m/s）的乘積決(jue) 定。根據方程式λ=80CR−0.33，可根據一次胞格間距（λ）估算鋼的CR。因此，上述LPBFed和LDED樣品的冷卻速率（CR）分別為(wei) 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(ge) 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LDED處理的Fe-19Ni-Al MS中鋁和鎳沿細胞邊界的分離。類似地，還報告了經LDED處理的AISI 420中Cr沿細胞邊界的分離。

3.3.2.相位構成與(yu) 變換

激光參數和高溫超導對相位構成有影響。Wang等人發現，在24CrNiMo的LPBF期間，當能量密度從(cong) 57增加到100 J/mm3時，殘餘(yu) 奧氏體(ti) 的數量從(cong) 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(hui) 改變表3中總結的相組成。

表3 不同條件下LAM處理的ahss中bccα和fccγ的相分數。

在原料粉末霧化和激光成型過程中，惰性氣體(ti) 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。Murr等人發現，在Ar和N2氣體(ti) 環境中霧化的17–4 PH原始粉末分別達到完全α和主要γ+6%α。熱力學變換的這種多樣性可能與(yu) N2氣體(ti) 的熱導率為(wei) ∼在較寬的溫度範圍（>2000°C）內(nei) ，比Ar氣體(ti) 高40%。

這兩(liang) 種粉末在Ar環境下的LPBF均獲得了高硬度的完全α相。然而，在N2氣體(ti) 環境中，Ar霧化粉末的LPBF產(chan) 生了完全馬氏體(ti) 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相變有額外的影響，這可以通過給出的舍弗勒圖預測：

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比值可用於(yu) 預測給定不鏽鋼的凝固模式，因此較高的Nieq值和較低的Creq/Nieq值會(hui) 導致更穩定的奧氏體(ti) 相。

WRC-1992圖表。FN預測僅(jin) 對焊接成分的範圍內(nei) 的等-FN線(0至100 FN)繪製的圖表是準確的。圖的極限是由數據庫的範圍決(jue) 定的，而線的擴展可能導致錯誤的預測。

有趣的是，AHSS的變形也可能導致從(cong) 奧氏體(ti) 到馬氏體(ti) 的轉變。Yadollahi等人報告，在機械載荷作用下，保留的γ轉變為(wei) α，增強了LPBFed 17-4PH的進一步變形抗力。類似地，Tan等人通過LDED處理AISI 420，並報告在拉伸試樣斷裂位置附近測得的γ相在斷裂後已從(cong) 約25 vol%減少至0.21 vol%，這意味著變形時發生γ-α轉變。

圖9 （a）拉伸試驗前後LPBF H13沿構建方向的EBSD反極圖（IPF）和相圖，以及（b）不同應變下熱處理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(cong) γ到α的相變（圖9a），其中，由於(yu) 晶界嚴(yan) 重變形，拉伸試驗後相圖中幾乎沒有觀察到殘留γ（分布在柱狀晶界）。此外，Nong等人通過使用基於(yu) 原位同步加速器的XRD（見圖9b），揭示了在施加應力下，在15-5PH處理的LPBF中保留的γ向α的轉變。這種γ-α相變是一種無擴散剪切相變，在機械載荷條件下，局部應力有利於(yu) 在低於(yu) Ms的溫度下進行馬氏體(ti) 相變。Bleck等人全麵回顧了馬氏體(ti) 相變及其對鋼的應力應變行為(wei) 的影響。

3.3.3.晶體(ti) 結構

在立方晶體(ti) 結構金屬的凝固過程中，晶粒傾(qing) 向於(yu) 垂直於(yu) 熔池邊界的方向生長，因為(wei) 這與(yu) 最大溫度梯度和最大吸熱方向以及最高過冷度一致。每個(ge) 晶粒內(nei) 的柱狀樹枝晶或細胞傾(qing) 向於(yu) 沿易生長方向生長，

沿不同凝固方向的微觀結構織構可能會(hui) 形成各向異性的機械性能（機械各向異性將在第3.4.2節中討論），但AHSS中的織構通常是平坦的，尤其是在使用旋轉掃描策略時。Bhardwaj等人研究了兩(liang) 種掃描策略對LPBF處理C300 MS的應力、紋理和機械性能的影響。結果表明，使用未旋轉掃描模式（168–215 MPa）的樣品中的殘餘(yu) 應力大小低於(yu) 使用90°旋轉掃描模式（225–270 MPa）。

掃描圖案也影響微結構的紋理，因為(wei) 在層間掃描圖案中使用90°旋轉後，在掃描方向上未旋轉的樣品中沿構建方向形成的

圖10 激光掃描策略對晶體(ti) 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°旋轉掃描模式

在掃描模式中未旋轉的樣品中產(chan) 生的

3.3.4.納米沉澱

AHSS通常由納米尺寸的金屬間化合物沉澱和金屬碳化物強化。AHSS中的沉澱行為(wei) 和強化機製可通過采用不同的實驗技術進行研究，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。

複合材料中彈性常數的示意圖。簡單地說，我們(men) 可以考慮纖維和/或平板模型。根據載荷方向，金屬複合材料中會(hui) 產(chan) 生不同的彈性常數。上圖說明了兩(liang) 種不同的模型，並顯示了作為(wei) 荷載類型函數的結果E和G模量。基於(yu) 這些簡單的考慮，可以對不同形式纖維的纖維增強複合材料的可達到強度進行估算。

C300 MS中的主要沉澱為(wei) Ni3X（X=Ti，Al，Mo）。η-Ni3（Ti，Al）呈六方晶格（a=0.255nm，c=0.42 nm），η相與(yu) 馬氏體(ti) 基體(ti) 之間的取向關(guan) 係為(wei) （011）M | |（0001）η。圖11中給出了LPBF處理C300 MS後時效後析出物的典型TEM形態，其中大量析出物均勻分布在胞狀結構中（圖11a）。針狀納米沉澱Ni3X（X=Ti，Al，Mo），直徑約為(wei) 6–10 nm，長度約為(wei) 15–50 nm，清晰地顯示在幾乎完全無定形的基體(ti) 中（見圖11b和圖11c）。

圖11 時效處理C300 MS試樣中沉澱特征的TEM分析：（a）BF-TEM概述，顯示嵌入非晶基體(ti) 中的大量納米沉澱，（b）放大BF-TEM圖像，（a）顯示沉澱形態，（c）放大（b）、（d）高分辨率TEM（HRTEM）給定區域的圖像顯示具有彈性應變的相幹界麵的圖像；（e）顯示完全相幹界麵的HRTEM圖像

具有圓盤或針狀形態的沉澱物是首選的，因為(wei) 它使基體(ti) 中的應變最小化。非晶態基體(ti) 是由超高冷卻速率（高達107k/s）引起的。在沉澱和基體(ti) 之間的界麵處成像的HRTEM在圖11d中描繪了具有彈性應變的相幹界麵，在圖11e中描繪了沒有應變的完全相幹界麵。一般來說，界麵自由能隨著兩(liang) 相的更好匹配而最小化。一方麵，由於(yu) 原子運動的更大自由度，非相幹界麵具有更高的能量和相對可移動性；另一方麵，相幹應變也有助於(yu) 樣品的強化。

木質素是典型的大分子組裝體(ti) 中的主要部分。製漿技術需要基於(yu) 亞(ya) 硫酸鹽的脫木素機製，產(chan) 生含有磺酸鹽部分的木質素碎片，即聚電解質。

相反，在LPBF處理的CX鋼中，NiAl析出物是主要的強化相。NiAl析出物被認為(wei) 是強化馬氏體(ti) 淬硬鋼的最有效的金屬間相，因為(wei) NiAl析出物滿足粒子晶格相幹性要求。立方NiAl的晶格常數為(wei) 0.2887 nm，幾乎與(yu) α-Fe的晶格常數相同（0.28664 nm）。APT在已建成的Fe-19Ni-xAl馬氏體(ti) 時效鋼中觀察到密度高達1025/m3的2–4 nm大小的塊狀NiAl納米沉澱物，這些沉澱物在LDED期間由IHT效應觸發。

此外，在經過15-5PH處理的LPBF中，細小的富銅沉澱（1–10 nm）是主要的強化相，其密度可達到約0.59×1024/m3。相比之下，片狀H11和H13中強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）晶型結構。β型對二氧化碳和氧氣幾乎是不可穿透的，而α型對這兩(liang) 種氣體(ti) 的傳(chuan) 輸具有高度的滲透性。這是因為(wei) 其滲透性結構包含平行於(yu) 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

參考文獻：M.S. Pham, C. Liu, I. Todd, J. Lertthanasarn，Damage-tolerant architected 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 manufacturing of multi-scale heterostructured high-strengthsteels，Mater. Res. Lett., 9 (2021),pp. 291-299