随着新能源和汽车工业的快速发展，压铸技术在汽车行业的应用越发广泛。压铸模具通常形状复杂且需多道制造工序，利用传统制造技术制备复杂模具时存在技术难度大、耗时长、制造成本高和使用寿命短等问题。近年来具有高自由度、可一体化成型的增材制造技术在模具制造领域中受到广泛关注。选区激光熔化(selective laser melting，SLM)是目前主要使用的一种增材制造技术，SLM基于离散-堆积原理，采用高能激光束结合计算机辅助设计对金属粉末进行选择性熔化，通过分层制造、逐层叠加的成型方式构造出三维实体^[1]，具有生产周期短、一体化成型、加工精度高、成型速度快、材料利用率高、自由度高和力学性能优异等优点^[2]。

压铸模具常需要在具有冲击载荷、冷热交替或者腐蚀的环境下持续工作，对模具的综合力学性能要求较高，除需要具有较高的抗拉强度外，还需要具有一定的韧塑性，尤其是冲击韧性^[3]。在众多金属材料中，18Ni300马氏体时效钢的基体为Fe-Ni，基本不含C，具有良好的延展性、尺寸稳定性和导热性，以及较低的开裂倾向和热膨胀率，表现出很好的强韧性结合和加工性能^[4]，广泛应用于汽车零部件、航空航天和工具制造等领域，这些行业通常需要几何形状复杂、机械性能优异且数量不太多的部件，这与SLM的制造优势相契合^[3]。

SLM的冷却速率非常高(10³~10⁸ K/s^[5])，具有快热快冷的热循环效应，重复的加热和冷却循环导致试样存在很高的残余应力^[6]。18Ni300马氏体时效钢的性能提升主要通过Ni、Ti、Mo和Co等元素的协同作用形成纳米级金属间化合物，而较高的冷却速率导致金属间化合物来不及析出^[7]。热处理可以消除残余应力、均匀化学成分以及促进金属间化合物的析出，有效提高材料的热稳定性和综合力学性能。18Ni300马氏体时效钢的热处理主要分为直接时效和固溶时效2种工艺。固溶处理温度一般高于奥氏体转化的终了温度，在快速淬火中形成过饱和马氏体^[5,8]，固溶处理有利于残余应力的释放，提高成分的均匀性^[9,10]，可以获得全马氏体基体，有利于后续时效过程中金属间化合物的析出^[11,12]。时效过程中过饱和的马氏体基体析出大量弥散分布的金属间化合物，这些金属间化合物可以阻碍位错的运动^[10]，从而提升强度。

18Ni300马氏体时效钢的力学性能受合金中析出相种类、尺寸、分布以及奥氏体含量的协同作用影响^[13]。时效处理促使基体析出高密度镍基和少量钼基金属间化合物^[12,14]，同时促使马氏体逆转变生成奥氏体^[15]。Mei等^[16]对不同时效温度处理后SLM成型18Ni300马氏体时效钢进行了研究，发现直接时效处理后析出相主要为棒状的η-Ni₃Ti。当时效温度进一步提升，还会析出球状的Laves相(Fe₂Mo)，然而该研究的侧重点在于析出相的类型和结构，并未对奥氏体的形成机理进行深入探讨。Tekin等^[8]对直接时效和固溶时效处理后SLM成型18Ni300马氏体时效钢进行了研究，认为材料力学性能的差异是由于奥氏体的含量不同，直接时效处理后，Ni富集在晶界处，奥氏体含量上升，但其并未对打印态和固溶时效态试样的奥氏体进行详细表征。奥氏体对于性能的提升具有重要作用，部分尺寸细小的奥氏体对位错运动具有阻碍作用^[17]，提升强度，同时由于奥氏体的相变诱导塑性(TRIP)效应，在塑性变形过程中奥氏体会转变为马氏体，这种转变有利于减缓变形区域的扩张，推迟颈缩现象，提升材料韧性^[18]。随着时效温度和时间的增加，奥氏体含量增加，塑性上升，但是析出相的尺寸、析出相间的距离也随之增加，析出相阻碍位错运动的能力下降，造成强度的下降^[19]。合适的热处理工艺应当获得高强度和不低的塑性，因此时效处理的温度和时间不宜过长。打印态试样仅存在少量尺寸细小的奥氏体，合适的热处理后奥氏体含量仍较少且尺寸细小^[15,16]，这对研究不同热处理工艺下奥氏体的形成机理带来了挑战。目前，大部分研究仅关注不同热处理对奥氏体含量和力学性能的影响^[14,15,20]，鲜少对打印态、直接时效态和固溶时效态试样奥氏体的形成机理进行全面深入的研究。

本工作分析了直接时效和固溶时效2种热处理工艺对SLM成型18Ni300马氏体时效钢的微观组织和力学性能的影响。讨论了不同热处理状态下析出相的类型和结构、微观组织演变及奥氏体的形成机理，阐明不同热处理状态试样的力学性能强化机理，探讨SLM成型18Ni300马氏体时效钢的最佳热处理工艺，为实现SLM成型18Ni300马氏体时效钢的强塑性匹配提供理论基础和工艺参考。

实验原材料为真空气雾化法生产的18Ni300马氏体时效钢粉末，粉末的化学成分(质量分数)为：Ni 17.22，Co 8.79，Mo 4.74，Ti 0.66，Al 0.089，Cr 0.0067，Mn 0.0093，C 0.0053，Fe余量。粉末的微观形貌如图1a所示，粉末呈现近球形，卫星粉较少。粉末的粒径分布如图1b所示，其中，D₁₀、D₅₀和D₉₀分别表示粉末的累计粒度分布数达到10%、50%和90%时所对应的粒径。粉末粒径在15~53 μm之间，中值粒径为31 μm。实验采用FS273 M型SLM打印设备，光斑尺寸为85 μm。样品制备时的激光功率、扫描速率和扫描间距分别为300 W、900 mm/s和0.08 mm，层厚为50 μm，层间旋转角度为67°，成型过程的扫描策略如图1c所示。

为探究热处理工艺对SLM成型18Ni300马氏体时效钢的影响，使用高温气氛炉对成型试样(打印态，试样用AB表示)进行直接时效(试样用DA表示)和固溶时效(试样用SA表示)热处理。经过前期热处理工艺的探索^[21]，发现：直接时效处理的时效温度为490 ℃、保温时间为6 h、随炉冷却，固溶时效处理的固溶温度为820 ℃、保温时间为1.5 h、空冷，时效温度为490 ℃、保温时间为6 h、随炉冷却，此时可以获得最佳的强塑性结合。

使用D8 ADVANCE型X射线衍射仪(XRD)进行物相分析，Cu靶(波长λ = 0.15418 nm)，扫描速率2°/min，扫描范围20°~100°，奥氏体的体积分数(V_A)使用公式^[22]：V_A= 1.4Ι_A/ (1.4Ι_A + Ι_M)进行计算(其中，I_A为(111)_A和(200)_A峰的综合强度，I_M为(110)_M、(200)_M、(211)_M和(220)_M峰的综合强度，其中下标A和M分别代表奥氏体和马氏体)。金相试样经砂纸研磨后，使用50 nm SiO₂溶胶抛光到表面无划痕，选用4% (体积分数)硝酸酒精溶液为刻蚀剂，使用Axio Imager.M2m金相显微镜(OM)、Gemini SEM 460场发射扫描电子显微镜(SEM)和Talos F200X 透射电子显微镜(TEM)观察和分析显微组织。电子背散射衍射(EBSD)试样经砂纸研磨后，使用50 nm SiO₂溶胶抛光去除表面应力层，使用JXA-iHP200F电子探针显微分析仪(EPMA)进行分析，测试步长为0.07 μm，加速电压为20 keV，加速电流为15 nA。使用Qness 3000CS洛氏硬度计测量硬度，每个测试面测量5组数据，取平均值。拉伸和冲击试样均沿构建方向成型，成型和尺寸示意图如图1c所示，使用Zwick/Roell Z250SH万能试验机根据GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》进行室温拉伸实验，屈服前的应变速率为0.00025 s^-1，屈服后的应变速率为0.0067 s^-1。为保证数据的可重复性，每组力学性能测试至少设置3组平行试样，并使用Apreo 2S场发射SEM观察拉伸断口形貌。使用LZ22.452 Charpy摆锤冲击试验机依据GB/T 229—2020《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》进行室温冲击实验，每组冲击测试至少设置3组平行试样。其中，XRD、EBSD和硬度测试试样均选取与构建方向平行的面进行测试。

图2为不同状态18Ni300试样的XRD谱。试样主要由马氏体和少量奥氏体组成。打印态试样主要为马氏体组织，存在约1.4%体积分数的残余奥氏体；直接时效后，奥氏体含量上升，逆转奥氏体生成，奥氏体体积分数约6.4%。固溶时效后获得全马氏体组织，未检测到奥氏体。

图3为不同状态18Ni300试样的OM像。如图3a和d所示，AB试样具有明显的熔道特征，沿构建方向(XOZ面)可以观测到鱼鳞状的熔池截面；垂直于构建方向(XOY面)可以观测到相互平行的熔道，不同层熔道呈67°的夹角，显示出增材制造以熔池为基本单元、逐层打印的特点。如图3b和e所示，DA试样的熔道组织特征逐渐消失，开始显现马氏体组织。SA试样的熔道组织特征基本消失，马氏体组织形貌明显，如图3c和f所示。

图4为不同热处理状态18Ni300试样的SEM像。如图4a和d所示，从AB试样中可以观察到胞状、柱状的胞状组织和熔池边界。DA试样的胞状组织和熔池边界发生溶解，胞状组织不再连续，熔池边界变得平整，马氏体晶界并不明显(图4b和e)。而SA试样的马氏体晶界明显，胞状组织和熔池边界基本消失，存在少量胞状组织残留，如图4c和f所示。由此可见，820 ℃的固溶温度并不能完全消除胞状组织。

图5为不同热处理状态18Ni300试样的EBSD像。如图5a所示，AB试样的晶粒尺寸不均，存在许多不规则长条状的大晶粒和许多细小晶粒；其残余奥氏体含量较少且尺寸细小，主要分布在晶界处，如图5d所示，且与图5a中部分细小晶粒具有良好的对应关系，这些细小晶粒与马氏体基体具有明显的不同取向。如图5b所示，DA试样保留了AB试样不规则的长条状晶粒形态，较低温度的热处理并不能完全消除激光加工的影响；DA试样的逆转奥氏体呈片状，如图5e所示，其含量和尺寸上升，主要分布在晶界处，且逆转奥氏体与图5b中部分细小晶粒具有良好的对应关系，这些细小晶粒同样与马氏体基体具有明显的不同取向。如图5c和f所示，SA试样存在许多相互平行的条状晶粒，晶粒尺寸更加均匀，试样中基本不存在奥氏体。

图6为AB试样的TEM表征结果。如图6a所示，试样存在马氏体组织、胞状组织和残余奥氏体组织，胞状组织的形态与SEM的观察结果一致，如图6b所示，残余奥氏体呈长条状，厚度为30~150 nm。EDS分析结果表明(图6c)，AB试样元素分布基本均匀，没有明显化学成分偏聚。如图6b所示，胞壁上的位错分布较为密集，而胞内的位错分布较为稀疏，位错缠结形成亚晶界(图6d)。

对残余奥氏体进行选区电子衍射(SAED)分析，结果如图6e所示。AB试样的残余奥氏体与马氏体基体存在经典的Nishiyama-Wassermann (N-W)取向关系^[23]：(110)_M //(111)_A和[001]_M //[1¯01]_A。对残余奥氏体进行EDS线扫描，结果如图6f所示。可见，AB试样的残余奥氏体中Ni、Ti和Mo元素不存在明显富集。此外，AB试样存在富含Ti和Al的球形氧化物纳米颗粒，这可能是SLM成型过程中Ti和Al与设备腔室内残留的微量O₂反应生成的^[15]。

图7为DA试样的TEM表征结果。如图7a和b所示，试样存在马氏体组织和逆转奥氏体组织，逆转奥氏体在原胞壁处呈不连续分布，厚度约30~200 nm。EDS分析结果如图7c所示，逆转奥氏体中存在明显Ni富集和少量Ti和Mo富集，Fe含量较少，其他元素分布均匀。如图7d所示，试样还存在少量的胞壁，这些残留的胞壁仍然由位错缠结组成。对逆转奥氏体进行SAED分析，结果如图7e所示。DA试样的逆转奥氏体与马氏体基体存在N-W取向关系，EDS线扫描结果(图7f)也证明了DA试样的逆转奥氏体存在明显Ni富集和少量Ti和Mo富集，扫描线两端还存在高Ni、Ti和Mo的区域。

图8为SA试样的TEM表征结果。如图8a所示，SA试样主要为马氏体组织，没有明显的奥氏体组织，存在少量胞壁(图8b)，残留的胞壁仍然由位错缠结组成。EDS分析结果如图8c所示，SA试样存在少量Ni或Mo的富集区域。如图9a所示，SA试样在部分马氏体晶界处存在厚度约50 nm、长度约200 nm的逆转奥氏体。该区域的EDS结果(图9b)表明，晶界存在明显的Ni、Ti和Mo的富集，Fe和Co含量则较少。而逆转奥氏体区域存在Ni富集，其他元素分布均匀，对该区域进行高分辨TEM (HRTEM)分析，结果如图9c和f所示。由于析出相的影响，其快速Fourier变换(FFT)结果较为复杂，如图9d和e所示。可见，该区域存在与马氏体基体呈现N-W取向关系的奥氏体。

图10为DA和SA试样析出相的TEM像及相应区域的EDS结果。如图10a所示，DA试样存在大量弥散分布的棒状纳米级析出相，长度在20~50 nm之间，宽度在5~10 nm之间。对析出相进行EDS分析，析出相中存在明显Ni、Ti和Mo的富集，Fe和Co的含量则较少。如图10b所示，SA试样同样存在大量弥散分布的纳米级析出相，与DA试样的纳米析出相具有相似的形状、尺寸和元素分布，但是相较于DA试样，SA试样具有更高的析出相密度。

图11为DA和SA试样纳米析出相的HRTEM像和FFT结果。如图11a和c所示，DA和SA试样析出相的(112¯0)晶面间距分别为0.2502和0.2517 nm，其晶胞参数a分别为0.5002和0.5034 nm，与Ni₃Ti (a = 0.5064 nm)^[16]十分接近。对析出相的HRTEM像进行FFT处理，结果如图11b和d所示。可见，2种试样析出相的FFT结果相当复杂，但仍然可以观察到一组以规则六边形方式排列的斑点，并且一些斑点正好位于马氏体基体的[222]方向，与马氏体基体呈现下列取向关系^[19]：(0001)_η//(011)_M和[112¯0]_η//[11¯1]_M。因此，DA和SA试样的棒状析出相基本可以确定为η-Ni₃Ti。

图12为不同状态18Ni300试样的工程应力-应变曲线，具体数值如表1所示。AB试样的强度最低，屈服强度为(1090 ± 1.5) MPa，抗拉强度为(1147 ± 1.5) MPa，断后伸长率为14.5% ± 1.4%，塑性最好，硬度为(36.6 ± 0.6) HRC。SA试样的强度最高，屈服强度为(2059 ± 9.9) MPa，抗拉强度为(2114 ± 9.0) MPa，断后伸长率为6.0% ± 1.4%，塑性最低，硬度为(54.7 ± 0.4) HRC。DA试样的强度较SA试样的低，屈服强度为(1854 ± 13.2) MPa，抗拉强度为(1931 ± 8.1) MPa，断后伸长率为8.5% ± 1.0%，塑性较好，硬度为(52.3 ± 0.3) HRC。DA和SA试样的Charpy冲击实验结果表明，DA试样的冲击吸收功为(18.3 ± 0.6) J，SA试样的冲击吸收功为(17.3 ± 0.6) J，可见DA试样具有较高的冲击韧性。

图13为不同状态18Ni300试样的拉伸断口形貌。3种状态试样均存在韧窝和解理面，断裂方式为包含韧性断裂和脆性断裂的混合断裂。如图13a和d所示，AB试样的拉伸断口表面凹凸不平，存在许多大而深的韧窝，表明其塑性最高。如图13b和e所示，DA试样的韧窝尺寸和深度较AB试样发生了下降，表明其塑性下降。如图13c和f所示，SA试样的断口表面较为平整，其韧窝大多小而浅，表明SA试样具有最低的塑性。

SLM成型过程中不可避免会产生未融合的粉末、氧化物和气孔等缺陷，大尺寸的缺陷很可能是裂纹的萌发点^[24]，对材料的性能具有重要影响，选取合适的工艺参数可以减少缺陷，试样中只存在少量小尺寸的缺陷，证明是较为合适的工艺参数。

根据前文分析可知，AB试样存在许多连续胞状和柱状的组织，胞壁上具有较高密度的位错，胞内具有较低的位错密度，部分晶界处存在少量残余奥氏体。DA试样的胞状组织部分溶解，胞壁不再连续，残留的胞壁仍然由位错组成。部分晶界和残留的胞壁处有逆转奥氏体生成，奥氏体含量上升，基体存在高密度的Ni₃Ti析出相。SA试样的胞状组织基本溶解，存在少量胞壁残留，残留的胞壁仍然由位错组成，晶粒尺寸增大，部分晶界处存在微量逆转奥氏体，基体存在高密度的Ni₃Ti析出相。不同状态18Ni300试样的微观组织演变如图14所示。

胞状组织在增材制造中广泛存在，这是由于激光加工的超高冷却速率所造成的微观组织形貌^[25]。通常认为，胞状组织是由位错缠结形成的，位错的来源一般认为是激光加工过程中的重复加热导致已凝固部分再次受热发生膨胀而引起的塑性变形^[26,27]。如图4a和d所示，胞状组织呈胞状或柱状形貌，其形态演变主要由温度梯度(G)与凝固速率(R)之比(G / R)决定^[9]，G / R越大，越倾向于形成柱状晶，且柱状晶的生长方向为主要热流方向^[26]；G / R越小，越倾向于形成胞状晶。熔池底部的热输入较小，G最大，而R接近于0，G / R较大，组织为柱状晶；热输入从熔池底部开始上升，R逐渐增大，G逐渐减小，G / R逐渐减小，由柱状晶逐渐向胞状晶演变。由于高能激光束和小尺寸的熔池，SLM存在远大于熔池尺寸的热影响区，复杂的热流使胞状组织的形态分布更加复杂^[27]。胞状组织可以作为软屏障阻碍位错的运动，提高强度，同时可以促进加载过程中的塑性流动，从而提高塑性，还可以作为溶质元素偏聚的优先位置^[27]。如图4e和f所示，经过热处理后胞状组织发生不同程度的溶解，使其呈现不连续的形貌，胞状组织的溶解主要通过位错的迁移和湮灭实现^[16]，胞状组织减少会对材料的强度和延展性产生不利影响^[14,26]。

AB、DA和SA试样具有不同含量的奥氏体。AB试样在部分晶界处存在少量呈长条状且无明显化学成分偏析的奥氏体(图6)，这很可能是由于马氏体形成过程中马氏体相互挤压，导致晶界处部分奥氏体没有足够的空间进行马氏体转变而残留的残余奥氏体^[28]，残余奥氏体可以作为时效过程中逆转奥氏体生成的形核点^[12]。时效处理使Ni在部分晶界和胞壁处富集(图7)，Ni含量的提升可以增加马氏体转变生成奥氏体的相变驱动能，促使逆转奥氏体生成，同时可以降低马氏体初始转化温度，稳定生成的逆转奥氏体^[29]。固溶时效处理使残余奥氏体全部转化成马氏体(图8)，胞状组织基本溶解，合金元素分布均匀，Ni难以富集，逆转奥氏体难以生成，但是长时间的时效处理依旧使Ni在部分晶界处富集，生成逆转奥氏体，由于这些逆转奥氏体数量极少、尺寸极小，很难被EBSD和XRD捕获。因此DA试样具有最高含量的奥氏体，SA试样具有最低含量的奥氏体。

Mai等^[30]研究了α-Fe中不同过渡金属在晶界中的偏析倾向，并测量了各合金元素的最小偏析能(E_seg)。E_seg为负值表示溶质更倾向位于晶界处，负值越大偏析倾向越强，Ni、Ti和Mo的最小偏析能比Co的负值更大。图7c中，时效处理后，Co均匀分布，具有较高晶界偏析倾向的Ni、Ti和Mo在晶界和胞壁处富集。18Ni300试样中Ni的含量远大于Ti和Mo，故Ni的偏析较为明显，而Ti和Mo的偏析不明显。固溶处理促进化学成分均匀，如图9b所示，因此在SA试样的逆转奥氏体中基本观察不到Ti和Mo的偏析。

如图11所示，DA和SA试样都在时效过程中析出高密度的棒状纳米级Ni₃Ti金属间化合物。通常认为，时效过程中Ni和Ti的相互作用是最快速的，Ni₃Ti可以快速生成^[9]，是主要的析出相。Co在Ni₃Ti析出相中溶解度较低，会扩散到基体中。基体中Co的富集会降低Mo的溶解度，导致Mo优先偏析到已经形成的Ni₃Ti析出相中。Mo可以降低Ti在α-Fe中的溶解度，促进Ni₃Ti的形成，而随着Ni₃Ti的形成Mo会被排斥到Ni₃Ti界面处，随着时效时间和温度的增加，Ni₃Ti析出相表面的Mo富集最终会形成钼基析出相^[12,16,19]。这些纳米级析出相可以阻碍位错的运动，材料强度获得提升，塑性下降。固溶处理使元素分布更加均匀、基体的过饱和度增加，进而析出相成核点的数量密度增加^[12]，因此SA试样析出相具有较高的密度。

SLM成型18Ni300 AB试样的屈服强度最低，为(1090 ± 1.5) MPa；经过直接时效处理后屈服强度大幅上升，为(1854 ± 13.2) MPa；经过固溶时效处理后屈服强度最高，为(2059 ± 9.9) MPa。马氏体时效钢的屈服强度与析出相尺寸、析出相体积分数、晶粒尺寸、固溶原子含量以及位错密度等有关^[31]。马氏体时效钢的屈服强度(σ_Y)有3个贡献^[32]：(1) 马氏体相变强化(Δσ_Mart)；(2) 金属间化合物的析出强化(Δσ_p)；(3) 固溶强化(Δσ_ss)。奥氏体体积分数较小时，对强度的影响较小，不是影响马氏体时效钢强度的因素^[16]。

σ_Y表达式为^[11,16]

式中，σ₀ = 50 MPa，为晶格摩擦应力^[33]。

马氏体相变强化受晶粒尺寸和位错密度控制，前者的效应满足经典的Hall-Petch方程，后者的效应可以用Taylor强化定律来描述^[33]。Δσ_Mart的表达式为^[34]：

式中，Hall-Petch常数为300 MPa·μm^{1/2 [33]}；d_block为块尺寸，通常被认为是有效晶粒尺寸，由EBSD统计获得，AB、DA和SA试样的d_block分别为2.0、1.8和2.2 μm；M = 3，为Taylor取向因子；b = 0.25 nm，为Burgers矢量模；G = 80 GPa，为Fe-Ni基体的剪切模量^[33]；ρ为位错密度，马氏体钢中位错强化主要由几何必需位错(GND)贡献^[35]，因此使用GND密度(ρ^GND)代替ρ，ρ^GND由EBSD的局部取向差(KAM)计算获得，如 式(3)所示^[36]：

式中，θ为平均KAM；μ = 70 nm，为EBSD测试步长。AB、DA和SA试样的KAM统计图如图15所示。其中，AB、DA和SA试样的ρ分别为1.54 × 10^-3、1.44 × 10^-3和1.3 × 10^-3 nm^-2。

Δσ_ss可以通过Fleischer关系计算，如 式(4)所示^[33]：

式中，x_i 为基体中元素i的原子分数(%)；β_i 为元素i的固溶强化常数，其值分别为：Ni 355，Co 292，Mo 2127，Ti 2388，Al 134 MPa/at (at代表原子分数)^[33]。

直接时效和固溶时效处理后形成的纳米级析出相可以阻碍位错运动，具有显著的析出强化作用。析出相的强化机制与析出物的类型、性质和尺寸有关，AB试样基本观察不到析出相，不存在析出强化。根据位错克服析出相障碍的方式，可以将位错机制分为2种^[31]：(i) 位错切过析出相；(ii) 位错在析出相间弯曲形成位错环而绕过析出相，即Orowan机制。本工作采用Orowan方程计算Δσ_p^[11,34]：

式中，a'为析出相长径比，DA和SA试样的a'分别为6.2和6.9；r_p为析出相等效圆半径，DA和SA试样的r_p分别为6.3和6.1 nm；f_p为析出相体积分数，DA和SA试样的f_p分别为27.9%和36.8%。本工作中a'、r_p和f_p均使用TEM像统计获得。

AB、DA和SA试样的屈服强度理论值和实际测试值如图16所示。理论值和测试值差距较小，具有较好的一致性。AB试样具有最高的固溶强化和马氏体相变强化数值。直接时效处理后位错密度下降，而由于逆转奥氏体的生成，晶粒尺寸下降，因此DA试样的马氏体相变强化数值与AB试样差距较小。而固溶处理能降低位错密度并促进晶粒的结晶再生长，因此SA试样的位错密度最低，晶粒尺寸上升，其马氏体相变强化数值最低。DA和SA试样的固溶强化数值相差不大，与AB试样相比发生了较为明显的下降。SA试样析出相具有更高的密度和长径比，具有更高的析出强化数值，因此拥有更高的强度。SA和DA试样的屈服强度差距较小，只进行时效处理就可以获得不低的强度。而DA试样具有较高含量的逆转奥氏体，逆转奥氏体的生成会使晶粒平均尺寸下降，促进细晶强化，部分尺寸细小的奥氏体对位错的运动具有阻碍作用^[17]，有利于强度的提升。奥氏体具有TRIP效应，在塑性变形过程中奥氏体会向马氏体发生转变，这种转变有利于减缓变形区域的扩张，推迟颈缩现象，有效地改善了材料的力学性能^[8,18]。

(1) 18Ni300打印态试样具有典型熔池特征，存在连续的胞状组织和少量残余奥氏体。直接时效态试样的熔池边界变得平整，胞状组织部分溶解，逆转奥氏体在晶界和胞壁处生成，基体存在高密度析出相。固溶时效态试样的熔池结构基本消失，胞状组织基本溶解，晶界处存在微量逆转奥氏体，基体存在高密度析出相。胞状组织由位错缠结组成，不同的热处理工艺促使胞状组织发生不同程度的溶解，胞状组织的边界不再连续。打印态、直接时效态和固溶时效态试样的奥氏体均与马氏体基体存在N-W的取向关系。

(2) 打印态试样的残余奥氏体主要分布在晶界处，呈长条状，无明显元素偏析。时效处理后，Ni、Ti和Mo等元素在部分晶界和残留胞壁处发生不同程度的富集，其中Ni元素的富集促使马氏体转变生成逆转奥氏体并使其稳定存在，有利于塑性的提升。固溶时效处理后，元素分布均匀，胞状组织基本溶解，逆转奥氏体难以生成。

(3) 直接时效和固溶时效处理后，基体均析出大量长度20~50 nm、宽度5~10 nm的棒状η-Ni₃Ti金属间化合物，强度提升，固溶时效态试样的析出相具有更高的密度和长径比，具有更好的析出强化效果。

(4) 固溶时效态试样的屈服强度可达(2059 ± 9.9) MPa，硬度为(54.7 ± 0.4) HRC，但是由于较低含量的奥氏体和胞状组织，塑性和冲击吸收功较低，断后伸长率为6.0% ± 1.4%，冲击吸收功为(17.3 ± 0.6) J。直接时效态试样的屈服强度可达(1854 ± 13.2) MPa，硬度为(52.3 ± 0.3) HRC，由于较高含量的奥氏体和胞状组织，具有更高的塑性和冲击吸收功，断后伸长率为8.5% ± 1.0%，冲击吸收功为(18.3 ± 0.6) J。直接时效处理具有简单的工艺和较低的能源消耗，可以获得与固溶时效处理相差较小的强度，同时具有较高的塑性和冲击韧性，是更为合适的热处理工艺。