導(dǎo)讀▏孿晶誘導(dǎo)塑性（TWIP）高錳鋼具有較高的極限抗拉強(qiáng)度（UTS）和延展性，但其低屈服強(qiáng)度限制了其應(yīng)用。中國(guó)科學(xué)院固體物理研究所韓福生博士團(tuán)隊(duì)使用激光粉末床熔化（LPBF）制備的Fe-21Mn-0.6C在垂直方向上的平均晶粒尺寸為17.1μm，是鍛造晶粒尺寸的四分之一。拉伸屈服強(qiáng)度為657MPa，UTS為1089MPa，垂直方向伸長(zhǎng)率為47.9%。與鍛造Fe-21Mn-0.6C相比，屈服強(qiáng)度提高了110%。

文章鏈接：https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2024.06.192

表1. 本研究中使用的Fe-21Mn-0.6C粉末的化學(xué)成分。

Element

Mn

C

S

Fe

wt%

0.66

Bal.

圖1.（a） SEM圖像顯示了Fe-21Mn-0.6C粉末的形態(tài)和尺寸分布。

使用EBSD測(cè)量的鍛造Fe-21Mn-0.6C的平均晶粒尺寸約為69.7μm。圖2b顯示了鍛造Fe-21Mn-0.6C合金的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，表明屈服強(qiáng)度為313 MPa，UTS為916 MPa，伸長(zhǎng)率為72.6%。

圖2. （a） EBSD取向圖和（b）鍛造Fe-21Mn-0.6C的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

LPBF激光光斑直徑為90μm，功率為300W，掃描速度為1000mm/s，掃描間距為50μm，層厚為80μm。相鄰粉末層之間相差67°雙向掃描策略?？⒐悠窚y(cè)量為70 mm×10 mm×20 mm和20 mm×10毫米×70 mm，竣工樣品的密度為7.91g/cm3。

圖3. LPBF制備了Fe-21Mn-0.6C樣品。

表2. LPBF制備的Fe-21Mn-0.6C的化學(xué)成分。

Element

Mn

C

S

Fe

wt%

0.62

Bal.

圖4. 光學(xué)圖像顯示（a）從竣工垂直（XZ平面）的拋光樣品中觀察到的高相對(duì)密度（b）從竣工水平觀察到的蝕刻微觀結(jié)構(gòu)。

圖5顯示了Fe-21Mn-0.6C粉末和LPBF制備的Fe-21Mn-06C鋼的XRD圖譜。由于Mn和C元素是奧氏體穩(wěn)定劑，因此在兩個(gè)樣品中都只檢測(cè)到奧氏體相。

圖5. Fe-21Mn-0.6C粉末和LPBF制備的Fe-21Mn-06C鋼的XRD圖譜。

圖6顯示了LPBF制備的Fe-21Mn-0.6C的SEM圖像。在圖6a中，觀察到亞微米級(jí)蜂窩狀結(jié)構(gòu)從熔池邊緣沿?zé)崽荻壬L(zhǎng)。這些結(jié)構(gòu)是快速凝固條件下高熱梯度和凝固速率共同作用的結(jié)果。熔池內(nèi)固體/液體界面處的貝納德-馬蘭戈尼不穩(wěn)定性導(dǎo)致流體流動(dòng)的變化，影響晶胞結(jié)構(gòu)的形狀和方向。圖6b、6c和圖6d分別顯示了不同取向的晶胞結(jié)構(gòu)的橫截面形態(tài)，分別呈現(xiàn)為圓形、細(xì)長(zhǎng)形和橢圓形。

圖6. SEM圖像顯示（a）竣工垂直的整體微觀結(jié)構(gòu)，（b）圓形晶胞結(jié)構(gòu)的特寫，（c）細(xì)長(zhǎng)晶胞結(jié)構(gòu)的近景和（d）橢圓形晶胞結(jié)構(gòu)的遠(yuǎn)景。

盡管這種成分的鋼具有0.6%的高碳含量，但在XRD或SEM結(jié)果中都沒有檢測(cè)到碳化物的存在。這是因?yàn)樵贔e-21Mn-0.6C TWIP合金中，Mn和C都是奧氏體相穩(wěn)定劑。C元素以固溶體形式存在于奧氏體相中。在LPBF過程中，由于該過程的高冷卻速率（105-107K/s），消除了碳化物的形成。此外，由于高冷卻速率，LPBF制造塊的整體溫度較低。這些是這種合金中沒有碳化物的根本機(jī)制。

圖7、圖8顯示了LPBF制備的Fe-21Mn-0.6C的EBSD結(jié)果。在圖7中，在竣工的垂直方向上，沿建造方向觀察到細(xì)長(zhǎng)的晶粒，晶粒外延生長(zhǎng)并形成柱狀結(jié)構(gòu)。大多數(shù)晶粒沿<001>方向取向，反映了面心立方（FCC）晶體的各向異性，這是由于存在致密和較低密度的晶面。FCC晶體中的<001>軸涉及的原子最少，在凝固過程中增長(zhǎng)最快?？⒐ご怪惫艿钠骄綖?7.1μm。晶界分布圖表明，在竣工垂直方向上，LAGB約占42.5%，TB約占0.4%。

圖7. EBSD研究竣工垂直。（a） IPF-Y顏色圖，（b）晶界分布圖（黃色：LAGBs，黑色：HAGBs，紅色：TBs），（c）KAM圖，（d）FCC奧氏體相中LAGBs、HAGBs和TB的頻率。

圖8. EBSD研究竣工水平。（a） IPF-Y顏色圖，（b）晶界分布圖（黃色：LAGBs，黑色：HAGBs，紅色：TBs），（c）KAM圖，（d）FCC奧氏體相中LAGBs、HAGBs和TB的頻率。

在圖8中，在竣工水平面上，顆粒也出現(xiàn)了拉長(zhǎng)?？⒐に矫娴钠骄綖?8.7μm。晶界分布圖顯示，在竣工水平面上，LAGB約占42.2%，TB約占0.3%。

圖9顯示了退火后LPBF制備的Fe-21Mn-0.6C的SEM背散射電子（BSE）圖像。將竣工樣品重新加熱至1100°C并保持4小時(shí)。熱處理后，樣品內(nèi)的原始蜂窩狀結(jié)構(gòu)消失，晶粒從柱狀轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀，并觀察到孿晶現(xiàn)象。退火樣品的EBSD結(jié)果如圖10所示，表明等軸晶粒表現(xiàn)出隨機(jī)取向。圖9、圖10中觀察到的退火孿晶將單個(gè)晶粒劃分為多個(gè)晶粒，減小了晶粒尺寸，從而可以根據(jù)霍爾-佩奇關(guān)系提高強(qiáng)度。除退火孿晶邊界外，平均晶粒尺寸為27.9μm。如果考慮退火孿晶邊界，晶粒尺寸為17.2μm。晶界分布圖顯示退火樣品中HAGB的比例約為99.6%，TB的比例高達(dá)63.3%。高比例的HAGB表明，在這種熱處理?xiàng)l件下，竣工樣品發(fā)生了完全再結(jié)晶?？⒐悠泛屯嘶饦悠返木Я３叽绶浅Ｏ嗨?。

通常，對(duì)于金屬合金，高溫退火后晶粒尺寸會(huì)增大。然而，對(duì)于增材制造的合金來說，由于其不規(guī)則的晶粒形狀，情況可能并非如此。在具有低層錯(cuò)能（SFE）的Fe-21Mn-0.6C合金中，高溫退火過程中會(huì)發(fā)生再結(jié)晶。再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力將是殘余應(yīng)力。再結(jié)晶往往發(fā)生在KAM值較高的區(qū)域。由于再結(jié)晶，退火樣品的晶粒尺寸保持接近竣工樣品的晶粒大小。

圖9. SEM BSE圖像顯示（a）退火樣品的整體微觀結(jié)構(gòu)和（b）孿晶的特寫。

圖10. 退火樣品的EBSD研究。（a） IPF-Y顏色圖，（b）晶界分布圖（黃色：LAGBs，黑色：HAGBs，紅色：TBs），（c）KAM圖，（d）FCC奧氏體相中LAGBs、HAGBs和TB的頻率。

拉伸試樣的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖11所示，相應(yīng)的屈服強(qiáng)度、UTS和伸長(zhǎng)率如表3所示。在LPBF制備的Fe-21Mn-0.6C的竣工垂直和水平方向上，樣品的屈服強(qiáng)度相差約3%，而伸長(zhǎng)率相差約15%，表明力學(xué)性能存在各向異性?？⒐ち⒐艿臋C(jī)械性能略好。與圖2中鍛造樣品的機(jī)械性能相比，竣工樣品的強(qiáng)度更高，竣工水平的屈服強(qiáng)度和UTS分別是鍛造樣品的2.1倍和1.2倍。

圖11. LPBF制備的Fe-21Mn-0.6C和退火樣品的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

表3. 不同樣品的拉伸性能。

Samples

Yield strength (MPa)

UTS (MPa)

Elongation (%)

As-built vertical

657 ± 5

1089 ± 12

47.9 ± 1.4

As-built horizontal

634 ± 8

1092 ± 10

41.6 ± 1.1

Annealed

389 ± 2

1046 ± 8

67.5 ± 2.4

圖11中的退火拉伸樣品是從圖9中的退火樣品中水平提取的，該樣品經(jīng)歷了完全再結(jié)晶，并表現(xiàn)出具有弱各向異性的等軸晶粒，如圖9、圖10中的發(fā)現(xiàn)所示。結(jié)果，在水平方向上獲得的拉伸樣品可以反映退火樣品的機(jī)械特性。

在應(yīng)力-應(yīng)變曲線中，鋸齒特征是可見的。圖11中不同狀態(tài)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線中鋸齒的特征不同。鋸齒出現(xiàn)在竣工樣品變形的初始階段，而在退火樣品變形的后期出現(xiàn)。成品樣品中鋸齒的應(yīng)力降大于退火樣品。

與鍛造樣品的機(jī)械性能相比，竣工樣品的強(qiáng)度明顯更高，竣工垂直方向的屈服強(qiáng)度是鍛造樣品的2.1倍。強(qiáng)度的增加主要?dú)w因于固溶強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化。

“3D Science Valley 白皮書 圖文解析

在Fe-Mn-C TWIP鋼中，間隙固溶體C原子進(jìn)入FCC晶格，導(dǎo)致晶格畸變，然后與基體中的位錯(cuò)相互作用，產(chǎn)生強(qiáng)烈的硬化效應(yīng)。此外，由置換原子Mn引起的晶格畸變也有助于增強(qiáng)效果。關(guān)于合金成分對(duì)奧氏體鋼固溶強(qiáng)化的貢獻(xiàn)，可以通過具有線性關(guān)系的半經(jīng)驗(yàn)公式進(jìn)行量化，該公式被廣泛接受，同樣適用于除Fe-Mn-C合金成分外的其他奧氏體合金成分。對(duì)于具有不同合金成分的奧氏體鋼，由于位錯(cuò)與C和Mn之間的復(fù)雜相互作用，發(fā)現(xiàn)C的線性回歸系數(shù)在183至688之間，Mn的線性回歸指數(shù)在-1.4至20之間，即Mn可能對(duì)屈服強(qiáng)度產(chǎn)生負(fù)面影響。根據(jù)Bouaziz等人的研究，在Fe-21Mn-0.6C中，C的線性回歸系數(shù)為187，Mn的線性回歸指數(shù)為0.9，固溶強(qiáng)化值為σs=131.1MPa。

比較竣工垂直和鍛造Fe-21Mn-0.6C的平均晶粒尺寸，LPBF制造的Fe-21Mn-06C的平均粒徑僅為鍛造的四分之一?？焖倌虒?dǎo)致熔體明顯過冷，增加了成核速率，并導(dǎo)致晶粒細(xì)化。TWIP鋼的晶界強(qiáng)化遵循Hall-Petch關(guān)系。

圖12中，在LPBF制造的Fe-21Mn-0.6C中觀察到密集的位錯(cuò)，這些位錯(cuò)是由逐層打印和快速凝固的特性產(chǎn)生的，導(dǎo)致局部不均勻加熱和重復(fù)的壓縮-拉伸循環(huán)。密集的位錯(cuò)糾纏在一起，阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，增加了竣工樣品的強(qiáng)度。

圖12. 亮場(chǎng)TEM圖像顯示了竣工樣品（a）在晶粒中和（b）在蜂窩狀結(jié)構(gòu)中的密集位錯(cuò)（白色箭頭）（兩排白色箭頭表示蜂窩狀結(jié)構(gòu)邊界）。

本研究中LPBF制備的Fe-21Mn-0.6C的晶界強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化的相關(guān)理論計(jì)算值為σy=σs+σH-P+σd=131.1+247.1+261.4=639.6 MPa。計(jì)算值與實(shí)驗(yàn)獲得的屈服強(qiáng)度634MPa-657MPa吻合良好。

TWIP鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線表現(xiàn)出鋸齒狀特征。這種變形機(jī)制被稱為Portevin Le Chatelier（PLC）效應(yīng)，它是由動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效（DSA）引起的。它涉及擴(kuò)散溶質(zhì)的重復(fù)作用，使位錯(cuò)和位錯(cuò)從這種釘扎中脫離。在室溫下，在添加碳的TWIP鋼中觀察到DSA，因?yàn)殇忼X狀流動(dòng)是由于間隙碳原子與可移動(dòng)位錯(cuò)的反復(fù)相互作用造成的。影響鋸齒行為的因素主要包括應(yīng)變率效應(yīng)、溫度、晶粒尺寸和熱處理。在TWIP鋼中，位錯(cuò)或變形孿晶之間的相互作用進(jìn)一步促進(jìn)了鋸齒行為。

圖13顯示了LPBF制備的Fe-21Mn-0.6C TWIP鋼不同狀態(tài)的應(yīng)力-應(yīng)變曲線中鋸齒的特征。在放大視圖中，鋸齒都是周期性的。在圖13b的竣工樣品中，鋸齒出現(xiàn)在0.12的臨界應(yīng)變處，而在圖13c的退火樣品中，它們出現(xiàn)在0.31的臨界應(yīng)變下?？⒐悠分袖忼X的應(yīng)力降（△σd）值約為28 MPa，大于退火樣品中的值。在退火樣品中，△σd的最大值約為15MPa。

圖13. （a） 竣工和退火樣品的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，（b）竣工樣品的特寫曲線，顯示應(yīng)力下降圖，（c）退火樣品的特寫線，顯示應(yīng)力下降圖。

鋸齒振幅與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有關(guān)。鋸齒狀屈服的開始是溶質(zhì)原子擴(kuò)散到在障礙物處暫時(shí)停止的可移動(dòng)位錯(cuò)的結(jié)果。竣工樣品中的位錯(cuò)密度明顯高于退火樣品。高位錯(cuò)密度是位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙。障礙物密度的增加以及移動(dòng)位錯(cuò)的等待時(shí)間變得顯著，導(dǎo)致溶質(zhì)原子擴(kuò)散導(dǎo)致位錯(cuò)釘扎增加。這一趨勢(shì)表明，DSA在竣工樣本中加劇?？⒐悠分械母呶诲e(cuò)密度也是位錯(cuò)胞存在的原因。塑性變形的主要載體是部分位錯(cuò)，其運(yùn)動(dòng)受到位錯(cuò)胞的阻礙。除了阻礙效應(yīng)外，由解離的部分位錯(cuò)主導(dǎo)的復(fù)雜位錯(cuò)單元也可能為位錯(cuò)環(huán)的成核和位錯(cuò)環(huán)相互作用提供場(chǎng)所。由復(fù)雜位錯(cuò)胞形成的位錯(cuò)環(huán)可視為可移動(dòng)位錯(cuò)。移動(dòng)位錯(cuò)的增加增加了與溶質(zhì)原子相互作用的可能性，加劇了DSA效應(yīng)。此外，晶粒尺寸也對(duì)發(fā)生鋸齒狀流動(dòng)的臨界應(yīng)變和應(yīng)力降幅度有影響。應(yīng)力降的幅度隨著晶粒尺寸的減小而增加。鋸齒狀流動(dòng)發(fā)生的臨界應(yīng)變隨著晶粒尺寸的增加而增加，這種依賴性歸因于位錯(cuò)密度的晶粒尺寸依賴性。恒定應(yīng)變后，細(xì)粒材料的位錯(cuò)密度高于粗粒材料。因此，在具有高位錯(cuò)密度的細(xì)粒竣工樣品中，在變形的初始階段出現(xiàn)了鋸齒，鋸齒出現(xiàn)的臨界應(yīng)變很小。竣工樣品中鋸齒的應(yīng)力降高于位錯(cuò)密度較低的粗晶粒（不包括退火孿晶邊界）退火樣品中的應(yīng)力下降。

圖14顯示，在斷裂的竣工拉伸樣品中出現(xiàn)了變形孿晶，表明孿晶是TWIP鋼的典型變形模式。Li等人發(fā)現(xiàn)，隨著變形孿晶數(shù)量的增加，PLC效應(yīng)變得更加突出[45]。在圖13a的應(yīng)力-應(yīng)變曲線中，在竣工樣品中，鋸齒振幅從0.12工程應(yīng)變下的28 MPa增加到0.36工程應(yīng)變下35 MPa。在退火后的樣品中，鋸齒振幅從0.31工程應(yīng)變下的15MPa增加到0.64工程應(yīng)變時(shí)的17MPa，如表4所示。鋸齒振幅隨著應(yīng)變的增加而逐漸增加，這是位錯(cuò)和變形孿晶的共同作用。

圖14. SEM BSE圖像顯示（a）斷裂的竣工拉伸樣品的整體微觀結(jié)構(gòu)和（b）變形孿晶的特寫。

表4. 不同樣品的應(yīng)力下降。

Samples

Serrations appeared

Serrations disappeared

Strain

Stress drops
△σd(MPa)

Strain

Stress drops
△σd(MPa)

As-built

0.12

28

0.36

35

Annealed

0.31

15

0.64

17

▏通訊作者簡(jiǎn)介

韓福生，中國(guó)科學(xué)院固體物理研究所研究員，博士生導(dǎo)師，第五研究室主任。研究領(lǐng)域，特種金屬材料（超輕多孔、高效吸能、高阻尼、高硬度等）設(shè)計(jì)、制備與應(yīng)用。

簡(jiǎn)介來源：http://gs.hfcas.ac.cn/tutor/index

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