氮氧化物介导的光固化技术实现多材料微结构的定制和重构

来源： 增材制造硕博联盟

电弧增材制造技术（Wire Arc Additive Manufacture, WAAM）生产的高强钢部件的工作环境经常面临爆炸和冲击的挑战，但WAAM生产的高强钢的微观组织演化和动态力学行为仍不清楚。南京理工大学的研究人员使用WAAM制造低合金高强钢（HSS）部件。对WAAM-HSS进行了不同应变速率的SHPB试验，并对动态压缩前后的试样进行了表征。结果表明：WAAM-HSS坯板主要由板条马氏体（ML）、针状铁素体（AF）、多边形铁素体（PF）、马氏体-奥氏体（M-A）和析出相δ五种结构组成。在动态压缩条件下，WAAM-HSS表现出明显的屈服现象，屈服应力随应变速率的增加而增大。屈服强化机制主要由晶粒细化和位错密度强化机制促成。在动态压缩条件下，WAAM-HSS发生了马氏体相变。变形机制为位错滑移和孪晶，两者相互竞争。位错滑移在低应变速率下占主导地位，而孪晶变形在高应变速率下更占主导地位。

电弧增材制造原理图

霍普金森压杆SHPB动态性能测试试验系统

图1a是WAAM-HSS板的宏观图片，图b和c是WAAM-HSS板顶部的扫描电镜图片，图e和f是WAAM-HSS板中部的扫描电镜图片。WAAM-HSS板主要由五种典型结构组成：马氏体板条（ML）、针状铁素体（AF）、多边形铁素体（PF）、马氏体-奥氏体（M-A）和析出相δ。与顶部结构相比，WAAM-HSS板中间结构中的ML明显增加。这是因为WAAM过程中相当于对中间结构进行了热处理。温度超过了WAAM-HSS的奥氏体化温度，在冷却过程中，过冷奥氏体会形成马氏体，因此板材中部的马氏体组织比板材顶部多。关注公众号: 增材制造硕博联盟，免费获取海量增材资料，聚焦增材制造科研与工程应用！

图1 制成的WAAM-HSS板的宏观图片a、顶部低倍扫描电镜图片b、顶部高倍扫描电镜图片c、中部低倍扫描电镜图片d和中部高倍扫描电镜图片e

图1显示了多种形式的铁素体结构（PF、AF）。多边形铁素体的形成条件是转化温度高、冷却速度慢。WAAM的加热过程复杂，导致不同区域的热量积累不同，造成散热速率不同，形成不同形式的铁素体结构。由于高温奥氏体的碳含量远高于铁素体，碳元素在铁素体周围析出并富集，在冷却过程中与材料中含有的元素硅一起形成析出相δ。而奥氏体由之前的奥氏体晶界和贝氏体板条晶界成核，奥氏体中富含的碳在冷却过程中扩散时间不足，这种富碳奥氏体将转变为M-A。
图2a显示了横截面沿构建（BD）方向的晶体取向图（IPF）。样品BD方向上的晶粒主要沿<111>和<101>方向分布，并呈现出区域性的优先取向。造成这种取向差异的原因是，在凝固过程中，柱状晶粒沿着垂直于固液表面的最高温度梯度方向生长。在WAAM过程中，熔池的温度梯度方向一般沿沉积方向自下而上，但凝固过程复杂，温度梯度方向也可能出现其他偏差，从而形成这种区域优选取向。图2d是BD方向上的极点图，计算出{100}、{110}和{111}极点数，最大织构强度是随机强度的3.185倍。图2c是BD方向上的晶界图，其中有两种相界：低角度（2°-15°）相界（LAIB）和高角度（>15°）相界（HAIB）。HAIB占主导地位（59.3%）。图2f为晶粒直径统计量，平均晶粒尺寸测量值为7.0μm。根据图2b，计算EBSD得到的材料核平均位错值和材料的几何必需位错（GND）密度。得到的结果如图2e所示，WAAM-HSS的平均GND为1.8×1014m-2。

图2 初始WAAM-高强钢样品的EBSD结果：a反极图，b GND密度图，c晶界图，d极图，e GND位错密度图，f晶粒大小统计图表

图3a显示了静态工程应力-应变曲线，其中Z-1和Z-2是沿BD方向的拉伸试样，Y-1和Y-2是沿行走（WD）方向的拉伸试样。图3b显示了BD方向拉伸试样动态压缩下的真实应力-应变曲线。WAAM-HSS在静态拉伸试验中没有明显的屈服现象，但表现出各向异性。BD方向的极限拉伸应力较高（989Mpa），延展性稍低（0.19）；WD方向的极限拉伸应力较低（959Mpa），延展性较好（0.28）。已有试验表明，WAAM-HSS在动态压缩载荷下不存在各向异性，因此只讨论BD方向的动态压缩特性。在动态压缩载荷下，WAAM-HSS的屈服应力和最终应变随着应变速率的增加而增加。

图3 静态拉伸工程应力-应变曲线a，动态压缩下的实际应力-应变曲线b

图4显示了沿BD方向样品受冲击后的EBSD反极图(IPF)。图4a-d与图3b中不同应变速率相对应。在较低应变速率下（图4a、b），样品主要沿<101>方向分布。随着应变速率的增加，<101>方向的分布逐渐增加。由于体心结构中的α-Fe晶粒在动态压缩后具有优选取向，且晶粒旋转导致晶粒取向发生变化，因此<101>方向的分布强度增强。从图4c开始，一些晶粒开始部分断裂，晶粒取向在<101>方向进一步加强。如图4d所示，在高应变速率下，初始晶粒破碎，形成了强烈的<101>取向织构。

图4 不同应变速率下动态压缩后BD方向的IPF图：a应变速率为1800s-1，b应变速率为2700s-1，c应变速率为3700s-1，d应变速率为4200s-1

本研究中用于WAAM的原材料中Ni含量较低（2.20wt%），在冲击载荷作用下发生塑性变形时容易发生马氏体转变。图5显示了不同应变下初始样品和冲击后样品的XRD图像。未受冲击的初始样品主要包括铁素体（110）和马氏体M（211）。冲击后，在1800s-1的低应变下，出现了马氏体M（112）M（202），发生了马氏体转变；在应变速率为2700s-1时，马氏体M（112）的衍射峰明显增强，表明在此应变速率下马氏体转变活跃；在应变速率为3700s-1和4500s-1时，马氏体M（112）的衍射峰与应变速率为2700s-1时相比没有明显增强，这可能是马氏体转变达到饱和所致。计算马氏体相的含量，发现马氏体含量随应变速率的增加而增加，但在应变速率为2700s-1之后，马氏体含量增加不明显，趋于饱和。

图5 原始试样和试样在不同应变下受到冲击后的XRD图样

图6是冲击后沿试样轴向切割的截面SEM图。图6a-d的冲击应变速率依次增加。从图a到d，马氏体的含量依次增加。在图6d中，可以看到δ相遭到破坏，说明δ相对于塑性变形具有一定的阻碍作用。此外，从图6a到d可以明显观察到晶粒细化现象，这是由于在高应变率冲击下发生了热变形和再结晶，导致原始晶粒被破坏，出现了晶粒细化现象。关注公众号: 增材制造硕博联盟，免费获取海量增材资料，聚焦增材制造科研与工程应用！

图6 在不同应变率下压缩后沿试样轴向切割的截面SEM图：a应变率1800s-1，b应变率2700s-1，c应变率3700s-1，d应变率4200s-1

高强钢的屈服强度随应变速率的增加而增加，并且在高应变率的动态压缩中会发生位错滑移和孪晶变形，变形中会发生晶粒细化。屈服强度的提高与材料晶粒细化的位错密度密切相关,可以用Hall-Petch关系来解释。位错密度由GND和SSD组成，其中SSD难以直接测量。位错密度的变化可以通过GND的变化趋势来表征。位错提高屈服强度的机理可用Bailey-Hirsch公式表示，屈服强度可以随位错密度的增加而加强。通过EBSD测量了试验后样品的（平均）GND位错密度，位错密度随应变速率的增加而增加，因此屈服强度也随应变的增加而增加。

位错滑移和孪晶是动态冲击中两种相互竞争的变形机制。为了研究WAAM-HSS在不同应变率压缩下的响应，利用EBSD数据计算了核平均取向差（KAM）图，以表征微观结构。在计算中，KAM的最大方向角为5°。如图7所示，随着应变速率的增加，KAM值总体呈上升趋势。应变率的增加缩短了位错滑移的相应时间，需要更多的滑移来满足高应变速率的要求，从而导致KAM值的增加。应变速率的增加会导致更大的冲击动量，从而形成变形孪晶，这也会导致KAM值的增加。如图7所示，晶界附近的KAM值高于非晶界区域的KAM值，这是由于晶界在变形过程中对位错滑移的形成具有较强的阻碍作用。

图7 不同应变速率下样品的KAM图：a应变速率1800s-1，b应变速率2700s-1，c应变速率3700s-1，d应变速率4200s-1

孪晶也是高强钢在高应变率压缩条件下的一种重要变形。通过EBSD测量并统计了压缩后样品的孪晶率和（平均）GND位错密度，如图8所示。当应变速率为1800s-1-3700s-1较低应变速率压缩下时孪晶现象较少，而应变速率为4200s-1时孪晶现象更活跃。在应变速率为1800s-1下，样品的GND位错密度较低，而在应变速率为2700s-1-4200s-1下，样品的GND位错密度比在应变速率为1800s-1的压缩条件下要高一些。这表明位错滑移变形在低应变速率下占主导地位，而孪晶变形在高应变速率下更占主导地位。

图8 不同应变速率下样品的GND统计a，样品的孪晶率和平均GND位错密度统计b

相关成果以“Microstructure and dynamic mechanical behavior of wire-arc additive manufactured high-strength steel” 为题发表在期刊Journal of Materials Research and Technology上。