采用激光粉末床熔融工艺控制奥氏体Fe–16Mn–10Al–5Ni–0.86C轻质钢B2相形成的方法及其微观组织和力学性能

《Journal of Materials Research and Technology》：B2 Phase Controlling Method of Austenitic Fe–16Mn–10Al–5Ni–0.86C Lightweight Steel Using Laser Powder Bed Fusion Process and Its Microstructure and Mechanical Properties

纳米B2相/奥氏体协同强化机制；激光粉末床熔融；轻量化钢；快速凝固；强度-延展性协同优化

　　Fe–Mn–Al–C轻量化钢因其高比强度和良好的延展性而受到广泛关注。这类材料的强化机制主要依赖于κ相碳化物的形成。然而，κ相碳化物具有可剪切性，这在塑性变形过程中会限制其强化效果，进而影响材料的强度与延展性的协同优化。为了解决这一问题，研究者提出了添加镍（Ni）的方法，以形成非可剪切的B2有序金属间化合物（B2-IMCs），从而改善材料的力学性能。但B2-IMCs的细化通常需要复杂的热机械处理工艺，如热轧、冷轧和退火。激光粉末床熔融（L-PBF）作为一种先进的增材制造技术，其具有极高的冷却速率（103–10? K/s），能够直接在凝固过程中析出纳米尺度的B2相，从而避免传统多步骤处理的繁琐过程。

本研究通过L-PBF工艺制备了Fe–16Mn–10Al–5Ni–0.86C轻量化钢，并对其微观结构和力学性能进行了系统研究。实验结果表明，快速凝固促进了纳米级B2相在奥氏体基体中的均匀析出，B2相的平均尺寸低于200 nm，体积分数为24.46%。室温拉伸测试显示，该材料的屈服强度为1.214 GPa，延伸率为22.3%，表现出显著优于相同成分热轧材料的强度与延展性协同效应，接近冷轧和退火钢的水平。此外，对比分析揭示了B2析出行为与强化机制在不同加工条件下的内在联系。

近年来，随着交通运输行业对能源效率和排放标准的日益提高，开发轻量化且高强度的结构材料成为研究热点。Fe–Mn–Al–C轻量化钢因其优异的比强度和良好的可加工性而受到关注。铝的加入不仅显著降低了合金密度（铝含量每增加1 wt.%，密度降低约1.3%），还改变了碳化物类型：随着铝含量的增加，传统M?C碳化物逐渐被（Fe,Mn）?AlC型κ碳化物取代。κ碳化物具有L1′?结构，是这类钢中的典型强化相。通过精确的工艺控制，可以获得含有细小纳米级κ碳化物的奥氏体基体，从而赋予材料高强和高延展性。然而，κ碳化物在变形过程中表现出可剪切性，限制了其强化效果，导致加工硬化率降低，并阻碍了强度与延展性的进一步优化。

传统的Fe–Mn–Al–C轻量化钢合金设计通常聚焦于稳定一个具有延展性的奥氏体基体，以抑制脆性金属间相的形成。Kim等人提出了一种替代方案，即添加约5 wt.%的镍，以稳定B2型有序金属间相（B2-IMCs）。这一成分策略使镍和铝能够协同作用，稳定细小分布的B2析出相。与κ碳化物不同，B2相的不可剪切特性赋予了更强的加工硬化能力，从而显著提升了强度与延展性的协同效应。镍的添加促进了（Ni,Al）富集的B2相形成，允许更高的铝含量（约10 wt.%），从而将合金密度降低至6.8–6.9 g/cm3，比传统钢材低约13–15%，进而实现轻量化与高强度的结合。然而，B2强化钢的制备通常依赖于热机械处理，包括热轧、冷轧和退火等复杂工艺。这些工艺路径中，细小的B2析出相通常在再结晶奥氏体晶界、亚晶界和变形剪切带等高密度形核位点形成。这种复杂性不仅增加了制造成本，还限制了在复杂几何形状部件生产中的应用，尤其是在结合挤压或成型步骤时。因此，如何简化Fe–Mn–Al–Ni–C轻量化钢的加工流程，同时保持优异的力学性能，已成为当前研究的一个紧迫课题。

增材制造（AM）技术近年来被提出作为解决这一挑战的潜在方案。AM能够通过计算机辅助设计（CAD）模型直接制造接近净成形的复杂三维部件，为传统铸造提供了一个有力的替代选择。在多种AM技术中，激光粉末床熔融（L-PBF）因其高精度和出色的复杂几何体制造能力而受到特别关注。L-PBF利用高能激光束诱导金属粉末的快速熔化与凝固，其典型的冷却速率可达10?–10? K/s，从而产生高度细化的微观结构。已有研究表明，L-PBF的快速凝固条件不仅能够细化晶粒结构，还能有效调控析出行为。例如，Xie等人报告称，通过L-PBF制造的Fe–Mn–Al–C轻量化钢表现出屈服强度超过740 MPa、抗拉强度达990 MPa以及延伸率超过27%，验证了该工艺的可行性与潜力。

最近的研究进一步强调，L-PBF过程中产生的热循环和快速凝固能够显著改变金属合金的析出行为及其相关的强化机制。Lin等人发现，在L-PBF制造的FeCoCrNiMo?.?高熵合金中，热循环诱导的纳米相溶解与再析出显著提高了塑性。而Xi等人则报道了一种无裂纹的镍基高温合金，其通过晶粒细化和条带析出抑制实现了优异的强度与延展性协同效应。这些研究揭示了L-PBF在调控析出行为和增强材料性能方面的巨大潜力。

然而，目前尚未有系统研究探讨通过L-PBF工艺制备的Fe–Mn–Al–Ni–C轻量化钢中B2金属间相的形成行为及其对力学性能的直接贡献。为此，本研究选择Fe–16Mn–10Al–5Ni–0.86C作为代表性合金，分析其在L-PBF工艺下的微观结构与力学性能。研究提出，L-PBF过程中的快速凝固有助于在奥氏体基体中形成细小、均匀分布的B2析出相。通过系统分析B2相的微观特征及其对强化效应的影响，本研究旨在建立L-PBF制造的Fe–Mn–Al–Ni–C轻量化钢中B2相的作用机制，为未来的应用提供理论指导与工艺见解。

在实验方法方面，研究采用了一种30 kg的热轧Fe–Mn–Al–Ni–C轻量化钢薄板（厚度为25 mm），通过真空感应熔炼制备材料，并利用氩气雾化技术制备适用于L-PBF的粉末原料。通过场发射扫描电镜（FE-SEM）观察粉末形貌，利用激光粒度分析仪测定粉末粒径分布，结果表明粉末主要呈球形，粒径分布范围为D10 = 7.11 μm，D50 = 18.66 μm，D90 = 35.21 μm。粉末的化学成分通过火花光谱（S-OES）和电感耦合等离子体质谱（ICP-MS）进行分析，并在表1中列出。

L-PBF工艺采用Concept Laser GmbH的Mlab设备，在高纯度氩气（纯度99.995%）环境下进行。工艺参数包括激光功率90 W，扫描速度450 mm/s，扫描间距0.08 mm，层厚0.025 mm。研究采用了岛屿扫描策略，相邻层之间旋转角度为17°，以减少熔池边界对齐和模式重复，从而提高表面质量与零件密度。通过初步试验，发现当能量密度超过150 J/mm3时，会导致孔洞形成；而能量密度低于75 J/mm3时，则容易产生熔合不足缺陷。最终，通过优化工艺参数，选择能量密度为100 J/mm3，实现了近全致密的结构，孔隙率约为0.21%。采用L-PBF工艺制造了尺寸为10 × 15 × 75 mm3的棒状样品，其表面质量良好，如图1(d)所示。

为了进行对比分析，研究还制备了传统工艺处理的轻量化钢样品。通过真空感应炉制造了30 kg的铸锭，尺寸为300 mm（宽） × 240 mm（长） × 80 mm（厚）。铸锭在1150°C下保温2小时后，进行热轧至最终厚度为5 mm，随后空冷至室温。从轧制板中切割出尺寸为30 mm × 70 mm × 5 mm的矩形试样，并在900°C下退火15分钟，随后水淬至室温，以保留高温微观结构。

在微观结构分析方面，研究对L-PBF制造和传统轧制的Fe–Mn–Al–Ni–C轻量化钢样品进行了全面的结构表征。通过光学显微镜（OM）和场发射扫描电镜（FE-SEM）观察样品的微观结构。为了获得更详细的分析，研究使用了高分辨率电子背散射衍射（HR-EBSD）和透射电子显微镜（TEM）进行进一步的结构表征。研究发现，L-PBF制造的样品表现出显著的晶粒细化和更弱的织构强度，而传统轧制样品则呈现出更粗大的晶粒和沿轧制方向排列的条带状结构。通过EBSD分析，研究确定了L-PBF样品中B2相的平均尺寸为0.96 ± 0.27 μm，而奥氏体晶粒的平均尺寸为1.99 ± 2.41 μm。相比之下，传统轧制样品的B2相和奥氏体晶粒平均尺寸分别为144.93 ± 6.73 μm和75.08 ± 5.52 μm。值得注意的是，这些EBSD测得的值仅对应可分辨的B2相和奥氏体区域，而L-PBF样品中观察到的纳米级B2析出相（如晶界处约350 nm、奥氏体晶粒内约60 nm）低于EBSD的检测极限。

通过EBSD分析，研究进一步揭示了L-PBF样品与传统轧制样品在织构和局部应变积累方面的显著差异。L-PBF样品的逆极图（IPF）图谱显示其具有弱的{001}?100?纤维织构，而传统轧制样品则表现出显著的γ纤维{111}?110?织构。这表明，L-PBF过程中的等轴凝固与传统轧制过程中的变形诱导再结晶之间存在根本性的差异。此外，KAM图谱显示，L-PBF样品的平均局部应变值为0.94°，显著高于传统轧制样品的0.74°，这反映了L-PBF过程中快速凝固和陡峭热梯度所导致的更高局部应变积累。而传统轧制样品的较低KAM值则归因于热轧和退火过程中产生的应变缓解。

在力学性能分析方面，研究对L-PBF制造和传统轧制的Fe–Mn–Al–Ni–C轻量化钢样品进行了室温拉伸测试。拉伸试样沿扫描方向（SD）制备，其尺寸为17 mm标距长度、4 mm宽度和2 mm厚度。为了确保测试的准确性，所有试样在测试前均经过机械抛光，以减少表面粗糙度。测试在室温下进行，应变速率为1×10?3 s?1，每个样品条件重复三次以确保结果的可重复性。实验结果表明，L-PBF制造的样品表现出更高的屈服强度（1214.21 MPa）和抗拉强度（1384.93 MPa），而传统轧制样品的屈服强度和抗拉强度分别为1168.77 MPa和1298.70 MPa。此外，L-PBF样品的延伸率（22.27%）明显高于传统轧制样品（11.52%），这表明L-PBF制造的样品具有更好的塑性。

研究进一步通过真应力-应变曲线分析了不同变形阶段的加工硬化行为。在初始塑性变形阶段（Stage I），加工硬化率（dσ/d?）随着应变的增加而迅速下降。随后，在应变增加的过程中，加工硬化率线性降低（Stage II），而到了变形后期（Stage III），当加工硬化率等于应力时，材料发生断裂。L-PBF样品表现出比传统轧制样品更高的初始加工硬化率，并且在较大应变范围内保持较高的加工硬化率，这表明其具有更优异的塑性变形能力。

在断裂分析方面，研究对L-PBF制造和传统轧制的样品进行了室温拉伸后的断口分析。L-PBF样品的断口显示出混合的脆性和韧性断裂模式，且在断口上观察到多个等距的深沟槽。这些沟槽由初始孔洞引发的裂纹扩展形成，而沟槽内部可见部分熔化的颗粒。相比之下，传统轧制样品的断口呈现出裂纹和准解理面的特征，其中准解理面由光滑面和凹坑组成，而空隙区域则显示为细小的凹坑层。准解理面表明存在解理型断裂，这可能降低了样品的延展性。此外，研究指出，由于L-PBF样品的孔隙率极低（约0.21%），且无孔洞引发的裂纹，因此孔隙对断裂行为的影响可以忽略。L-PBF样品的混合断裂模式主要归因于奥氏体基体与局部脆性B2相共存的特性。

通过EBSD分析，研究进一步揭示了两种加工方式下B2相尺寸和分布的显著差异。L-PBF样品中的B2相呈现为均匀分布的细小析出相，其尺寸较小且分散，而传统轧制样品中的B2相则呈现为沿轧制方向排列的粗大条带状结构。这种细小且均匀的B2相分布有效阻碍了位错滑移，从而提升了材料的强度，同时避免了过度的应力集中，有助于保持良好的延展性。相比之下，传统轧制样品中的粗大且条带状的B2相则成为裂纹起始的优先区域，导致应变局部化，从而降低了塑性。

总体而言，本研究系统分析了L-PBF制造的Fe–Mn–Al–Ni–C轻量化钢的微观结构与力学性能，并将其与传统轧制样品进行了对比。研究发现，L-PBF制造的样品具有更细小、均匀分布的B2相，其平均尺寸为0.96 μm，而奥氏体晶粒的平均尺寸为1.99 μm。相比之下，传统轧制样品的B2相和奥氏体晶粒平均尺寸分别为144.93 μm和75.08 μm。这些结果表明，L-PBF过程中的快速凝固和陡峭热梯度有助于形成细小且均匀的B2相，从而显著提升了材料的强度与延展性协同效应。此外，L-PBF制造的样品表现出更弱的织构强度和更高的局部应变积累，这表明其具有更均匀的微观结构和更高的强度。

通过综合分析，研究发现L-PBF制造的样品的强度主要来源于B2相的析出强化，其次是固溶强化和晶界强化。B2相的纳米级尺寸、均匀分布和与奥氏体的Kurdjumov–Sachs（K–S）取向关系确保了与基体的相容性变形，同时其与基体界面的应变积累促进了几何必要位错（GNDs）的高密度形成，从而提升了屈服强度和持续的加工硬化能力。研究进一步通过模型计算验证了不同强化机制对总屈服强度的贡献，其中析出强化贡献最大，其次为固溶强化和晶界强化。这些结果表明，L-PBF工艺通过快速凝固有效促进了纳米级B2相的形成，为设计高性能轻量化钢提供了理论支持和工艺指导。