电弧增材制造马氏体时效钢的动态拉伸变形行为：微观组织演变与断裂机制

《Journal of Materials Research and Technology》：Dynamic tensile deformation behaviour of maraging steel fabricated by wire arc additive manufacturing: microstructural evolution and fracture mechanism

　　

摘要 采用分离式霍普金森拉杆（Split Hopkinson Tension Bar, SHTB）研究了电弧增材制造（Wire Arc Additive Manufacturing, WAAM）马氏体时效钢（Maraging Steel, MS）的动态拉伸响应。结果表明，沉积态（As-Deposited, AD）和固溶时效处理（Solution Aging Treatment, SAT）试样的强度均表现出显著的应变率强化效应，SAT试样在2535 s-1应变率下屈服强度达到2209 MPa。然而，断裂应变随应变率升高而降低，表现出应变率脆化效应。断口形貌呈现微孔聚集型断裂特征，在断口边缘观察到部分氧化物夹杂。变形行为受位错行为与晶界演变共同控制，高应变率下位错塞积和局部热软化加速了断裂过程。研究提出了一种修正的应变率强化模型，该模型能够准确描述率相关力学响应。本研究推动了WAAM-MS在高应变率下动态变形理论的发展，对进一步提升WAAM-MS的动态服役性能具有重要意义。

论文解读：电弧增材制造马氏体时效钢的动态拉伸变形行为研究

一、研究背景与科学问题

马氏体时效钢（Maraging Steel, MS）凭借高强度、高硬度及优异韧性，被广泛应用于航空航天和装甲防护等关键构件。传统制造方法在制备复杂结构时存在模具制造复杂、材料浪费严重和加工周期长等固有缺陷。增材制造（Additive Manufacturing, AM）技术基于三维模型数据逐层成形，在复杂构件制备方面具有独特优势。其中，电弧增材制造（Wire Arc Additive Manufacturing, WAAM）以金属丝材为原料，通过电弧逐层沉积材料，具有沉积效率高、成本低且可制备大型构件等突出优点，在航空航天和重型机械领域展现出广阔应用前景。

实际服役过程中，上述构件常承受爆炸或冲击等动态载荷，涉及高应变率下的变形行为。已有研究对传统工艺制备的MS动态力学性能开展了部分探索，包括基于分离式霍普金森压杆的应变率敏感性评估、泰勒砧试验以及化学成分对动态压缩行为的影响等。然而，WAAM过程复杂的热循环和快速凝固导致微观组织与传统工艺存在显著差异，其动态载荷下的应变率效应更为复杂。已有针对WAAM-MS的研究主要集中于动态压缩性能，但压缩载荷下试样横截面积增大，在一定程度上缓解了应力集中，材料表现出较高的强度和塑性。而实际承载结构往往承受动态拉伸载荷，拉伸过程引发物理颈缩、减小横截面积并造成严重应力集中，其应力状态与压缩截然不同，导致变形和失效机制存在本质差异。目前关于WAAM-MS动态拉伸载荷下力学响应的研究十分有限。

基于上述问题，本研究通过WAAM制备MS构件，采用分离式霍普金森拉杆（Split Hopkinson Tension Bar, SHTB）系统研究应变率、加载方向和热处理对MS动态力学性能的影响，结合多种表征手段揭示强化机制和动态变形机制，并建立改进的应变率敏感本构关系，对提升WAAM-MS动态服役性能具有重要意义。

二、主要关键技术方法

研究人员采用自制马氏体时效钢丝材为填充材料，以316不锈钢（300 × 300 × 20 mm3）为基板，通过六轴焊接机器人、CMT Advanced 5000焊接电源及CMT VR7000送丝机构成的WAAM系统制备尺寸为270 × 75 × 12 mm3的MS薄壁构件。力学测试包括准静态拉伸和动态拉伸两类：准静态试验在万能试验机上以0.5 mm/min拉伸速度进行，采用标距10 mm的引伸计记录应变；动态拉伸试验采用SHTB系统，通过高压气体驱动弹丸撞击入射杆端部法兰产生拉伸加载波，利用应变片测量入射波、反射波和透射波，基于一维弹性波理论计算应力、应变和应变率。微观组织表征综合运用光学显微镜（OM）、场发射扫描电子显微镜（SEM）及能谱仪（EDS）、电子背散射衍射（EBSD）和透射电子显微镜（TEM）等手段，对原始试样和动态试验后试样进行组织观察、晶体学信息分析和纳米析出相表征。

三、研究结果

3.1 原始微观组织

AD试样经X射线衍射（XRD）分析主要呈现马氏体和奥氏体峰，SAT试样中马氏体衍射峰仍可观察到而奥氏体峰几乎消失，这归因于增材制造过程中形成的亚稳态残余奥氏体在热处理充分动力学条件下分解或转变。OM观察显示AD试样由柱状晶和等轴晶组成，熔合线两侧晶粒形态不同；WAAM过程中沉积层预热和重熔促使晶粒横向生长形成柱状晶，熔滴高速冲击熔池导致晶粒在热冲击下破碎并再结晶。SEM分析表明AD试样组织由马氏体和奥氏体构成，快速冷却使奥氏体直接转变为马氏体，但非平衡凝固导致奥氏体未完全转变，Ti、Ni、Mo等奥氏体稳定化元素在晶间柱状区富集降低了马氏体开始转变温度（Ms），促进奥氏体逆转变形成。SAT试样组织完全转变，柱状结构消失并转化为针状或层片状结构，马氏体变为等轴状；完全奥氏体化加热过程中原始柱状晶被破坏形成等轴奥氏体晶粒，冷却后获得均匀等轴马氏体，基体表面观察到大量残留奥氏体晶界。TEM表征显示WAAM热循环相当于对沉积层进行原位时效，诱导Ni、Mo、Ti富集的纳米析出相析出；热处理后析出相形态变为颗粒状，固溶过程中非平衡相回溶，后续时效重新以更均匀形态析出；高分辨TEM（HR-TEM）分析确认纳米析出相为Ni?Ti。EBSD分析显示AD试样呈柱状晶且沿<001>和<111>方向具有明显局部取向聚集，热处理后转变为随机取向等轴晶；AD试样平均KAM值约2.12°，SAT后位错密度降至1.81°；AD试样低角度晶界（LAGBs, 2°-15°）约占71.5%，热处理后增至75.7%。

3.2 力学性能

准静态拉伸试验显示，AD试样水平方向极限抗拉强度（UTS）为1230.3 MPa、伸长率21.1%，垂直方向UTS为1175 MPa、伸长率19%，垂直方向塑性较低可能归因于层间缺陷；SAT后UTS分别提高至1612.3 MPa（水平）和1608 MPa（垂直），伸长率降至12.6%和12.1%。动态拉伸试验中，在给定气压下真实应变率先上升、后达到平台、卸载时下降；0.4 MPa气压下卸载阶段出现短暂应变率升高，归因于较高拉伸速率下热软化与加工硬化不平衡导致变形集中于颈缩区。不同应变率下真实应力-应变曲线表明，AD和SAT试样屈服强度均随应变率增加而升高，呈现典型应变率硬化效应；随塑性应变增加，热软化与应变硬化竞争并最终占主导，流动应力逐渐下降、变形局部化加剧并最终断裂。材料在较低应变率下表现出较高塑性，高应变率下塑性应变降低。

3.3 断口形貌表征

SEM观察显示所有试样均呈现以韧窝为特征的韧性断裂，表明微孔聚集机制主导断裂过程。断口表面表现出明显颈缩行为，位于断口中心的纤维区是动态拉伸断裂的起裂区域，剪切唇区最后断裂且与拉伸方向呈45°角。AD和SAT试样断口边缘均观察到氧化物夹杂，这些夹杂物密度低于液态金属，在熔池流动过程中聚集于最后凝固区域，导致其存在于垂直层间界面处，极易成为裂纹萌生位置。

3.4 动态拉伸后微观组织

EBSD分析显示变形后AD试样柱状形态几乎消失并出现大量细晶，晶粒取向从<001>方向转向<111>方向；塑性变形过程中晶粒沿滑移方向运动，为协调宏观变形需绕特定轴旋转使滑移方向逐渐转向拉伸轴，体心立方（BCC）结构最优滑移方向为<111>，因此拉伸变形后多数晶粒趋向平行于<111>方向。晶界分布分析表明，低应变率下LAGBs占约73.6%，随应变率升高增至75.5%，在约2535 s^-1时LAGBs含量下降；KAM分析显示低应变率下塑性变形引入大量位错使整体KAM升高，随应变率增加位错增殖速率加快，LAGBs逐渐演变为高角度晶界（HAGBs），位错重排降低位错密度。垂直方向试样中柱状晶沿拉伸方向伸长，因晶界平行于拉伸轴对位错滑移阻碍较小；随应变率增加晶粒伸长并被细分为细小亚晶，呈现明显择优取向；高应变率下位错传播速率快且缺乏足够时间滑移，材料更快屈服，滑移或剪切倾向于沿最大剪应力方向发生，导致晶粒剪切变形并分布于剪切带中。SAT试样初始等轴晶拉伸后伸长，IPF图中出现大面积均匀取向区域，表明形成<111>择优织构；动态拉伸后LAGBs分布较原始状态显著增加，高应变率下HAGBs含量增加而LAGBs含量降低。

四、讨论部分总结

4.1 WAAM-MS强化机制

研究人员从位错强化、固溶强化和析出强化三方面分析了静态强化机制。位错强化方面，热处理前后MS均具有高位错密度，动态变形过程中位错快速增殖并相互作用增强材料强度，计算得到AD和SAT试样位错强化贡献分别为370.5 MPa和317.6 MPa。固溶强化方面，溶质原子通过晶格畸变和位错钉扎效应有效提高动态屈服强度和流动应力，热处理改变溶质元素浓度和分布从而改变强化效果，计算值分别为262.5 MPa和391.8 MPa。析出强化方面，马氏体基体内分布大量析出相有效钉扎位错，迫使位错以绕过（Orowan机制）或剪切方式通过；基于TEM结果计算AD和SAT试样析出相平均等效半径分别为6.5 nm和8.2 nm，平均间距分别为67.4 nm和52.3 nm；由于析出相尺寸超过临界半径，强化机制转变为Orowan绕过模式，计算得到热处理前后析出强化贡献分别为344.7 MPa和498.6 MPa。

4.2 断裂机制

材料的断裂行为主要由应力状态决定。与动态压缩不同，动态拉伸下断裂机制由正应力主导，微裂纹的形核和扩展是断裂的主要原因。拉伸载荷下位错在夹杂物或晶界处堆积形成位错群，其产生的背应力阻碍后续位错运动导致加工硬化；持续加载使位错群内位错密度过高，产生应力集中并在这些位置诱发微裂纹形核。根据Considère准则，当加工硬化率降至屈服强度以下时颈缩开始，颈缩使材料处于多轴应力状态；拉伸应力下微孔快速长大并萌生微裂纹，促进局部软化并加速颈缩区进一步扩展，微裂纹持续扩展形成主裂纹最终导致断裂。断裂应变随应变率升高而降低，表明材料呈现应变率脆化效应（SREE）。低应变率下位错有足够时间克服障碍并通过持续滑移协调塑性变形；高应变率下位错传播更快且无法充分协调变形，位错累积在更短时间内导致局部应力集中，加速微裂纹形核和扩展。此外，高应变率下塑性变形持续时间短暂，塑性功转化热量来不及扩散导致局部温度升高和局部热软化，使变形高度集中并迅速诱发微观颈缩，颈缩区应力三轴度急剧增加，加速微孔长大和聚合，从而降低宏观断裂位移。

4.3 应变率效应

采用动态增长因子（DIF）量化应变率对屈服强度和抗拉强度的影响，DIF定义为动态强度与静态强度之比，反映材料应变率敏感性。结果表明材料DIF随应变率增加显著增大，这与动态变形下微观组织演变相关。WAAM-MS的微观组织演变由位错行为和晶界结构转变共同控制：低应变率变形时塑性变形引入大量随机分布位错；随应变率增加，位错传播速率加快，位错缠结和重排形成位错墙和亚晶粒，导致LAGBs数量增加；更高应变率下塑性变形时间缩短、储存变形能增加，动态再结晶（DRX）驱动力增大，低角度亚晶持续吸收位错使取向差增大，同时晶粒为协调宏观塑性变形而旋转，LAGBs转变为HAGBs，最终导致LAGBs含量先增后减。Johnson-Cook（J-C）模型广泛用于描述动态加载下变形行为，但计算表明WAAM-MS的应变率硬化系数C在不同应变率下并非恒定值，且C值随应变增加逐渐减小，主要归因于位错累积降低热导率并提高内部温度，同时动态回复使高密度位错通过攀移和重排形成亚晶，综合作用抵消了应变率效应引起的应力增加。采用固定C值的J-C模型拟合曲线与实验曲线存在显著偏差，研究人员通过分析应变率与应变关系并用非线性模型拟合，最终建立了修正的C值表达式，修正后模型在加工硬化阶段与实验数据高度吻合，表明改进的J-C模型能有效描述WAAM-MS在不同应变率下的力学性能。

五、研究结论

本研究利用分离式霍普金森拉杆系统研究了电弧增材制造马氏体时效钢的动态拉伸力学性能和微观组织演变机制，主要发现如下：

1. 1.
   AD试样呈现典型柱状晶结构，由板条马氏体和残余奥氏体组成，水平方向极限抗拉强度约1230 MPa，伸长率约21.1%；SAT后柱状晶转变为等轴晶，极限抗拉强度提高至约1612 MPa，伸长率降至12.6%。
2. 2.
   动态拉伸载荷下，AD和SAT试样屈服强度均随应变率增加显著提高；在2535 s^-1应变率下，AD和SAT试样屈服强度分别达到1720 MPa和2209 MPa。两种试样断裂应变均随应变率升高而降低，AD试样从21%降至17%，SAT试样从13%降至9%。
3. 3.
   WAAM-MS的微观组织演变由位错行为和晶界结构转变共同控制。初始位错密度为2.12°，SAT试样KAM降至1.81°；AD试样LAGBs比例从71.5%增加至1005 s^-1时的73.6%，进一步增加至1665 s^-1时的75.5%，但在2535 s^-1时降至72.8%。
4. 4.
   不同应变率下断裂应变存在差异，AD试样从约21%降至16%，SAT试样从11%降至6%。较低应变率下位错有充足时间协调变形，断裂应变较高；高应变率下位错更快累积和局部热软化导致局部应力集中，韧性降低，因此MS断裂应变随应变率增加而降低。
5. 5.
   塑性变形累积导致热软化和动态回复，削弱应变率硬化效应，应变率硬化系数C随塑性应变增加而降低。基于J-C模型对应变率硬化系数进行修正，更好地反映了MS的应变率敏感性。