背景简介

增材制造（AM）不锈钢因其潜在的高强度优势和结构设计自由度，在能源、化工及高端装备领域具有广阔的应用前景。其中，316 奥氏体不锈钢凭借优良的耐蚀性、成形性和综合力学性能，逐渐成为增材制造结构件的重要候选材料，但在 AM 条件下仍普遍面临强度-塑性权衡难题。激光粉床熔融（LPBF）作为目前应用最广泛的金属增材制造技术之一，在工业应用中仍存在多材料打印交叉污染、后处理流程复杂，以及散装粉末在储存与使用过程中的安全与健康风险等问题，限制了其进一步规模化应用。为克服上述不足，金属粉末片材增材制造（Metal Additive Manufacturing with Powder Sheets, MAPS）应运而生。该技术以粉末片材替代散装粉末，在原材料储运安全性和回收利用方面具有显著优势，并已成功制备出兼具超高强度与可观延展性的AM不锈钢，其极限抗拉强度可达传统 LPBF 制备材料的2倍，为高端承载结构件制造提供了新的技术路径。然而，增材制造过程中复杂的热历史与材料供给方式，会引入显著不同的初始微观组织特征，从而深刻影响材料的变形机制、应变分配方式以及损伤演化行为。对于新型制造工艺的结构完整性评估而言，仅依赖宏观强度或延性指标已难以全面衡量增材制造结构件的服役可靠性，亟需从微观变形机制与局部应变演化角度出发，建立制造路径-微观结构-力学响应之间的清晰关联。

成果介绍

（1）图1 (a, b)展示了两种不同的增材制造技术，并着重突出了LPBF和MAPS工艺粉末原料的差异。通过准原位EBSD技术，对未变形、~90%抗拉强度、和~98%抗拉强度三个应变阶段进行表征。图1 (c)展示了采用LPBF和MAPS工艺制备的SS316合金的拉伸性能。MAPS样品的极限抗拉强度（~1200 MPa）显著高于LPBF样品（~563 MPa）；MAPS 样品的断裂后延伸率约为20.2%。图1 (d)的对比进一步表明，MAPS SS316的综合性能，优于传统的激光增材同类材料，且可与采用大塑性变形方法引入纳米结构强化的高性能316L不锈钢相媲美。这些不同的机械性能表明，本研究中两种不同增材制造技术的 SS316 合金的拉伸行为受不同的变形机制控制。

图1. (a) MAPS和(b) LPBF制造方法的示意图，重点展示了粉末原料的差异。(c) 沿X方向间断拉伸变形的工程应力-应变曲线和试样几何形状。(d) 本研究以及其他采用传统增材制造(AM)和剧烈塑性变形(SPD)方法加工的 SS316合金的屈服应力与均匀延伸率关系的总结

（2）图2和图3展示了两种合金在拉伸变形过程中的微观结构和内部状态演变，突显了变形行为的显著差异。在LPBF样品中，变形孪晶出现，呈针状或透镜状，并且随着施加应变的增加而变得更为明显，有效实现应变再分布，缓解局部应力集中，从而保证了优异的延展性，但强度提升有限；相比之下，在MAPS样品的拉伸变形过程中很少观察到形变孪晶，但其取向差分布在低角度晶界（LAGB，2°-10°）范围内表现出强烈的峰值，并且随着应变的增加而逐渐增强。核平均取向差（KAM）和几何必需位错（GND）定性和定量分析表明，MAPS样品中的位错密度增量显著大于LPBF样品。LPBF中的变形孪晶优先发生在位错堆积引起的局部应力集中区域；而MAPS样品中高KAM区域均匀分布于胞状亚结构中，这类纳米级胞状亚结构通过限制位错运动和实现持续的位错存储，显著增强了加工硬化。

图2. 拉伸变形过程中的微观结构演变：(a) LPBF和(b) MAPS样品在三个变形阶段的微观结构演变，包括未变形状态、~90% UTS和~98% UTS 状态，(c) 取向差角分布随变形应变增加的演变规律

图3. 拉伸变形过程中的KAM演变：(a)LPBF和(b) MAPS的KAM图，以及(c)相应的KAM分布曲线图

（3）图4中EBSD表征结果和图5示意图揭示了MAPS SS316合金中主要的变形机制，涉及位错堆积和亚晶粒结构演变。图4中展示了两个典型晶粒的微观演变，其中亚晶粒晶界逐渐变尖锐并演化成胞状结构，亚晶界取向差角随变形程度逐渐增大，晶粒内部形成了高密度的低角度晶界。这种位错主导的变形模式导致了明显的应变局部化，相应的晶粒取向平均偏差（GROD）分析证实这些应变局部化带集中在亚晶界位置，且与最终的断口形貌吻合。由于工艺导致间隙元素富集，提高了合金的堆垛层错能（SFE），抑制了变形孪生的发生。但合金中纳米级胞状亚结构（位错+纳米碳化物）成为位错存储的有利位置，变形过程中位错大量堆积、缠结并重新排列，形成高密度低角度晶界（占比达76.2%）。这种位错和胞状亚结构相互作用产生强烈的应变硬化效应，使样品获得超高强度，同时胞状结构的协调变形保留了一定延展性。

图4. MAPS样品拉伸变形过程中典型的胞状亚晶粒演变及断裂表面形貌：(a, b) ~ 98% UTS下典型晶粒的IPF-X图和带对比度图；(c)三个变形阶段的取向差角线分布曲线(Line1)；(d, e, f) ~ 98% UTS下典型晶粒的IPF-X图、GROD图及线分布曲线(Line2)。(g)未变形状态和(h) ~ 98% UTS下MAPS样品的TEM-BF图像，展示了胞状亚结构和位错堆积；(i) MAPS样品的断裂表面，展示了晶界（黑色虚线）和排列整齐的撕裂脊（黄色虚线）

图5. (a, d) LPBF和MAPS工艺制备的SS316中主导变形机制示意图。两种样品在~98% UTS状态下的孪晶和低角度晶界分布及比例。(b, e) 孪晶，(c, f) 低角度晶界

致谢

这项工作得到了PoSAddive-Powder Sheet Additive Manufacturing（由EIT RawMaterials共同资助，项目编号22021）和爱尔兰企业局（CF-2020-1564-A/B）的资助；以及Henry Royce先进材料研究所（英国工程与物理科学研究委员会EPSRC，EP/R00661X/1、EP/S019367/1、EP/P025021/1和EP/P025498/1）项目资助；同时都柏林大学学院（UCD）的Asli Coban博士和都柏林圣三一学院（TCD）的Ramesh Babu教授提供的技术支持。本文第一作者：邓扬超（曼彻斯特大学），本文通讯作者：吴凡（曼彻斯特大学），张文友（西安交通大学、都柏林大学圣三一学院）。

 本期小编：邓扬超（整理）

董乃健 （发布）