選區(qū)激光熔化成形FeCrNi 中熵合金點陣結構及其力學性能

孫 馳，汪 健，賀 賀，秦冬陽*，曹遠奎，付 遨，劉 彬*

（1 中南大學 粉末冶金研究院，長沙 410083；2 西北工業(yè)大學 航空學院，西安 710072）

航空航天及軌道交通等領域的快速發(fā)展對結構材料的靜態(tài)承載性能和吸能性能提出了更高要求。具備高比強度、比能量吸收值的新型輕量化結構材料，無論是在登陸器的緩沖支架，還是汽車的支撐吸能結構等關鍵部件的制造中，都有著越來越廣闊的應用場景［1-4］。金屬點陣材料是由單元格在空間規(guī)則重復排列得到一種多孔輕質材料，具有良好的比強度、比剛度等特性，在航空航天、生物醫(yī)療、汽車工業(yè)等領域的應用日益廣泛［5-9］。目前用于制備金屬點陣結構的材料主要有Ti6Al4V、AlMgSi、316L 不銹鋼和CuCrZr 等合金。Ti6Al4V 和AlMgSi 制備的點陣結構強度高且密度小，但塑性較差，在較小變形量下即發(fā)生斷裂或破碎，緩沖吸能階段過短［10-11］。316L 不銹鋼和CuCrZr 制備的點陣結構具有較好的變形協調能力和較長的緩沖吸能階段，但強度較低，比吸收能量值也較?。?2-13］。因此，同時提升點陣結構的強度和塑性是提升其沖擊吸能性能的關鍵。

中熵合金因其優(yōu)異的綜合力學性能為新型高性能點陣結構材料的開發(fā)提供了新方向［14-16］。中熵合金具有強烈晶格畸變、多元固溶結構和變形誘導孿生（TWIP）等特性而兼具高強度和高塑性。例如，CoCrNi 中熵合金有較低的層錯能、低的孿晶發(fā)動臨界應力以及顯著的TWIP 效應，使其具有優(yōu)異的室/低溫拉伸性能和抗沖擊性能［17］。本團隊采用SLM 技術制備了FeCrNi 中熵合金，其拉伸強度超過1000 MPa，伸長率高于30%，具有優(yōu)異的強度與塑性組合。同時，由于過飽和固溶的高鉻含量，FeCrNi 中熵合金具有極好的耐腐蝕性（腐蝕電流密度icorr=0.06 μA·cm-2，僅為316 不銹鋼的五分之一）［18］，在海洋和化工等領域作為結構材料有重要應用前景。將點陣結構與高強韌中熵合金相結合，有望制備出比強度與比能量吸收性能更加優(yōu)異的超材料，但是該方面的研究目前還十分缺乏。

本研究選用FeCrNi 中熵合金作為基體，采用選區(qū)激光熔化方法制備具有BCC，BCCZ，FCC，FCCZ 四種仿晶格結構的金屬點陣結構材料，結合實驗表征與有限元模擬方法對其顯微組織、力學性能及變形行為進行了系統研究。旨在開發(fā)兼具高比強度和高比能量吸收值的中熵合金點陣材料，為承載-吸能一體化結構設計與材料制備提供理論參考。

1 實驗材料與方法

1.1 點陣結構的制備

本研究選取了BCC，FCC 系晶格點陣結構作為研究對象，此類結構具有制備方便、可靠性高、機械效率優(yōu)越等優(yōu)點，并已顯示出優(yōu)異的承載和吸能性能［19-21］?；谙惹皥蟮赖腟LM 點陣結構力學性能數據以及可制造性要求，最終確定點陣結構的晶格支柱直徑為0.3 mm，單胞邊長2 mm。使用三維建模軟件3D Metalwerks 構建了四種不同點陣結構的模型，如圖1 所示。圖1（a）為體心立方結構（BCC）；圖1（b）為體心立方Z軸加強結構（BCCZ）；圖1（c）為面心立方結構（FCC）；圖1（d）為面心立方Z軸加強結構（FCCZ）。在ABAQUS 有限元仿真平臺上對FeCrNi 中熵合金點陣結構進行準靜態(tài)壓縮過程模擬分析。使用建模軟件Spaceclaim 構建仿真模型，生成STP 格式文件并導入ABAQUS 中。上下壓頭設置為剛體，壓頭與點陣結構間的摩擦因數設為0.14，每個模型網格劃分單元數均大于30 萬。

圖1 四種點陣結構模型及其單胞示意圖 （a）BCC；（b）BCCZ；（c）FCC；（d）FCCZFig.1 Four lattice structure models and their units （a）BCC；（b）BCCZ；（c）FCC；（d）FCCZ

選用氣霧化法制備的FeCrNi 中熵合金粉末為實驗原料，其物性如圖2 所示。圖2（a）為FeCrNi 中熵合金粉末的SEM 圖，粉末呈現球形或近球形，存在少量衛(wèi)星粉。圖2（b）為粉末粒徑分布曲線，粉末粒徑分布集中，中位徑（D50）為60.3 μm。圖2（c）中的粉末XRD 圖譜顯示FeCrNi 預合金粉末為單相的面心立方結構，五個衍射峰分別對應面心立方結構的（111），（200），（220），（311）和（222）晶面。分別采用電感耦合等離子體質譜技術和儀器氣體分析技術對粉末中的金屬元素和非金屬輕元素進行測量。FeCrNi 預合金粉末實際化學組成為Fe32.39Cr35.12Ni31.58（體積分數/%），間隙氧和碳含量分別為490×10-6和720×10-6。在華曙高科的FS121M 金屬成形系統上進行樣品制備。SLM 工藝參數為：激光光斑直徑為60 μm，激光功率為350 W，掃描速度為700 mm?s-1，掃描間距為110 μm，層厚為60 μm，層間旋轉67°。成形過程通入氬氣，氧含量降至0.12%（體積分數）以下。樣品在400 ℃下去應力退火3 h，隨爐冷卻。

圖2 FeCrNi 中熵合金粉末物性（a）預合金粉末SEM 形貌圖；（b）粉末粒徑分布曲線；（c）粉末XRD 圖譜Fig.2 Physical properties of FeCrNi medium entropy alloy powder（a）SEM morphology of pre alloy powder；（b）particle size distribution curve；（c）XRD pattern

1.2 實驗方法

使用TESCAN Mira 4 型掃描電子顯微鏡對不同試樣壓縮前后的表面狀態(tài)以及微觀組織進行觀察。使用INSTRON 8801 液壓伺服試驗機對不同結構的樣品沿構建方向進行單軸壓縮實驗。實驗溫度為室溫，壓縮應變速率為0.001 s-1，壓縮量為70%。

測定相對密度ρrel選用直接稱重法，其計算公式如式（1）所示：

式中：V為點陣結構外輪廓體積；m為試樣質量；ρ為合金的密度，取為7.9 g·cm-3。

2 結果與分析

2.1 FeCrNi 點陣材料微觀組織

圖3 所示為SLM 成形四種點陣結構壓縮前后的實物對照圖，從左向右依次對應BCC，BCCZ，FCC，FCCZ 點陣結構，各點陣結構均壓縮到致密化階段。圖4 為BCC，BCCZ，FCC，FCCZ 樣品壓縮測試前后的表面SEM 形貌圖。從壓縮前的表面SEM 形貌圖可以看出，樣品的結構完整，節(jié)點之間良好搭接，成形質量較高；但結構輪廓的粗糙度較高，主要原因是一些局部熔化以及少量未熔化的粉末顆粒附著在支柱表面。從壓縮測試后的表面SEM 形貌圖可以看出，在壓縮實驗過程中，各個結構的樣品均沒有由于壓力過大而導致開裂，變形較為均勻，沒有出現明顯的局部效應和支柱斷裂痕跡，樣品的結構基本保持完整。表明樣品壓縮協調變形能力優(yōu)異，在較大應變量下仍能維持結構不發(fā)生嚴重的損壞。

圖3 四種點陣結構壓縮前后的實物圖Fig.3 Physical images of four lattice structures before and after compression

圖4 壓縮測試前（1）后（2）的點陣結構表面SEM 形貌圖（a）BCC；（b）BCCZ；（c）FCC；（d）FCCZFig.4 SEM morphology of lattice structure surfaces before（1）and after（2） compression testing（a）BCC；（b）BCCZ；（c）FCC；（d）FCCZ

圖5 為FeCrNi 中熵合金點陣結構的微觀組織。圖5（a-1）~（c-1）為在構建方向（X-Z平面）的微觀組織（白色虛線表示熔池邊界），熔池呈現魚鱗狀交錯堆疊，互相連接，重疊率高，寬度在100 μm 左右。在激光燒結的過程中，金屬粉末被熔化成半弧形熔池，且熔融金屬具有較好的流動性，保證了熔道間良好的搭接效果并促進熔池內部的溫度和成分均勻分布，提高了熔池的穩(wěn)定性和重疊率。熔池中心及頂部出現一定數量的等軸晶粒，在熔池邊界存在沿溫度梯度生長的柱狀晶。由組織分析可知，相較于實心塊體結構，雖然點陣結構試樣的熔池邊界沿最大溫度梯度方向上仍然存在柱狀晶的生長，但熔池中心部位的等軸晶明顯增多。相較于柱狀晶，等軸晶的各向力學性能相近，且更為細小，可以帶來更高的強度和塑性。由凝固理論可知，晶粒形態(tài)由G/R決定，即溫度梯度（G）除以凝固前沿的凝固速度（R）。當G/R較大時，傾向于生成柱狀晶粒；當G/R較小時，傾向于生成等軸晶粒。點陣結構的切片面是非連續(xù)的，掃描時激光運動軌跡是非連續(xù)的，周圍未加熱的金屬粉末會使凝固前沿的凝固速度顯著提高，使G/R減小，有利于等軸晶粒的產生。同時，由于激光在點陣結構中掃描路徑的不連續(xù)性，凝固前沿的凝固速率增大，有利于形成細小晶粒，產生細晶強化，進一步提高材料的強度和塑性。圖5（a-2）~（c-2）為在垂直構建方向的微觀組織，連續(xù)的激光熔化軌道對應于SLM 工藝中的熔池。相鄰列之間的角度與激光掃描的路徑有關，激光掃描每層旋轉67°。熔道邊界的微觀組織以胞狀晶為主。

圖5 SLM 成形FeCrNi 中熵合金點陣結構的微觀組織（a）熔池的顯微照片；（b）熔道的放大圖；（c）胞狀晶SEM 圖；（1）在構建方向上；（2）在垂直構建方向上Fig.5 Microstructure of entropy alloy lattice structure in FeCrNi MEA formed by SLM（a）micrograph of molten pool；（b）enlarged view of molten pool；（c）SEM image of cellular crystal；（1）in direction of construction；（2）in direction of vertical construction

2.2 不同點陣結構對壓縮真應力-應變曲線的影響

SLM 技術制備的四種不同點陣結構的FeCrNi 中熵合金點陣結構材料的壓縮真應力-真應變曲線如圖6 所示。BCC，BCCZ，FCC，FCCZ 點陣結構的壓縮真應力-真應變曲線整體較為平滑且呈上升趨勢。壓縮過程大致可分為彈性變形、塑性變形和致密化三個階段。應變較小時（4%以內），壓縮過程可以視為線彈性變形，應變隨應力增加而線性增加，其斜率為點陣結構的彈性模量；隨著應變增大（4%~55%），進入塑性變形階段，應力緩慢上升呈平臺狀，此階段的平均應力為點陣結構的平臺應力，平臺應力與其密度之比為比強度；當應變超過一定值后（大于55%），進入致密化階段，此后類似于實體件的壓縮，應力明顯上升［22］。四種點陣結構的準靜態(tài)壓縮性能如表1 所示。BCC 和FCC 點陣結構的相對密度大小接近（約為35%），FCC 點陣結構的彈性模量和平臺應力（3.2 GPa 和184.6 MPa）顯著高于BCC 結構的屈服強度和模量（1.7 GPa 和80.7 MPa）。FCC 結構的支柱長度長于BCC 結構支柱長度且FCC 結構支柱的傾斜角度大于BCC 結構支柱的傾斜角度，致使FCC 結構的支柱可以更大限度地提供支撐力。與沒有Z軸支柱的相應點陣結構相比，添加Z軸支柱的BCCZ 和FCCZ 結構的相對密度增量較小，但強度和壓縮模量顯著提高。FCCZ 結構的相對密度僅為FCC 結構相對密度的1.14 倍，但FCCZ 結構的平臺應力（302.1 MPa）是FCC 結構的平臺應力的1.65 倍。這是因為BCC 和FCC 結構通常表現出結點彎曲主導的力學響應，而含有Z軸支柱的BCCZ 和FCCZ 結構則轉變?yōu)檩S向壓縮主導結構的力學響應。

表1 四種點陣結構樣品的準靜態(tài)壓縮性能Table 1 Quasi static compression properties of four lattice structure samples

圖6 SLM 成形四種FeCrNi 中熵合金點陣結構的壓縮真應力-真應變曲線Fig.6 Compression true stress-strain curves of four FeCrNi medium-entropy alloy lattice structures formed by SLM

圖7 為四種點陣結構壓縮應變與比能量吸收值曲線圖。隨著壓縮應變量的增加，比能量吸收值總體呈單調遞增趨勢，根據能量吸收值增速的快慢分為3 個階段：（1）能量吸收值較小的初始階段。此階段能量吸收值增速緩慢，與真應力-真應變曲線的線彈性階段相對應，因為此階段的應力相對較低，且應變較小，所以構成的積分曲線面積較小，導致此階段的能量吸收值較?。唬?）能量吸收值均勻增加階段。此階段處于屈服平臺時期，應力變化較小，所以比能量吸收值增速接近定值；（3）能量吸收值快速增加階段。此階段點陣結構開始致密化，應力隨應變快速增大，此時積分曲線的面積增加變得較快。點陣結構在壓縮過程中單位體積所吸收的能量等于壓縮應力-應變曲線所包圍的面積，其與密度的比為比能量吸收值，將達到55%的應變量作為塑性變形階段結束的標志以計算樣品的能量吸收值。各點陣結構單位體積吸收能量和比能量吸收值如表2 所示。FeCrNi 中熵合金點陣結構顯示出更好的延展性，允許其在達到致密化前充分有效地吸收能量。由于高彈性模量和平臺應力，FCCZ 結構的單位體積能量吸收和比能量吸收值最高，分別為151.0 MJ·m-3和49.8 J·g-1。 其次是BCCZ 結構及FCC 結構，BCC 結構的單位體積能量吸收和比能量吸收值最低。結果表明，Z軸支柱的加入顯著增加了點陣結構能量吸收能力，因為其可最大限度地提供支撐力且不會顯著提高相對密度。FCCZ 結構優(yōu)異的能量吸收性能賦予其更高的材料使用效率，適用于旨在最大化能量吸收的場景。

表2 四種點陣結構的吸能性質Table 2 Energy absorption properties of four lattice structures

圖7 四種FeCrNi 中熵合金點陣結構壓縮比能量吸收值-真應變曲線圖Fig.7 Specific energy absorption-true strain curves of four FeCrNi medium entropy alloy lattice structures

為降低相對密度對不同點陣結構材料的吸能性能的影響，選用比能量吸收值來比較SLM 成形的不同FeCrNi 中熵合金點陣結構和一些其他競爭點陣材料的吸能特性，如圖8 所示。在四種FeCrNi 中熵合金點陣結構中，FCCZ 點陣結構的比能量吸收值最大，為49.8 J·g-1，并且明顯高于Ti6Al4V 和316L 不銹鋼FCCZ 點陣結構材料［23-24］。因為在高速動態(tài)沖擊過程中，Ti6Al4V 點陣結構材料協調變形能力差導致結構較早崩潰而停止吸能，316L 不銹鋼點陣結構材料協調變形能力良好但強度較低，故兩者比能量吸收值較低。

圖8 SLM 制造的不同點陣材料和一些其他競爭點陣材料的靜態(tài)沖擊比能量吸收值吸收Fig.8 Static impact specific energy absorption of four lattice materials manufactured by SLM and some other competing lattice materials

2.3 FeCrNi 點陣材料準靜態(tài)壓縮變形行為模擬

圖9 為BCC，BCCZ，FCC 和FCCZ 點陣結構在準靜態(tài)壓縮下，應變ε為1%，25%，35%和50%時有限元模擬應力云圖。當ε為1%，即變形剛發(fā)生時，BCC點陣結構的應力集中發(fā)生在節(jié)點處，BCCZ 點陣結構的應力集中發(fā)生在豎直支柱以及傾斜支柱間的結點上，FCC 點陣結構的應力集中主要發(fā)生在傾斜支柱上，FCCZ 點陣結構的應力集中在豎直支柱和傾斜支柱上。當應力集中在結點上時，點陣結構的壓縮過程以彎曲變形為主導；當應力集中在支柱上時，點陣結構的壓縮過程以軸向壓縮變形為主導。典型的結點彎曲主導的點陣結構通常表現出相對較低的強度和高度順應性，壓縮時的平臺應力基本恒定。相反，典型的軸向壓縮主導結構通常表現出高強度，塑性坍塌后出現循環(huán)性平臺應力。但作為點陣結構基體材料的FeCrNi 中熵合金具有良好的塑性，致使點陣結構具有良好的協調變形能力，因此變形以軸向壓縮主導的FeCrNi 中熵合金FCCZ 點陣結構呈現基本恒定的平臺應力。

圖9 BCC，BCCZ，FCC 和FCCZ 點陣結構準靜態(tài)壓縮下不同應變的有限元模擬應力云圖Fig.9 Finite element simulation stress cloud plots of BCC，BCCZ，FCC，FCCZ lattice structures under quasi-static compression at different strains

圖10 比較了從準靜態(tài)壓縮實驗測試和仿真模擬中獲得的BCC，BCCZ，FCC 和FCCZ 點陣結構的應力-應變曲線。四種點陣結構的仿真模擬剛度始終大于實驗所測的剛度，且BCC 和FCC 點陣結構的剛度偏差小于BCCZ 和FCCZ 點陣結構的剛度偏差。這一發(fā)現與先前比較點陣結構模擬和實驗行為的研究一致。例如，Maconachie 等［25］的研究表明，對于響應高度依賴于方向的點陣結構，例如當包括面向構建方向的支柱（Z軸支柱）時，模擬和實驗曲線之間存在更大的誤差，因為這些結構對加載方向的變化非常敏感。而四種點陣結構仿真模擬所得的平臺應力和壓縮實驗塑性變形階段的平臺應力吻合良好，且實驗時四種點陣結構進入致密化階段均快于仿真模擬，因為實際樣品會因激光精度不足、粉末粘連、未全致密等因素使支柱直徑略大于仿真模擬結構，支柱壓縮后更快接觸因此應力快速提高。綜上所述，采用Abaqus 軟件進行仿真模擬所得的應力-應變曲線雖然無法完全與實驗所得的應力-應變曲線完美匹配，尤其是對剛度的預測存在較大誤差，但仿真模擬所得到的不同應變下的應力云圖、變形行為以及塑性變形階段的平臺應力與實驗所得信息匹配良好。同時，有限元仿真模擬可作為一種有效的預測不同點陣結構變形模式以及應力大致區(qū)間的方法，用于實驗前期點陣結構的設計與調控。

圖10 準靜態(tài)壓縮測試和仿真模擬的點陣結構的應力-應變曲線對比圖（a）BCC；（b）BCCZ；（c）FCC；（d）FCCZFig.10 Comparison diagram of stress-strain curve of lattice structure by quasi-static compression test and simulation（a）BCC；（b）BCCZ；（c）FCC；（d）FCCZ

3 結論

（1）采用SLM 方法制備的FeCrNi 中熵合金點陣結構整體節(jié)點搭接良好，成形質量高，熔池交錯堆疊致密。激光在點陣結構中掃描路徑的不連續(xù)性使得固液界面前沿的凝固速率大，促進晶粒細化，使材料具備了更高的強度和塑性。

（2）相對密度在35%~40%范圍時，BCC，BCCZ，FCC 和FCCZ 點陣結構的比強度和比能量吸收值依次升高。FCCZ 點陣結構的FeCrNi 中熵合金材料比能量吸收值達到49.8 J·g-1，顯著高于Ti6Al4V 及316L 不銹鋼點陣材料。

（3）FeCrNi 中熵合金點陣結構材料變形過程包括彈性變形、塑性變形和致密化三個階段。FCCZ 和BCCZ 結構相較于FCC，BCC 結構具有更高的強度和模量，其主要原因是Z型支柱的增加導致變形行為由結點彎曲主導向軸向壓縮主導轉變，使點陣材料的表觀強度和剛度顯著提高。