近期，宁波大学冲击与安全工程教育部重点实验室王永刚教授课题组的刘洋教授与石家庄铁道大学大学李琛博士、华东理工大学陆体文博士等学者合作，通过原位拉伸实验与晶体塑性有限元模拟结合的多尺度耦合分析方法，研究了激光粉末床熔融的Fe60(CoCrNiMn)40高熵合金的各向异性微观结构与力学性能之间的关联，揭示了材料的微观结构变形机理，并量化了晶体织构、晶体形貌等主要特征对力学性能各向异性的贡献。相关论文以题为“ Correlation between microstructure and anisotropic mechanical behavior of Fe-riched FeCoCrNiMn high-entropy alloy prepared via laser powder bed fusion: Experimental and crystal plasticity finite element analysis ”发表在Additive Manufacturing上。
论文链接：https://doi.org/10.1016/j.addma.2025.104927
研究背景
激光粉末床熔融（LPBF）技术由于设计自由度广泛、材料利用率高、制造周期短等优势，在航空航天和能源领域得到了广泛的关注，但层层叠加的制造方式导致构件的性能具有各向异性。研究表明，增材制造金属材料的微观结构在多个方面呈现出显著的不均匀性，包括化学偏析、晶体织构、不规则的晶粒结构及组织形态等。在大量前人的工作中，强度各向异性已被系统研究，其微观机制被广泛接受与热机械历史诱发的位错强化和晶界强化有关。然而，尽管人们从多个视角对增材制造合金的各向异性行为进行了研究，但由于其中涉及组织的多变性和微尺度性，单纯采用试验方法难以建立材料微观结构与宏观性能之间的联系。
研究内容
图 1 打印试样的EBSD分析结果. (a, c) HS0和HS90的极图 (IPF)；(c, d) HS0和HS90晶粒取向分布的极图；(e, f) 平均晶粒尺寸及长径比的分布.
图2激光粉末熔融Fe60(CoCrNiMn)40 HEA的准静态拉伸性能。(a)工程应力-应变曲线；(b)加工硬化率曲线；(c,)加工硬化率和真应力随真应变的变化关系；( d)屈服强度、极限抗拉强度和延伸率的统计直方图
LPBF复杂的热梯度分布导致了由等轴晶粒和柱状晶粒以及优先织构组成的非均质多尺度微观结构。在构建样品中，由于外延生长，大多数晶粒沿构建方向高度伸长，在水平方向和垂直方向分别形成了较强的<101>织构（织构强度为~13.6）和<100>织构（织构强度为 ~15.7）。这种定向排列的微观组态直接构成了力学性能各向异性的结构基础。实验结果表明：垂直于建造方向的试样（HS0）因柱状晶粒的横向排布与织构的协同作用，展现出约 590 MPa 的较高抗拉强度与约 50% 的较低断裂应变；而平行于建造方向的试样（HS90）则因晶粒纵向取向与织构的弱化效应，呈现出强度降至约 500 MPa、断裂应变增至约 80% 的力学响应，揭示了微观结构取向对材料塑性变形容限的显著调控作用。
图3 HS0和HS90在0 %、5 %、15 %和30 %应变下的准原位EBSD分析; (e, f)应变为30%时变形前后的取向偏差角度.
图3为不同应变下的准原位EBSD结果。HS0与HS90孪晶激活倾向性及织构动态演变存在明显差异。随着应变的增加，HS0试样中织构通过位错滑移驱动的晶格旋转逐渐转向<111>取向，具有高泰勒因子的拉伸孪晶优先被激活（低应变孪生阈值 (ε=15%)），其孪晶界作为位错运动的屏障显著提高位错密度，从而维持了持续的高应变硬化效应。 随着HS0经历塑性变形的后期阶段，多个{111}孪晶边界同时被激活，从而形成复杂的交叉孪晶结构。而HS90 试样由于具有高取向稳定性的织构有效抑制了孪晶生成（高应变孪生延迟特性 (ε=30%)），孪晶体积分数的降低促进了以动态回复为主导的位错湮灭过程，最终导致变形后期应变强化能力的弱化。由于起始织构的不同导致了塑性变形后期不同的孪晶行为。
图 4 拉伸条件下Mises应力图模拟结果。(a-b, d-e) HS0和HS90在应变5%和15%下的Mises应力；(c)黑色虚线矩形标记的横截面处Mises应力分布；(f)晶粒A和B的应力分布示意图.
图4为两种加载方向下获得的Von Mises应力的模拟结果。多晶模型内的应力分布均呈现不均匀性，且具有显著的方向性特征。HS0表现出更为显著的应变硬化效应，这可归因于柱状晶晶界相对于载荷方向的取向差异。柱状晶粒中应力状态的改变能够调控滑移系的活化行为，进而影响有效滑移系上的剪应力分布及晶界处的位错堆积状态。由于这些两个方向上的平均粒度不同，异质微HP增强影响为不同的滑移系统贡献了各向异性变形行为。
图5 晶粒形态对各向异性的影响。(a, b) b/a=0.1和(c, d) b/a=1的标定模型在拉伸作用下的模拟工程应力-应变曲线。
图6 (a) 校准模型中不同织构在应变为20%时的机械各向异性贡献 (b/a=0.35); (b)红色区域的放大视图。
通过对晶粒形态，晶体织构等微观结构特征进行独立整体量化和可视化。随着横纵比的降低，晶粒形态逐渐从定向伸长向近等轴状转变，材料的力学性能与微观响应的方向性差异随之弱化，最终实现从各向异性向各向同性的渐进过渡。这可归因于随着与轴相对应的平均轴向晶粒尺寸减小，垂直于该轴的晶界表面积密度增加。因此，晶界硬化机制在沿该（载荷）轴变形过程中经历更高的体积频率，导致该轴的平均应变硬化更高。此外，不同纵横比单晶粒的位错密度演化研究表明，长径比小的柱状晶粒因有效晶粒尺寸小、位错积累快且晶界作为位错势垒更多，比等轴及长径比大的晶粒具有更高的应变硬化能力和极限强度。在织构影响中，<101>织构对应变硬化阶段表现出一定的强化作用，而<111>织构导致应变硬化较弱。< 101 >织构对硬化的贡献率为24.2 %，而< 111 >织构的贡献率为18.8 %。在相同的应变条件下的仿真结果发现，沿< 100 >方向取向的晶体主要发生滑移变形，而孪晶形成受到限制。这可以归因于< 100 >方向的滑移平面和孪晶平面的密度较低，这意味着在施加应力下，滑移优先发生于孪晶。HS0样品强度的增强可归因于交叉孪晶边界的形成引起的应变硬化效应，这导致位错积累和应力集中增加。相比之下，由于存在平行孪晶，HS90 表现出更均匀的应力分布。尽管HS90的整体强度较低，但这有助于提高韧性。
图7 在不同应变下单晶中位错密度变化的CPFE模拟结果。(a) b/a=0.1；(b) b/a=0.35；(c) b/a=1
图8 晶体塑性有限元模拟孪晶体积分数分布（应变15%）。(a) HS0；(b) HS90；(c)实验与模拟双体积分数演化的比较；(a,b) 和取向晶粒的IPF图; (c) (111)[101]、(-111) [101]、(1-11) [101]、(11-1)[101]滑移体系中不同滑移系的孪晶体积分数；(d) 晶粒Ⅱ中不同滑移体系的孪晶体积分数.
