计算和实验程序
【自然子刊：使用AM制造的成分分级钢的定制塑性机制】构建、制造和表征
感兴趣的元素是铁、铬和镍 。 由于处理元素粉末具有挑战性 ， 所以使用了商用合金 。 然后在沉积期间以适当的比例在原位混合粉末以获得所需的组成 。 制造的样品在配备EDAX TSL电子背散射衍射（EBSD）检测器的JEOL 6500F中进行表征 。 利用15kV加速电压和100nA的电子束电流获得定量线扫描 ， 并使用元素标准将实验获得的强度与已知标准强度进行比较 。
制造后 ， 加工微拉伸样品 。 使用放电机（EDM）从AM材料制备SSJ-3微型拉伸试样；其他地方讨论了实际试样尺寸的细节 。 注意确保成分梯度位置靠近试样中心 。 EDM后 ， 将试样坯料机械研磨至最终厚度 。
作用于物体的单轴机械力示例 ， 以及用于研究物体机械性能的常用机械试验 。
结果
图1显示了CGA和竹子的层次结构之间的协同作用的示意图 。 由于几种协同作用 ， 我们选择将钢结构与竹子进行对比 。 竹茎中性能的平滑函数梯度主要来自不同成分的非均匀分布导致的空间变化的微观结构 。 这导致应力集中显著降低 ， 并增加了局部界面的结合强度 。 CGA钢还显示了成分和相分数的离散转变 ， 这将通过应变再分布抑制应变局部化 。 采用CALPHAD方法设计了具有亚稳奥氏体相（γ）和稳定马氏体相（α′）的双相显微结构 ， 沿样品长度具有不同的相分数 。 图2说明了不同区域的成分分级面积（CGA）和测量的化学成分 。 对应的层错能量（对应于FCC相的组成）也作为试样长度的函数绘制 。 图2c显示了沿样品标距长度的EBSD的相位图和反极图 。 该图显示 ， 构建一端的贫铬和贫镍区主要为马氏体 。 随着Ni和Cr含量的逐渐增加 ， 显微组织向γ?+?α′混合组织 。 最后 ， 随着Ni的进一步增加 ， 结构变为假设的完全γ结构 。 由于亚稳FCC-到BCC诱导塑性和应变分配效应的转变 ， 基体还提供了改进的应变硬化和延展性 。 基于微观结构和层错能计算 ， 假设了非轴向拉伸试验期间的以下应变再分配机制 。
图1竹和竹制钢的层次结构的整体结构和协同作用：（a）竹由嵌入半纤维素基质中的纤维素纤维组成 ， 半纤维素基质在纳米尺度上形成空心棱柱形细胞 。 这些纤维在蜂窝状细胞基质中的径向功能梯度分布在宏观尺度上增加 ， 并提供弯曲刚度；（b）本研究中开发的钢在Fe、Cr和Ni中具有梯度 。 这些梯度导致相分数的系统变化以及FCC和BCC相在不同长度尺度上的稳定性 。 不同长度尺度的结构差异导致了级联变形机制 。
图2竹制分层钢的微观结构特征：（a）Fe、Cr和Ni沿试样长度的空间变化 ， 以及基于计算的层错能沿试样长度运行的预期变形机制；（b）沿试样长度方向的EBSD相位图和反极图 ， 显示了沿试样长度的相位分布变化；（c） Ashby图表显示了传统和竹材启发的分级钢的屈服强度与伸长率 ， 显示了屈服强度的提高 ， 而没有任何相关的延展性损失 。
1.加载时 ， 应变将集中在双相区 ， 其中FCC的层错能（SFE）为18–20 mJ/m2 。 这将通过相变诱发塑性（TRIP）促进变形 ， 有助于应变硬化 。
2.载荷的进一步增加将导致应变重新分布到FCC具有20–25 mJ/m2的层错能的区域 ， 其中孪晶诱发塑性（TWIP）是预期的 。
3.一旦孪晶诱导的塑性效应被耗尽 ， 应变将集中在层错能量为?>?30mJ/m2 ， 其中塑性由位错滑移主导 ， 最终导致颈缩 。
竹带在模式A和模式B弯曲配置下的不对称弯曲特性：（A）弯曲模量；（b）弯曲强度；（c）柔性和（d）作为条带厚度函数的弯曲韧性 。
由于成分和分层微观结构的空间变化 ， 这些级联塑性机制将有效抑制应变局部化 ， 并导致整体机械性能的改善 。 机械测试的结果如图2b所示 ， 并覆盖在Ashby图中 。
为了验证上述应变重新分布假设 ， 使用数字图像相关和EBSD进行了现场分析 ， 结果如图3所示 。 图3a显示了样品中不同位置的局部真应力-真应变曲线 ， 图3b显示了应变硬化率（真应力真应变曲线的导数） 。 此外 ， 还提供了与退火316L（插图所示微观结构）对应的真实应力-真实应变曲线 ， 以供参考 。
图3沿试样长度的机械性能梯度：（a ， b）使用数字图像相关（DIC）表征；（a）功能梯度钢中不同区域的局部真应力-真应变曲线 ， 显示对应于层错能量变化的局部机械响应的差异；（b）对应于图（a、c、d）所示区域的应变硬化率 。
这种分级钢材料的变形行为只能通过沿整个样品的应变硬化微观机制的显著变化来解释 。 为了理解和阐明这些微观机制 ， 进行了原位应变实验 ， 其中EBSD衍射用于探测增量应变下试样的选定区域 。 这项技术使我们能够探索与塑性变形相关的结晶特征的演变 ， 并揭示应变硬化机制 。
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