一种加工硬化能力高的铁锰合金及其制备方法和应用
1.本发明涉及一种加工硬化能力高的铁锰合金及其制备方法和应用，属于医用高强铁锰合金制备技术领域。
背景技术：
2.在金属生物材料中，可生物降解合金在过去十年中在骨科植入应用中受到越来越多的关注。它是一种新型生物活性材料，在3到6个月提供稳定的力学支撑，并且在1到2年完全被人体吸收，无不良病理生理学和毒理学影响，这意味着不仅减轻了二次手术的成本，而且减轻了病人的痛苦。在这类医用金属中，铁基金属，特别是铁锰(fe-mn)系合金，它具有优异的力学性能和可加工性，在溶解度极限范围内，mn的加入使得fe基体更容易腐蚀，提高其在生理介质中的降解率；同时mn是人体内正常大脑和神经功能以及骨和结缔组织形成所需的一种必需微量矿物质(参考文献：m.aschner,t.r.guilarte,j.s.schneider,w.zheng,manganese:recent advances inunderstanding its transport and neurotoxicity[j],toxicol.appl.pharmacol.[j].221(2007)131
–
147)。因此，优异的力学、降解性能和生物相容性使得fe-mn合金成为候选的可降解骨植入材料。
[0003]
另一方面，骨替代品需要针对复杂多样的骨缺损部位进行合理的个性化设计。激光粉末床熔融(lpbf)是一种很有前途的3d打印技术，当与计算机辅助设计(cad)相结合时，可以产生复杂的分层结构，具有尺寸精度高、加工时间短等优点。因此，相对于传统制造工艺，它是一种理想的骨植入材料制备方法，在铁基可降解金属领域展现了极大潜力。由于mn大于29.wt％时，fe-mn合金降解速率大大提高，因此关于增材制造fe-mn合金的少数报道都集中在30mn和35mn系合金，而高mn含量势必会产生一定的神经毒性。据hermawan等人报道，mn含量≤20wt.％时更容易形成双相结构(即γ-fcc相/α'-bcc相+ε-hcp相)，相界面阻碍剪切变形提高力学性能，目前传统粉末冶金工艺中报道过的双相fe-mn合金能达到最高抗拉强度值为702mpa(参考文献：h.hermawan,d.dube,d.mantovani,degradable metallic biomaterials:design and development of fe-mn alloys for stents[j],journal of biomedical materials research part a 93a(1)(2008)1-11)。与此同时，不同相之间的电位差最终会增加腐蚀倾向，这在我们本课题组最近的工作中已经得到了证实(参考文献：p liu，h wu et al.,microstructure,mechanical properties and corrosion behavior of additively-manufactured fe
–
mn alloys[j],materials science&engineering a 852(2022)143585)。除此之外，本课题组前期还利用fe、mn元素粉3d打印出了双相fe-mn合金(如专利2021107262170)；但该专利所得产品的极限抗拉强度仅仅做到了855-858mpa。
[0004]
相比传统工艺如铸造、粉末冶金等，lpbf由于极快的冷却速度使得材料具有更细的微观结构和更高的拉伸强度。然而，与建造方向相反的热流和温度梯度会导致微观组织不均匀以及极大的残余应力，这无疑会造成力学早期失效，塑性下降。鉴于上述事实，需要对打印样品进行适当的热处理以降低残余应力，获得均匀组织。目前关于fe-mn合金热处理文献极少，仅限于粉末冶金。dehestani等人利用femn混合粉末烧结制备合金，并研究热处
理温度对组织和力学性能的影响，发现相比原始样品，热处理后析出了更多的ε-马氏体相。然而，无论是700℃还是900℃下进行热处理，合金的抗拉强度并没有提升(参考文献：mahdi dehestani,kevin trumble,han wang,haiyan wang,lia a.stanciu,effects of microstructure and heat treatment on mechanical properties and corrosion behavior of powder metallurgy derived fe
–
30mn alloy[j],materials science&engineering a 703(2017)214
–
226)。目前暂无lpbfed fe-mn合金热处理的文献报道，由于其独特的微观结构，预计热处理后在l-pbf材料中引起的微观结构变化将不同于其烧结或冷轧对应物。
[0005]
同时，到目前为止，还未见以mn含量低于20％的无硅铁锰合金为研究对象，如何在确保其屈服强度的同时提升产品的加工硬化能力的相关报道。
技术实现要素：
[0006]
本发明在专利2021107262170的基础上，进一步研究探索了增强产品的力学性能和增强产品加工硬化能力的尝试；基于尝试的优化方案，提出了本发明。
[0007]
本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金；所述铁锰合金中，mn含量为17.5-18.5wt％，氧含量小于等于0.03wt％，余量为铁；所述铁锰合金的屈服强度为220-300mpa、极限抗拉强度为870-998mpa。在本发明中屈服强度、极限抗拉强度均在室温下测得。
[0008]
在本发明中，试样的加工硬化能力＝极限抗拉强度-屈服强度；极限抗拉强度与屈服强度的差值越大，加工硬化能力就越高。
[0009]
本发明确保产品具有一定的屈服强度即220-300mpa，是为了植入时提供足够的力学支撑；本发明在确保屈服强度的情况下，提升产品的极限抗拉强度，进而达到提升产品加工硬化能力的目的。产品的加工硬化能力越强则适应变形的能力越强，从而在植入稳定性、安全性上都有优势。
[0010]
本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金；所述铁锰合金以fe-mn预合金粉末为原料；采用3d打印技术制备出打印坯，然后在保护气氛下于450-700℃进行热处理；得到产品，3d打印的参数为：激光功率200-220w，扫描速度680-720mm/s；
[0011]
打印坯的组织主要由针状马氏体(α')、胞状亚晶和柱状亚晶组成；
[0012]
所述成品相比于打印坯，胞状亚晶和柱状亚晶仍然很稳定，尺寸大小没有变化，但更细的针状α'马氏体均匀分布在基体中。相比于打印坯，成品中的ε马氏体的相体积分数(65.16vol.％)大于打印坯中的ε马氏体的相体积分数(62.09vol.％)。
[0013]
经优化后，本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金；热处理后，产品的屈服强度为294-296mpa、极限抗拉强度为995-997mpa、断裂延伸率为16.2-16.3％。相比于打印坯，其在屈服强度、极限抗拉强度以及断裂延伸率上均有提升，更为重要的是：其加工硬化能力在打印坯的基础上得到进一步的提升。
[0014]
本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法，其采用3d打印和热处理配合制得；具体为：
[0015]
以fe-mn预合金粉末为原料；采用3d打印技术制备出打印坯，然后在保护气氛下于450-700℃进行热处理；得到产品，
[0016]
fe-mn预合金粉末中，mn的含量为18-18.5wt％，氧含量小于等于0.03wt％，余量为
铁；
[0017]
3d打印的参数为：激光功率200-220w，扫描速度680-720mm/s。
[0018]
所的产品的抗拉强度大于等于884mpa。
[0019]
作为优选，本发明一种采用3d打印和热处理配合制备高强铁锰合金的方法，fe-mn预合金粉末的粒径为15-53μm。
[0020]
工业上应用时，fe-mn预合金粉末为气雾化法制备的球形fe-mn预合金粉末。
[0021]
作为优选，本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；3d打印的参数为：激光功率210w，扫描速度700mm/s。
[0022]
作为优选，本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；3d打印时，扫描间距为80μm，层厚为30μm。
[0023]
作为优选，本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；预合金粉主要由fcc奥氏体相(γ)和hcp马氏体相(ε)组成，而打印坯主要由hcp马氏体相和bcc马氏体相组成。
[0024]
作为优选，本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；打印坯的组织主要由针状马氏体、胞状亚晶和柱状亚晶组成。
[0025]
作为优选，本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；柱状亚晶会沿着热流方向生长。
[0026]
作为优选，本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；热处理的温度为645-655℃，保温时间80-100min，冷却方式为随炉冷却。
[0027]
作为优选，本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；热处理后，相比于打印坯，胞状亚晶和柱状亚晶仍然很稳定，尺寸大小没有变化，但更细的针状马氏体均匀分布在基体中。相比于打印坯，成品中的ε马氏体的相体积分数(65.16vol.％)大于打印坯中的ε马氏体的相体积分数(62.09vol.％)。
[0028]
作为优选，本发明一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；热处理后，产品具有比打印坯更强的加工硬化能力，且力学性能也大幅提升。
[0029]
经优化后，打印坯的屈服强度为205-207mpa、极限抗拉强度为883-885mpa、断裂延伸率为15.8-15.85％。
[0030]
经优化后，热处理后的产品的屈服强度为294-296mpa、极限抗拉强度为995-997mpa、断裂延伸率为16.2-16.3％。在本发明探索过程中，发现采用热处理的温度为645-655℃，保温时间80-100min，冷却方式为随炉冷却时，产品的屈服强度、极限抗拉强度以及断裂延伸率均会得到提升(相对于打印坯)，这一点大大超出了当时的预计。
[0031]
经优化后，热处理后的产品拉断后，断裂模式为韧性断裂。
[0032]
本发明所设计和制备的加工硬化能力高的铁锰合金的应用包括用于生物植入材料。
[0033]
原理和优势
[0034]
本发明首次尝试了对于fe-mn合金采用3d打印和热处理相结合的方式来提升产品的力学性能以及提升产品的加工硬化能力，利用mn含量显著影响堆垛层错能的原理(当mn≤18wt.％时层错能低于20mj/m2，容易同时发生相变诱导塑性trip和孪生诱导塑性twip效应)，结合3d打印技术成功制备出了fe-18mn合金(名义成分)。其极快的冷却速度在基体中
发生了非平衡相变，最终形成了ε和α'双相马氏体结构。而产品在优化的热处理条件下均匀分布着ε和α'相，除了twip和trip效应提供明显的加工硬化以外，交替的ε(硬相)和α'(软相)分布形成了背应力强化，提供了额外的加工硬化能力(在本发明中加工硬化能力＝极限抗拉强度-屈服强度来表示；极限抗拉强度与屈服强度的差值越大，加工硬化能力就越高)。因此，在前期工作的基础上，将3d打印技术与后续热处理相结合，最终获得加工硬化能力非常优越的fe-18mn合金，极限抗拉强度显著提高。本发明提供了一个加工硬化能力优异的产品，其优势在于：当植入到人体后，在提供足够力学支撑的同时，也有良好的疲劳性能，适应循环加载带来的变形，因此高的加工硬化能力更能保证植入物的稳定性和安全性。
附图说明
[0035]
图1为实施例1中不同激光工艺参数下(对应于体积能量密度)的致密度及5
#
、11
#
、17
#
样品代表性的抛光表面形貌(分别对应于低、中、高体积能量密度)；
[0036]
图2为实施例1、2、3和对比例1、2、3、4所用原料以及所得产品的xrd图；
[0037]
图3为实施例1、2、3和对比例1中对应产品的sem显微组织图；
[0038]
图4为实施例1、2、3和对比例1中对应产品的拉伸工程应力应变曲线图；
[0039]
图5为实施例1、2和对比例1中所得产品的拉伸断口形貌图；
[0040]
图6为对比例2、3、4中所得产品的拉伸断口形貌图。
具体实施方式
[0041]
为了使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明作进一步地详细描述。
[0042]
实施例1
[0043]
将fe-mn合金棒气雾化获得球形fe-mn预合金粉末备用(粒径：15-53μm，成分见表1)。采用激光粉末床熔融设备(lpbf，湖南华曙高科技有限公司提供，farsoon 271m)对合金粉末进行逐层扫描(成型仓内氧含量低于100ppm)，激光功率设置区间为：120-270w，扫描速度设置区间为：600-800mm/s，所有样品扫描间距80μm，层厚30μm；不同的激光工艺参数编号如表1所示，最终打印出1.5mm厚的扫描方向拉伸件和长宽高为10mm的立方体做后续性能分析。
[0044]
表1
[0045][0046]
实施效果
[0047]
1、体积能量密度(ved，j/mm3)最能反应打印过程中的能量输入情况，其通过公式ved＝p/v
×h×
t计算得到(p代表激光功率，v代表扫描速度，h代表扫描间距，t代表层厚)。图1展示了不同激光工艺参数下(对应的体积能量密度)的致密度及对应的抛光表面形貌，致密度通过阿基米德排水法测得。可以看出在低能量密度下，致密度范围在97.05％至98.69％，结合图1a和表2结果，抛光表面出现了很多未熔合的孔洞，由于能量输入不足，mn元素大量烧失，质量百分比只有14wt.％左右；同样的，在过高能量密度下，致密度范围在98.13％至98.40％，结合图1c和表2结果，过高能量输入下，抛光表明形成很多球形气孔，这是mn升华导致的，最终mn的含量也只有15wt.％。相对而言，适中的能量输入下(对应7
#
至12
#
样品)样品的致密度能达到99.2％以上，特别是针对11
#
样品，即激光工艺参数为210w,700mm/s的样品，其致密度达到了99.94％。结合图1b和表2的结果，此时样品表面几乎全致密，没有明显的孔缺陷，该激光参数下测得的mn含量为17.8wt.％，基本与原始粉末的mn含量(18.3wt.％)接近。综上所述，fe-mn合金样品的最佳激光工艺参数为：激光功率210w，扫描速度700mm/s(命名为as-built样品)。
[0048]
表2
[0049]
样品mn(wt.％)o(wt.％)fe(wt.％)fe-18mn预合金粉18.30.02bal.2
#
14.40.07bal.5
#
14.20.09bal.11
#
17.80.03bal.13
#
15.20.07bal.17
#
14.80.13bal.
[0050]
2、从图2的xrd结果可以看出，as-built样品和预合金粉末存在一定区别。预合金粉主要由fcc奥氏体相(γ)和hcp马氏体相(ε)组成，而as-built样品主要由hcp马氏体相和bcc马氏体相(α')组成，通过电子背散射衍射设备(fe-sem,quanta 250feg,america)测得ε相的体积分数为62.09vol.％。合金在熔融后经过极快速率的冷率通常会导致非平衡相变，当mn含量在12-30wt％时，易发生γ
→
ε的相变，而在12-18wt.％时，易发生ε
→
α'的相变。
fe-mn合金棒在熔融后经过高速气流使其分散成细小液滴，再经过快速冷却得到femn预合金粉，因此一部分高温γ奥氏体相不稳定会转变成ε马氏体相，而as-built样品的mn含量低于18wt.％，因此在lpbf过程中形成高温奥氏体相后，经过快速冷却又发生了γ
→
ε
→
α'的相变，部分ε马氏体相被保留，因此，其马氏体主峰强度相比预合金粉有所降低。
[0051]
3、as-built样品的扫描面显微组织图像(sem)如图3所示，其组织主要由针状马氏体、胞状亚晶和柱状亚晶组成，低倍数下观察ε和α'相界面分明，而从高倍数下观察，形成了不同取向的胞状亚晶和柱状亚晶，这主要是因为温度梯度分布不均匀以及亚晶的生长方式不同造成的，一般柱状亚晶会沿着热流相反方向生长。
[0052]
4、as-built样品的拉伸工程应力应变曲线如图4所示，由于mn含量在18wt.％左右时的层错能较低(＜20mj/m2)，变形时除了位错滑移，还有孪生和相变，因此拉伸过程中存在明显的加工硬化。相比原始屈服强度，极限抗拉强度大大提高。表3列举了as-built样品的力学性能数据，其抗拉强度(884mpa)和断裂延伸率(15.81％)已高于目前粉末冶金方法制备的双相fe-mn合金。在本发明实施例1中，所得as-built样品的加工硬化能力已经比较高了。
[0053]
表3
[0054][0055]
5、图5展示了as-built样品的拉伸断口形貌，无论是从低倍还是高倍下观察，均可发现大面积的解理断口和随机分布的韧窝。由于图3中ε相和α'相分界明显，硬的ε相导致解理断裂模式，而α'相导致韧性断裂模式，因此多种断裂模式下导致断口表面不平整。
[0056]
实施例2
[0057]
采用lpbf设备对铁锰预合金粉末进行逐层扫描，激光功率为210w,扫描速度为700mm/s，扫描间距80μm，扫描层厚30μm，打印出1.5mm厚的扫描方向拉伸件和长宽高为10mm的立方体。将拉伸件和立方体封在充满氩气的石英管中，随即放入马弗炉中进行热处理，升温速率为10℃/min，温度为650℃，保温时间90min，冷却方式为炉冷，将其命名为ht650样品并做后续性能分析。
[0058]
实施效果
[0059]
1、ht650样品的xrd结果如图2所示，同样由ε马氏体相和α'马氏体相组成，相比as-built样品，α'峰强有所降低，ε峰强有所升高，这意味着ε相体积分数增多，更容易被识别，通过通过电子背散射衍射设备(ebsd)测得ε相的体积分数为65.16vol.％，这主要与热处理条件下发生的α'
→
ε逆相变有关，此时炉冷的冷却速度较慢，保留了更多的ε马氏体。
[0060]
2、从图3的sem结果可以看出，650℃热处理条件下(低温退火)，胞状亚晶和柱状亚晶仍然很稳定，尺寸大小没有变化。与as-built样品不同的是，更细的针状α'马氏体均匀分布在基体中。
[0061]
3、ht650的拉伸工程应力应变曲线如图4所示，无论是屈服强度(295mpa)、抗拉强度(996mpa)还是断裂延伸率(16.28％)，均高于as-built样品。ht650力学性能的定量结果
列举在表4，由于ht650样品的ε相体积分数略高于as-built样品，除了实施例1中描述的变形机制增强外，由于ε相与α'相软硬程度不同且组织更均匀的分布，在交替的软硬区域中产生了背应力(hdi)，背应力和正应力之间的相互作用，在软硬界面处堆积了更多的可动位错，因此形成了额外的加工硬化。综上所述，ht650具有比as-built样品更强的加工硬化能力,同时力学性能也是所有热处理样品中最好的。在所有探索中，实施例2经过热处理后，产品的加工硬化能力在as-built样品的基础上得到进一步提升。这种提升也仅仅在该实施例中得到体现。
[0062]
表4
[0063][0064]
4、图5展示了ht650样品的拉伸断口形貌，可以看出整个断裂面很平整，高倍数下可以看到很多细小的韧窝，表明均匀组织分布下，主要的断裂模式为韧性断裂，这也验证了650℃下热处理，断裂延伸率有所提高。
[0065]
实施例3
[0066]
采用lpbf设备对铁锰预合金粉末进行逐层扫描，激光功率为210w,扫描速度为700mm/s，扫描间距80μm，扫描层厚30μm，打印出1.5mm厚的扫描方向拉伸件和长宽高为10mm的立方体。将拉伸件和立方体封在充满氩气的石英管中，随即放入马弗炉中进行热处理，升温速率为10℃/min，温度为850℃，保温时间90min，冷却方式为炉冷，将其命名为ht850样品并做后续性能分析。
[0067]
实施效果
[0068]
1、ht850样品的xrd结果如图2所示，同样由ε马氏体相和α'马氏体相组成，相比ht650，α'峰强略微降低，通过ebsd测得ε相的体积分数为69.44vol.％。
[0069]
2、从图3的sem结果可以看出，与实施例1、2所得产品的组织形貌完全不同，ht850样品的胞状亚晶和柱状亚晶已完全消失，取而代之的是板条状马氏体交叉分布，相比原始样品，板条ε马氏体宽度变大。板条状区域之外的均为α'马氏体。
[0070]
3、ht850的拉伸工程应力应变曲线如图4所示，相比ht650样品，强度塑性均下降(抗拉强度889mpa，断裂延伸率11.61％)，而相比as-built样品，强度略微提高，而断裂延伸率显著降低，相应的力学性能定量结果列举在表5。尽管组织分布较均匀，但较粗、较密集的板条ε马氏体使得整体强度不如ht650样品，同时应力集中区域增多，导致材料塑性下降。
[0071]
表5
[0072][0073]
对比例1
[0074]
采用lpbf设备对铁锰预合金粉末进行逐层扫描，激光功率为210w,扫描速度为
700mm/s，扫描间距80μm，扫描层厚30μm，打印出1.5mm厚的扫描方向拉伸件和长宽高为10mm的立方体。将拉伸件和立方体封在充满氩气的石英管中，随即放入马弗炉中进行热处理，升温速率为10℃/min，温度为1050℃，保温时间90min，冷却方式为炉冷，将其命名为ht1050样品并做后续性能分析。
[0075]
实施效果
[0076]
1、从图2的xrd结果看出，ht1050样品同样由ε马氏体相和α'马氏体相组成，和ht850样品的相体积分数并无区别。
[0077]
2、从图3的sem高倍形貌可以看出，ht1050样品同样交叉分布着板条状ε马氏体，但是其宽度继续变大，板条状区域之外的均为α'马氏体。
[0078]
3、ht1050的拉伸工程应力应变曲线如图4所示，相比所有样品，强度塑性均下降(抗拉强度636mpa，断裂延伸率7.17％)，相应的定量结果列举在表6，此时样品的力学性能最差，这与厚度增大的密集ε马氏体分布有关。
[0079]
表6
[0080][0081]
4、图5展示了ht1050样品的拉伸断口形貌，从低倍数下观察，尽管整个断裂面较平，但是取而代之的是整个面的解理断裂，只有极少韧窝出现，这也证实了ht1050样品的塑性较差。
[0082]
对比例2
[0083]
采用lpbf设备对铁锰预合金粉末进行逐层扫描，激光功率为210w,扫描速度为700mm/s，扫描间距80μm，扫描层厚30μm，打印出1.5mm厚的扫描方向拉伸件和长宽高为10mm的立方体。将拉伸件和立方体封在充满氩气的石英管中，随即放入马弗炉中进行热处理，升温速率为10℃/min，温度为450℃，保温时间90min，冷却方式为炉冷，将其命名为ht450样品并做后续性能分析。
[0084]
实施效果
[0085]
1、从图2的xrd结果看出，ht450样品同样由ε马氏体相和α'马氏体相组成，相比ht650样品，ε峰强降低，这是由于降低热处理温度，α'
→
ε逆相变不完全。
[0086]
2、表7列举了ht450样品力学性能数据，屈服强度比ht650减少了72mpa，极限抗拉强度比ht650减少了86mpa，断裂延伸率(13.45％)低于as-built样品和ht650样品。
[0087]
表7
[0088][0089]
3、从图6的拉伸断口形貌来看，ht450主要是韧性断裂和解理断裂的混合模式，断裂面较不平整。
[0090]
对比例3
[0091]
其他条件和实施例2一致；不同之处在于：热处理温度为550℃，命名为ht550样品。所得xrd结果如图2所示，与ht450样品并无明显差异。拉伸实验得出其屈服强度、极限抗拉强度和断裂延伸率分别为251mpa、912mpa和15.17％，尽管其强塑性能优异，但是仍低于ht650样品，不是最优热处理参数。图6中的断口形貌显示ht550样品仍存在不平整的解理断裂面。
[0092]
对比例4
[0093]
其他条件和实施例2一致；不同之处在于：热处理温度为750℃，命名为ht750样品。所得xrd结果如图2所示，与ht450样品并无明显差异。拉伸实验得出其屈服强度、极限抗拉强度和断裂延伸率分别为269mpa、871mpa和13.71％，力学性能均低于as-built样品和ht650样品，不是最优热处理参数。从图6的拉伸断口形貌来看，其断裂模式仍以解理断裂为主。
技术特征：
1.一种加工硬化能力高的铁锰合金；其特征在于：所述铁锰合金中，mn含量为17.5-18.5wt％，氧含量小于等于0.03wt％，余量为铁；所述铁锰合金的屈服强度为220-300mpa、极限抗拉强度为870-998mpa。2.根据权利要求1所述的一种加工硬化能力高的铁锰合金；其特征在于：所述铁锰合金以fe-mn预合金粉末为原料；采用3d打印技术制备出打印坯，然后在保护气氛下于450-700℃进行热处理；得到产品，3d打印的参数为：激光功率200-220w，扫描速度680-720mm/s；打印坯的组织由针状马氏体、胞状亚晶和柱状亚晶组成；所述成品相比于打印坯，胞状亚晶和柱状亚晶仍然稳定，尺寸大小没有变化，但针状α'马氏体均匀分布在基体中，且尺寸小于打印坯中的针状α'马氏体尺寸；相比于打印坯，成品中的ε马氏体的相体积分数大于打印坯中的ε马氏体的相体积分数。3.根据权利要求1所述的一种加工硬化能力高的铁锰合金；其特征在于：热处理后，产品的屈服强度为294-296mpa、极限抗拉强度为995-997mpa、断裂延伸率为16.2-16.3％；相比于打印坯，其在屈服强度、极限抗拉强度以及断裂延伸率上均有提升，且成品的极限抗拉强度与屈服强度的差值大于打印坯的对应值。4.一种如权利要求1-3任意一项所述加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法，其特征在于：其采用3d打印和热处理配合制得；具体为：以fe-mn预合金粉末为原料；采用3d打印技术制备出打印坯，然后在保护气氛下于450-700℃进行热处理；得到产品，fe-mn预合金粉末中，mn的含量为18-18.5wt％，氧含量小于等于0.03wt％，余量为铁；3d打印的参数为：激光功率200-220w，扫描速度680-720mm/s。所的产品的抗拉强度大于等于884mpa。5.根据权利要求4所述的一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；其特征在于：fe-mn预合金粉末的粒径为15-53μm。6.根据权利要求4所述的一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；其特征在于：3d打印的参数为：激光功率210w，扫描速度700mm/s，扫描间距为80μm，层厚为30μm。7.根据权利要求4所述的一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；其特征在于：热处理的温度为645-655℃，保温时间80-100min，冷却方式为随炉冷却。8.根据权利要求4所述的一种加工硬化能力高的铁锰合金的制备方法；其特征在于：打印坯的屈服强度为205-207mpa、极限抗拉强度为883-885mpa、断裂延伸率为15.8-15.85％。热处理后的产品的屈服强度为294-296mpa、极限抗拉强度为995-997mpa、断裂延伸率为16.2-16.3％。9.如权利要求1-3任意一项所述加工硬化能力高的铁锰合金的应用，其特征在于：包括用做生物植入材料。
技术总结
本发明涉及一种加工硬化能力高的铁锰合金及其制备方法和应用，属于医用高强铁锰合金制备技术领域。所述铁锰合金中，Mn含量为17.5-18.5wt％，氧含量小于等于0.03wt％，余量为铁；所述铁锰合金的屈服强度为220-300MPa、极限抗拉强度为870-998MPa。其所述铁锰合金以Fe-Mn预合金粉末为原料；采用3D打印技术制备出打印坯，然后在保护气氛下于450-700℃进行热处理；得到产品，3D打印的参数为：激光功率200-220W，扫描速度680-720mm/s。本发明在确保产品具有一定的屈服强度的同时，大幅提升产品的抗拉强度，进而达到提升产品加工硬化能力的目的。本发明组分简单可控，产品加工硬化能力强，便于用作生物医用材料。用作生物医用材料。用作生物医用材料。
