{首页主词},&

金屬頂刊《Acta materialia》：解決激光粉末床增材制造馬氏體不銹鋼的熱裂難題！

2023-12-11 16:40:34 作者：材料學網來源：材料學網分享至：

導讀：對于在冷卻時經歷固相轉變的合金，比如易熱裂的高強度馬氏體時效鋼C465由于缺乏凝固狀態的化學偏析數據，難以消除熱裂。本文通過添加氮化鈦(TiN)顆粒，解決了激光粉末床熔合工藝下的熱裂問題。凝固過程中，氮化鈦促進晶粒細化，減緩低固相溫度下液膜的形成。在冷卻條件下，氮化鈦部分溶解使得馬氏體的起始溫度降低，于是生成較多殘余奧氏體。在隨后的退火中，溶解的鈦減慢了奧氏體還原動力學，而溶解的氮提高了屈服強度。拉伸變形下的材料遵循三個階段的加工硬化行為，表明應變誘導馬氏體相變。這項工作強調，除了核劑的晶粒細化能力外，在處理易發生相變的合金的熱裂問題時，還需要嚴格檢查加工過程中核劑部分溶解的影響。

高強度鋼(HSS)已經得到廣泛研究并在增材制造(AM)應用，如沉淀硬化不銹鋼和馬氏體時效鋼，但最先進的高強度鋼并沒有被廣泛接受。這種采用率差異的一個主要原因是，像許多其他合金一樣，高強度鋼在快速凝固過程中會出現裂紋。然而，與大多數易裂紋材料(如鋁和鎳合金)不同，鋼在制造過程中經常經歷多次相變，這使得其內部的裂紋緩解任務更加艱巨。

自2010年以來，定制高速鋼因其高耐腐蝕性，受到學術界和工業界越來越多的關注。它可以在不需要保護涂層(防范有毒的鎘和鉻)的情況下運行，因而提供了更可持續，更環保。據研究，在不銹鋼高強度鋼中，C465具有最高的強度之一，比17-4 PH高出約50%，同時具有相當高的耐腐蝕性和韌性。如果利用這些特性，結合增材制造，有望實現一些新功能和應用，例如高性能汽車上的吸沖擊力泡沫、帶有內部冷卻通道的復雜鉆頭、復雜的大推力船舶螺旋槳。

在本研究中，我們嘗試使用激光粉末床熔合(LPBF)技術制備C465。我們的初步結果表明，該合金在激光粉末床熔合過程中極易發生熱裂。增材制造合金中熱裂紋(也稱為熱撕裂)通常因為凝固結束時，分裂誘導液膜固相溫度低于周圍材料。

在以往的增材制造工作中，已采用了幾種方法降低熱裂紋。但是對于熱裂紋敏感鋼，直接采這些方法仍然存在問題。因為現代高速鋼(主要是馬氏體時效等級)經歷了多次相變。因此，通過實驗手段獲取凝固后的元素分配信息很復雜。阻礙了在增材制造過程中通過合金設計來消除熱裂。

本文以C465合金為例，強調解決高強度馬氏體時效鋼的熱裂問題時，需要考慮的復雜性質等重要方面。我們將首先介紹材料中熱裂紋的嚴重性，以及幾種現有熱裂紋消除方法的局限性。在前驅鋼原料粉末中引入鈦顆粒，得到無裂紋試樣。并對鈦對組織和拉伸性能的影響進行了詳細的研究和討論。這項工作不僅有助于采用高強度不銹鋼馬氏體時效鋼進行增材制造，而且還有助于任何在生產過程中經歷相變的合金，如快速凝固。

華東理工大學孫彬涵等教授相關研究以“Laser powder bed fusion of crack-susceptible stainless maraging steel undergoing solid-state phase transformations”為題發表在Acta Materialia上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S1359645423008637

圖1所示。C465®合金在(a) OM和(b) SEM條件下裂紋的代表性圖像。(c)拉伸斷裂后，這些裂紋表面光滑且呈枝晶狀，表明存在熱裂紋(即凝固裂紋)。(d)在BSE模式下發現均勻分布的明亮對比線和納米級析出物。

圖2所示。兩熱裂紋附近鑄態C465合金的EBSD研究。(a)與圖像質量圖疊加的相圖，藍色為殘余奧氏體(FCC)的分布，紅色為轉變馬氏體(BCC)的分布。(b)與圖像質量圖疊加的逆極圖(inverse pole figure, IPF)，顯示了顆粒形態及其在面外觀察方向上的方向。(c)先前奧氏體晶粒重建過程中馬氏體轉變變體的分類。(d)圖2(c)中白色實線包圍的馬氏體晶粒相對于母體奧氏體晶粒取向的極點圖。遵循Kurdjumov-Sachs (KS)關系的理論方向用黑色圓圈標記。(e)先前重建的奧氏體IPF圖，藍色突出顯示高角度晶界(HAGBs)，白色箭頭表示裂縫。

圖3 成品C465合金的擴大EBSD研究。(a)疊加在圖像質量圖上的殘留奧氏體晶粒。(b)在面外方向觀察的奧氏體和馬氏體相的IPF圖。位于BCC馬氏體內的FCC晶粒用黑色虛線框表示。(c)重建的奧氏體晶粒。

圖 4 含熱裂紋的C465合金的能譜圖。鈦沿裂紋富集，同時檢測到鐵的耗盡。其他元素如Ni、Cr、Mo等沒有明顯的化學偏析。

圖 5 C465合金的額外增材制造，(a)使用更小的激光功率130 W和更薄的10 μm厚度，與175 W和30 μm粉末厚度的原始樣品相比。(b)在保持激光加工條件不變的情況下，通過粉末混合加入1.0 wt.%的TiN顆粒。

圖6 (a)純C465和(b)摻有1 wt.% TiN顆粒的C465在不同的臨界間退火溫度下退火4h后的顯微硬度值。

圖7 ． (a)面心立方(FCC)相的數量，包括保留的和還原的奧氏體，以及體心立方(BCC)或體心四邊形(BCT)馬氏體的體積%。(b) C465合金在鑄態、420℃(峰值顯微硬度)和630℃(過退火)條件下的代表性XRD譜。

圖8 (a1-a4)純C465和(b1-b4)含1 wt.% TiN的C465的IPF圖分別由重建的奧氏體晶粒、在構建條件下的樣品和在420℃和630℃退火后的樣品組成。相應的相位圖也放在相關指規數數據的下面。

圖9(a1-a3)構建的C465和(b1-b3) C465暴露于630°C后4小時(過退火條件)的掃描透射電子顯微鏡(STEM)。(a1)中的黃色箭頭表示沉淀物的位置。

圖10 (a)含1 wt.% TiN的C465和(b)含1 wt.% TiN的C465在420℃熱處理4小時后的掃描透射電子顯微鏡(STEM)。(c)這兩種條件下的平均沉淀半徑和體積分數。(d)在420℃下熱處理4 h后TiN析出物的能量色散x射線能譜圖(EDS)。

圖11. (a)純C465合金在鑄態420℃退火和630℃退火條件下的拉伸性能;(b)在鑄態、420℃退火、450℃退火和630℃退火條件下，TiN含量為1wt .%的C465合金;(c)含1.5% wt.% TiN的C465合金，在鑄態和450℃退火條件下。

圖12. (a)利用ThermoCalc TCFE12數據庫對C465合金進行Scheil-Gulliver模擬。(b)計算得到的Scheil凝固過程中元素的分配系數。

圖13所示。(a) C465合金的馬氏體起始溫度()與Ti和N濃度的變化有關，使用ThermoCalc鋼模型計算。(b)平衡條件下C465合金中FCC的摩爾分數與Ti濃度和溫度的關系。(c)在含TiN量為1 wt.%的C465合金中，在420℃熱處理4 h后，TiN析出物優先沿晶界/相界分布。

圖14所示。(a)計算溶解氮對屈服強度的貢獻，添加1 wt.% TiN的C465的屈服強度差異，Orowan-Ashby和修正的orowan模型的沉淀強化，以及取代元素的固溶體強化。(b)圖11拉伸結果的加工硬化曲線。(b1)摻1wt .% TiN的C465在斷口處的IPF圖。(b2)相變誘發塑性(TRIP)鋼典型的三階段加工硬化行為示意圖。