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(xué)網(wǎng) 來源：材料學(xué)網(wǎng)
分享至：
導(dǎo)讀：對(duì)于在冷卻時(shí)經(jīng)歷固相轉(zhuǎn)變的合金，比如易熱裂的高強(qiáng)度馬氏體時(shí)效鋼C465由于缺乏凝固狀態(tài)的化學(xué)偏析數(shù)據(jù)，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(jìn)晶粒細(xì)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(dòng)力學(xué)，而溶解的氮提高了屈服強(qiáng)度。拉伸變形下的材料遵循三個(gè)階段的加工硬化行為，表明應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變。這項(xiàng)工作強(qiáng)調(diào)，除了核劑的晶粒細(xì)化能力外，在處理易發(fā)生相變的合金的熱裂問題時(shí)，還需要嚴(yán)格檢查加工過程中核劑部分溶解的影響。高強(qiáng)度鋼(HSS)已經(jīng)得到廣泛研究并在增材制造(AM)應(yīng)用，如沉淀硬化不銹鋼和馬氏體時(shí)效鋼，但最先進(jìn)的高強(qiáng)度鋼并沒有被廣泛接受。這種采用率差異的一個(gè)主要原因是，像許多其他合金一樣，高強(qiáng)度鋼在快速凝固過程中會(huì)出現(xiàn)裂紋。然而，與大多數(shù)易裂紋材料(如鋁和鎳合金)不同，鋼在制造過程中經(jīng)常經(jīng)歷多次相變，這使得其內(nèi)部的裂紋緩解任務(wù)更加艱巨。自2010年以來，定制高速鋼因其高耐腐蝕性，受到學(xué)術(shù)界和工業(yè)界越來越多的關(guān)注。它可以在不需要保護(hù)涂層(防范有毒的鎘和鉻)的情況下運(yùn)行，因而提供了更可持續(xù)，更環(huán)保。據(jù)研究，在不銹鋼高強(qiáng)度鋼中，C465具有最高的強(qiáng)度之一，比17-4 PH高出約50%，同時(shí)具有相當(dāng)高的耐腐蝕性和韌性。如果利用這些特性，結(jié)合增材制造，有望實(shí)現(xiàn)一些新功能和應(yīng)用，例如高性能汽車上的吸沖擊力泡沫、帶有內(nèi)部冷卻通道的復(fù)雜鉆頭、復(fù)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(shù)制備C465。我們的初步結(jié)果表明，該合金在激光粉末床熔合過程中極易發(fā)生熱裂。增材制造合金中熱裂紋(也稱為熱撕裂)通常因?yàn)槟探Y(jié)束時(shí)，分裂誘導(dǎo)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(duì)于熱裂紋敏感鋼，直接采這些方法仍然存在問題。因?yàn)楝F(xiàn)代高速鋼(主要是馬氏體時(shí)效等級(jí))經(jīng)歷了多次相變。因此，通過實(shí)驗(yàn)手段獲取凝固后的元素分配信息很復(fù)雜。阻礙了在增材制造過程中通過合金設(shè)計(jì)來消除熱裂。本文以C465合金為例，強(qiáng)調(diào)解決高強(qiáng)度馬氏體時(shí)效鋼的熱裂問題時(shí)，需要考慮的復(fù)雜性質(zhì)等重要方面。我們將首先介紹材料中熱裂紋的嚴(yán)重性，以及幾種現(xiàn)有熱裂紋消除方法的局限性。在前驅(qū)鋼原料粉末中引入鈦顆粒，得到無裂紋試樣。并對(duì)鈦對(duì)組織和拉伸性能的影響進(jìn)行了詳細(xì)的研究和討論。這項(xiàng)工作不僅有助于采用高強(qiáng)度不銹鋼馬氏體時(shí)效鋼進(jìn)行增材制造，而且還有助于任何在生產(chǎn)過程中經(jīng)歷相變的合金，如快速凝固。華東理工大學(xué)孫彬涵等教授相關(guān)研究以“Laser powder bed fusion of crack-susceptible stainless maraging steel undergoing solid-state phase transformations”為題發(fā)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(fā)現(xiàn)均勻分布的明亮對(duì)比線和納米級(jí)析出物。圖2所示。兩熱裂紋附近鑄態(tài)C465合金的EBSD研究。(a)與圖像質(zhì)量圖疊加的相圖，藍(lán)色為殘余奧氏體(FCC)的分布，紅色為轉(zhuǎn)變馬氏體(BCC)的分布。(b)與圖像質(zhì)量圖疊加的逆極圖(inverse pole figure, IPF)，顯示了顆粒形態(tài)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(zhuǎn)變變體的分類。(d)圖2(c)中白色實(shí)線包圍的馬氏體晶粒相對(duì)于母體奧氏體晶粒取向的極點(diǎn)圖。遵循Kurdjumov-Sachs (KS)關(guān)系的理論方向用黑色圓圈標(biāo)記。(e)先前重建的奧氏體IPF圖，藍(lán)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(kuò)大EBSD研究。(a)疊加在圖像質(zhì)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(nèi)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(shí)檢測(cè)到鐵的耗盡。其他元素如Ni、Cr、Mo等沒有明顯的化學(xué)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(shù)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(tài)、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(gòu)建條件下的樣品和在420℃和630℃退火后的樣品組成。相應(yīng)的相位圖也放在相關(guān)指規(guī)數(shù)數(shù)據(jù)的下面。圖9(a1-a3)構(gòu)建的C465和(b1-b3) C465暴露于630°C后4小時(shí)(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(shí)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?jǐn)?shù)。(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(tài)420℃退火和630℃退火條件下的拉伸性能;(b)在鑄態(tài)、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(tài)和450℃退火條件下。圖12. (a)利用ThermoCalc TCFE12數(shù)據(jù)庫對(duì)C465合金進(jìn)行Scheil-Gulliver模擬。(b)計(jì)算得到的Scheil凝固過程中元素的分配系數(shù)。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(guān)，使用ThermoCalc鋼模型計(jì)算。(b)平衡條件下C465合金中FCC的摩爾分?jǐn)?shù)與Ti濃度和溫度的關(guān)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(yōu)先沿晶界/相界分布。圖14所示。(a)計(jì)算溶解氮對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)，添加1 wt.% TiN的C465的屈服強(qiáng)度差異，Orowan-Ashby和修正的orowan模型的沉淀強(qiáng)化，以及取代元素的固溶體強(qiáng)化。(b)圖11拉伸結(jié)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(fā)塑性(TRIP)鋼典型的三階段加工硬化行為示意圖。圖15所示。TiN對(duì)C465合金顯微組織和相演化影響的示意圖。附錄圖1。以假設(shè)的奧氏體“Fe-18Ni-1X”合金為例，研究了不同合金成分的平衡分配系數(shù)與熔化溫度的關(guān)系。綜上所述，為解決在激光粉末床熔合過程中易發(fā)生相變的合金熱裂問題，本文工作突出了需要考慮的潛在因素。冷卻過程中的固態(tài)相變抹去了元素分布信息，而這對(duì)于解決熱裂問題至關(guān)重要。基于本研究的不銹鋼馬氏體時(shí)效鋼C465，主要結(jié)論如下:盡管Ti元素有助于鋼中所需的η-Ni3Ti強(qiáng)化相的形成，但在凝固過程中Ti元素有很強(qiáng)的分配傾向，分配系數(shù)接近0.2，這導(dǎo)致Ti元素沿著HAGBs分裂并形成低固相液體膜，從而引發(fā)熱裂。單純的工藝修改，如降低熱量輸入，不足以防止其分塊或消除熱裂紋。晶粒成核劑TiN能有效減小奧氏體晶粒尺寸，從而解決C465的熱裂問題。然而，與在使用過程中不經(jīng)歷相變的材料不同，為馬氏體時(shí)效鋼等相變材料選擇晶粒細(xì)化劑時(shí)，除了晶粒細(xì)化能力外，還需要考慮幾個(gè)額外的因素。在冷卻過程中，基體中Ti顆粒的部分溶解降低了合金的馬氏體起始溫度，從而產(chǎn)生更多的殘余奧氏體。此外，在高于400℃的高溫下，基體成分變化降低了平衡奧氏體含量。再加上納米TiN的齊納漸縮效應(yīng)，奧氏體在加熱過程中受到動(dòng)力學(xué)限制。TiN的引入也會(huì)影響合金的拉伸性能。在用TiN退火后，TiN顆粒部分溶解產(chǎn)生的溶解N有助于提高屈服強(qiáng)度。本研究中奧氏體穩(wěn)定性較低，TiN材料發(fā)生了應(yīng)變誘導(dǎo)馬氏體相變。為了確保高后均勻伸長(zhǎng)率，之后需要完全無裂紋的樣品。
免責(zé)聲明：本網(wǎng)站所轉(zhuǎn)載的文字、圖片與視頻資料版權(quán)歸原創(chuàng)作者所有，如果涉及侵權(quán)，請(qǐng)第一時(shí)間聯(lián)系本網(wǎng)刪除。
