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钢铁材料的增材制造综述:取得的成就与面临的挑战(二)

发布时间:2022-05-17 12:30:22 来源:火狐app全站 作者:火狐体育全站app官网入口

  本文主要介绍采用SLM和LMD制造钢铁材料时所取得的成就以及所面临的挑战,此次为全文的第二部分。

  AM能够在常规处理的15-5 PH不锈钢的机械性能上产生改进。对比LPBF和常规制备的15-5 PH的马氏体组织,可以观察到明显的差异,AM制造的材料的马氏体板条更短、更窄,见图6-0所示。AM制造的材料已被证明在593 °C时UTS可以达到830 MPa,增加了大约34%,但韧性同变形制造的同等材料相比较,下降了大约9%。另一项对LPBF生产的15-5 PH样品进行时效硬化热处理后的研究表明,与15-5 PH的ASM变形性能相比,水平构建样品YS增加∼10%,垂直方向制造的YS减少∼6%。无论构建方向如何,与锻造值相比,UTS都增加了相似的幅度(水平构建为∼11%,垂直构建为∼12%)。这些试样的破坏主要是解理断裂。LPBF 15-5 PH不锈钢的Charpy(夏比)冲击试验的断裂韧性被测量为10.85±1.20 J/cm2,完全符合锻造样品的标准(9.4-18.6 J/cm2)。研究还发现,LPBF 15-5 PH不锈钢的显微硬度大于变形材料,AM试样的横向硬度为500 HV 0.5[121]。这比锻造材料高56%。

  图6-0 沿着板条的轴线所得到的反极图:其中(a)传统工艺制造的结果;(b)AM增材制造15-5PH不锈钢所得到的结果。需要注意的是,两个图中军给出了其他相的分布。在BCC图上面覆盖的黑色点的产生可能同诸如碳化铌和其他不能被指数化的相相关 。

  在许多PH不锈钢的理想应用中,循环加载是固有的。因此,构件的疲劳性能是这些钢的AM中最重要的问题之一。疲劳试验表明,LPBF制备的15-5个PH样品的疲劳极限比锻造样品降低了20%。这是由于LPBF工艺造成的表面光洁度较差。表面加工可显著提高疲劳寿命AM样品可以去除表面缺陷,但不能改善变形性能。这支持了表面缺陷对AM15 - 5ph不锈钢疲劳性能最不利的观察结果。然而,结合表面加工的工艺参数优化已经得到的15-5PH值样品,其疲劳性能与锻造部件相当,其结果见图6-0-1和图6-0-2所示。

  图6-0-2 SLM制造的15-5PH不锈钢在沉积态和经历了不同的表面处理之后的应力幅度VS反循环直至疲劳

  增材制造的PH不锈钢的高温蠕变性能还没有得到广泛的研究。LPBF 15-5 PH样品蠕变寿命比锻造样品在530°C提高∼ 17%已被证明。造成这种差异的原因尚不完全清楚。

  与锻造部件相比,延性降低是AM制造17-4 PH不锈钢的一个问题。在A和H900条件下,AM制备的17-4 PH样品的强度优于传统工艺制备的样品,但断裂延伸率较低。这一结果在低应变率(准静态)和高应变率(动态)拉伸试验中都存在,从图6的应变曲线中可以看出。许多针对AM 制造的17-4 PH不锈钢零件的研究也表明,与锻造零件相比,AM17 - 4 PH不锈钢零件的强度提高,而延性降低。强度的提高被认为是由于AM部件中细化的微观结构,而延性的降低通常归因于AM工艺产生的孔隙率。

  Lass等人的一项研究分析了不同后处理加热条件下LPBF制备的17-4 PH样品的拉伸性能处理结果与A (YS = 824 MPa, UTS = 1121 MPa,伸长率= 10%)条件下的变形试样数据进行比较。由这些研究人员开发的另一种制备后退火处理方法产生了YS(90%的锻造样品)。作为对比,AM样品在沉积状态和A状态下的YS为锻造样品的~55%。与锻造样品相比,采用这种新工艺路线处理的样品还显示出更大的UTS和更低的延展性。沉积后热处理对组织的总体影响如图7所示,显示了在17-4 PH不锈钢中获得的几种不同形貌。在构建后的显微组织中,熔池边界和胞状凝固组织清晰可见(图7a),但经过均质化和固溶退火(即处理到条件A)后,这种凝固组织被去除。得到的显微组织(图7b)与变形后的显微组织(图7c)相当。其他研究也显示了热处理后AM17 - 4的这些明显的显微结构变化],这些变化使AM17 - 4部件的强度增加。

  用于AM生产制造部件的粉末原料的特性也会对机械性能产生影响,见图7-0所示。研究发现,通过改变17-4 PH值粉末直径和/或调整激光能量密度,可以生产出与锻造样品相当或更大的拉伸性能。Pasebani等人展示了LPBF从气体雾化或水雾化粉末到常规零件生产生产17-4 PH值零件的显著影响,以及生产后不同的热处理对机械性能的影响。在部件生产过程中使用合适的能量密度,LPBF部件由气雾化粉末生产,在1051°C中45分钟,482°C中1 小时,表现出最大的强度;YS(始终在5%以内)和UTS(高达4.4%)都比ASM报告的锻造样品数据中的)好。溶液退火在1315°C条件下时效1小时,结果显著提高了YS和UTS的部件生产的水雾化粉末。这是由于马氏体板条中的细化结构。由水雾化粉末生产的部件的性能,尽管仍然较差(YS降低15%,UTS降低4%),但与锻造性能相当。这是重要的,因为与气体雾化粉末相比,水雾化粉末的生产成本相对较低。

  图6 LPBF(加载方向平行于X-Y平面,垂直于建筑方向)的应力应变曲线(用黑色表示)和常规生产的17-4 PH不锈钢(用红色表示)低应变率,准静态拉伸试验结果。b高应变率动态拉伸试验结果。

  图7 17-4 PH不锈钢显微组织光学显微图。(a) LPBF沉积态。(b)沉积后进行均质化处理。(c)变形态。这些显微图像分别平行于LPBF和锻造样品的制备方向和变形样品方向。

  在力学测试过程中,由于奥氏体向马氏体的转变,观察到显微组织中奥氏体的存在对17-4 PH的力学性能有很大影响。AM工艺制造的17-4PH中,奥氏体含量较高的AM试样表现出更强的延展性和加工硬化能力,与TRIP辅助钢相同。组织中奥氏体含量最高的为17-4PH的零件通常在AM或直接时效(即在制造后时效而不进行固溶退火处理)条件下。Lebrun等人的结果表明,这种样品的延展性与锻造标准相当。例如,本研究中构建的试样保留奥氏体的体积分数为36%,破坏时的延伸率为16.2%,预期的ASM变形破坏延伸率为15%。在17-4 PH条件下,LPBF过程中的奥氏体保留也显示出压缩和拉伸的延性增强。图8a为LPBF制备17-4 PH的AM组织,图8b为组织内相的分布,显示沿熔体边界奥氏体的存在增加。

  通过对LPBF和常规方法制备的17-4PH的材料的显微组织和力学性能的比较,可以发现在所有情况下获得的拉伸性能都存在显著差异。然而,没有一个结果来自此比较结果,LPBF生产的样品能够产生YS或UTS,可与H900条件下的锻造样品相比较。这种力学性能的变化归因于LPBF样品在显微组织中显示出更多的奥氏体残留和孔隙。值得注意的是,沉淀硬化钢中奥氏体的存在影响了它们的淬透性,因为溶质原子可能更容易溶于奥氏体而不是铁素体或马氏体,这抑制了它们在时效后形成沉淀的能力。

  在17-4 PH和18Ni300马氏体时效钢中都观察到组织的奥氏体区域没有析出。图9中对18Ni300马氏体时效钢的原子探针分析表明了这种效应。图9a、b显示了经过某种形式的热时效后的马氏体区域。如封闭的等浓度表面所示,金属间析出物形成。相比之下,图9c所示的原子探针数据集显示了AM样品微观结构的奥氏体和马氏体区域之间的界面。与马氏体相比,奥氏体中明显没有沉淀。

  在大气中进行AM也被证明会影响AM 17-4 PH不锈钢的性能。研究的制造气氛对力学性能的影响以PH不锈钢时由定向能量沉积(LMD),该技术是将金属粉末是直接输送进入熔池而不需要形成一个粉床。本研究考虑了两种制造气氛,氩气和空气。AM制得的所有样品的UTS均低于常规工艺制得的样品,但空气中制得的样品强度有所提高,即空气制得的样品热处理后的UTS达到1145 MPa。这表示在相同条件下Ar处理的样品增加了7%。进一步的微观结构分析表明,这是由于非晶态氧化物的分散强化作用和空气中处理产生的N的溶液强化作用。此外,有研究表明在N2气氛下打印,产生奥氏体组织,导致17-4PH零件,在拉伸试验中具有相当的UTS和塑性,由于塑性变形而产生明显应变硬化的零件。

  图9对18Ni300马氏体时效钢进行原子探针层析。a DED (= LMD)生产的材料与传统生产的材料。(c)另一组来自于LMD生产材料的数据,显示奥氏体和马氏体之间析出行为的差异。

  图10中的散点图显示了AM制造的17-4 PH不锈钢的许多不同的UTS和延性组合。该图还显示了传统制造的17-4 PH样品的性能,与文献中AM的性能进行了比较。需要注意的是,在查看这幅图时,AM过程、表面处理和沉积后时效处理的参数在每个研究和同一研究中的样本之间是不同的。从图中可以看出,在这种合金的AM中,既有广泛的性能,也有广泛的变形性能。还可以看到,如果没有优化AM工艺以及建造后的处理,结果材料的强度和/或延性会非常差。然而,这一情节突出表明,通过优化,可比或甚至增强的属性与锻造值相比是可能的。Facchini等人实现了优异的UTS和延展性的结合,部分原因是所生产材料的显微组织中存在大量的奥氏体,在拉伸测试中,奥氏体经历应变诱导转变为马氏体。Rafi等人也将其制造样品的大延展性归因于这一效应。值得注意的是,Dobson等人的结果是在工程应力中提出的。

  图11和图12是由文献数据组成的散点图,分别显示了AM制造的17-4 PH不锈钢的UTS和直至失效的伸长率与测量的奥氏体体积分数。图11显示UTS对奥氏体体积分数的依赖性不强,在奥氏体含量范围内,UTS的范围在700 MPa左右。考虑到来自单个来源的数据点,可以看出UTS与奥氏体体积分数之间既有正相关,也有负相关。这表明UTS取决于奥氏体含量以外的因素。UTS的巨大差异部分是由打印参数的差异以及不同的制造后热处理引起的。这导致了微观结构中不同水平的铜沉淀。查看图12中的单个数据集,可以看到许多数据显示出断裂延伸率与奥氏体体积分数之间明显的相关性,这与由于TRIP效应奥氏体的存在提高了延性的观察结果相一致。

  在17-4PH的LPBF中,通过适当的工艺参数优化、热处理和气氛室内的气氛,显微硬度可以达到与变形样品(大约450 HV 0.5)相当的水平。用原子扩散AM制备的17-4 PH样品也被研究过。在打印状态和后续的任何热处理研究,原子扩散AM制造样品的硬度低于铸造样品。

  图10散点图显示了文献报道的添加制造的17-4 PH不锈钢样品的极限拉应力和延伸率范围,以及与它们进行比较的锻造样品的性能

  LPBF 17-4 PH不锈钢件相对于锻造件的磨损性能与主要磨损机制有关。当测试干摩擦时时,常规制造的样品比LPBF生产的样品磨损率更高。这是由于LPBF的显微组织更细,硬度更高的结果。而在润滑条件下,LPBF样品的磨损率更高。这归因于润滑改变了主要的磨损机制,从粘附到表面疲劳和磨损。

  对于单调的机械性能,研究最广泛的沉淀硬化钢的电阻失效循环载荷作用下的一项研究为例。常规制造的样品有640 MPa的疲劳极限(在循环加载的最大应力幅值下,样品永远不会失效),而AM样品只有300 MPa的疲劳极限。疲劳强度的降低归因于缺陷和较差的表面光洁度。即使在溶液淬火后,LPBF 17-4 PH样品的疲劳强度也低于锻造样品,因为由于缺陷的存在,AM样品的抗裂纹萌生能力较低。然而,有趣的是,LPBF样品的裂纹扩展速率低于常规生产的样品。这是由于在AM和未变形试样中观察到的裂纹偏转和裂纹分支的影响。

  一些对AM 17-4 PH不锈钢疲劳行为的研究分析了后续热处理对这些试样疲劳性能的影响。经固溶退火和时效处理后,17-4 LPBF零件的疲劳强度仍低于相同热处理后的变形试样。Yadollahi等也报道了他们的LPBF 17-4 PH样品的疲劳强度远低于锻造材料,这归因于LPBF工艺产生的缺陷。作者报道了固溶热处理和时效在H900条件下,样品在“低周”疲劳状态下的抗疲劳性能得到改善,但在“高周”疲劳状态下,疲劳寿命恶化。这被认为是由于热处理引起的硬化导致对杂质的敏感性增加。这种灵敏度在低-循环机制中不那么明显。这种效应在锻造样品中没有看到。在LPBF 15-5 PH合金的分析中也观察到类似的效应。

  图11文献报道的增材制造的17-4 PH不锈钢样品的极限拉应力随奥氏体体积分数变化范围散点图。

  图12文献报道的增材制造的17-4 PH不锈钢的延伸率与奥氏体体积分数之间的散点图。

  改变工艺参数以达到最高的密度是获得最佳性能的重要手段。Casalino等人的一项研究表明,优化18Ni300马氏体时效钢LPBF加工的合成零件的密度可以获得更高的强度。密度最大的零件(= 99.7%)的UTS为1192 MPa,伸长率为8%,在塑性范围内,与18Ni 300马氏体时效钢在固溶退火条件下的典型固溶退火UTS相比有所提高。

  与17-4 PH合金体系一样,铸后热处理可以提高18Ni300马氏体时效钢的力学性能。Kempen等人通过LPBF制备了18Ni 300马氏体时效钢,经过固溶和时效热处理后,其UTS为2217 MPa。这甚至优于ATI datasheet报告的值,该合金的标准锻造UTS在相同的条件下~2210 MPa[162]。研究还发现,LPBF 18Ni300马氏体时效钢的摩擦学性能和UTS均在相同热处理后达到最佳。通过适当的工艺参数的选择和构建策略,它是可行的生产18 Ni 300 YS马氏体时效钢样品和UTS,可比,甚至优于标准的ASM造成属性(如表二所示)方案治疗和年龄条件。一般情况下,LPBF样品的延性不如锻造样品,但在某些情况下,它们可以比较。与17-4 PH合金体系一样,许多对18Ni 300马氏体时效钢AM的研究也显示,与文献中的变形数据相比,其强度或强度增加,但延性降低。强度的增加归因于LPBF过程中金属循环再加热的时效以及精细的合成凝固组织。延性的下降归因于AM零件缺陷的存在。

  图13是一个散点图,显示了文献中添加制备的18Ni300马氏体时效钢试样的UTS和延性的组合。正如图10所示,重要的是要考虑到不同的工艺参数和处理方法已经用于产生每个数据点。从这个图中可以特别明显地看出,经过或没有经过时效热处理的样品之间的强度差异,那些经过时效热处理的样品在散点图上聚集在一起,其UTS要高得多。这张图还显示了通过优化AM部件生产过程可以实现的机械性能改善的规模。

  在LPBF和DED生产18Ni300马氏体时效钢的研究中,Jagle等比较了固溶退火和淬火条件下(即几乎没有沉淀),固溶硬度值作为固溶高度的函数与常规处理材料的固溶硬度值。LPBF和常规生产的材料具有相似的硬度值,约为310 hv10。然而,在DED生产的材料中,除了最顶层之外,其硬度明显更高,约为360-420 HV10。原子探针分析表明,这是因为在制造的DED样品中已经出现了早期的沉淀阶段。这是由于在DED过程中沉积新层时,对已经固化的材料层进行循环再加热,这就解释了为什么在建筑的最顶层没有观察到硬化效应。这种影响也必然发生在LPBF中,尽管它显然没有那么显著。这可能是由于LPBF熔体池比DED更小,且扫描速度更高,导致循环再加热的热幅值降低。

  Jagle等人测试的所有材料都进行了时效处理,以诱导沉淀硬化。在峰值时效状态下,常规生产的材料是最硬的,因为AM生产的样品中残留了更多的奥氏体,这被认为是由于AM工艺的化学不均匀性。在AM生产的钢中观察到大量残余奥氏体的其他研究将其归因于AM过程中大的凝固过冷度和组织细化稳定奥氏体。

  还对AM生产的18ni300马氏体时效钢的疲劳性能进行了分析。LPBF J Mater Sci(2021) 56:64-10783试样的疲劳寿命低于锻造试样,这些试样的疲劳裂纹起源于次表面缺乏熔合缺陷或簇状缺陷。研究还发现,与锻造样品相比,AM18Ni300马氏体时效钢在弹性和塑性应变相等之前的机械循环次数(即过渡寿命)极低。综上所述,在需要高水平疲劳性能的应用中,限制使用添加添加剂制造的PH钢的主要因素是AM过程中存在的缺陷,这些缺陷是循环载荷下裂纹萌生的有利位置。这在已发表的文献中被广泛观察到。

  图13散点图显示了文献报道的增材制造的18Ni 300马氏体时效钢的极限拉应力和延伸率范围,并与变形后的试样进行了性能比较。

  由于其高Cr含量,15-5的PH值有望具有高水平的耐腐蚀性。在腐蚀环境中,钢表面形成一层被动氧化层(Cr2O3),保护主体免受进一步腐蚀。因此,确定AM对该合金部件的耐蚀性的影响是很重要的。Li等人的一项研究报告称,LPBF样品中奥氏体的体积分数很高,特别是在未进行固溶热处理的时效后,奥氏体在熔体池边界附近分布强烈。在时效前经过固溶热处理的样品显示出完全的马氏体组织,可与传统制造的PH值为15-5的零件相媲美。由于奥氏体的表面电位大于马氏体,非固溶处理样品中奥氏体含量较大,因此其耐蚀性优于固溶处理样品。

  作为一种不锈钢,耐腐蚀是17-4 PH不锈钢的一个重要性能。Schaller等人的一项研究表明,与常规生产的材料相比,LPBF 17-4 PH钢的耐腐蚀性降低。这是由于LPBF样品具有更高的孔隙度。特别是,孔隙(直径为50lm)的存在导致了主动腐蚀,而被动行为在孔隙(直径为10lm)周围持续存在。相比之下,Stoudt等人的研究指出,LPBF产生的PH值为17-4的样品比锻造样品的负点电位更小,显示出更强的耐腐蚀性。这主要归因于两个因素。首先,AM工艺在微观结构中产生更均匀的元素分布,使组件更能抵抗腐蚀环境中的局部攻击。第二,在AM图13中,散点图显示了文献报道的添加剂制造的18Ni 300马氏体时效钢样品的极限拉应力和延伸率范围,以及与它们进行比较的锻造样品的性能。J Mater Sci(2021) 56:64-107文中工艺(和后续热处理,如果适用)N被吸收,结果在一个更稳定的被动膜。

  生产过程中的激光功率以及不同的17-4 PH的原料粉末也会影响产生的部件的耐腐蚀性能。例如,LPBF部件在NaCl中的腐蚀电流比变形样品(0.9±0.1lA)更低(意味着具有更高的耐腐蚀性),LPBF部件的最低腐蚀电流为~0.1lA。然而,由于其制造路线%密度的部件的耐蚀性明显低于锻造部件,密度的进一步降低导致耐蚀性进一步降低。这被认为是由于NaCl在表面孔隙内的停滞,导致被动Cr2O3层的击穿。

  铸后热处理也影响LPBF 17-4 PH不锈钢的腐蚀行为。固溶热处理对整体腐蚀性能影响不大。在构建条件下,点蚀电位更高,这是由于更高角度的晶界和更大的位错密度的增加。在再奥氏体状态下,LPBF钢表现出比锻造钢更强的耐腐蚀性能。这与变形材料中较大的Mn和S含量有关,因为MnS纳米颗粒的形成和随后的溶解导致样品表面局部的S富集,导致被动膜的失稳。然而,重新奥氏体化的LPBF样品的显微组织由细小的马氏体板条组成,导致晶界密度高。与锻造材料相比,这导致了抗点蚀能力的降低。

  总的来说,PH不锈钢的耐腐蚀性仍然是一个有争议的问题。孔隙率对耐点蚀性能起着不利的作用。在高密度材料的情况下,通常已经表明,AM PH不锈钢表现出更好的点蚀抗力相比于传统的同行。然而,在公开文献中报道的这种改善的程度是不确定的。在讨论耐蚀性时,有许多因素必须考虑,包括残余奥氏体的数量,二次析出相/夹杂物的尺寸和含量,晶粒尺寸/晶界面积。所有这些参数都高度依赖于AM工艺参数以及粉末原料条件(氩气或氮气雾化),这使得很难得出哪个参数在评价耐蚀性中更重要的结论。

  双相不锈钢(DSSs)具有δ-铁素体和奥氏体含量基本相等的组织。这开启了一系列具有吸引力的特性,如高强度、良好的延展性和优异的耐腐蚀性,应用于石油和天然气、石化、建筑、海洋和海水淡化。DSSs目前面临的挑战是其复杂的微观组织演变,在多步骤的常规加工过程中可能会析出各种有害相,影响这些钢的性能。AM可以克服当前复杂的多步传统DSSs处理所固有的挑战。到目前为止,在DSSs的AM上发表的大部分工作都是关于2205和2507级AM和后热处理过程中的组织演变。2205是最常见的双相不锈钢等级,含有22%的Cr, 3.2%的Mo和5%的Ni (wt%),具有高强度,良好的焊接性和优良的耐点蚀和抗裂缝腐蚀性能。

  2507是一种含有25% Cr, 4% Mo和7% Ni (wt%)的超双相不锈钢,具有优良的强度和耐蚀性的结合。这使得它成为海洋石油和天然气基础设施中高温环境(如温水和酸性环境)的理想选择[178]。目前主要采用两种AM方法,即LPBF和DED。据报道,通过这些技术获得的显微结构是不同的。LPBF零件大多为铁素体组织,强度高,但塑性差,需要进一步热处理,而DED零件则有相当一部分奥氏体组织,具有较高的塑性,但强度较低。这主要是由于这两种加工方法的冷却速率有显著差异。

  Davidson等表明LPBF 2507 DSS比变形合金具有更高的硬度(380-440 HV),特别是随着激光能量密度的降低硬度有所提高。这主要是由于相应的奥氏体含量的降低。类似的强度改进可以在LPBF 2507 DSS使用双向扫描模式与常数45?后续层之间的角度旋转。观测到的较好的YS和UTS分别为1214 MPa和1321 MPa,可能是多种因素造成的。其一是独特的镶嵌型微观结构(图14),其中每个“tessera”中的晶粒与相邻tessera中的晶粒相比有不同的晶体取向。此外,材料内部位错的高度集中限制了位错的进一步运动,并施加了硬化效应。此外,纳米氧化物夹杂物和氮化铬析出物能抑制自由位错滑移/滑移,促进硬化效果。最后,N在铁素体钢中的溶解度导致钢的固溶强化。

  LPBF 2507 DSS后热处理后的UTS值(920 MPa)高于铸态和固溶处理后的(~600-800 MPa)。这是由于富Mo / Cr金属间相(主要是δ和x)的析出。LPBF2507具有亚稳态铁素体组织,在热处理过程中部分转变为奥氏体。热处理过的LPBF2507零件在800℃下具有良好的滑动磨损性能,这主要是由于金属间化合物的析出和作为第三体润滑剂的铁氧化物的形成所引起的高硬度。

  值得注意的是,LPBF 2507 DSS的磁性也很有前景,Davidson等人报道,其饱和磁性(Ms)值为110.9 Am2/kg,是锻造试样(45.1 Am2/kg)的两倍多。lpbf2507 DSS晶粒结构的各向异性导致了定向比饱和磁。LPBF沉积的超级DSS增强了基体的腐蚀[183]。激光扫描速度的降低提高了镀层的耐点蚀性,这与镀层表面粗糙度和柱状晶粒尺寸的减小有关。

  对AM的2205的挑战主要是为了获得理想的奥氏体和铁素体体积分数。例如,Hengsbach等人的工作表明,2205 DSS通过LPBF获得了几乎完全(99%)的铁素体结构。这种结构具有大约 940mpa的高强度和12%的延伸率。与变形状态(大约 620 MPa)相比,这种增强的强度归因于LPBF组织中位错和氮化物的高密度。人们发现,奥氏体从铁素体基体中析出需要在900-1200℃进行后热处理,在1000℃时奥氏体的体积分数最高(34%)(图15)。退火使复合材料的UTS降低到720 ~ 770 MPa,但显著提高了伸长率,在1000℃时伸长率最高(28%)。这表明,通过调整后am热处理时间/温度来提高奥氏体体积分数可能是提高塑性的主要途径。

  在其他研究中也发现了类似的现象,例如,Papula等人表明,LPBF 2205 DSS在1050-1100℃下退火5-60分钟,需要将其延展性恢复到锻造水平(即延伸率[40%])。退火后耐点蚀性显著提高[185]。这是因为退火降低了结构内部的残余应力,并将表层的残余应力状态从拉伸变为压缩,从而提高了延性和耐点蚀性。

  研究表明,与LPBF相比,DED双相不锈钢制品在建成状态下呈现奥氏体和铁素体的混合物,晶内奥氏体颗粒优先在夹杂物上形核。奥氏体含量随激光能量密度的增加而增加。奥氏体的体积分数也随着N级的增加而增加。N含量越高,硬度越高,这主要是由于N显著的固溶硬化效应。

  不同等级的低碳铁素体钢和马氏体钢可以通过AM加工应用于需要耐磨性和耐腐蚀性的场合。这些部件包括医疗工具、轴承和刀片以及泵、阀门和轴。结果表明,AM制品的抗拉强度、耐蚀性和磁性能与锻造和常规加工的样品相当或更好。然而,塑性和韧性差以及各向异性是这些钢的剩余挑战。这些钢中有一种是420级的,这是一种通用的中碳马氏体不锈钢,具有优异的淬韧性和可接受的耐腐蚀性。例如,加入Nb和Mo后,420不锈钢在AM和后热处理条件下的拉伸性能和耐蚀性都得到了改善。表3给出了Nb/Mo AM 420钢与无Nb/Mo AM 420钢和变形420钢的对比总结。力学性能的提高是由于马氏体组织中含有纳米碳化物如NbC的形成。在没有Nb/Mo的AM420不锈钢中没有观察到这种相。

  图14 LPBF 2507 DSS和b EBSD相同微观结构的光学显微镜图像,显示了具有镶嵌型宏观结构的单相铁素体结构。激光制造双相钢在(a)低倍和(b)高倍的结果显示Mosaic类型的宏观组织; (c) EBSD 相位图显示了单相铁素体的存在; (d)同一位置的晶粒方位图显示在不同的镶嵌物内部的晶粒。

  通过LPBF (UTS为1670 MPa, YS为600 MPa,伸长率为3.5%),420不锈钢也可以实现高强度。达到的UTS远远高于报告的变形材料的值(800 MPa)。然而,伸长率低于锻造的420不锈钢。AM后回火热处理在400℃下进行15分钟,可获得极高的UTS为1800 MPa, YS为1400 MPa。回火也能提高延伸率至~25%,大约是LPBF条件下延伸率的5倍。拉伸试验中残余奥氏体向马氏体的转变是其力学性能提高的主要原因。同样,在不影响延性和冲击韧性的情况下,在LPBF 4140钢中也观察到比在建筑方向和正对建筑方向的锻造钢更高的YS和UTS。

  AM后热处理对其他牌号的马氏体/铁素体钢的力学性能有显著影响。例如,如Sridharan等人所示,HT9(一种12%Cr-1%Mo马氏体不锈钢,广泛用于火电厂和核能系统的涡轮机和锅炉)和P91铁素体马氏体钢(9%Cr-1%Mo钢,主要用于核裂变反应堆),在室温和温暖的工作温度(330和550℃)下,后热处理降低了YS和UTS,但提高了塑性。另外一个例子,报道的冲击韧性是300超高强度钢(修改版的4340钢Si添加增强热加工)极低(9 J / cm2),而post-deposition热处理可以恢复韧性大约25 J /平方厘米。

  在建造状态下的极低韧性归因于“有效显微组织单元”的粗尺寸,即粗外延初生奥氏体柱状晶粒导致粗马氏体包体在沉积状态下。在另一项由Sridharan等人进行的研究中,AM HT9钢表现出了优越的拉伸性能(YS = 1043 MPa, UTS = 1168 MPa,断裂伸长率= 14.2%),而与之相对应的锻造钢(YS = 800 MPa, UTS = 950 MPa,断裂伸长率= 10-16%)。后处理热处理的AM样品的性能范围在正火和回火HT9。这主要是由于较高的奥氏体化温度和较低的回火温度使碳化物组织和细晶板条马氏体弥散,最大限度地提高了拉伸性能。

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