低氮25Cr型雙相不銹鋼的增材制造保持優(yōu)異的力學(xué)性能

來(lái)源： 增材研究

雙相不銹鋼（DSS）具有良好的力學(xué)性能和耐腐蝕性，在科學(xué)技術(shù)領(lǐng)域越來(lái)越受到關(guān)注。然而，作為DSS中的合金元素，N和Cr、Mo等的含量不斷增加，增加了生產(chǎn)難度。特別是，N元素增加了Cr2N析出的風(fēng)險(xiǎn)，這會(huì)嚴(yán)重惡化DSS的熱塑性，同時(shí)提高其強(qiáng)度。為此，設(shè)計(jì)了一種低氮含量的25Cr型DSS，以適應(yīng)增材制造工藝。

鋼鐵研究總院團(tuán)隊(duì)研究了N含量為0.09wt.%N的低N 25Cr型雙相不銹鋼的機(jī)械性能，屈服強(qiáng)度為712MPa，伸長(zhǎng)率為27.5%，而V形缺口沖擊韌性為160J/cm2。

雙相不銹鋼（DSS）由鐵素體和奧氏體相組成，它們比傳統(tǒng)奧氏體不銹鋼表現(xiàn)出更高的強(qiáng)度，而與傳統(tǒng)奧氏體不銹鋼相比，DSS中更高的Cr、Mo和N濃度有助于提高和突出的耐腐蝕性。DSS在某些環(huán)境中還表現(xiàn)出獨(dú)特的抗晶間腐蝕性，使其在石油、化工和海洋等行業(yè)中不可替代。與300系列奧氏體不銹鋼相比，雙相不銹鋼可以以類(lèi)似或更低的成本獲得更高的強(qiáng)度和PREN值。

盡管雙相不銹鋼在性能上比奧氏體不銹鋼具有一定的優(yōu)勢(shì)，但在廣泛應(yīng)用方面，市場(chǎng)上雙相不銹鋼完全取代奧氏體不銹鋼仍面臨挑戰(zhàn)。美國(guó)材料試驗(yàn)協(xié)會(huì)（ASTM）的標(biāo)準(zhǔn)中只包括七種類(lèi)型的鑄造雙相不銹鋼，而鍛造雙相不銹鋼有數(shù)百種。凝固后冷卻過(guò)程中的緩慢冷卻過(guò)程導(dǎo)致有害的二次沉淀物的形成，如CrN、Cr2N、σ相或χ相，這會(huì)顯著影響機(jī)械性能和耐腐蝕性。這使得在使用傳統(tǒng)鑄造工藝的復(fù)雜結(jié)構(gòu)應(yīng)用中保持雙相不銹鋼的性能具有挑戰(zhàn)性，這是雙相不銹鋼應(yīng)用范圍有限的重要原因。

近年來(lái)，增材制造技術(shù)的發(fā)展引入了一種具有極快冷卻速率的新金屬成型工藝。一次性成型方法減少了模具支出，并允許制造更復(fù)雜的結(jié)構(gòu)部件，同時(shí)避免了鑄件冷卻過(guò)程中的σ相沉淀和晶粒粗化等問(wèn)題。增材制造的特點(diǎn)有效地解決了雙相不銹鋼鑄件成型和產(chǎn)品形式多樣化的問(wèn)題。

基于上述研究背景，本工作重點(diǎn)研究了N含量較低（≤0.1wt.%）的2507型雙相不銹鋼，并利用激光粉末床熔融（L-PBF）方法制備了具有高強(qiáng)度、高塑性和優(yōu)異韌性的25Cr型DSS。分析了其微觀結(jié)構(gòu)在不同階段的演變，通過(guò)控制成分和印刷方法，實(shí)現(xiàn)了沉淀強(qiáng)化和晶粒細(xì)化的優(yōu)勢(shì)。該方法有望為雙相不銹鋼的應(yīng)用提供增材制造工藝的替代成分優(yōu)化策略。

采用氬氣霧化法制備了尺寸分布為15–50μm的25Cr型DSS粉末。通過(guò)電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法（ICP-AES）測(cè)量粉末的主要化學(xué)成分，結(jié)果如表1所示。圖1a顯示了在掃描電子顯微鏡（SEM）下觀察到的形態(tài)；粉末呈現(xiàn)出光滑和圓形，沒(méi)有衛(wèi)星顆粒。粉末的X射線衍射（XRD）分析結(jié)果如圖1b所示，顯示99%鐵素體和1%奧氏體的相組成，未檢測(cè)到有害相。

圖1。粉末形態(tài)和相信息：（a）粉末SEM圖像，（b）XRD衍射圖。

表1。25Cr型DSS粉末的化學(xué)成分1。

通過(guò)紅外吸收法測(cè)定了S、C和O元素。

上述粉末用于DLM-280金屬3D打印機(jī)上的選擇性激光熔化（SLM）。在高純氬氣（99.9%）的保護(hù)氣氛中，在316不銹鋼基板上進(jìn)行構(gòu)建工藝。具體的打印參數(shù)如下：激光輸入功率（P）為190W，激光光斑直徑為0.1mm，粉末層厚度（h）為0.02mm，掃描間距（t）為0.1mm、掃描速度（v）為850mm/s，以及每層之間具有45°角的雙向掃描圖案。使用公式計(jì)算出的能量密度為117.65J/cm3。

將構(gòu)建的試樣分別在1100、1150和1200°C的溫度下進(jìn)行固溶處理1小時(shí)。尺寸為10×10×5mm的立方體樣品用于表征微觀結(jié)構(gòu)，尺寸為10 x 60×6mm的沖擊樣品和尺寸為20×70×6mm的拉伸樣品用于測(cè)試機(jī)械性能。沖擊試樣和拉伸試樣的最終尺寸分別如圖2a、b所示。采用阿基米德排水法，試樣的相對(duì)密度為99.87%。

圖2:用于測(cè)試機(jī)械性能的試樣尺寸：（a）沖擊試樣尺寸；（b）拉伸試樣尺寸（單位：mm）。

圖3a顯示了未經(jīng)熱處理的構(gòu)建立方體試樣的微觀結(jié)構(gòu)，顯示了馬賽克狀的規(guī)則結(jié)構(gòu)。圖3b中的放大金相圖像進(jìn)一步揭示了鑲嵌狀網(wǎng)格結(jié)構(gòu)以規(guī)則的圖案排列，最小結(jié)構(gòu)單元為100μm。鑲嵌單元的核心由較大的晶粒組成，而邊緣由類(lèi)似于再結(jié)晶晶粒的較小晶粒組成。這些單元形成的軌道寬度為100μm，沿兩個(gè)方向排列，彼此成90°角。上述馬賽克結(jié)構(gòu)主要是由于特殊的掃描方法，其中激光光斑半徑為100微米，掃描線間距也為100微米。由于激光器核心處的能量較高，與邊緣處的粉末相比，核心中的粉末接收到更多的能量，導(dǎo)致核心和邊緣之間的晶粒尺寸不同。在這一點(diǎn)上，晶粒尺寸分布在芯部呈現(xiàn)較大晶粒，在側(cè)面呈現(xiàn)較小晶粒。隨著掃描的進(jìn)行，在一層完成后，下一層粉末的掃描路徑與前一層垂直90°。下一層的激光能量輸入在一定程度上影響了前一層已經(jīng)形成的基體，導(dǎo)致二次加熱和再結(jié)晶，最終形成網(wǎng)格狀結(jié)構(gòu)。試樣在1200°C下熱處理1小時(shí)后的微觀結(jié)構(gòu)金相如圖3c所示，值得注意的是，熱處理后微觀結(jié)構(gòu)中的網(wǎng)格狀鑲嵌結(jié)構(gòu)保持完整和規(guī)則，這與先前研究中觀察到的熱處理后網(wǎng)格狀結(jié)構(gòu)的破壞有很大不同。圖3d所示的放大微觀結(jié)構(gòu)表明，一定量的新相已沉淀在基體相的晶界上，即使在1200°C下熱處理1小時(shí)后，其尺寸仍然很小。上述微觀結(jié)構(gòu)特征主要?dú)w因于獨(dú)特的低氮（N）成分設(shè)計(jì)。

圖3。熱處理前后試樣的光學(xué)顯微鏡（OM）圖像：（a）在100倍放大倍率下熱處理前的試樣，（b）（a）中所選區(qū)域的放大微觀結(jié)構(gòu)，（c）在1200°c下以100倍放大倍數(shù)熱處理1小時(shí)的試樣，以及（d）（c）中所選擇區(qū)域的放大微結(jié)構(gòu)。

為了進(jìn)一步表征熱處理前后的微觀結(jié)構(gòu)特征，使用EBSD對(duì)熱處理前后相分布進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析。圖4a顯示了熱處理前激光照射表面的EBSD相位圖，其主要由鐵素體相組成。這主要是由于掃描過(guò)程中的高溫和極快的冷卻速度，這不允許奧氏體在形成和冷卻過(guò)程中沉淀。圖4b顯示了未經(jīng)熱處理的掃描側(cè)的EBSD相位圖，可以觀察到，每層鐵素體都已被激光熔化為寬度約為100μm的固體結(jié)構(gòu)。這種固體結(jié)構(gòu)將提高沖擊韌性，稍后將對(duì)此進(jìn)行詳細(xì)討論。圖4c、e分別顯示了在1200°C下熱處理1小時(shí)后掃描的正面和側(cè)面的相位分布圖。大量奧氏體在鐵素體的晶界處析出，一些奧氏體在鐵素體內(nèi)的低角度晶界處析出�？梢杂^察到，在晶粒內(nèi)的高角度晶界上沉淀的奧氏體的尺寸明顯大于在低角度晶界上沉積的奧氏體的大小。這主要是因?yàn)楦呓嵌染Ы缇哂懈�高的能量，為奧氏體的快速形核和生長(zhǎng)提供了便利。圖4d顯示了在1100°C的較低固溶溫度下熱處理1小時(shí)后掃描前沿的相分布圖�？梢园l(fā)現(xiàn)，與1200°C相比，奧氏體的量顯著增加，并且?jiàn)W氏體以帶狀圖案分布，與鐵素體的晶界相連。在較低的溶液溫度下，奧氏體相的形態(tài)特征與在較高溶液溫度下的不連續(xù)島狀分布相比發(fā)生了顯著變化。

圖4。EBSD相位分布圖：熱處理前試樣。

圖5顯示了熱處理前后樣品的拉伸性能�？梢杂^察到，樣品在熱處理前的狀態(tài)下具有非常高的屈服強(qiáng)度（920MPa）和拉伸強(qiáng)度（922MPa），但伸長(zhǎng)率僅為2%。關(guān)于熱處理后樣品的拉伸性能，可以觀察到，隨著溶液溫度的升高，樣品的強(qiáng)度和塑性同時(shí)增加。在1200°C下固溶處理后，即使由于N含量?jī)H為0.098%而只有微弱的固溶強(qiáng)化，屈服強(qiáng)度仍高達(dá)712MPa。在之前的研究中，標(biāo)準(zhǔn)級(jí)（與本文相比，N含量更高）2205和2507雙相不銹鋼的屈服強(qiáng)度，無(wú)論是通過(guò)鑄造還是增材制造，通常在600至660 MPa之間。本文獲得的測(cè)試結(jié)果表明，在1200°C下固溶處理1小時(shí)后，樣品的屈服強(qiáng)度顯著高于先前研究的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。

圖5。試樣的拉伸性能：（a）應(yīng)力-應(yīng)變曲線，（b）不同處理狀態(tài)下的屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。

表2顯示了熱處理前后樣品的沖擊韌性值，與采用類(lèi)似工藝的2707個(gè)BPF樣品的沖擊性能進(jìn)行了比較。可以觀察到，本研究中實(shí)驗(yàn)鋼的沖擊韌性明顯高于參考鋼，未處理樣品的沖擊韌性值明顯高于參考結(jié)果。盡管未經(jīng)熱處理的樣品在拉伸過(guò)程中僅表現(xiàn)出2%的伸長(zhǎng)率，但它們表現(xiàn)出高韌性值。圖6a–c顯示了不同尺度下未處理樣品斷裂表面的SEM圖像。獨(dú)特的斷裂形態(tài)是試樣韌性值較高的重要原因。從圖6a中的宏觀斷裂形態(tài)可以觀察到，樣品的斷裂表面分為兩側(cè)�？拷黇形缺口的一側(cè)（較白的一側(cè)）顯示出不規(guī)則的解理斷裂，而另一側(cè)顯示出與其微觀結(jié)構(gòu)相似的鑲嵌狀結(jié)構(gòu)。圖6b、c中的放大圖像更清楚地顯示了復(fù)雜的斷裂形式。在每個(gè)小的結(jié)構(gòu)單元中，中心大晶粒呈現(xiàn)出光滑的解理斷裂面。結(jié)構(gòu)單元邊緣的小晶粒區(qū)域由一定數(shù)量的較小凹坑組成。該區(qū)域較小的晶粒尺寸和多個(gè)界面部分阻礙了裂紋在壓裂過(guò)程中的擴(kuò)展，從而提高了抗沖擊性。另一方面，如前所述，樣品側(cè)的微觀結(jié)構(gòu)由整體垂直排列的鐵素體組成。裂紋只能通過(guò)這些鐵素體區(qū)域內(nèi)的穿晶斷裂傳播，從而形成與前表面的網(wǎng)格狀結(jié)構(gòu)外觀相似的斷裂表面。不同晶粒尺寸的混合微觀結(jié)構(gòu)的共存，以及側(cè)面結(jié)構(gòu)中鐵素體的完整性，有助于樣品的復(fù)雜斷裂形式和高韌性值。

圖6。沖擊斷口的SEM圖像：熱處理前試樣的斷口形貌（a）和選區(qū)擴(kuò)大（b，c），在1200°下熱處理1小時(shí)的試樣的斷口形態(tài)（d），以及選區(qū)擴(kuò)大（e，f）。

表2。V型缺口沖擊韌性。

熱處理沖擊樣品斷裂表面的SEM圖像如圖6d–f所示。圖6d中的宏觀圖像顯示了一個(gè)具有光滑邊緣和不均勻核心的復(fù)合結(jié)構(gòu)。圖6e中核心區(qū)域的放大圖像顯示了凹坑和解理面的組合，一些區(qū)域仍顯示出網(wǎng)格狀結(jié)構(gòu)。圖6f中斷裂邊緣的放大圖像顯示了解理面。斷裂表面不同區(qū)域之間的結(jié)構(gòu)差異表明，在斷裂過(guò)程中，裂紋擴(kuò)展的連續(xù)性相對(duì)較差，最終導(dǎo)致對(duì)沖擊韌性的更客觀的測(cè)量。

未處理樣品的極端拉伸行為主要是由于在未處理狀態(tài)下存在鐵素體結(jié)構(gòu)。通常，在室溫下，氮在鐵素體中的飽和溶解度為0.007%，而組合物中0.098%的氮大部分溶解在鐵素體內(nèi)，由于氮過(guò)飽和導(dǎo)致鐵素體晶格畸變。此外，打印過(guò)程中的重復(fù)加熱和快速冷卻會(huì)導(dǎo)致顯著的殘余熱應(yīng)力。這些因素的組合導(dǎo)致未處理樣品的塑性低和強(qiáng)度高。未處理樣品的TEM表征證實(shí)了上述推斷。圖7a顯示了TEM尺度下鐵素體的內(nèi)部結(jié)構(gòu)�？梢杂^察到，未變形鐵素體的內(nèi)部是高度無(wú)序的。圖7b中的放大圖清楚地顯示了鐵素體晶粒內(nèi)大量隨機(jī)分布和纏結(jié)的位錯(cuò)。即使沒(méi)有變形，這種狀態(tài)下的鐵素體也會(huì)受到顯著的內(nèi)應(yīng)力，因此，只有少量變形（2%）就會(huì)斷裂。

圖7。熱處理前樣品的TEM圖像（a）和所選區(qū)域放大（b）。

如前所述，在1200°C下熱處理1小時(shí)后，樣品的屈服強(qiáng)度達(dá)到712 MPa，同時(shí)仍保持27.5%的伸長(zhǎng)率。這種反常的力學(xué)性能主要是由于特殊成分下奧氏體獨(dú)特的相形態(tài)和高溫氧化物相的析出共同作用。在較低的溶液溫度下，奧氏體含量較高，大量奧氏體沿著鐵素體晶界形成連續(xù)帶。較軟且含量較高的奧氏體導(dǎo)致屈服強(qiáng)度降低，晶界上的大分布容易導(dǎo)致兩相之間的變形失配，導(dǎo)致斷裂。相反，在較高的溶液溫度下，奧氏體含量較低，并且沿鐵素體晶界呈島狀離散分布。因此，具有較小尺寸和離散分布的奧氏體較少，其通過(guò)釘扎在鐵素體晶界上而起到第二相增強(qiáng)的作用，從而實(shí)現(xiàn)增強(qiáng)的強(qiáng)度和塑性。

此外，在之前的研究中，將高溫氧化物Al2O3引入系統(tǒng)中也會(huì)提高強(qiáng)度。在傳統(tǒng)的鑄造工藝中，高溫形成的Al2O3在緩慢冷卻過(guò)程中容易生長(zhǎng)并產(chǎn)生夾雜物，難以消除。然而，在增材制造工藝中，極快的冷卻速度阻止了這些高溫形成的Al2O3的生長(zhǎng)，并且它們最終成為有利于機(jī)械性能的沉淀物。在這項(xiàng)研究中，TEM觀察還顯示出精細(xì)分散的圓形Al2O3沉淀物，如圖8a所示。圖8b中的暗場(chǎng)TEM圖像提供了Al2O3廣泛變化的分布尺寸的更清晰視圖。為了更好地說(shuō)明沉淀物的類(lèi)型，圖8c顯示了該區(qū)域的EDS圖譜結(jié)果。很明顯，在沉淀物中存在Al和O元素的聚集。這種類(lèi)型的沉淀強(qiáng)化也是樣品較高屈服強(qiáng)度背后的原因之一。我們還使用TEM表征了樣品在拉伸斷裂后的均勻變形區(qū)。圖8d顯示了變形狀態(tài)的TEM圖像，其中大量位錯(cuò)被鐵素體中的小Al2O3夾雜物釘扎。Al2O3顆粒的細(xì)分散體和位錯(cuò)之間的相互作用阻礙了鐵素體在變形過(guò)程中的初始運(yùn)動(dòng)，與正常條件下相比，這有助于獲得更高的屈服強(qiáng)度。

圖8。在1200°C下熱處理1小時(shí)后，試樣中氧化物夾雜物的TEM顯微照片：（a）未變形狀態(tài)，（b）（a，C）變形狀態(tài)的暗場(chǎng)圖像，（a，d）變形狀態(tài)下的EDS圖譜。

總之，通過(guò)一種獨(dú)特的成分設(shè)計(jì)，打破了2507中傳統(tǒng)的0.24–0.32%氮（N）含量，形成了獨(dú)特的奧氏體相形態(tài)，同時(shí)保持了規(guī)則的晶格結(jié)構(gòu)。隨著氧化物沉淀物的增強(qiáng)，樣品表現(xiàn)出712MPa的高屈服強(qiáng)度，同時(shí)仍保持27.5%的良好伸長(zhǎng)率。

在本研究中，通過(guò)L-PBF方法制備了用于增材制造工藝的低N 25Cr型雙相不銹鋼。該產(chǎn)品具有優(yōu)異的強(qiáng)度和延展性。主要結(jié)論如下：

1.當(dāng)采用層掃描方向交替為45°的策略時(shí)，試樣的微觀結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)出規(guī)則的鑲嵌結(jié)構(gòu)。熱處理前的微觀結(jié)構(gòu)由單個(gè)鐵素體相組成。在1200°C下熱處理后，在鐵素體晶界處析出離散且細(xì)小的奧氏體，并保留規(guī)則的鑲嵌結(jié)構(gòu)。

2.特殊的低氮成分設(shè)計(jì)導(dǎo)致奧氏體相的獨(dú)特形態(tài)，加上氧化物沉淀的強(qiáng)化作用，使本研究中的實(shí)驗(yàn)鋼在熱處理后具有712MPa的高屈服強(qiáng)度，同時(shí)保持了27.5%的良好伸長(zhǎng)率。

3.增材制造低N 25Cr型DSS的試樣表現(xiàn)出優(yōu)異的V形缺口沖擊性能，熱處理前的韌性值為98.75J/cm2，熱處理后的韌性值約為160J/cm2。

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https://doi.org/10.3390/ma16227125