Acta Materialia：碳元素如何成为LPBF 马氏体时效钢的“神助攻”？

抖音热门 2025年10月13日 03:20 0 admin

马氏体时效钢，例如化学成分为 Fe-18Ni-9Co-5Mo-1Ti (wt.%) 的 18Ni300，因其优异的强度和韧性而广泛应用于各个行业。"Maraging" 一词是 "martensitic" 和 "aging" 的组合，准确地描述了这些钢的加工顺序。首先，将钢从奥氏体区淬火至室温或深冷温度，获得主要为马氏体的基体。随后进行时效处理，引入高密度的纳米沉淀物，主要包括 Ni3Ti 等金属间化合物和富 Mo 相。作为马氏体时效钢超高强度的主要贡献者之一，高密度 Ni3Ti 纳米沉淀物的形成需要传统制造的、屈服强度约为 2 GPa 的超高强度 18Ni300 马氏体时效钢中含有较高的 Ti 含量。因此，必须将碳含量严格限制在极低的水平，通常低于 0.03 wt.%。这一严格限制旨在防止形成粗大的 TiC 沉淀物，这些沉淀物易于在奥氏体区内形成并可能显著恶化力学性能。因此，在传统制造的马氏体时效钢中，碳被视为杂质，需要使用高纯度原材料，从而增加了生产成本。相同的合金设计策略也用于激光粉末床熔融 (L-PBF) 工艺的马氏体时效钢预合金粉末中，L-PBF 是一种能够高效生产复杂形状部件的增材制造技术。然而，考虑到 L-PBF 过程中发生的微尺度熔池的快速凝固和冷却可以有效地最小化沉淀，可能抑制大型 TiC 沉淀物的形成，这可能需要对 L-PBF 所用马氏体时效钢粉末的基本合金设计策略进行重新评估。此外，提高 L-PBF 马氏体时效钢的强度通常涉及增加 Mo 和 Ti 含量以促进更高密度的纳米沉淀物。然而，Ti 和 Mo 在 L-PBF 过程中表现出强烈的向胞壁分配的倾向。这种行为会削弱预期从提高合金含量中获得的强化效果，并降低胞壁的马氏体开始转变温度，导致软质残余奥氏体增加。鉴于这些挑战，L-PBF 马氏体时效钢应采用不同的合金设计策略，而不是像传统制造的马氏体时效钢通常所做的那样简单地增加合金含量。因此，这引出了以下问题：(i) 对于通过 L-PBF 制造的马氏体时效钢预合金粉末，碳含量限制是否可以更加灵活？(ii) 碳添加是否能为 L-PBF 制造的马氏体时效钢提供额外的强化效果？

在本工作中，清华大学陈浩教授团队制备了化学成分与 18Ni300 马氏体时效钢相当，但碳含量增加至0.07 wt.%的预合金粉末（控制碳含量的增加是为了防止强化相 Ni3Ti 的分数显著减少）。系统研究了沉积态样品在深冷处理及后续时效过程后的力学性能和微观组织演变。此外，还阐明了多种纳米沉淀物的形成机制和强化作用。这项工作可能为通过 L-PBF 开发超高强度马氏体时效钢提供一种替代途径。

文章链接：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2025.121455

Acta Materialia：碳元素如何成为LPBF 马氏体时效钢的“神助攻”？

主要附图

图 1. 所用粉末及沉积态样品质量评估。(a) 粉末的 SEM 图像及 (b1-b6) 相应的 EDS 面分布图。(c) 置于 316L 不锈钢基板上的沉积态样品块。(d) 沉积态样品的光学显微镜 (OM) 图像。(e) 沉积态样品的微 CT 扫描三维重建图。

图 2. 含碳杂质的 L-PBF 马氏体时效钢的力学性能。(a) 在 450 °C、480 °C 和 510 °C 下硬度随时效时间的变化。(b) 低温处理、480–0.5 h 和 480–5 h 样品在室温下的工程应力-应变曲线，以及 480–5 h 样品的 KIC 值。480–5 h 样品与已报道的通过 L-PBF 生产的直接时效 18Ni300 钢的拉伸力学性能对比：(c) 屈服强度 (YS) 与断裂伸长率。(d) 极限抗拉强度 (UTS) 与断裂伸长率。

图 3. 低温处理、480–0.5 h 和 480–5 h 样品的微观结构表征。(a, d, g) 低温处理、480–0.5 h 和 480–5 h 样品的 SEM 图像。(b, e, h) 低温处理、480–0.5 h 和 480–5 h 样品的三维 EBSD 相图。(c, f, i) 低温处理、480–0.5 h 和 480–5 h 样品的三维 EBSD IPF 图。(j) 低温处理、480–0.5 h 和 480–5 h 样品的 XRD 图谱。

图 4. (a, b) 低温处理、(c, d) 480–0.5 h 和 (e, f) 480–5 h 样品的 TKD 分析。(a, c, e) 相图和 (b, d, f) 相应的 IPF 图。

图 5. 低温处理样品的 STEM 表征。(a) 明场 STEM 图像，显示了典型的胞状结构和高位错密度。(b1-b5) (a) 中 STEM 图像对应的 EDS 面分布图，揭示了 Ti 和 Mo 在胞壁处的明显富集以及 Ni 的轻微富集。(c) 从 (a) 获得的 EDS 线扫描成分分布。

图 6. 480–5 h 样品中胞壁的 TEM 表征。(a) STEM 图像显示主要沿胞壁分布的纳米颗粒（由箭头指示）。(b1-b6) (a) 对应的 EDS 面分布图。(c) (Ti,Mo) 富集纳米颗粒的高分辨 TEM (HRTEM) 图像。(d) 从 (c) 中纳米颗粒区域获得的快速傅里叶变换 (FFT) 花样。(e) 从 (b6) 获得的 EDS 线扫描成分分布。

图 7. 480–5 h 样品中分布在马氏体基体内的纳米沉淀物的 TEM 表征。(a) 明场 STEM 图像显示分布在马氏体基体内的高密度纳米沉淀物。(b) 马氏体基体的高角度环形暗场 (HAADF) STEM 图像。(c1-c5) 相应的 EDS 面分布图。(d) HRTEM 图像和 (e) 相应的 FFT 花样验证了 Ni3Ti 纳米沉淀物的存在。

图 8. CT 样品的 APT 分析。(a) Fe、Ni、Co、Cr、C、Ti 和 Mo 原子的 APT 三维重构。(b) 揭示跨越沉淀物成分变化的邻近直方图。

图 9. 480–0.5 h 样品的 APT 分析。(a) Fe、Ni、Co、Mo、Ti、Cr 和 C 原子的 APT 三维重构。(b-d) 不同类型的碳化物分布如下：(b) 在胞内，(c) 沿胞壁，和 (d) 可能沿马氏体板条边界，并附有它们相应的邻近直方图。(e) 富 Mo 相，通过排除富 C 组分后的 8.0 at% Mo 等浓度面表征，及其相应的邻近直方图。(f) 通过 32.0 at% Ni 的等浓度面识别的 Ni3(Ti,Mo) 相，及其相应的邻近直方图。

图 10. 通过 APT 分析的 480–0.5 h 样品中 (Mo,Ti) 富集碳化物、Ni3(Ti,Mo) 和富 Mo 相的沉淀行为。(a) (Mo,Ti) 富集碳化物、Ni3(Ti,Mo) 和富 Mo 相在位于胞内和马氏体板条内部的空间分布。(b) Ni3(Ti,Mo) 和富 Mo 相的共沉淀行为，(b1) 中为放大视图。(b2) 使用分析立方体测量的 (b1) 对应的一维浓度分布图。(c) (Mo,Ti) 富集碳化物与 Ni3(Ti,Mo) 相之间无明显共沉淀行为。

图 11. 480–5 h 样品的 APT 分析。(a) Ti、Fe、Co、Cr、Ni、Mo 和 C 原子的 APT 三维重构。 (b) (Mo,Ti) 富集碳化物、(c) Ni3(Ti,Mo) 和 (d) 富 Mo 相的成分变化。

图 12. 添加碳的 L-PBF 马氏体时效钢的平衡相图。(a) 相分数随温度的变化。(b) fcc_A1#2 相的化学成分随温度的变化。(c) (a) 中虚线框标出区域的放大视图。

图 13. Scheil-Gulliver 模型的凝固模拟。(a) 相组成的变化，(b) TiC 的体积分数，以及 (c) 置换型和 (d) 间隙型溶质元素在凝固过程中的分配。

图 14. (Ti,Mo)C 在 L-PBF 凝固过程中生长的 DICTRA 模拟。(a) 凝固过程中 (Ti,Mo)C 生长的模拟模型示意图。(b) 10^5 K/s 和 (c) 10^7 K/s 冷却速率下移动界面的位置。

图 15. L-PBF 过程及后续时效处理过程中微观组织演变的示意图。

主要结论

（1）在经历深冷处理的沉积态样品中，由于 L-PBF 固有的超快冷却速率，传统制造对应物中通常存在的粗大 TiC 碳化物并未出现。取而代之的是，尺寸约为几十纳米的 (Ti,Mo)C 颗粒主要在胞壁上，而直径小于 10 nm 的 (Mo,Ti) 富集碳化物则分布在胞内。

（2）根据实验和模拟结果，沿胞壁分布的 (Ti,Mo)C 应在 L-PBF 凝固的最后阶段形成。相反，胞内 (Mo,Ti) 富集碳化物的形成被认为发生在凝固之后以及 L-PBF 过程固有的热循环期间。

（3）在时效处理过程中，APT 结果揭示了 Ni3(Ti,Mo) 和富 Mo 相之间的共沉淀行为。此外，未观察到 (Mo,Ti) 富集碳化物与 Ni3(Ti,Mo) 相之间存在明显的空间关系。Ni3(Ti,Mo) 的独立析出可归因于其快速沉淀。同时，(Mo,Ti) 富集碳化物的析出消耗了相邻区域的 Mo 和 Ti，从而降低了 Ni3(Ti,Mo) 沉淀的驱动力。

（4）胞内细小的 (Mo,Ti) 富集碳化物是 480–5 h 样品相较于已报道的 L-PBF 18Ni300 钢具有更高屈服强度的主要原因。因此，480–5 h 样品表现出约 2.16 GPa 的超高屈服强度、约 2.22 GPa 的超高极限抗拉强度、约 6% 的断裂伸长率以及 31 至 39 MPa·m^(1/2) 的断裂韧性。

作者简介

陈浩，清华大学材料学院长聘教授、国家重点研发计划首席科学家，国家基金委青年基金A类（杰青）获得者。受邀兼任日本东北大学金属研究所（IMR）杰出教授（distinguished professor），入选了英国材料、矿业及采矿学会会士（FIMMM）。发表论文100余篇，包括Acta Materialia、 Scripta Materialia、Science Advances、Nature Communications等权威期刊。以通讯作者身份在权威综述期刊Materials Science Engineering: R: Reports和International Materials Review上发表高强钢综述2篇。主持国家重点研发计划（2项）、国家自然科学基金青年基金A类、B类和C类等30余项国家或者企业合作项目。

个人资料来源：https://www.mse.tsinghua.edu.cn/info/1024/1649.htm

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