Einfluss von Verarbeitungsparametern auf Textur und Variantenauswahl von as

Wissenschaftliche Berichte Band 12, Artikelnummer: 16168 (2022) Diesen Artikel zitieren

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Unter den Materialien, die mit Laser-Pulverbettschmelzen (LPBF) hergestellt werden können, sind Maraging-Stähle mit ausgezeichneter Schweißbarkeit, Festigkeit und Bruchzähigkeit hervorzuheben. Allerdings sind die Auswirkungen der Verarbeitungsparameter und die Mechanismen, die die As-Built-Textur steuern, noch nicht klar. Eine aktuelle Veröffentlichung zeigte einen niedrigen Texturindex im Voraustenit, im Gegensatz zu anderen Legierungen, die mit der gleichen Strategie einer LPBF unterzogen wurden. Die Autoren schlugen mehrere Hypothesen vor, zogen jedoch keine Schlussfolgerungen. Diese Arbeit zielt darauf ab, diese Ergebnisse zu untersuchen, indem ein 300-Maraging-Stahl verwendet wird, der unter verschiedenen Bedingungen, dh unterschiedlichem Drucker, unterschiedlicher Pulverschichtdicke und unterschiedlichem Laseremissionsmodus, verarbeitet wurde. Zu diesem Zweck wurden Röntgenbeugung, Elektronenrückstreubeugung und Rasterelektronenmikroskopie eingesetzt. Die Ergebnisse zeigen, dass die dem LPBF-Prozess innewohnende Wärmebehandlung keinen Einfluss auf die vorherigen Austenitkörner hat, deren Textur und Morphologie während des gesamten Prozesses unverändert bleiben. Außerdem hängt die Mikrostrukturtextur für die untersuchten Bereiche nicht mit der Dicke der Pulverschicht oder dem Laseremissionsmodus zusammen, obwohl sie durch die Laserleistung oder die Scanstrategie beeinflusst werden könnte. Schließlich wurde ein geringer Grad an Variantenauswahl beobachtet, wobei die ausgewählten Varianten diejenigen sind, die zu einer kubisch rotierten Martensittextur beitragen.

Additive Fertigung (AM), allgemein bekannt als 3D-Druck, ist ein Herstellungsprozess, der aus dem schrittweisen schichtweisen Aufbringen, Schmelzen, Verschmelzen und Binden des Materials besteht1. Zu den Vorteilen zählt die Möglichkeit, komplexe Teile auf einmal herzustellen und dabei eine optimale Materialmenge zu verwenden2. Unter den verschiedenen Arten von AM-Prozessen für Metalle basieren einige der wichtigsten auf der Pulverbettfusion: Laser-Pulverbettfusion (LPBF) und Elektronenstrahlschmelzen (EBM)3.

Beim LPBF wird eine Pulverschicht einer bestimmten Dicke auf zuvor geschmolzene Schichten aufgetragen. Anschließend wird die Schicht geschmolzen und mit den zuvor geschmolzenen Schichten verschmolzen, indem ein Laser3 verwendet wird, der durch mehrere Parameter wie Leistung, Geschwindigkeit, Strahldurchmesser, Wellenlänge oder Emissionsmodus gekennzeichnet ist. Eine optimale Wahl der Prozessparameter kann dazu beitragen, die Porosität der Endstruktur zu reduzieren und so die mechanischen Eigenschaften des Bauteils zu verbessern4. In kommerziellen LPBF-Geräten stehen viele Scanoptionen zur Verfügung, wobei die am häufigsten verwendete wahrscheinlich die Schraffurstrategie ist5. Beim Schraffieren bewegt sich der Laser typischerweise mit einer bestimmten Geschwindigkeit entlang paralleler Linien, deren Richtung als Scanrichtung (SD) bezeichnet wird. Der Abstand zwischen ihnen wird als Schraffurabstand bezeichnet und die Richtung senkrecht zu den Ablagerungsabschnitten wird als Baurichtung (BD) bezeichnet. Die Drehung der SDs auf aufeinanderfolgenden Schichten ist eine gängige Strategie, wobei die Drehung um 67° (Schraffurwinkel) vorgeschlagen wurde, um die Anzahl der Schichten mit unterschiedlichen SDs6 zu maximieren. Kommerzielle LPBF-Maschinen bieten, wie bereits erwähnt, auch verschiedene Arten von Laseremissionsmodi. Je nach Laseremissionsmodus können Laser kontinuierliche Wellen (CW) oder gepulste Wellen (PW) emittieren. CW-Emissionslaser emittieren kontinuierlich Strahlung mit konstanter Intensität, während PW-Emissionslaser regelmäßig beabstandete und sehr kurze Lichtimpulse aussenden. Aufgrund ihres kontinuierlichen Charakters erzeugen CW-Emissionslaser längliche Schmelzbäder (MPs), die als Spuren bezeichnet werden. Andererseits führen PW-Emissionslaser zu Gruppen von MPs, die einander überlagert werden können. Die Parameter des PW-Emissionsmodus sind: Punktabstand (Abstand zwischen benachbarten MPs), Belichtungszeit (Zeit, in der der Laser an einem bestimmten Punkt angehalten wird, während er eingeschaltet ist) und Sprungverzögerung (Zeit, in der der Laser ausgeschaltet ist, während er sich zum Punkt bewegt). nächster Punkt). Bei kurzen Belichtungszeiten und langen Sprungverzögerungen wird PW-Emissionslasern zugeschrieben, dass sie zu schnelleren Erstarrungsraten führen und eine Erwärmung vermeiden, wodurch die thermische Verformung minimiert wird7.

Obwohl zunächst Nichteisenlegierungen als perfekte Kandidaten für das LPBF-Verfahren in Betracht gezogen wurden, ist die Untersuchung der erfolgreichsten Familie von Legierungen, der Stähle, die mit dieser Technik verarbeitet werden, nicht weit zurückgeblieben8. Unter den Stählen sind martensitaushärtende Stähle hervorzuheben, die sich durch einen sehr niedrigen Kohlenstoffgehalt und einen sehr hohen Anteil an Substitutionselementen auszeichnen, die bei einer anschließenden Alterungsbehandlung ausgeschieden werden9. Ihre hervorragende Schweißbarkeit und mechanischen Eigenschaften (ultrahohe Festigkeit und Bruchzähigkeit) machen sie ideal für Anwendungen, die ein hohes Verhältnis von Festigkeit zu Gewicht erfordern, wie z. B. Fahrwerke und Vorflügelketten für die Luft- und Raumfahrtindustrie sowie Hochleistungsteile in die Kraftwerks- und Spritzgussindustrie8.

Martensitaushärtende Stähle der Güteklasse 300 sind die am häufigsten verwendeten martensitaushärtenden Stähle in der additiven Fertigung und weisen eine andere resultierende Mikrostruktur auf8 als die, die durch herkömmliche Verarbeitung erhalten wird, mit vergleichbaren mechanischen Eigenschaften10. Man kann jedoch die kristallographische anisotrope Natur des LPBF-Prozesses nicht vernachlässigen, die mit dem Erstarrungsmodus, d. Die kristallographische Textur steht in direktem Zusammenhang mit einigen mechanischen Eigenschaften, weshalb es wichtig ist, sich auf diesen Punkt zu konzentrieren. Bisherige Studien haben gezeigt, dass eine 90°-Scan-Strategie den Grad der Anisotropie in der martensitischen Struktur im Vergleich zur Nicht-Rotations-Strategie13 aufgrund der Drehung der Wärmeflussrichtung14 verringert. In den meisten Studien zur Textur von 300 martensitaushärtenden Stählen, die LPBF13,14,15 ausgesetzt wurden, wurde die Textur des Ausgangsaustenits nicht diskutiert. Darüber hinaus wurde in einigen Fällen die martensitische Textur anhand von EBSD-Scans kleiner Flächen beurteilt, die möglicherweise nicht repräsentativ für die Proben waren13,14,15. In einer aktuellen Veröffentlichung von Kannan und Nandwana16 wurden die Textur des Ausgangsaustenits und des Martensits sowie das Variantenauswahlphänomen in der Mikrostruktur im Rohzustand eines 300-Maraging-Stahls bewertet, der einer LPBF mit einer unbekannten Scan-Strategie und einer Laserleistung von ~ unterzogen wurde 110 W, eine Scangeschwindigkeit von ~ 1500 mm/s, ein Schraffurabstand von ~ 50 µm und eine Schichtdicke von ~ 45 µm. Sie zeigten, dass Martensit im Bauzustand keine vorherrschende Texturkomponente oder Faser aufwies. Sie kamen außerdem zu dem Schluss, dass der vorherige Austenit eine Würfeltextur mit geringen Anteilen an rotiertem Goss aufwies, obwohl der Texturindex niedrig war (maximale ODF-Intensität < 2 MRD), im Gegensatz zu anderen Legierungen, die LPBF ausgesetzt waren, wie z. B. austenitische Stähle17. Kannan und Nandwana16 schlugen mehrere Hypothesen vor, die das Fehlen einer vorherigen Austenitstruktur erklären könnten, dh (a) die intrinsische Wärmebehandlung während des Druckprozesses hätte zur Rekristallisation der vorherigen Austenitstruktur führen können; (b) die Wechselwirkung von Poren mit dem Material während der Erstarrung könnte zum Vorhandensein zufällig ausgerichteter Austenitkörner geführt haben und (c) die zufällige Textur könnte auf der Grundlage des Wärmegradienten und des Erstarrungsgeschwindigkeitsraums erklärt werden, die von den Verarbeitungsparametern abhängen . Es wurde berichtet, dass Variantenselektionsphänomene vernachlässigbar seien. Ziel dieser Arbeit ist es, diese Ergebnisse weiter zu untersuchen und zwei Fragen zu beantworten: (a) Kann die resultierende Textur und Variantenauswahl eng mit den Verarbeitungsparametern verknüpft werden und wie? Und (b) wie wirken sich der Wärmefluss und die Wärmebehandlung, die dem LPBF-Prozess innewohnen, auf die vorherige Austenittextur aus? Zu diesem Zweck wurde ein 300-Maraging-Stahl von LPBF mit einer 67°-Scan-Strategie verarbeitet, wobei der Drucker, der Schraffurabstand, die Schichtdicke und die Laseremission variiert wurden, um die Auswirkung dieser Parameter auf die endgültige Mikrostruktur zu bewerten. Die Mikrostrukturen wurden in unterschiedlichen Höhen im Hinblick auf Makrotextur und Variantenauswahl durch Röntgenbeugung und Elektronenrückstreubeugung untersucht. Detaillierte Analysen mit hoher Vergrößerung mittels Rasterelektronenmikroskopie wurden einbezogen, um diese Verfestigungs- und Transformationsmechanismen besser zu verstehen.

In dieser Arbeit wurde kommerzielles Maraging 300-Pulver zum Bau von Teilen durch LPBF verwendet. In Maraging 300 hergestellte Teile haben eine chemische Zusammensetzung, die der US-amerikanischen Klassifizierung 18 % Ni Maraging 300 entspricht. Die chemische Zusammensetzung, die relative Dichte und die Dichte des Stahls sind im Zusatzmaterial A enthalten.

Als Referenz dienten in dieser Arbeit von LPBF in einer EOS M270-Maschine gefertigte Teile (Zylinder mit einer Höhe von 10 mm und einem Durchmesser von 6 mm). Der Druck erfolgte unter einer N2-Atmosphäre, wobei der Laseremissionsmodus CW war, die Volumenrate (die eine Funktion der Laserleistung und -geschwindigkeit ist) 3 mm3/s betrug und die Schichtdicke 40 μm betrug. Die Schraffurstrategie einer einzelnen Schicht bestand aus einem Mäandermuster mit einem Schraffurabstand von 100 μm. Aufeinanderfolgende Schichten wurden um einen Winkel von 67° gedreht.

Weitere in dieser Arbeit untersuchte Bedingungen wurden mit einem RENISHAW-Drucker unter einer Ar-Atmosphäre mit einer Laserleistung von 250 W und einer durchschnittlichen Lasergeschwindigkeit von 1000 mm/s hergestellt. Die Schraffurstrategie einer einzelnen Schicht bestand aus einem Mäandermuster mit einem Schraffurabstand von 80 μm, wobei die SD zwischen aufeinanderfolgenden Schichten um 67° gedreht wurde. Zwei Parameter wurden systematisch variiert. Der erste dieser Parameter war die Schichtdicke, die Werte von 50 und 100 μm annahm. Der zweite war der Laseremissionsmodus, der entweder auf CW oder PW eingestellt war. Die Werte für Punktabstand, Belichtungszeit und Verzögerungssprung betrugen 20 μm, 20 μs und 0 μs für den CW-Laser und 70 μm, 60 μs und 10 μs für den PW-Laser. In diesem Fall handelte es sich bei den gebauten Proben um quadratische Prismen mit einer Höhe von 10 mm und einer quadratischen Seitenlänge von 10 mm. Sie wurden bearbeitet, um vier Proben mit Querschnitten von 4 × 4 mm2 zu erhalten. Keine der Bedingungen in dieser Arbeit wies eine nennenswerte Porosität auf. Von nun an werden die Bedingungen anhand ihres Druckers, ihrer Schichtdicke und ihres Laseremissionsmodus identifiziert. Eine vereinfachte Darstellung der Entwicklung der Leistungs- und Abstandszunahme entlang einer Spur als Funktion der Zeit für die verschiedenen Druckbedingungen sowie eine Skizze der Scanrotation finden Sie im Zusatzmaterial B.

Die erste (untere) und letzte (obere) Schicht wurden Röntgenbeugungstexturmessungen unterzogen. Zu diesem Zweck wurden sowohl die untere als auch die obere Schicht standardmäßigen Metallographieverfahren unterzogen, gefolgt von mehreren Ätz- und Polierzyklen. XRD-Messungen wurden mit einem Bruker AXS D8 Röntgendiffraktometer durchgeführt, mit einer Co-Röntgenröhre, die bei 40 kV und 30 mA in Parallelstrahlgeometrie arbeitet und mit einem LynxEye Linear Position Sensitive Detector ausgestattet ist. Konventionelle Beugungsmuster wurden in der Bragg-Brentano-Geometrie über einen 2θ-Bereich von 45°–135° mit einer Schrittgröße von 0,01° gesammelt. Diese XRD-Profile wurden mit der Version 4.2 des Programms TOPAS (Bruker AXS) analysiert und dabei Spitzen von Martensit (\(\alpha ^{\prime}\)) und Restaustenit (\(\gamma^{ + }\)) identifiziert. . Anschließend drei unvollständige Polfiguren (PF), entsprechend den Ebenen \(( {2\; 0 \;0} )_{\alpha ^{\prime}}\), \(( {2\; 1 \; 1} )_{\alpha ^{\prime}}\) und \(( {1\;1 \;0} )_{\alpha ^{\prime}}\), wurden im Rückreflexionsmodus gemessen , wobei ein Polabstand im Bereich von 0°–70° verwendet wird. In allen Fällen ermöglichte die Verwendung eines Kollimators mit 1 mm Durchmesser und eines linearen Detektors, der an der 2θ-Position dieser Reflexionen zentriert war, die Erfassung der gesamten gebeugten Intensität, die über den Winkelbereich in der Nähe des idealen Fokussierungspunkts verteilt war. Da das gesamte Peakprofil bei den idealen Bragg-Winkelpositionen abgedeckt wurde, wurde der Intensitätsverlust aufgrund der Defokussierung kompensiert. Andererseits wurde der Hintergrundbeitrag durch Messungen entfernt, die weit genug von der Peakkante auf der Seite jeder Reflexion entfernt waren. Aus den experimentellen PFs ergibt sich die Orientierungsverteilungsfunktion (ODF); wurde unter Verwendung der in der MATLAB®-Toolbox MTEX19 implementierten De-la-Vallée-Poussin-Methode18 unter der Annahme einer kubischen Gitterstruktur und einer triklinen Probensymmetrie abgeleitet und anschließend geisterkorrigiert. Bezüglich der Textur von \(\gamma^{ + }\) konnten aufgrund der geringen Intensitäten (Volumenanteile von maximal 7 ± 3 %) keine Texturmessungen durchgeführt werden. Die \(\gamma^{ + }\)-Textur wurde jedoch indirekt untersucht, indem das gemessene Diffraktogramm mit dem vorhergesagten Diffraktogramm mit dem Rietveld-Ansatz ohne Texturkorrektur20 verglichen wurde.

Die in der Mitte sowohl im Quer- (T) als auch im Längsschnitt (L) der in der EOS M270-Maschine hergestellten Probe befindlichen Mikrostrukturen – etwa in einer Höhe von 5 mm – wurden ebenfalls durch Elektronenrückstreubeugung (EBSD) in a charakterisiert Zeiss Auriga Kompaktes fokussiertes Ionenstrahl-Rasterelektronenmikroskop (FIB-SEM), betrieben bei 20 kV. Ergänzendes Material B enthält eine Skizze, die die Lage dieser beiden Abschnitte zeigt. Pro Abschnitt wurden zwei Bereiche von 570 × 765 µm2 mit einer Schrittweite von 1 µm gescannt. In allen Fällen wurde nur die martensitische Struktur berücksichtigt, da der Volumenanteil des Restaustenits sehr gering war und es schwierig war, für diese gegebene Schrittgröße einen Index zu erstellen. Beide Schnitte wurden anschließend bei hoher Vergrößerung (74 × 80 μm2) mit einer Schrittweite von 0,1 μm analysiert. Bei dieser Vergrößerung wurden sowohl die bcc- als auch die fcc-Phase berücksichtigt. EBSD-Datenanalysen wurden von MATLAB® durchgeführt, insbesondere von seiner Toolbox MTEX19.

Die SEM-Bildgebung, die mit den EBSD-Scans mit hoher Vergrößerung korreliert, wurde nach leichtem Polieren und Ätzen der Probe mit einer 2 %igen Nital-Lösung unter Verwendung eines JEOL JSM-6500 FEG-SEM mit einem Sekundärelektronendetektor durchgeführt. Aufgrund des leichten Polier- und Ätzvorgangs und der Tatsache, dass die EBSD-Scans auf einer geneigten Oberfläche durchgeführt werden, könnten diese REM-Aufnahmen im Vergleich zu ihren entsprechenden Karten leicht verzerrt sein.

Als erster Ansatz zur Bewertung der Auswirkung der Verarbeitungsparameter auf die Textur von \(\alpha ^{\prime}\) und \(\gamma^{ + }\) wurden die XRD-Diffraktogramme untersucht. Abbildung 1 zeigt in Blau ein beispielhaftes XRD-Diffraktogramm, das im EOS-40-μm-CW-Laserzustand aufgenommen wurde, wobei die Martensit- und Restaustenit-Peaks identifiziert wurden, obwohl der Volumenprozentsatz der letzteren Phase eher niedrig war, d. h. < 7 ± 3 %. Das nach der Rietveld-Methode ohne Texturkorrektur berechnete Diffraktogramm wird der Abbildung in Rot überlagert und die Differenz zwischen den gemessenen und den berechneten Daten wird unten in Grün angezeigt. Die Diskrepanzen zwischen den gemessenen und den berechneten Daten sind offensichtlich und weisen darauf hin, dass beide Phasen eine Textur aufweisen. Insbesondere Peaks, die den (2 0 0)-Ebenen von \(\alpha ^{\prime}\) und \(\gamma^{ + }\) entsprechen und hinsichtlich ihrer gemessenen Intensitäten deutlich unterschiedliche Werte aufweisen. Dieses Verhalten wurde für alle untersuchten Bedingungen beobachtet. Dies legt nahe, dass beide Phasen Texturkomponenten oder Fasern aufweisen, bei denen die \(\langle {1\;0\;0} \rangle\)-Richtungen parallel zur BD verlaufen. Wie bereits erwähnt, ermöglichte der geringe Volumenanteil von \(\gamma^{ + }\) jedoch keine Messung seiner Textur, weshalb XRD-Texturmessungen nur in \(\alpha ^{\prime}\) durchgeführt wurden.

Beispiel eines gemessenen XRD-Diffraktogramms (blau), das für die EOS-40-μm-CW-Laserbedingung erhalten wurde, wobei Spitzen von Martensit \(\alpha ^{\prime}\) und Restaustenit \(\gamma^{ + }\) identifiziert werden . Das nach der Rietveld-Methode ohne Texturkorrektur berechnete Diffraktogramm ist in Rot dargestellt, wobei die Differenz dieses berechneten Diffraktogramms zum gemessenen in Grün und der Hintergrund in Schwarz dargestellt sind.

Anschließend wurden XRD-Texturmessungen durchgeführt, um die Auswirkung der genannten Verarbeitungsparameter auf die \(\alpha ^{\prime}\)-Textur zu bewerten. Abbildung 2 zeigt die ODF-Abschnitte \(\varphi_{2}\) = 0° und \(\varphi_{2}\) = 45°, die der martensitischen Matrix auf der obersten Schicht der Proben dieser Studie entsprechen. Wie man beobachten kann, sind sie alle durch rotierte Würfeltexturkomponenten {0 0 1} \(\langle {1\;1\;0} \rangle\) gekennzeichnet, wobei die maximale Intensität nie höher als 4 MRD ist. In einigen Fällen, z. B. im EOS-Zustand, scheint sich die rotierte Würfeltexturkomponente zu einer \(\langle {0\;0\;1} \rangle\)//BD-Faser entwickelt zu haben, die nicht der ursprünglich gemessenen entspricht unvollständige PF. Ebenso ist in einigen Fällen, z. B. RENISHAW – 100 μm, ein sehr schwaches \(\langle {0\;1\;1} \rangle\)//BD in den ODF-Abschnitten vorhanden. In den in dieser Arbeit untersuchten Bereichen ist kein offensichtlicher Einfluss der Verarbeitungsparameter zu beobachten.

(a,c,e,g,i,k) \(\varphi_{2}\) = 0° und (b,d,f,h,j,l) \(\varphi_{2}\) = 45 ° ODF-Schnitte, die der martensitischen Matrix der obersten Schicht der Proben entsprechen (a–j) und einer Skizze, die einige wichtige Texturkomponenten oder Texturen darstellt, die im Haupttext genannt werden (k,l). Die Daten entsprechen (a,b) EOS – 40 μm – CW-Laser; (c,d) RENISHAW – 50 μm – CW-Laser; (e,f) RENISHAW – 50 μm – PW-Laser; (g,h) RENISHAW – 100 μm – CW-Laser und (i,j) RENISHAW – 100 μm – PW-Laser. Die Intensitäten entsprechen dem Farbbalken auf der rechten Seite, wobei die Einheiten Vielfache der Zufallsverteilung (MRD) sind.

Um die Variation der Textur bei Wiedererwärmungszyklen während des Druckvorgangs zu bewerten, enthält Abb. 3 die entsprechenden ODF-Abschnitte \(\varphi_{2}\) = 0° und \(\varphi_{2}\) = 45° die martensitische Matrix der unteren und oberen Schichten der Proben dieser Studie. Beachten Sie, dass alle Bedingungen einen ähnlichen Trend aufwiesen, obwohl der Einfachheit halber hier nur zwei davon gezeigt werden. Wie man sehen kann, ist die Texturschwankung nicht sehr ausgeprägt, d. h. die maximalen Intensitätswerte bleiben unabhängig von der Schicht ähnlich, weshalb jede Schwankung im Bereich des Fehlerbalkens der Ausrüstung und der ODF-Berechnung berücksichtigt werden könnte.

(a,c,e,g,i) \(\varphi_{2}\) = 0° und (b,d,f,h,j) \(\varphi_{2}\) = 45° ODF-Abschnitte entsprechend zur martensitischen Matrix der oberen (a,b,e,f) und unteren (b,d,f,h) Schichten der Proben und zu einer Skizze, die einige wichtige Texturkomponenten oder Texturen darstellt, die im Haupttext genannt werden ( i,j). Die Daten entsprechen (a–d) RENISHAW – 50 μm – PW-Laser und (e–h) RENISHAW – 100 μm – PW-Laser. Die Intensitäten entsprechen dem Farbbalken auf der rechten Seite, wobei die Einheiten Vielfache der Zufallsverteilung (MRD) sind.

Der XRD-Texturcharakterisierung folgte eine detailliertere EBSD-Charakterisierung des EOS-40-μm-CW-Laserzustands, der als repräsentativ für alle untersuchten Bedingungen angesehen wurde. Karten, die im mittleren Quer- und Längsschnitt der Proben gescannt wurden, sind in Abb. 4 dargestellt. Abbildung 5a–h und m,n vergleichen \(\varphi_{2}\) = 0° und \(\varphi_{2 }\) = 45° ODF-Abschnitte entsprechend den EBSD-Karten zum ODF aus gemessenen XRD-Daten für die gleiche Bedingung, wobei bestätigt werden kann, dass Texturen hinsichtlich der maximalen Intensitätskomponenten ähnlich sind, mit der Ausnahme, dass \(\langle { 0\;0\;1} \rangle\)//BD- und \(\langle {0\;1\;1} \rangle\)//BD-Fasern wurden nur durch XRD nachgewiesen, während ein \(\langle { 1\;1\;1} \rangle\)//BD-Faser wurde im Querschnitt durch EBSD beobachtet. Beachten Sie, dass die Durchdringung von Röntgenstrahlen in Fe-Strukturen etwa 30–50 µm beträgt, während EBSD nur die Analyse der Probenoberfläche ermöglicht, was bedeutet, dass nur eine Schicht pro Bedingung analysiert wird, außer wenn der Längsschnitt mit EBSD gescannt wurde. Darüber hinaus zeigte, wie bereits erwähnt, der mittels XRD gemessene anfängliche unvollständige PF keine Fasern. Der Grund für das Vorhandensein dieser Fasern liegt wahrscheinlich in der Unsicherheit bei der ODF-Berechnung angesichts der geringen Intensitäten des gemessenen unvollständigen PF.

Martensit-EBSD-Karten des EOS-40-μm-CW-Laserzustands, aufgenommen im (a,b) Querschnitt und (c,d) Längsschnitt. Pixel werden entsprechend ihrer IPF-Farbe (Inverse Pole Figures) eingefärbt, entsprechend der Gebäuderichtung – senkrecht zur Karte für (a,b) und horizontal für (c,d). Den Karten werden frühere Austenitkorngrenzen überlagert.

(a,c,d,g,i,k,m) \(\varphi_{2}\) = 0° und (b,d,f,h,j,l,n) \(\varphi_{2} \) = 45° ODF-Schnitte, die der martensitischen Matrix der mittleren (e–l), oberen (a,b) und unteren (c,d) Schichten der Proben entsprechen, und einer Skizze, die einige wichtige Texturkomponenten oder Texturen darstellt werden im Haupttext (m,n) genannt. Die Daten entsprechen Martensitdaten, die im EOS-40-μm-CW-Laserzustand durch (a–d) XRD und (e–h) EBSD (Quer-T- und Längs-L-Abschnitte) gemessen wurden, sowie rekonstruierten Austenitdaten, die aus den EBSD-Daten erhalten wurden (d. h –l). Die Intensitäten entsprechen dem Farbbalken auf der rechten Seite, wobei die Einheiten Vielfache der Zufallsverteilung (MRD) sind.

Die EBSD-Bereiche wurden mit dem von Nyyssönen et al.21 entwickelten Algorithmus rekonstruiert, der es auch ermöglichte, die experimentelle Orientierungsbeziehung (OR) durch Verfeinerung des Kurdjumov-Sachs (KS) OR zu bestimmen, d. h. \(\langle { 0,18\; 0,18\ ; 0,97} \rangle\) 42,85°22. Es wurde nachgewiesen, dass der experimentelle OR \(\langle {0.{223}\;0.00{2}\;0.{975}} \rangle\) 44.33° beträgt, ziemlich weit vom häufigsten theoretischen OR entfernt: der Fehlorientierung zwischen das ermittelte experimentelle OR und das von Nishiyama-Wassermann (NW) definierte OR – also \(\langle { 0.2 \;0.08 \;0.98} \rangle\) 45.98°23,24, KS und Greninger-Troiano (GT) OR, also \(\langle { 0,12 \;0,18 \;0,98} \rangle\) 44,26°25, waren 4,20°, 5,15° bzw. 3,94°. Abbildung 4 enthält die früheren Austenitkorngrenzen unter Berücksichtigung eines Schwellenwerts von 10°. Hier kann beobachtet werden, wie frühere Austenitkörner epitaktisch entlang der BD wuchsen und in einigen Fällen Längen von Hunderten von Mikrometern aufwiesen. Diese Kornmorphologie hängt mit dem epitaktischen Wachstum zusammen, dem Wachstumsmodus, der in Strukturen mit schneller Erstarrung beobachtet wird, wie beispielsweise denen dieser Studie26,27,28,29,30,31,32. Obwohl die Korngrößen nicht homogen über das Untersuchungsgebiet verteilt sind, hängt ihre Größe offenbar nicht mit ihrer Position in Bezug auf die Schmelzspuren zusammen, wenn man bedenkt, dass die Werte für Schraffurabstände und Schichtdicken im Bereich von 50–100 µm liegen. Die Textur des rekonstruierten Austenits ist in Abb. 5i–l und m,n dargestellt, wo ersichtlich ist, dass unabhängig vom Querschnitt ein Würfel {0 0 1}\(\langle {1\;0\;0 } \rangle\) Texturkomponente überwiegt.

Um die Variantenauswahl zu untersuchen, wurden die Flächenanteile jeder Variante des experimentellen OR geschätzt. Um die Variantenindizierung mit dem globalen Referenzsystem in Einklang zu bringen, wurden die Austenitorientierungen neu definiert, sodass die BD-Achse in dem Dreieck enthalten war, das durch die Richtungen \([ {0 \;0\; 1} ]\) − \( [ {\overline{1}\; 1\; 1} ]\) − \([ {0 \;1 \;1} ]\). Auch wenn diese Methode in der Vergangenheit bereits verwendet wurde, um Varianten mit externen früheren Austenitverformungen zu korrelieren33,34, kann sie eine systematische Methode zur Indizierung von Varianten verschiedener früherer Austenitkörner sein. Abbildung 6a,b enthält die quantifizierten Flächenprozentsätze für jede Variante. Varianten werden in verschiedene Pakete und Bain-Gruppen unterteilt, während aufeinanderfolgende Variantenpaare zum selben Block gehören. Diese Unterteilung wurde durchgeführt, um zu beurteilen, ob ein Zusammenhang zwischen ihrer Auswahl und ihrer Zugehörigkeit zu einem bestimmten Paket, Block oder einer bestimmten Bain-Gruppe besteht. Wie man beobachten kann, weisen die Varianten 3, 4, 7, 8, 15, 16, 23 und 24 unabhängig vom Studienabschnitt, obwohl die Variantenselektion ohnehin nicht sehr stark ist, einen etwas höheren Flächenanteil auf. Diese Varianten gehören zu verschiedenen Paketen und Bain-Gruppen, obwohl es sich immer um Paarungsvarianten handelt, die zum selben kristallographischen Block gehören.

Variantenauswahlstudie, wobei (a,b) die Flächenprozentsätze darstellen, die jeder Variantennummer für die EOS-40-μm-CW-Laserbedingung entsprechen. Die Daten entsprechen den EBSD-Karten, die auf den (a) Querabschnitten und (b) Längsabschnitten erstellt wurden. Gestrichelte Linien stellen den Flächenanteil dar, der ohne Variantenauswahl zu erwarten wäre. Die grauen Bereiche zeigen an, zu welchen Paketen die Varianten gehören, während sich die Markierungsfarben je nach \(BG\) ändern, zu dem die Variante gehört. Die Unterfiguren (c,d) zeigen die theoretischen Polfiguren (PF), die (c) dem vorherigen Austenit und (d) dem resultierenden Martensit entsprechen, berechnet durch Anwendung der Orientierungsbeziehung, die allen Varianten (in Rot) oder nur den ausgewählten Varianten entspricht (in Blau). PFs entsprechen dem BD.

Um den Beitrag dieser ausgewählten Varianten zur Makrotextur zu bewerten, wurden die theoretischen Texturen berechnet, die zu erwarten wären, wenn alle Varianten gegenüber nur den ausgewählten Varianten gebildet würden, angesichts der gemessenen vorherigen Austenittextur, und sind in Abb. 6c, d enthalten . Um die Berechnung zu vereinfachen, wurde angenommen, dass die Austenittextur nur aus einer Würfelkomponente besteht, {0 0 1}\(\langle {1\;0\;0} \rangle\). Wie zu beobachten ist, handelt es sich bei den ausgewählten Varianten um solche, die einer martensitischen gedrehten Würfeltextur möglichst nahe kommen, d. h. der Fehlorientierungswinkel zwischen den ausgewählten Varianten und einer kubisch gedrehten Orientierung beträgt 9,8°.

Abschließend wurde die Mikrostruktur bei höherer Vergrößerung im Detail untersucht. Abbildung 7 enthält die korrelative SEM-EBSD-Studie für den Referenz-EOS-Zustand, entsprechend den Quer- bzw. Längsschnitten. Beide Bilder enthalten eine REM-Aufnahme (Abb. 7a, d), die entsprechende bcc-Karte und rekonstruierte frühere fcc-(Austenit-)Inverse-Pole-Figure-(IPF)-Karten (Abb. 7b, c und e, f), wobei die IPF-Färbung der entspricht BD. Es wird keine beibehaltene fcc-Karte angezeigt, da die fcc-Phase kaum indiziert wurde, dh nur 0,01 bzw. 0,08 % wurden im Quer- bzw. Längsschnitt indiziert. Die geringe Indexierung ist auf die Größe der fcc-Merkmale zurückzuführen, was die Indexierung des Kikuchi-Musters aufgrund der Strahlfleckgröße komplexer macht. Was die Abbildungen betrifft, so ist die BD in Abb. 7a–c zwar senkrecht zum Querschnitt, in Abb. 7d–f wird sie jedoch durch einen Pfeil oben rechts in den Unterfiguren angezeigt. Darüber hinaus werden die MP-Grenzen durch dicke schwarze gestrichelte Linien hervorgehoben und die bcc-Unterblockgrenzen (definiert als Bereiche, in denen die Fehlorientierungswinkelwerte unter 6° lagen) werden durch dünnere schwarze durchgezogene Linien dargestellt.

Korrelative (a,d) SEM (b,c,e,f) EBSD-Ergebnisse entsprechend den transversalen (a–c) und longitudinalen (d–f) Abschnitten des EOS-Zustands – 40 μm – CW-Laser, wobei die SD und Die BD werden durch einen grauen bzw. schwarzen Pfeil angezeigt, und die EBSD-Ausrichtungen sind entsprechend ihrer IPF-BD-Farbe eingefärbt. Die EBSD-Daten entsprechen (b, e) der bcc-Phase und (c, f) der entsprechenden rekonstruierten vorherigen fcc-Phase. Die gestrichelten schwarzen Linien stellen die MP-Grenze dar und die Pfeile stellen die verschiedenen Richtungen des Koloniewachstums in einem bestimmten früheren fcc-Korn dar. Jeder der Pfeile ist durch eine ID gekennzeichnet.

Beide korrelativen SEM-EBSD-Analysen sind nützlich, um den Druckprozess zu verstehen. In Bezug auf den Querschnitt zeigt Abb. 7a zwei unterschiedliche MP-Grenzen, was darauf hindeutet, dass der Schnittabschnitt unterhalb des MP-Überlappungsbereichs lag. Außerdem wird gezeigt, wie eine Zellkolonie senkrecht zur rechten MP-Grenze in Richtung des MP auf der rechten Seite wächst, was darauf hindeutet, dass dieser MP nach dem auf der linken Seite gebildet wurde. Die Tatsache, dass Zellkolonien dazu neigen, so senkrecht wie möglich zur MP-Grenze (entlang des Wärmeflusses) zu wachsen35, lässt darauf schließen, dass das linke MP während des Druckvorgangs wieder geschmolzen wurde. In Bezug auf die früheren fcc-Körner zeigt Abb. 7c erneut das epitaktische Wachstum der früheren Austenitkörner über die MP-Grenze hinweg, wobei die meisten der früheren fcc-Körner unregelmäßige Formen haben und ihre Größe sich bei Annäherung an die MP-Grenze nicht ändert . Im hervorgehobenen Fall behält die Wachstumsrichtung der Zellkolonie beim Überschreiten der MP-Grenze ihre Wachstumsrichtung nicht bei, sondern dreht sich offenbar um 90°.

Im Längsschnitt sind frühere fcc-Körner aufgrund ihres epitaktischen Wachstums entlang der Richtung der maximalen Wärmeentnahme, ungefähr parallel zur BD, verlängert, wie in Abb. 7f zu sehen ist, wo einige Körner aufhörten zu wachsen, als sie auf ein anderes Korn trafen, also konkurrierten Wachstum. Darüber hinaus behält die Wachstumsrichtung der Zellkolonie in einigen Fällen ihre Wachstumsrichtung beim Überschreiten der MP-Grenze nicht bei, sondern dreht sich offenbar um 90° auf der Beobachtungsebene.

Um dieses Phänomen weiter zu untersuchen, wurden mehrere Kolonien aus Abb. 7a, d ausgewählt, wobei alle Kolonien in einer bestimmten Karte zum gleichen vorherigen fcc-Korn gehören, d. h. dem orangefarbenen vorherigen fcc-Korn in Abb. 7c und dem gelben vorherigen fcc-Korn in Abb. 7c Abb. 7f. Die Wachstumsrichtungen dieser Kolonien wurden auf den Mikroaufnahmen in Abb. 7a, d identifiziert und durch schwarze Pfeile dargestellt. Basierend auf der Morphologie der Zellgrenzen und gemäß früheren Arbeiten wurde angenommen, dass die Wachstumsrichtungen der Kolonien entweder senkrecht oder parallel zum untersuchten Abschnitt verliefen36. Es ist jedoch erwähnenswert, dass es zu kleinen Abweichungen kommen kann, die sich auf die spätere Berechnung auswirken können.

Die vorherigen fcc-Kristallrichtungen, die den gezeichneten Pfeilen entsprechen, wurden aus den EBSD-Daten berechnet und in Tabelle 1 aufgenommen. Darüber hinaus wurden die minimalen Winkel zwischen den berechneten Kristallrichtungen und den Richtungen, die zu \(\langle {1\; 0 \ ;0} \rangle\) Familie berechnet. Wie man sehen kann, sind alle minimalen Winkel in Bezug auf die Familie \(\langle {1 \;0 \;0} \rangle\) kleiner als 16,5°. Bezüglich der übrigen Bedingungen zeigten sie ebenfalls epitaktisches Wachstum. Darüber hinaus wurde dieses Phänomen, bei dem sich die Kolonien um 90° drehten, bei allen untersuchten Bedingungen entlang der gesamten Mikrostruktur beobachtet; REM-Aufnahmen finden Sie im Zusatzmaterial C.

Schließlich ist unabhängig vom Abschnitt zu erkennen, dass sich die bcc-Phase von der vorherigen fcc-Phase verändert hat und Unterblöcke gebildet hat, die manchmal die MP-Grenzen überschritten haben, wie in Abb. 7b, e zu sehen ist.

Die erste der in dieser Arbeit zu beantwortenden Fragen ist, welchen Einfluss der Wärmegradient und die Erstarrungsgeschwindigkeit, also die Verarbeitungsparameter, auf das Voraustenit- und das Martensitgefüge haben. Diese Arbeit legt nahe, dass der Einfluss des Druckers, der Schichtdicke und des Laseremissionsmodus auf die Textur der martensitischen Matrix für die untersuchten Bedingungen nicht signifikant ist. Die Martensit-Textur blieb unverändert, d. h. sie zeigte unabhängig vom Zustand rotierte Würfel-{0 0 1}\(\langle {1\;1\;0} \rangle\)-Texturkomponenten. Da sich die Martensit-Textur nicht wesentlich veränderte, kann man davon ausgehen, dass dies auch bei der vorherigen Austenit-Textur der Fall war, die eine kubische {0 0 1}\(\langle {1\;0\;0} \rangle\)-Textur aufweist. Beachten Sie, dass größere Variationen der Schichtdicken oder eine andere Laseremissionsstrategie oder ein anderer Drucker immer noch zu Texturvariationen führen können, für die eine systematische Untersuchung, einschließlich verschiedener Parameter in größeren Bereichen, erforderlich ist. Es ist jedoch zu erwarten, dass der Einfluss dieser Parameter nicht so groß ist wie der Einfluss der Leistung oder der Lasergeschwindigkeit. Angesichts der Tatsache, dass Zellkolonien so senkrecht wie möglich zur MP-Grenze (entlang des Wärmeflusses) wachsen35, kann man davon ausgehen, dass die Form des Schmelzbads die Textur direkt beeinflusst. Die Literatur zum Einfluss der Schichtdicke auf die MP-Dimensionen ist noch rar. Experimentelle Ergebnisse zeigen einige Diskrepanzen, da einige Autoren zu dem Schluss kamen, dass dickere Pulverschichten zu etwas kleineren MPs führen37, während andere Autoren das gegenteilige Verhalten beobachteten38. Simulationen stimmen mit den letztgenannten Ergebnissen überein, da sie darauf hinweisen, dass dickere Schichtdicken zu höheren Spitzentemperaturen führen39, da das Pulver eine geringere Wärmeleitfähigkeit aufweist als das in den unteren Schichten verfestigte Schüttgut40,41. Der Einfluss der Schichtdicke auf die MP-Form ist noch weniger klar. Außerdem kann der Laseremissionsmodus die Temperaturentwicklung in einem bestimmten MP und damit seine Form und Abmessungen beeinflussen. Bei einer festen Laserleistung ist die für einen CW-Laser erhaltene MP-Spitzentemperatur ähnlich der, die für einen PW-Laser während des Pulses erhalten wird42. Es hat sich jedoch gezeigt, dass die Temperatur während der Sprungverzögerung beim PW-Laser drastisch abfällt43. Darüber hinaus wurde die Änderung des Laseremissionsmodus auch mit einer Änderung der MP-Form in Verbindung gebracht44. Daher sollten theoretisch MPs, die durch den CW-Lasermodus erhalten werden, entlang der SD länger gestreckt sein als die MPs, die durch den PW-Laser erhalten werden.

Wie bereits erwähnt, berichteten Kannan und Nandwana16, dass sich die martensitische Mikrostruktur durch die LPBF-Einwirkung eines 300-Maraging-Stahls mit einer unbekannten Scan-Rotationsstrategie, einer Laserleistung von ~ 110 W, einer Scan-Geschwindigkeit von ~ 1500 mm/s und einem Schraffurabstand von bildete ~ 50 µm und eine Schichtdicke von ~ 45 µm zeigten im Bauzustand keine vorherrschende Texturkomponente oder Faser. Sie korrelierten diese Ergebnisse mit früheren Studien13,14 mit unterschiedlicher Laserleistung, Geschwindigkeit, Schraffurabständen und Schichtdicken sowie einer Rotationsstrategie von 90°, obwohl beide Studien ihre Schlussfolgerungen auf kleinflächigen EBSD-Scans basierten. Kannan und Nandwana16 berichteten ebenfalls über eine vernachlässigbare vorherige Austenittextur, was im Widerspruch zu den Ergebnissen dieser Arbeit steht. Es ist möglich, dass ihre niedrigen Texturindizes im vorherigen Austenit (maximale ODF-Intensitäten < 2 MRD) mit ihrer Scanstrategie, Laserleistung oder Lasergeschwindigkeit zusammenhängen. Beachten Sie, dass stärkere Texturen typischerweise bei höheren Energien zu finden sind45,46. Die niedrige Textur im vorherigen Austenit könnte dann nach der Phasenumwandlung an den Martensit weitergegeben werden. Obwohl wir nicht schließen können, welche Auswirkungen jeder dieser Verarbeitungsparameter hat, zeigt der Vergleich der Ergebnisse von Kannan und Nandwana16 mit unseren Ergebnissen, dass die vorherige Austenittextur durch Modifizierung der Laserleistung, Lasergeschwindigkeit oder Scan-Strategie geändert werden kann.

Schließlich hat die Untersuchung der Variantenauswahl gezeigt, dass es einige vorherrschende Varianten gibt, die immer zu denselben Blöcken gehören, obwohl ihr Flächenanteil im Vergleich zu den übrigen nicht sehr hoch ist, was in guter Übereinstimmung mit Kannan und Nandwana16 liegt. Es wurde festgestellt, dass die ausgewählten Varianten diejenigen sind, die am meisten zu einer kubisch rotierten Martensittextur beitragen.

Sobald die Auswirkung der Verarbeitungsparameter auf die erstarrte Textur bewertet wurde, kann man mit der Untersuchung der Beziehung zwischen dieser beobachteten Textur und dem Wärmefluss fortfahren. Es ist wichtig anzuerkennen, dass sich gezeigt hat, dass Kolonien nahezu parallel zur Richtungsfamilie \(\langle {1 0 0} \rangle\) liegen, was in guter Übereinstimmung mit früheren Ergebnissen an austenitischen Stählen47,48 liegt. Dieses Phänomen ist charakteristisch für Dendriten49,50, daher ist es möglich, dass es sich bei den beobachteten Zellen stattdessen um Dendriten handelte, deren sekundärer Armabstand so klein war, dass er nicht beobachtet werden konnte. Darüber hinaus kam es bei den Kolonien zu einer Änderung der Koloniewachstumsrichtung, d. h. zur Seitenverzweigung, bei der der neue Zweig gegenüber dem ältesten um 90° gedreht ist51. Beispielsweise kann beobachtet werden, dass sich die in Kolonie (3) in Abb. 7f gefundene Richtung \([ {\overline{0,96} { }\;0,26\;{ }\overline{0,01} } ]\ zu \ ([ {\overline{0.28} \;{ }\overline{0.96} \;{ }\overline{0.02} } ]\) sobald die MP-Grenze in Richtung Kolonie (4) überschritten wird. Eine Seitenverzweigung tritt auf, wenn der lokale Wärmegradient in einem neuen MP nicht parallel zur Wachstumsrichtung der Kolonie im darunter liegenden MP verläuft. Es wurde berichtet, dass Seitenverzweigungen in LPBF-Mikrostrukturen zu einer Kornvergröberung führen und das helikale epitaktische Wachstum fördern, insbesondere wenn die Schichten um einen Winkel von 67° zueinander gedreht sind, wo Texturfasern auftreten könnten51. Daher ist zu erwarten, dass die beobachtete Seitenverzweigung die Textur der Mikrostruktur im erstarrten Zustand beeinflusst hat, bevor ein thermischer Zyklus stattfand.

Bezüglich der Auswirkung thermischer Zyklen zeigten die Ergebnisse, dass die Martensittextur in der unteren Schicht (gedrehte Würfeltextur {0 0 1}\(\langle {1\;1\;0} \rangle\)) – Schicht ausgesetzt ist Eine zyklische Wärmebehandlung, bei der nachfolgende Schichten darauf abgeschieden wurden, veränderte sich im Vergleich zur obersten Schicht, die nicht so stark von der Hitze beeinflusst wurde, nicht wesentlich. Es kann daher davon ausgegangen werden, dass sich das vorherige Austenitgefüge während des Prozesses ebenfalls nicht verändert hat. Beachten Sie, dass die Mikrostruktur in der oberen Schicht immer noch durch die Hitze beeinflusst wurde, die mit der Abscheidung nachfolgender Spuren auf derselben Ablagerungsschicht verbunden war. Die Tatsache, dass sich die Textur in Abhängigkeit von der Schichthöhe nicht wesentlich veränderte, deutet jedoch darauf hin, dass die durch nachfolgende Laserspuren abgegebene Wärme die Textur ebenfalls nicht beeinflussen würde. Eine gründlichere Untersuchung zur Bewertung der Auswirkung der Ablagerung nachfolgender Spurschmelzen auf die Mikrostruktur würde das Schmelzen zweier isolierter aufeinanderfolgender Spuren erfordern. Daher deuten diese Ergebnisse darauf hin, dass der vorherige Austenit während des Prozesses nicht rekristallisiert wurde, wie Kannan und Nandwana16 vermuteten.

Die Charakterisierung mit hoher Vergrößerung kann dazu beitragen, diesen Befund weiter zu bestätigen. Abbildung 4a,b zeigt, dass die meisten früheren fcc-Körner unregelmäßig geformt waren und keine Verfeinerung in der Nähe der MP-Grenze festgestellt wurde, im Gegensatz zu dem, was in der Literatur für andere Legierungen berichtet wurde30. Frühere fcc-Körner wuchsen länglich, etwa parallel zur BD, wie im Längsschnitt zu beobachten ist (Abb. 4c, d). Darüber hinaus ist es interessant zu sehen, wie in dieser Arbeit die Parallelität zwischen der Wachstumsrichtung der Kolonie und der Richtungsfamilie \(\langle {1 \;0 \;0} \rangle\) beibehalten wurde, obwohl die Die Mikrostruktur wurde erneut austenitisiert, als nachfolgende Schichten darauf abgeschieden und geschmolzen wurden. Es ist wichtig zu erwähnen, dass der reaustenitisierte Bereich voraussichtlich nicht groß gewesen sein dürfte, in guter Übereinstimmung mit früheren Studien, in denen eine ähnliche Laserleistung und -geschwindigkeit verwendet wurde52, und nur ein kleiner Bereich sollte Temperaturen oberhalb des Stahlferrits ausgesetzt gewesen sein -zu-Austenit-kritische Temperatur, Ac1. Angesichts der ausgeprägten Dehnung der meisten früheren fcc-Körner ist daher die Möglichkeit ausgeschlossen, dass sich jedes frühere fcc-Korn auf einmal durch Rekristallisation während des Prozesses bildet. Die Beibehaltung von Austenit und sein anschließendes Wachstum während der zyklischen Behandlung, der die Struktur während des LPBF-Prozesses ausgesetzt ist, könnten die Tatsache erklären, dass die Parallelität zwischen dem vorherigen fcc \(\langle {1 \;0 \;0} \rangle\) Richtungen und die Zellwachstumsrichtungen werden beibehalten. Über eine während des LPBF-Prozesses auftretende Austenitumkehr wurde bereits in der Vergangenheit53 berichtet, allerdings nicht im gleichen Sinne wie in dieser Arbeit. Die erhaltenen Ergebnisse legen nahe, dass die fcc-Struktur die gleiche anfängliche kristallografische Ausrichtung beibehält, wenn eine bereits verfestigte Schicht (mit einem geringen Anteil an Restaustenit) durch erneute Materialablagerung erneut austenitisiert wird. Allerdings sind weitere Untersuchungen erforderlich, um den Transformationsmechanismus zu klären, durch den reaustenitisierter Austenit die gleiche kristallographische Orientierung wie der ursprüngliche Voraustenit erbt.

Laserleistung, Lasergeschwindigkeit und Scan-Strategie können die resultierende Textur in 300 martensitaushärtenden Stählen beeinflussen, obwohl der jeweilige Effekt für jeden von ihnen noch entdeckt werden muss. Für die untersuchten Bereiche ist der Einfluss des Druckers, der Schichtdicke oder des Laseremissionsmodus vernachlässigbar. Ob größere Variationen der Schichtdicken oder eine andere Laseremissionsstrategie oder ein anderer Drucker dennoch zu Texturvariationen führen könnten, bleibt eine offene Frage, die weiter untersucht werden muss.

Es wurden schwache Variantenselektionsphänomene identifiziert, bei denen ausgewählte Varianten immer zu denselben kristallografischen Blöcken gehören. Es wurde keine Beziehung zwischen den ausgewählten Varianten oder ihrer Relevanz für kristallographische Pakete oder Bain-Gruppen beobachtet, obwohl herausgefunden wurde, dass ausgewählte Varianten diejenigen sind, die am meisten zu einer kubisch rotierten Martensittextur beitragen.

Die beobachtete vorherige Austenittextur ist auf den Wärmefluss zurückzuführen, der Seitenverzweigungsphänomene für die 67°-Scanrotationsstrategie fördert. Der vorherige Austenit wächst durch einen konkurrierenden und epitaktischen Mechanismus, bei dem es während der anschließenden thermischen Zyklen zu keiner Rekristallisation kommt. Während dieses Prozesses wandelt sich Austenit in Martensit um, wobei ein kleiner Teil des Austenits erhalten bleibt. Wenn die Struktur aufgrund einer anschließenden Abscheidung erneut erhitzt wird, behalten die erneut austenitisierten Körner die gleiche kristallografische Ausrichtung wie der umgebende Restaustenit. Weitere Untersuchungen sind erforderlich, um dieses Phänomen zu verstehen.

Die während der aktuellen Studie generierten und/oder analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

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Die Autoren bedanken sich für die Unterstützung der Interdisziplinären Themenplattform für die Entwicklung der additiven Fertigung (FAB3D) von CSIC. Die Autoren danken auch der Einrichtung für Elektronenmikroskopie (Polytechnische Schule von Valencia) sowie den Laboratorien für Metallographie, Mikroskopie und Röntgenbeugung des CENIM-CSIC für ihre Unterstützung.

Diese Studie wurde vom Ministerium für Wirtschaft und Wettbewerbsfähigkeit finanziert (Nr. BES-2017-080945).

MATERALIA-Forschungsgruppe, Abteilung für physikalische Metallurgie, Nationales Zentrum für metallurgische Forschung (CENIM-CSIC), Avda. Gregorio del Amo 8, 28040, Madrid, Spanien

Adriana Eres-Castellanos, Ana Santana, David De-Castro, Jose Antonio Jimenez, Carlos Capdevila und Francisca G. Caballero

Abteilung für Metallurgie und Werkstofftechnik, Colorado School of Mines, 920 15th St, Golden, 80401, USA

Adriana Eres-Castellanos

ArcelorMittal Global R&D SLab – Steel Labs, Calle Marineros 4, 33490, Avilés, Spanien

David De-Castro & Rosalia Rementeria

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Konzeptualisierung: AEC; Untersuchung: AEC, AS, DD-C., JAJ; Formale Analyse: AEC, RR, JAJ; Aufsicht: CC, FGC; Schreiben – Originalentwurf: AEC; Schreiben – Rezension und Bearbeitung: AEC, AS, RR, JAJ, FGC

Korrespondenz mit Francisca G. Caballero.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Eres-Castellanos, A., Santana, A., De-Castro, D. et al. Einfluss von Verarbeitungsparametern auf die Textur und Variantenauswahl von 300 Maraging-Stahl im Bestand, der durch Laser-Pulverbettschmelzen verarbeitet wurde. Sci Rep 12, 16168 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-19835-9

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Eingegangen: 27. Juni 2022

Angenommen: 05. September 2022

Veröffentlicht: 28. September 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-19835-9

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