本公开涉及一种用于增材制造工艺的金属粉末材料以及使用增材制造工艺来制造三维制品的方法，其中金属粉末材料的各个层依次熔合在一起。
引文
增材制造是一种通过依次地熔合连续沉积在工作表面上的粉末层的选定部分来形成三维制品的工艺。这类工艺可以用来在无需使用工具或模具的情况下制造具有复杂几何形状的金属制品，同时材料浪费也很少或者说是完全没有。在实践中，将待形成的制品的三维计算机辅助设计(cad)数据以数字方式分成该制品的二维横截面。具有期望厚度的金属粉末层通过如下方式沉积在工作表面上：将金属粉末涂覆在工作表面上，或者根据制品的第一二维横截面，将金属粉末沉积在工作表面的选定区域上。在金属粉末沉积在工作表面上之后，能量束根据制品的第一二维横截面扫描工作表面上的金属粉末，这样，金属粉末颗粒发生局部熔化并熔合在一起，形成制品的整体实心横截面切片。此后，另一金属粉末层沉积在工作表面上并根据制品的另一二维横截面由能量束进行扫描。重复粉末沉积及能量束扫描步骤，直到形成整个三维制品。此后，可以在从工作表面上移除之前或之后对制品进行各种表面处理和/或热处理。
已经研发出了各种各样的金属合金组合物和热处理工艺，它们用于通过铸造和/或热成形操作来制造出三维金属制品，由此使这些制品具备某些期望的化学和机械性能。然而，本领域需要可以在增材制造工艺中用来形成具有某些期望的化学和机械性能的三维制品的金属合金组合物和热处理工艺。
技术实现要素：
一种用于增材制造工艺的粉末材料可以包含铁基合金的颗粒。铁基合金可以包含碳(c)和铜(cu)的合金元素，并且可以配制为获得包含板条马氏体基体相和cu析出相的析出强化显微组织。铁基合金可以具有cu重量分数和镍(ni)重量分数，并且ni重量分数可以小于铁基合金的cu重量分数。当一定体积的铁基合金熔化并以大于或等于104摄氏度/秒的冷却速率冷却时，铁基合金可能不会表现出热脆性。
铁基合金可以包含按重量计0-0.6％的碳和0.1-10％的铜。
铁基合金可以具有钴(co)重量分数。在一种形式中，铁基合金的ni重量分数和co重量分数各自可以小于铁基合金的cu重量分数的一半。在另一种形式中，铁基合金可以基本上不含镍和钴。
铁基合金可以包含至少一种选自由以下组成的组的碳化物形成元素：钼(mo)、钒(v)、铬(cr)及其组合。在这种情况下，铁基合金可以配制为获得包含板条马氏体基体相、cu析出相和m2c碳化物析出相的析出强化显微组织，其中m是mo、v、cr或其组合。
铁基合金中至少一种碳化物形成元素与碳的原子比可以是2:1。
在一种形式中，铁基合金可以包含按重量计0.015-0.5％的c、2.0-5.0％的cu、0.5-3.0％的mo、0.1-0.2％的v、0-3.0％的cr、0-0.4％的si以及作为余量的铁。
铁基合金的颗粒可以具有5-100μm范围内的平均粒径。
在通过增材制造工艺制造三维制品的方法中，可以以粉末形式提供铁基合金。铁基合金可以包含碳(c)和铜(cu)的合金元素，并且可以具有cu重量分数和小于cu重量分数的镍(ni)重量分数。铁基合金的颗粒层可以沉积在工作表面上，并且可以将能量束指向工作表面上的颗粒层，从而将至少一部分颗粒熔合在一起，形成整体的固体物质。铁基合金的颗粒层可以在工作表面上重复地且依次地沉积和熔合在一起，由此构造成单件式三维制品。
铁基合金可以包含按重量计0-0.6％的碳和0.1-10％的铜。
在一种形式中，铁基合金可以基本上不含镍和钴。
在一种形式中，可以将能量束指向工作表面上颗粒层的选定区域，以便局部地熔化颗粒并将其熔合在一起。能量束可以沿着工作表面上的预定路径前进，使得一定体积的熔化铁基合金材料在前进的能量束后方快速地冷却和凝固，从而形成整体的固体物质。该一定体积的熔化铁基合金材料可以在前进的能量束后方以大于或等于104摄氏度/秒的冷却速率冷却和凝固。
可以通过将三维制品在0.5至12小时内加热到450至600摄氏度的温度来对三维制品进行热处理，从而在制品内获得包含板条马氏体基体相和cu析出相的析出强化显微组织。cu析出相可以包含分散在板条马氏体基体相内的铜基材料的颗粒。铜基材料的颗粒可以具有1-100纳米范围内的平均粒径。
在一种形式中，铁基合金可以包含至少一种选自由以下组成的组的碳化物形成元素：钼(mo)、钒(v)、铬(cr)及其组合。在这种情况下，可以通过将三维制品在0.5至48小时内加热到450至600摄氏度的温度来对三维制品进行热处理，从而在制品内获得包含板条马氏体基体相、cu析出相和m2c碳化物析出相的析出强化显微组织，其中m是mo、v、cr或其组合。m2c碳化物析出相可以包含m2c碳化物的颗粒，其中m是mo、v、cr或其组合。m2c碳化物颗粒可以具有1-100纳米范围内的平均粒径。
在一种形式中，在对制品进行热处理之前，可以在1至12小时内将三维制品加热到1000至1250摄氏度的温度。
在一种形式中，铁基合金可以包含按重量计0.015-0.5％的c、2.0-5.0％的cu、0.5-3.0％的mo、0.1-0.2％的v、0-3.0％的cr、0-0.4％的si以及作为余量的铁。
铁基合金的颗粒可以通过如下方式形成：按照产生一定体积的熔化铁基合金材料的对应量来熔化一定体积的材料(包括铁基合金的所有成分)。可以对一定体积的熔化铁基合金材料进行雾化，由此产生熔化铁基合金材料的液滴。可以将液滴冷却至环境温度，形成铁基合金的固体颗粒。
具体实施方式
本发明公开的铁基合金可以形成为粉末，并在增材制造工艺中用作构造材料以便逐层地构建出三维制品。在经受适当的热处理时，铁基合金是配制来获得具备高机械强度和断裂韧性的析出强化显微组织。此外，当相对较小体积的合金发生熔化并快速冷却至固态时(例如在增材制造工艺期间)，铁基合金不会表现出热脆性。
如本文所用，术语“铁基合金”是指如下的材料：其包含按重量计大于或等于80％，优选地大于或等于90％或者更优选地大于或等于93％的铁(fe)以及选择来使材料具备纯铁没有表现出的期望特性的一种或多种其他元素。
铁基合金(包含碳(c)和铜(cu)的合金元素)可以以粉末的形式进行制备，并且在增材制造工艺中用作构造材料。这种合金在本文中可称为fe-c-cu合金。fe-c-cu合金可以包含按重量计大于或等于0％、0.015％或0.05％的碳；小于或等于0.6％、0.5％或0.2％的碳；或者0-0.6％、0.015-0.5％或0.05-0.2％的碳。另外，fe-c-cu合金可以包含按重量计大于或等于0.1％、2.0％或3.0％的铜；小于或等于10％、5.0％或4.0％的铜；或者0.1-10％、2.0-5.0％或3.0-4.0％的铜。在一种形式中，fe-c-cu合金可以包含按重量计1-4％的铜。在一个具体示例中，fe-c-cu合金可以包含按重量计0-0.6％的碳、0.1-10％的铜和作为余量的铁或者由其组成。术语“作为余量”并没有排除掉不是有意引入到fe-c-cu合金的组合物中但却在合金中固有地是以相对小的量存在的其他元素的存在，例如作为杂质。
fe-c-cu合金任选地可以包含一种或多种碳化物形成元素。例如，fe-c-cu合金任选地可以包含钼(mo)、钒(v)和铬(cr)中的一种或多种。当被包含在fe-c-cu合金的组成中时，这些元素可以形成m2c碳化物，其中m包括mo、v和cr中的至少一种。在这种情况下，fe-c-cu合金中mo、v和cr的原子分数可以是fe-c-cu合金中碳的原子分数的两倍。在一些实施例中，fe-c-cu合金可以包含按重量计大于或等于0％、0.4％或0.5％的钼；小于或等于4.0％、3.0％或1.5％的钼；或者0-4.0％、0.4-3.0％或0.5-1.5％的钼。另外地或替代地，fe-c-cu合金可以包含按重量计大于或等于0％、0.1％或0.15％的钒；小于或等于0.5％或0.2％的钒；或者0-0.5％、0.1-0.2％或0.15-0.2％的钒。另外地或替代地，fe-c-cu合金可以包含按重量计大于或等于0％、0.4％或0.5％的铬；小于或等于4.0％、3.0％或1.5％的铬；或者0-4.0％、0.4-3.0％或0.5-1.5％的铬。
在一些实施例中，fe-c-cu合金还可以包含硅(si)，以便为合金提供合适的抗氧化性。在这种情况下，fe-c-cu合金可以包含按重量计大于或等于0％、0.1％或0.2％的硅；小于或等于1.0％、0.5％或0.3％的硅；或者0-1.0％、0.1-0.5％或0.2-0.3％的硅。在一个具体示例中，fe-c-cu合金可以包含或由以下组成：按重量计0.015-0.5％的c、2.0-5.0％的cu、0.5-3.0％的mo、0.1-0.2％的v、0-3.0％的cr、0-0.4％的si以及作为余量的铁。
合金元素(例如，c、cu、mo、v、cr、si及其组合)的总量可以包含按重量计小于20％的fe-c-cu合金。
尽管如此，不是有意引入到fe-c-cu合金的组合物中的其他元素可以以相对小的量固有地存在于合金中，例如，按fe-c-cu合金的重量计小于0.2％，优选地小于0.05％，并且更优选地小于0.01％。例如，这些元素可以作为用于制备fe-c-cu合金组合物的原料中的杂质存在。
之前已经将镍添加到含铜的铁基合金中，添加的量等于或大于合金中存在的铜的量，从而避免了称为“热脆性”的现象，其中，相对较低熔点的液态富铜相在高温下(例如，在连续铸造和热成形操作期间)形成并渗透到铁基体内的晶界中，由此形成了晶间裂纹。在旨在不受到理论约束的前提下，所认为的是，镍的添加提高了铜在铁基合金中的溶解度并使富铜相的熔点升高，从而抑制了液态富铜相沿着晶界的形成以及裂纹的形成。然而，在含铜的铁基合金中包含镍会增加合金的成本并且还会降低合金的马氏体起始(ms)温度，这样会抑制板条马氏体显微组织的形成。例如，在需要高断裂韧性的情形下，可能期望的是在铁基合金中获得板条马氏体显微组织，而不是板状显微组织。因此，普遍的做法是将钴(co)与镍一起添加到铁基合金中，以抵消镍对合金的ms温度的影响。包含在铁基合金中的钴的具体量可以取决于合金的期望ms温度。在一种形式中，钴可以与镍一起添加到铁基合金中，具体的添加量等于或大于合金中镍的量。
当fe-c-cu合金形成为粉末并在增材制造工艺中用作构造材料以形成三维制品时，fe-c-cu合金无需添加镍来防止或抑制在三维制品的形成和随后的热处理过程中的热脆性。fe-c-cu合金继而无需添加钴来抵消镍对合金的ms温度的消极影响。这样，与通常存在于铁基合金(其配制为用于连续铸造或热成形操作，例如热轧)中的ni和/或co的量相比，fe-c-cu合金可以基本上不含镍(ni)和/或钴(co)，或者可以包含相对少量的ni和/或co。例如，在一种形式中，fe-c-cu合金可以基本上不含镍(ni)，并且可以包含按重量计小于0.2％，优选地小于0.05％并且更优选地小于0.01％的ni。另外，fe-c-cu合金可以基本上不含钴(co)，并且可以包含按重量计小于0.2％，优选地小于0.05％并且更优选地小于0.01％的co。在另一种形式中，fe-c-cu合金可以包含相对少量的ni和/或co.例如，fe-c-cu合金中ni的重量分数和co的重量分数各自可以小于铁基合金中cu的重量分数。在一个具体示例中，fe-c-cu合金中ni的重量分数和co的重量分数各自可以小于fe-c-cu合金中cu的重量分数的一半。
在旨在不受到理论约束的前提下，所认为的是，当fe-c-cu合金用作增材制造工艺中的构造材料时，由于在增材制造工艺中通常会经历相对较高的冷却速率，因此，无需向fe-c-cu合金添加镍来防止或抑制热脆性。更具体地，所认为的是，当fe-c-cu合金以在增材制造工艺中通常经历的相对较高的冷却速率进行冷却时，铜没有足够的时间从固溶体扩散并沿着铁基体内的晶界聚集，由此抑制了通常与热脆性相关的晶间裂纹。例如，在典型的增材制造工艺中，能量束是用于依次熔化约0.001立方毫米或更小的相对小体积的构造材料。在此之后，这些相对小体积的熔化构造材料以等于或大于106摄氏度/秒的冷却速率快速地骤冷并再次凝固。另一方面，铸态钢坯的体积可以是约2×108立方毫米或更大，并且可以在10摄氏度每秒至103摄氏度每秒的范围内以相对缓慢的冷却速率凝固。
包含fe-c-cu合金并经由增材制造工艺形成的三维制品初始可以表现出包含板条马氏体的细晶粒的均匀显微组织。然而，在经受回火热处理时，fe-c-cu合是配制来获得具备高机械强度和断裂韧性的析出强化显微组织。更具体地，在经受回火热处理时，fe-c-cu合金是配制来获得包含板条马氏体基体相和铜析出相的细晶粒显微组织。合适的回火热处理可以包括将fe-c-cu合金在0.5小时至12小时内加热到450℃至600℃的温度，从而通过一致的纳米级铜基颗粒沿着位错和沿着板条马氏体显微组织内的晶界的非均匀析出来影响铜析出相的形成。所形成的铜基颗粒可以是球形的，并且可以具有1-100nm范围内的平均粒径。在一种形式中，铜基颗粒可以具有小于3nm的平均粒径。在形成了铜析出相之后，fe-c-cu合金在环境温度下可以表现出800mpa至1500mpa的拉伸强度。
如本文所用，术语“铜基”广泛地是指其中铜按重量计是作为材料中的单一最大组分的材料。例如，铜基材料可以包含大于50wt％的铜，或者铜基材料可以包含小于50wt％的铜，只要铜按重量计是材料的单一最大组分即可。在一种形式中，铜基材料可以包含100wt％的铜。
在fe-c-cu合金包含一种或多种碳化物形成元素(例如，mo、v和/或cr)的实施例中，包含fe-c-cu合金并经由增材制造工艺形成的三维制品初始可以表现出包含板条马氏体的细晶粒的均匀显微组织。然而，在经受回火热处理时，fe-c-cu合金可以是配制来获得包含板条马氏体基体相、铜析出相和m2c碳化物析出相的显微组织。合适的回火热处理可以包括将fe-c-cu合金在0.5小时至48小时内加热到450℃至600℃的温度，从而影响铜析出相和m2c碳化物析出相在板条马氏体基体相内的形成。铜析出相可以包含铜基材料的纳米级颗粒，而m2c碳化物析出相可以包含纳米级m2c碳化物颗粒。铜析出相和m2c碳化物析出相可以沿着位错并沿着板条马氏体基体相内的晶界非均匀地分布。在形成了铜析出相和m2c碳化物析出相之后，fe-c-cu合金在环境温度下可以表现出2000mpa至3000mpa的拉伸强度。
在为了防止热脆性和/或达到期望的ms温度而包含镍和钴并且还包含一种或多种碳化物形成元素的现有fe-c-cu合金中，fe-c-cu合金中钴的存在可以在回火期间增强碳化物成核。不过，当目前公开的fe-c-cu合金形成为粉末并在增材制造工艺中用作构造材料以形成三维制品时，fe-c-cu合金无需添加钴来在回火期间在板条马氏体基体相内实现纳米级m2c碳化物颗粒的有效成核。在旨在不受到理论约束的前提下，所认为的是，在不存在钴或存在相对少量的钴的情况下，cu基析出物可以通过如下方式在回火期间对m2c碳化物析出相在板条马氏体基体相内的形成产生催化作用：提供纳米级m2c碳化物颗粒在板条马氏体基体相内形成的成核位点。
在fe-c-cu合金经受回火热处理之后，可以将合金逐渐冷却至环境温度(例如，25℃)。
在一些实施例中，可以在开始回火热处理之前对fe-c-cu合金进行固溶热处理。可以通过进行固溶热处理来将任何析出相溶解到固溶体中，其中这些析出相可能在前一工艺步骤期间沿着板条马氏体显微组织中的晶界偏析并形成。例如，可以在使用增材制造工艺从fe-c-cu合金形成制品之后但却在制品经受回火热处理之前对三维制品进行固溶热处理。合适的固溶热处理可以包括在1000℃至1250℃的温度下加热fe-c-cu合金1至12小时。此后，优选地以相对快的冷却速率骤冷或冷却fe-c-cu合金，从而防止或最小化沿着板条马氏体显微组织中的晶界形成析出相。通过在水、油或合适的骤冷气体中对fe-c-cu合金进行骤冷可以实现合适的冷却速率。
例如，在先前的处理步骤尚未使得析出相沿着fe-c-cu合金的板条马氏体显微组织中的晶界偏析和/或形成的实施例中，可以省略掉固溶热处理。
通过将fe-c-cu合金形成为粉末材料，fe-c-cu合金可以被制备来用于增材制造工艺。适合用于增材制造工艺的粉末材料可以包含fe-c-cu合金的平均粒径为5μm至100μm的球形颗粒。在一种形式中，可以使用雾化工艺将fe-c-cu合金形成为这种粉末。在雾化工艺中，可以熔化一定体积的材料(包括对应量的fe-c-cu合金的所有成分)，以产生一定体积的熔化fe-c-cu合金材料。熔化fe-c-cu合金材料可以具有1500至1700℃的温度，并且可以借助于高压气体或液体通过喷嘴进行喷射，由此形成熔化fe-c-cu合金的微小液滴。熔化fe-c-cu合金液滴可以通过与冷却介质(例如，水、水和乙醇的混合物或者保护性气体)相接触而快速地骤冷，形成fe-c-cu合金的呈现出期望尺寸和形状的固体粉末颗粒。
fe-c-cu合金颗粒可以在增材制造工艺中用作构造材料，以通过逐层构建三维制品的方式来形成该制品。在一种形式中，每个fe-c-cu合金颗粒可以具有相同的化学组成。因此，fe-c-cu合金颗粒可以与包括颗粒混合物的在增材制造工艺中使用的其他粉末材料区分开来，其中该混合物中的一些颗粒具有与其他颗粒不同的化学组成。
合适的增材制造工艺通过将颗粒暴露于能量束(例如，高功率激光或电子束)下来引发fe-c-cu合金颗粒的熔合，这样使得颗粒熔合在一起而形成整体的固体物质：不熔化(例如，固态烧结)、部分熔化(例如，液相烧结)、在液相中完全地熔化和熔合、或者将粘合剂施加到颗粒(例如，间接熔合和粘合剂喷射)。可以在1500至1700℃的温度下将fe-c-cu合金颗粒完全地熔化成熔化fe-c-cu合金材料。
在一种形式中，fe-c-cu合金粉末可以用于经由粉床熔融成型工艺形成三维制品。在这种情况下，具有期望厚度的fe-c-cu合金颗粒层可以在工作表面上展开。然后，高功率能量束(例如，激光束或电子束)可以指向工作表面上的颗粒并沿计算机控制路径前进，从而沿着该路径局部地熔化和熔合颗粒。计算机控制路径可以对应于待形成制品的二维横截面或切片，并且可以建立在制品的三维计算机辅助设计(cad)数据的基础上。当能量束沿着路径前进时，一定体积的熔化fe-c-cu合金材料紧随能量束快速地凝固，从而留下再次凝固的fe-c-cu合金材料的整体固体物质。该一定体积的熔化fe-c-cu合金材料可以紧随能量束以大于或等于104摄氏度/秒的冷却速率快速地凝固。在一些具体示例中，一定体积的熔化fe-c-cu合金材料可以紧随能量束以大于或等于105摄氏度每秒或大于或等于106摄氏度每秒的冷却速率快速地凝固。此后，工作表面可以下降到与下一颗粒层的高度相等的深度，并且另一fe-c-cu合金颗粒层可以在工作表面上方以及工作表面上的再次凝固的fe-c-cu合金材料上方展开。能量束可以再次指向工作表面上的新沉积的颗粒，并沿着计算机控制路径前进，以沿着该路径局部地熔化和熔合颗粒。当新沉积的颗粒熔化并彼此熔合时，熔化fe-c-cu合金材料的选定区域也可以熔合到先前形成的再次凝固的fe-c-cu合金材料层上，由此形成整体的固体物质。连续的fe-c-cu合金颗粒层可以沉积在工作表面上并依次熔合在一起，直到形成整个三维制品为止。
在另一种形式中，fe-c-cu合金粉末可以用于经由定向能量沉积工艺形成三维制品。在这种情况下，可以将fe-c-cu合金颗粒供应到喷嘴处并通过此喷嘴沉积到形式为具有期望厚度的层的工作表面上。fe-c-cu合金颗粒可以仅在需要颗粒的区域中沉积在工作表面上，从而形成待形成制品的二维横截面或切片。然后，能量束(例如，激光束或电子束)可以直接指向工作表面上的fe-c-cu合金颗粒，以便局部地熔化颗粒并将其熔合在一起。当能量束扫描工作表面上的fe-c-cu合金颗粒时，一定体积的熔化fe-c-cu合金材料紧随能量束快速地凝固，从而留下再次凝固的fe-c-cu合金材料的整体固体物质。例如，该一定体积的熔化fe-c-cu合金材料可以紧随能量束以大于或等于104摄氏度/秒的冷却速率快速地凝固。在一些具体示例中，一定体积的熔化fe-c-cu合金材料可以紧随能量束以大于或等于105摄氏度每秒或大于或等于106摄氏度每秒的冷却速率快速地凝固。后续的fe-c-cu合金颗粒层可以在工作表面上沉积、熔化和再次凝固，直到形成整个三维制品为止。
fe-c-cu合金粉末可以用于上述增材制造工艺或者任何其他合适的增材制造工艺中，以便由其形成三维制品。在此之后，可以对三维制品进行本文所述的回火热处理或者进行固溶热处理和回火热处理，从而在三维制品内获得包含板条马氏体基体相、铜析出相以及任选地m2c碳化物析出相的析出强化显微组织。
以上对优选示例性实施例、各方面和具体示例的描述在本质上仅是描述性的；它们并非旨在限制随后的权利要求的范围。除非在说明书中另有明确地说明，否则所附权利要求中使用的每个术语应当被赋予其普通和惯用的含义。