低密度超高強度鋼(LD-UHSS)在汽車和航空航天部件的輕量化設計中引起了極大的研究興趣。然而，由于鋁(Al)的夾雜導致其成形性和可焊性差，限制了其應用。清華大學陳浩等學者在Additive Manufacturing 期刊中發表了“In-situ alloyed ultrahigh strength steels via additive manufacturing”一文，提出了一種利用激光粉末床熔合原位合金化技術設計和制造一系列低密度超高強度鋼的方法。本期谷.專欄將簡要分享這項研究的亮點。

論文鏈接：

https://www.sciencedirect.com/science/article/pii/S2214860423004384

鋁的加入不僅降低了新設計的LD-UHSS的密度，而且通過B2相的析出顯著增強了鋼的強度。此外，激光增材制造導致在馬氏體相的胞壁處形成細小的亞穩保留奧氏體，有助于提高延展性。與傳統低密度鋼相比，LD-UHSS的δ-鐵素體相強度顯著提高，這是由于LD-UHSS的晶粒尺寸更小，且存在大量析出相，有助于提高加工硬化能力。此外，開發的LD-UHSS中的B2相結構更精細，進一步增強了基體。然而，需要注意的是，鋁的過量添加會導致鋼的脆性，這是由于B2相的大量析出和δ-鐵素體的增加。增材制造為生產LD-UHSS提供了一條可行的途徑，通過定制B2相、亞穩奧氏體和δ-鐵素體等關鍵相，有效地優化了LD-UHSS的力學性能。這項研究為開發用于各種工業應用的輕質、高強度鋼開辟了新的途徑。

 研究背景

航空航天和汽車工業對輕量化結構材料有巨大的需求，因為它們可以減少燃料消耗，提高有效載荷能力，延長使用壽命。超高強度鋼(UHSS)作為結構構件在這些領域得到了廣泛的應用。鋁(Al)是用于低密度鋼的主要合金元素，僅添加1%重量百分比的鋁就可以使鋼密度降低1.3%。在鋼中加入鋁不僅降低了鋼的密度，而且通過形成金屬間化合物有效地強化了基體。然而，高鋁含量的Fe-Mn-Al-C低密度鋼的鑄造和加工面臨著巨大的挑戰。這些合金的高錳含量和伴隨的蒸氣壓使其冶金加工異常困難。在傳統的低密度鋼中，高鋁的添加量導致煉鋼過程中的鋼質量低下，而在連鑄時，液態氧化鋁的存在會導致噴嘴堵塞。此外，傳統的低密度鋼具有較差的成形性和可焊性。Sohn等研究了高鋁含量低密度鋼的開裂現象。

為了克服與低密度鋼制造相關的問題，增材制造-3D打印已經成為生產新型低密度鋼的一種有前途的技術。激光粉末床熔融(L-PBF) 增材制造技術為低密度鋼的生產提供了一條新途徑，解決了傳統高鋁合金低密度鋼鑄造過程中面臨的一些難題。L-PBF的一個顯著優點是其原位冶金工藝，避免了在鑄造過程中遇到的低密度鋼中鋁含量高的問題。由于熱加工階段的原因，在傳統的低密度鋼中很難消除(Al, Mn, Fe)氧化物的存在，而在L-PBF中避免了這些氧化物的存在，因為它是在氧氣含量極低的氣體保護氣氛中進行的。L-PBF技術可以高效制造低密度鋼，具有同時具備優良性能，而且方便大量生產。

傳統的鑄造工藝需要大量的重復試驗來達到所需的化學成分。相比之下，激光增材制造提供了一種方便有效的方法，通過混合粉末原位合金化來快速測試打印性和成分。由于不含鉻元素，傳統超高頻鋼的耐腐蝕和抗氧化性能較差。因此，通過鉻的加入，使用這類材料制造的超高頻衛星系統在惡劣條件下的服務性能會得到改善。鋁是一種強鐵氧體前體，在激光增材制造UHSS過程中，隨著鋁含量的增加，形成δ-鐵氧體的傾向會增加，從而增強了它的脆性，增加了激光增材制造過程中的開裂傾向。因此，適當的鋁含量對于激光增材制造是必要的。除鋁外，鈦(Ti)元素的摻入也可以降低鋼的密度，而不會顯著影響相成分。

本文介紹了低密度超高強度鋼(LD-UHSS)的研究現狀，重點介紹了低密度超高強度鋼的設計概念、微觀結構特征和力學性能。主要目的是探討LD-UHSS的成分設計標準和潛在的強化機制。為了實現這一目標，研究團隊及采用激光增材制造技術開發了一種具有原位合金化Fe-Ni-Cr-Al-Ti成分的新型低密度超高強度鋼（LD-UHSS）。研究團隊對3D打印鋼的顯微組織和力學性能進行了深入研究。此外，本文還討論了鋁元素對LD-UHSS組織和力學性能的影響，以及所開發的LD-UHSS所表現出的強化機制。

 圖文簡析

圖1
(a) HA11混合粉末的SEM圖像，(b) EDS圖像顯示相應的Fe, Al, Co, Cr, Ni, Ti和Mo元素分布。(i) HA11 LD-UHSS樣品，(j) HA11 LD-UHSS樣品的OM圖像和(k) HA11 LD-UHSS樣品的SEM圖像。

圖2
3D打印樣品(a, d) HA11， (b, e) HA12和(c, f) HA14的EBSD IPF和IQ圖像。

圖3
(a) HA11、(b) HA12、(c) HA14在不同條件下的拉伸應力-應變曲線。HA11試樣斷口形貌SEM圖:(d)打印后，(e) 450℃時效10 min， (f) 450℃時效15 min。

圖 4

STEM結果顯示HA11在400 ℃時效1 h的馬氏體相中的胞狀結構：( a )胞狀結構的BF圖像和( b )胞狀結構的DF圖像 ( c )放大b的BF圖像和( d )對應的胞壁的SADP圖像 ( e )顯示TiC析出相的HADDF圖像和( f )相應的元素分布的EDS圖( g ) HADDF圖像顯示具有TiC沉淀的胞狀結構和( h )相應的元素分布的EDS圖。

圖5

AB試樣AlNi6TiZr合金的晶粒形貌、晶界分布和晶粒尺寸分布:(a-c);(d-f)為時效處理的標本。

圖6
TEM結果表明，在400 ℃時效1 h后，HA11馬氏體相中形成了納米尺寸的B2相：( a )馬氏體相中的胞狀結構，( b )胞狀結構內部的SADP圖像，( c ) B2相的CDF圖像。( d )馬氏體相的HRTEM圖像和相應的( e ) FFT圖像和( f ) d中標記區域的放大HRTEM圖像。

圖7
400℃時效1h的HA11馬氏體中B2析出相的APT分析:(a) 21 at% (Ni+Al)等濃度表面B2析出相的APT表征，(b) B2析出相平均組成的接近直方圖。

圖8
在400℃時效1 h后，HA11的δ-鐵素體相的析出相由STEM圖像顯示:(a) δ-鐵素體相的DF圖像和(b) δ-鐵素體相的HADDF圖像，TiC析出相(c)在δ-鐵素體晶粒內，(d)在晶界。(e) c中黃色方框所示區域元素分布的EDS圖，(f) d中元素分布的EDS圖。(g) δ-鐵氧體相的BF圖(插入相應的SADP圖)，(h) B2相的CDF圖，(i) δ-鐵氧體的HRTEM圖(插入相應的黃色方框所示區域的FFT圖)，(j) i中所示區域的放大HRTEM圖。

圖9

用thermocalc 2023a計算(a) HA11和(b) HA14的平衡相分數作為溫度的函數。拉伸試驗中，HA11在450℃時效10 min后，在應變為4.6%時中斷，裂紋源在δ-鐵素體相萌生:(c, f)裂紋源SE圖及相應的(d, g) IQ圖和(e, h) IPF圖。

圖10

通過納米壓痕試驗獲得了不同條件下δ-鐵素體相和馬氏體相的硬度。

圖11
(a)根據Scheil-Gulliver模型計算的凝固過程中溶質元素的分配情況。(b)不同條件下奧氏體相含量的XRD結果。(c) HA11在400℃時效1 h后的IPF圖像和相應的(d) IQ +相圖像。

 結論

L-PBF增材制造原位合金化制備的低密度超高強度鋼（LD-UHSS）具有良好的力學性能，屈服強度1325 MPa，抗拉強度1663 MPa，均勻伸長率6.0%。值得關注的是，鋁含量的增加對應著材料脆性的提高。這主要是由于δ-鐵素體含量的增加，晶粒內部形成的B2相的致密性、脆性和沿晶界析出的TiC顆粒，δ-鐵素體在變形過程中成為其開裂的來源。此外，時效處理過程中基體中大量析出的B2相，也在一定程度上促進了其脆性提高。

原論文信息：

Xiaopei Wang, Weiting Li, Yingjie Yao, Luyao Fan, Jinhua Wang, Weiyi Wang, Pengyu Wen, Zhigang Yang, Hao Chen,In-situ alloyed ultrahigh strength steels via additive manufacturing,Additive Manufacturing,Volume 77,2023,103825,ISSN 2214-8604,

https://doi.org/10.1016/j.addma.2023.103825.

(責任編輯：admin)

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