低密度超高强度钢(LD-UHSS)在汽车和航空航天部件的轻量化设计中引起了极大的研究兴趣。然而，由于铝(Al)的夹杂导致其成形性和可焊性差，限制了其应用。清华大学陈浩等学者在Additive Manufacturing 期刊中发表了“In-situ alloyed ultrahigh strength steels via additive manufacturing”一文，提出了一种利用激光粉末床熔合原位合金化技术设计和制造一系列低密度超高强度钢的方法。本期谷.专栏将简要分享这项研究的亮点。

论文链接：

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

铝的加入不仅降低了新设计的LD-UHSS的密度，而且通过B2相的析出显著增强了钢的强度。此外，激光增材制造导致在马氏体相的胞壁处形成细小的亚稳保留奥氏体，有助于提高延展性。与传统低密度钢相比，LD-UHSS的δ-铁素体相强度显著提高，这是由于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，开发的LD-UHSS中的B2相结构更精细，进一步增强了基体。然而，需要注意的是，铝的过量添加会导致钢的脆性，这是由于B2相的大量析出和δ-铁素体的增加。增材制造为生产LD-UHSS提供了一条可行的途径，通过定制B2相、亚稳奥氏体和δ-铁素体等关键相，有效地优化了LD-UHSS的力学性能。这项研究为开发用于各种工业应用的轻质、高强度钢开辟了新的途径。

 研究背景

航空航天和汽车工业对轻量化结构材料有巨大的需求，因为它们可以减少燃料消耗，提高有效载荷能力，延长使用寿命。超高强度钢(UHSS)作为结构构件在这些领域得到了广泛的应用。铝(Al)是用于低密度钢的主要合金元素，仅添加1%重量百分比的铝就可以使钢密度降低1.3%。在钢中加入铝不仅降低了钢的密度，而且通过形成金属间化合物有效地强化了基体。然而，高铝含量的Fe-Mn-Al-C低密度钢的铸造和加工面临着巨大的挑战。这些合金的高锰含量和伴随的蒸气压使其冶金加工异常困难。在传统的低密度钢中，高铝的添加量导致炼钢过程中的钢质量低下，而在连铸时，液态氧化铝的存在会导致喷嘴堵塞。此外，传统的低密度钢具有较差的成形性和可焊性。Sohn等研究了高铝含量低密度钢的开裂现象。

为了克服与低密度钢制造相关的问题，增材制造-3D打印已经成为生产新型低密度钢的一种有前途的技术。激光粉末床熔融(L-PBF) 增材制造技术为低密度钢的生产提供了一条新途径，解决了传统高铝合金低密度钢铸造过程中面临的一些难题。L-PBF的一个显著优点是其原位冶金工艺，避免了在铸造过程中遇到的低密度钢中铝含量高的问题。由于热加工阶段的原因，在传统的低密度钢中很难消除(Al, Mn, Fe)氧化物的存在，而在L-PBF中避免了这些氧化物的存在，因为它是在氧气含量极低的气体保护气氛中进行的。L-PBF技术可以高效制造低密度钢，具有同时具备优良性能，而且方便大量生产。

传统的铸造工艺需要大量的重复试验来达到所需的化学成分。相比之下，激光增材制造提供了一种方便有效的方法，通过混合粉末原位合金化来快速测试打印性和成分。由于不含铬元素，传统超高频钢的耐腐蚀和抗氧化性能较差。因此，通过铬的加入，使用这类材料制造的超高频卫星系统在恶劣条件下的服务性能会得到改善。铝是一种强铁氧体前体，在激光增材制造UHSS过程中，随着铝含量的增加，形成δ-铁氧体的倾向会增加，从而增强了它的脆性，增加了激光增材制造过程中的开裂倾向。因此，适当的铝含量对于激光增材制造是必要的。除铝外，钛(Ti)元素的掺入也可以降低钢的密度，而不会显著影响相成分。

本文介绍了低密度超高强度钢(LD-UHSS)的研究现状，重点介绍了低密度超高强度钢的设计概念、微观结构特征和力学性能。主要目的是探讨LD-UHSS的成分设计标准和潜在的强化机制。为了实现这一目标，研究团队及采用激光增材制造技术开发了一种具有原位合金化Fe-Ni-Cr-Al-Ti成分的新型低密度超高强度钢（LD-UHSS）。研究团队对3D打印钢的显微组织和力学性能进行了深入研究。此外，本文还讨论了铝元素对LD-UHSS组织和力学性能的影响，以及所开发的LD-UHSS所表现出的强化机制。

 图文简析

图1
(a) HA11混合粉末的SEM图像，(b) EDS图像显示相应的Fe, Al, Co, Cr, Ni, Ti和Mo元素分布。(i) HA11 LD-UHSS样品，(j) HA11 LD-UHSS样品的OM图像和(k) HA11 LD-UHSS样品的SEM图像。

图2
3D打印样品(a, d) HA11， (b, e) HA12和(c, f) HA14的EBSD IPF和IQ图像。

图3
(a) HA11、(b) HA12、(c) HA14在不同条件下的拉伸应力-应变曲线。HA11试样断口形貌SEM图:(d)打印后，(e) 450℃时效10 min， (f) 450℃时效15 min。

图 4

STEM结果显示HA11在400 ℃时效1 h的马氏体相中的胞状结构：( a )胞状结构的BF图像和( b )胞状结构的DF图像 ( c )放大b的BF图像和( d )对应的胞壁的SADP图像 ( e )显示TiC析出相的HADDF图像和( f )相应的元素分布的EDS图( g ) HADDF图像显示具有TiC沉淀的胞状结构和( h )相应的元素分布的EDS图。

图5

AB试样AlNi6TiZr合金的晶粒形貌、晶界分布和晶粒尺寸分布:(a-c);(d-f)为时效处理的标本。

图6
TEM结果表明，在400 ℃时效1 h后，HA11马氏体相中形成了纳米尺寸的B2相：( a )马氏体相中的胞状结构，( b )胞状结构内部的SADP图像，( c ) B2相的CDF图像。( d )马氏体相的HRTEM图像和相应的( e ) FFT图像和( f ) d中标记区域的放大HRTEM图像。

图7
400℃时效1h的HA11马氏体中B2析出相的APT分析:(a) 21 at% (Ni+Al)等浓度表面B2析出相的APT表征，(b) B2析出相平均组成的接近直方图。

图8
在400℃时效1 h后，HA11的δ-铁素体相的析出相由STEM图像显示:(a) δ-铁素体相的DF图像和(b) δ-铁素体相的HADDF图像，TiC析出相(c)在δ-铁素体晶粒内，(d)在晶界。(e) c中黄色方框所示区域元素分布的EDS图，(f) d中元素分布的EDS图。(g) δ-铁氧体相的BF图(插入相应的SADP图)，(h) B2相的CDF图，(i) δ-铁氧体的HRTEM图(插入相应的黄色方框所示区域的FFT图)，(j) i中所示区域的放大HRTEM图。

图9

用thermocalc 2023a计算(a) HA11和(b) HA14的平衡相分数作为温度的函数。拉伸试验中，HA11在450℃时效10 min后，在应变为4.6%时中断，裂纹源在δ-铁素体相萌生:(c, f)裂纹源SE图及相应的(d, g) IQ图和(e, h) IPF图。

图10

通过纳米压痕试验获得了不同条件下δ-铁素体相和马氏体相的硬度。

图11
(a)根据Scheil-Gulliver模型计算的凝固过程中溶质元素的分配情况。(b)不同条件下奥氏体相含量的XRD结果。(c) HA11在400℃时效1 h后的IPF图像和相应的(d) IQ +相图像。

 结论

L-PBF增材制造原位合金化制备的低密度超高强度钢（LD-UHSS）具有良好的力学性能，屈服强度1325 MPa，抗拉强度1663 MPa，均匀伸长率6.0%。值得关注的是，铝含量的增加对应着材料脆性的提高。这主要是由于δ-铁素体含量的增加，晶粒内部形成的B2相的致密性、脆性和沿晶界析出的TiC颗粒，δ-铁素体在变形过程中成为其开裂的来源。此外，时效处理过程中基体中大量析出的B2相，也在一定程度上促进了其脆性提高。

原论文信息：

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.

(责任编辑：admin)

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