激光粉末床熔合原位合金化技术设计和制造LD-UHSS的方法

简介：低密度超高强度钢（LD-UHSS）引起了汽车和航空航天部件轻量化设计的极大研究兴趣。 然而，铝（Al）的加入导致其成型性和焊接性较差，限制了其应用。 本文提出了一种利用激光粉末床熔融原位合金化技术设计和制造一系列LD-UHSS的方法。 铝的添加不仅降低了新设计的LD-UHSS的密度，而且还通过B2相的析出显着增强了钢的强度。 此外，激光增材制造会在马氏体相的细胞壁处形成细小的亚稳态残余奥氏体，这有助于提高延展性。 与传统低密度钢相比，LD-UHSS的δ铁素体相强度显着提高。 这是由于LD-UHSS的晶粒尺寸较小，且存在大量析出相，有利于提高加工硬化能力。 此外，所开发的LD-UHSS中的B2相结构更细，进一步强化了基体。 但应注意，过量添加铝会因B2相的大量析出和δ铁素体的增加而导致钢的脆性。 增材制造为生产LD-UHSS提供了一种可行的方法，通过定制B2相、亚稳奥氏体和δ铁素体等关键相，有效优化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途径。

航空航天和汽车行业对轻质结构材料有巨大的需求，因为它们可以降低燃料消耗、增加有效载荷能力并延长使用寿命。 超高强度钢（UHSS）已广泛用作这些领域的结构部件。 铝（Al）是低密度钢中使用的主要合金元素。 仅添加 1% 重量的铝即可使钢的密度降低 1.3%。 在钢中添加铝不仅可以降低钢的密度，而且可以通过形成金属间化合物有效强化基体。 然而，高铝含量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得冶金加工极其困难。 在传统的低密度钢中，高铝添加量会导致炼钢过程中钢材质量较差，而在连铸过程中，液态氧化铝的存在会导致水口堵塞。 另外，传统的低密度钢的成型性和焊接性较差。 索恩等人。 研究了高铝含量低密度钢的开裂现象。

为了克服低密度钢制造的相关问题，增材制造，尤其是 3D 打印，已成为生产新型低密度钢的一种有前景的技术。 激光粉末床熔融 (L-PBF) 是一种先进的增材制造技术，用于利用粉末制造 3D 金属零件。 它是制造业中一项快速发展的技术。 在 L-PBF 中，使用高功率激光束按照预定义的计算机辅助设计 3D 模型逐层熔化粉末。 L-PBF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问题。 L-PBF的一个显着优点是其原位冶金工艺，避免了铸造过程中遇到的低密度钢铝含量高的问题。 由于热加工阶段，传统低密度钢中很难消除（Al、Mn、Fe）氧化物的存在，而L-PBF中则避免了这些氧化物的存在，因为它是在极低的氧气下生产的内容。 在低气体保护气氛下进行。 L-PBF技术可以高效制造低密度钢，既具有优异的性能，又便于批量生产。

传统的铸造工艺需要大量的试验和错误才能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，通过混合粉末并在原位将它们合金化来快速测试适印性和丝网成分。 由于不含铬，传统超高频钢的耐腐蚀性和抗氧化性较差。 因此，通过铬的添加，将提高特高频卫星系统在恶劣条件下的使用性能。 铝是一种强铁素体前体。 在激光增材制造UHSS工艺过程中，随着铝含量的增加，形成δ铁素体的倾向增加，从而增强其脆性，增加激光增材制造工艺的难度。 制造过程中容易破裂。 因此，适当的铝含量对于激光增材制造是必要的。 除铝外，掺入钛（Ti）元素也可以降低钢的密度，而不会显着影响相组成。

本文介绍了低密度超高强钢（LD-UHSS）的研究现状，重点介绍了低密度超高强钢的设计理念、显微组织特征和力学性能。 主要目的是探索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，采用激光增材制造技术开发了一种具有原位合金 Fe-Ni-Cr-Al-Ti 成分的新型 LD-UHSS。 对印刷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结构和力学性能的影响，以及所开发的LD-UHSS所表现出的强化机制。

清华大学陈浩教授等人的相关研究成果发表在《Additive Manufacturing》杂志上，标题为“In-situ Alloyed Ultrahigh Strength Steels via Additive Manufacturing”。

如图1所示。（a）HA11混合粉末的SEM图像，（b）EDS图像显示Fe、Al、Co、Cr、Ni、Ti和Mo的相应元素分布。（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。

如图 2 所示。构建了样品 (a, d) HA11、(b, e) HA12 和 (c, f) HA14 的 EBSD IPF 和 IQ 图像。

如图3所示。(a)HA11、(b)HA12、(c)HA14在不同条件下的拉伸应力-应变曲线。 HA11样品断口形貌的SEM图像：(d)完成后，(e)在450℃时效10分钟，(f)在450℃时效15分钟。

如图4所示。(a)HA11、(b)HA12、(c)HA14在不同条件下的拉伸应力-应变曲线。 HA11样品断口形貌的SEM图像：(d)完成后，(e)在450℃时效10分钟，(f)在450℃时效15分钟。

图5 AB样品AlNi6TiZr合金的晶粒形貌、晶界分布和晶粒尺寸分布：(ac)； (df) 是老化样本。

图 6 TEM结果显示，400℃时效1 h后，HA11的马氏体相中出现了TiC析出的胞壁：(a)TiC析出胞壁的BF图，(b)HA11的DF图细胞壁上有TiC沉淀。 (c) 精细奥氏体包裹 TiC 的 HRTEM 图像和 (d) 相应的放大图像。 c (e)区域①中的TiC和(f)区域②、(g)区域③和(h)区域④中的奥氏体的SADP图像。 (i) TiC、(j) TiC 和奥氏体相界、(k) 奥氏体相的 HRTEM 图像。

图 7. HA11 马氏体中 400°C 时效 1 h 中 B2 析出相的 APT 分析：(a) 等浓度 21 at% (Ni+Al) 时表面 B2 析出相的 APT 表征，( b) 接近直方图的 B2 沉淀相的平均组成。

图8 400℃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 -铁素体相图像，TiC 沉淀物 (c) 在 δ 铁素体晶粒内，(d) 在晶界处。 (e) c中黄框所示区域的元素分布EDS图，(f) d中元素分布的EDS图。 （g）δ-铁素体相的BF图像（插入相应的SADP图像），（h）B2相的CDF图像，（i）δ-铁素体的HRTEM图像（插入黄色框指示的相应区域）FFT图像), (j) i 所示区域的放大 HRTEM 图像。

图 9 使用 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分钟后，应变达到4.6%时中断，裂纹源起始于δ-铁素体相：(c，f)裂纹源SE图以及相应的 (d, g) IQ 图和 (e, h) IPF 图。

图10通过纳米压痕测试显示了不同条件下δ-铁素体相和马氏体相的硬度。

图11. 3(a)根据Scheil-Gulliver模型计算的凝固过程中溶质元素的分布。 (b)不同条件下奥氏体相含量的XRD结果。 HA11 在 400°C 老化 1 小时后的 (c) IPF 图像和相应的 (d) IQ + 相位图像。

结论：L-PBF原位合金化制备的LD-UHSS具有良好的力学性能，屈服强度为1325 MPa，抗拉强度为1663 MPa，均匀伸长率为6.0%。 值得注意的是，铝含量的增加对应着材料脆性的增加。 这主要是由于δ-铁素体含量增加，晶粒内部形成的B2相致密而脆，TiC颗粒沿晶界析出。 δ-铁素体成为变形过程中的裂纹源。 另外，时效处理时基体中析出的大量B2相也在一定程度上促进了其脆性。