任香會，張文杰，易耀勇，高世一，劉 丹

(1.廣東省焊接技術研究所(廣東省中烏研究院)技術裝備研發(fā)中心，廣州 510650；2.沈陽工業(yè)大學 材料科學與工程學院，沈陽 410083)

增材制造技術興起于20世紀80年代，根據載能束的不同，金屬增材制造技術可分為激光、電子束、電弧三類[1-2]。電弧增材制造技術(Wire Arc Additive Manufacture，WAAM)是一種利用逐層熔覆原理，采用熔化極惰性氣體保護焊接(MIG)、鎢極惰性氣體保護焊接(TIG)以及等離子體焊接電源(PA)等焊機產生的電弧為熱源[3-5]，通過絲材或粉末的添加，在程序的控制下，根據三維數字模型由線-面-體逐漸成形出金屬零件的先進數字化制造技術[6-8]。微束等離子弧焊與鎢極氬弧焊的電弧相比，微束等離子弧焊溫度比氬弧焊高2.5～3倍,可達16 000 ℃;能量更集中,焊縫熱影響區(qū)小,焊后變形很小[9-10]；微束等離子弧增材制造技術通常是以小于50A電流的等離子弧為熱源，通過熔絲或熔粉的方式在工件表面以擬定的路徑實現逐層材料的堆積[11]。激光、電子束增材制造技術的優(yōu)勢在于快速成形小尺寸精密復雜的構件，而電弧增材制造技術的優(yōu)勢在于大尺寸形狀較復雜構件的低成本、高效快速成形[12]。

不銹鋼具有良好的塑性、韌性、焊接性、耐化學腐蝕、耐高溫和力學性能等特性[13-14]，基于其良好的耐化學腐蝕性能，常用來制作耐蝕容器及設備襯里、輸送管道、耐硝酸的零部件等。在高溫下不銹鋼仍能保持其優(yōu)良的物理機械性能，在增材制造領域也被廣泛使用。不銹鋼粉末成型性好、制備工藝簡單且成本低廉，是最早應用于金屬增材制造的材料[15-16]。

目前開展不銹鋼增材制造研究，大多是采用不銹鋼粉末材質。開展不銹鋼絲材電弧增材制造研究相對很少，特別是針對308L不銹鋼材料就更少，為此，本文選用直徑0.8 mm的308L絲材進行了微束等離子弧的增材制造研究。

1 實驗材料及方法

試驗材料選用?0.8 mm的ER308L不銹鋼絲材，基板選用304不銹鋼合金，基板尺寸為200 mm×120 mm×8 mm，絲材的化學成分如表1所示，試驗中所用的增材制造系統(tǒng)如圖1所示，該系統(tǒng)由kuka KR C4控制柜、Fronius KD7000送絲機、kuka KR20-3工業(yè)機器人、SAF PLASMAFIX 51微束等離子弧焊接電源組成。

表1 ER308L不銹鋼焊絲成分

圖1 等離子弧增材制造系統(tǒng)

試驗采用焊接峰值電流48 A、占空比50%、基值電流24 A、送絲速度9 mm/s、焊接速度2 mm/s、焊絲距導電嘴距離2 mm、導電嘴距基板初始高度3.5 mm的參數，采用如圖2所示的兩種不同熔敷方式，進行ER308L不銹鋼絲材單道多層的增材制造。增材成形后，垂直于熔敷路徑方向、在試樣頂部、中部、底部各截取一個試樣，對截取的試樣進行金相試樣制備；距成型件邊緣10 mm的位置垂直截取寬15 mm、厚3 mm的硬度試樣；沿成型件熔敷方向截取拉伸試樣(如圖2所示)；分別采用Axio Imager M2m光學顯微鏡和Buehler VH1202顯微維氏硬度計對試樣的組織和硬度進行分析；采用GOPOINT GP-FS2000M電子式萬能試驗機測量試樣的抗拉強度，并測量試樣的斷后延伸率；采用FEI Quanta 250掃描電子顯微鏡觀察拉伸試樣斷口形貌。

圖2 不同的熔敷路徑和取樣形式

2 實驗結果及分析

2.1 成型對比

圖3是單向熔敷路徑和“Z”字熔敷路徑每10層冷卻一次所得的試樣，單向熔敷路徑成形時，前一道熔敷結束后，電弧熄弧再回到最初的起弧端重新起弧進行熔敷，依次重復同樣的路徑，之后每10層冷卻一次至室溫；“Z”字熔敷路徑是前一道熔敷結束后，電極直接升高無須熄弧，直接沿前一道相反的方向繼續(xù)熔敷，依次反復，同樣是每10層冷卻一次至室溫。從圖3可以看出，單向熔敷路徑時，隨著層高的不斷增加，由于熱量不斷地累積，堆積層末端的層高越來越小，熔滴在電弧壓力的作用下，形成飛濺，使液態(tài)金屬部分飛向焊道兩側，部分液態(tài)金屬落入熔池，致使起弧端和熄弧端之間的高度尺寸差逐漸增大，如圖3a所示，直接影響電弧的穩(wěn)定性。隨著堆積的高度不斷增加，電弧的穩(wěn)定性越來越差，最終導致后續(xù)無法堆積?！癦”字成形路徑熔敷時，焊道的受熱較均勻，且增加了冷卻環(huán)節(jié)，所以“Z”字成形路徑熔敷時試樣成型良好，如圖3b所示。

圖3 不同成形路徑得到的成形試樣

2.2 試樣的顯微組織

圖4為兩種熔敷路徑下成形試樣的微觀組織形貌，單向熔敷路徑和“Z”字熔敷路徑成形的試樣各部分組織均為奧氏體+鐵素體。圖4a、圖4b、圖4c為單向熔敷路徑的底部、中部、頂部金相組織。從圖4可以看出，底部和中部晶粒與頂部相比較為粗大，為長條形柱狀晶，晶粒沿試樣中心高度方向生長，層與層的熔合線附近的晶粒比焊道中心部位更為粗大。這是因為前一層焊道對后一層焊道有預熱作用，后一層焊道對前一層焊道邊緣也有加熱作用，層與層之間熱量的相互作用，使焊道的冷卻時間延長，延長了晶粒生長的時間。同時，后一層焊道對前一層焊道的表層部位有重熔作用，所以熔合線附近的晶粒要大于焊道內部的晶粒尺寸。試樣頂部的組織相比于底部和中部較為細小，是因為頂部只受到前一層焊道的預熱作用，并未受到后一層的繼續(xù)加熱，相比于低部和中部，大大縮短了冷卻時間，所以晶粒較為細小，等軸晶和柱狀晶并存。

圖4 不同熔敷路徑不同位置微觀組織

圖4d、4e、4f為“Z”字熔敷路徑成形試樣的底部、中部、頂部組織形貌。從圖4可以看出，晶粒的生長方向和大小與單向熔敷路徑的組織相似，也是底部與中部組織較為粗大，頂部較為細小。不同之處在于，“Z”字熔敷路徑成形試樣的組織能看出明顯的交錯，單向熔敷路徑時晶粒生長的方向具有一定的規(guī)律，即沿中心位置向高度方向生長，以柱狀晶為主，厚度方向邊緣位置以等軸晶為主，δ相由中心位置的鏈狀、長條狀變?yōu)檫吘壩恢玫臄嗬m(xù)、不完整的網狀和島狀。

2.3 試樣的斷口分析

圖5為兩種熔敷路徑下拉伸試樣的斷口，可觀察到明顯的韌窩存在，均為韌性斷裂，較為均勻，“Z”字熔敷路徑拉伸試樣斷口較深。通過電鏡可以觀察到在韌窩中有粒子存在，對圖5b中韌窩A中的粒子做能譜點掃描，其中元素質量分數：C含量0.29%，Si含量0.31%，Cr含量22.1%，Mn含量2.39%，均比原含量有所升高，Ni含量8.41%，比原含量有所降低。在試樣的成形過程中，先期熔敷的金屬材料在熱循環(huán)的重復作用下，其成分含量發(fā)生改變析出二次相，而這樣的二次相是拉伸過程產生微觀裂紋引發(fā)試樣斷裂的主要因素之一。

圖5 拉伸試樣斷口

2.4 試樣的力學性能

圖6為兩種熔敷路徑的非標拉伸試樣，試樣的取樣方向如圖2所示，單向熔敷路徑拉伸試樣的強度平均值484.55 MPa，經過測量其延伸率為37.78%；“Z”字熔敷路徑拉伸試樣的強度平均值590 MPa，經過測量其延伸率為55.11%，如表2所示，“Z”字熔敷路徑拉伸強度與延伸率均高于原材料的性能。圖7為兩種熔敷路徑下試樣沿高度方向的顯微硬度分布情況，硬度從最底部位置、中間位置、最頂部位置各測10個點，點與點之間距離0.5 mm，得出如圖7的數值，兩種不同熔敷路徑測得的硬度均呈現出隨著層數的增加硬度逐漸下降的趨勢。單向熔敷路徑試樣的平均硬度為180.5 HV，“Z”字熔敷路徑試樣的平均硬度為184.4 HV,“Z”字熔敷路徑試樣的平均硬度略高，但二者相差不大。“Z”字熔敷路徑試樣的硬度降低趨勢較為均勻平緩，單向熔敷路徑試樣底部硬度較高，中間與底部下降較多，下降趨勢較為明顯。

圖6 拉伸試樣

表2 多層構件拉伸試驗結果

圖7 試樣的硬度分布

3 結論

(1)“Z”字熔敷路徑成形的試樣與單向熔敷路徑成形試樣相比，成型件的外形輪廓一致性更好。單向熔敷路徑成形時試樣末端塌陷更嚴重，電弧穩(wěn)定性差；

(2)單向熔敷路徑和“Z”字熔敷路徑成形的試樣各部分組織均為奧氏體+鐵素體。試樣底層和中部的組織幾乎相同，為柱狀晶區(qū)；“Z”字熔敷路徑成形試樣組織與單向熔敷路徑相比有明顯的交錯；

(3)兩種熔敷路徑的試樣斷口均有韌窩存在，均為韌性斷裂。但“Z”字熔敷路徑成形試樣的抗拉強度、硬度、延伸率均高于單向熔敷路徑的成形試樣。