魏文逸

（遼寧開(kāi)放大學(xué)〔遼寧裝備制造職業(yè)技術(shù)學(xué)院〕，遼寧沈陽(yáng) 110034）

0 引言

增材制造（Additive manufacturing，AM），也稱3D打印，是一種以粉末或者絲材為原材料逐層沉積成型的技術(shù)。相比傳統(tǒng)的減材制造，其最大特點(diǎn)是不需要傳統(tǒng)的模具，工藝簡(jiǎn)單，加工時(shí)間短[1]。目前，工業(yè)上最常采用的增材制造技術(shù)主要有包括激光選區(qū)制造（Selective laser manufacturing，SLM）、電子束燒結(jié)（Electron beam melting，EBM）等在內(nèi)的粉末床熔合（Powder bed fusion，PBF）技術(shù)和直接能量沉積技術(shù)（Direct energy deposition，DED），例如激光沉積制造技術(shù)（Laser deposition manufacturing，LDM）和電弧熔絲增材制造技術(shù)（Wire arc additive manufacturing，WAAM）[2]。

WAAM 技術(shù)是以電弧為熱源熔化金屬絲材，逐層堆積成形金屬構(gòu)件，并且能夠克服LDM 和EBM 技術(shù)等成形設(shè)備昂貴、成形尺寸受限等劣勢(shì)[3]。WAAM 技術(shù)的沉積速率可以達(dá)到50～130 g/min，而LDM 和EBM 技術(shù)的沉積速率僅能達(dá)到2～10 g/min[4]。此外，WAAM 技術(shù)對(duì)原料或者待沉積材料的制備形式?jīng)]有特殊要求，已有的焊絲材料可直接通過(guò)電弧熔絲增材制造系統(tǒng)進(jìn)行沉積。然而，以粉末為原料的AM 技術(shù)則對(duì)工作環(huán)境和原料的制備要求更為嚴(yán)格。因此，WAAM 技術(shù)憑借其更高的沉積效率和更低的制造成本，廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車(chē)、生物和醫(yī)學(xué)等行業(yè)。

低合金高強(qiáng)鋼（High-strength low alloy steel，HSLA）具有較高的強(qiáng)度和良好的韌性，在制造艦船、航空航天等關(guān)鍵構(gòu)件制造領(lǐng)域已經(jīng)取得了較為廣泛的應(yīng)用[5]。目前，已經(jīng)有許多學(xué)者將WAAM 技術(shù)用于HSLA鋼構(gòu)件的制造。宋守亮等以船用510 MPa 級(jí)ZG510 鋼為研究對(duì)象，通過(guò)WAAM 技術(shù)制備了艦船艉軸架模擬件。結(jié)果表明成形試樣抗拉強(qiáng)度達(dá)到651 MPa，沒(méi)有出現(xiàn)裂紋、氣孔等缺陷，尺寸偏差控制在1 mm 以內(nèi)[6]。代軼勵(lì)等使用WAAM 技術(shù)制備了用于高層建筑的500 PMa 級(jí)HSLA 鋼多向管接頭，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到了659 MPa，已經(jīng)超過(guò)了同成分鑄件[7]。Bourlet 等通過(guò)WAAM 技術(shù)制備了ER100 HSLA 鋼薄壁構(gòu)件，其沉積態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度達(dá)到790 MPa[8]。此外，關(guān)于WAAM過(guò)程中由于熔道重疊引起的熱量積累所造成的殘余應(yīng)力和變形，是WAAM 成形HSAL 鋼的另一個(gè)熱點(diǎn)研究問(wèn)題。Mughal 等研究了不同沉積順序?qū)堄鄳?yīng)力分布的影響，指出由外側(cè)向內(nèi)側(cè)沉積的方式能夠減少對(duì)沉積材料的潛在有害影響[9]。Montevecchi 等人使用空氣壓縮噴射器來(lái)提高熔道的冷卻速率，通過(guò)將冷卻裝置裝備到正在沉積的薄壁構(gòu)件兩側(cè)來(lái)消除頂層和底層之間的散熱差異，以研究其對(duì)熔滴的幾何形狀、表面氧化、微觀組織結(jié)構(gòu)和構(gòu)件力學(xué)性能的影響[10]。

可以看出，在低合金高強(qiáng)鋼的電弧增材制造過(guò)程中，熱量的積累和散熱條件對(duì)顯微組織和構(gòu)件最終的力學(xué)性能有著重要的影響。在本研究中，筆者通過(guò)WAAM 技術(shù)制備了一種HSLA 鋼CHW-90C 的薄壁構(gòu)件，重點(diǎn)分析了在WAAM 沉積過(guò)程中熱循環(huán)對(duì)組織演變的影響，并評(píng)估了力學(xué)性能。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

本試驗(yàn)中所用的基板為Q345鋼板，其尺寸為200 mm×200 mm×15 mm，焊絲為CHW-90C低合金高強(qiáng)鋼，直徑為1.2 mm。具體化學(xué)成分如表1所示。

表1 基板和焊絲化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）

1.2 電弧熔絲增材制造系統(tǒng)

本試驗(yàn)所使用的電弧熔絲增材制造系統(tǒng)由Fronius 焊機(jī)、KUKA 機(jī)器人等設(shè)備組成。沉積過(guò)程中采用Ar（80%）+CO2（20%）的混合氣體進(jìn)行同軸保護(hù)。制造方法采用基于熔化極惰性/活性氣體保護(hù)焊開(kāi)發(fā)出的冷金屬過(guò)渡技術(shù)。為了防止試樣由于熱量累積發(fā)生塌陷，采用兩邊往復(fù)掃描的方法。設(shè)置工藝參數(shù)為：平均電流為180 A，平均電壓為17 V，送絲速度7.0 m/min；電弧移動(dòng)速度16mm/s，保護(hù)氣流量為24 L/min。最終成形180 mm×120 mm×25 mm的薄壁構(gòu)件。

1.3 試樣獲取與表征測(cè)試

為對(duì)WAAM 制備的薄壁構(gòu)件的顯微組織進(jìn)行觀測(cè)，使用電火花線切割的方法分別從構(gòu)件的底部、中部、頂部取下三個(gè)金相試樣，拋光后使用H2O∶HCl∶HNO3（16∶3∶1）的混合溶液進(jìn)行XOZ 面的金相腐蝕，采用Olympus GX51光學(xué)顯微鏡、Gemini SEM 300場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡、Talos F200s 透射電鏡進(jìn)行顯微組織觀察。為對(duì)WAAM 制備的薄壁構(gòu)件進(jìn)行力學(xué)性能評(píng)價(jià)及分析，分別沿著垂直、平行于沉積方向各取4 個(gè)拉伸試樣和沖擊試樣，取樣位置及其尺寸如圖1（a）所示。按照GB/T228-2010標(biāo)準(zhǔn)，使用Instron 5982 電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)；按照GB/T229-2007 標(biāo)準(zhǔn)，使用Instron 9250 HV 落錘示波沖擊試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)，拉伸試樣及沖擊試樣的尺寸如圖1（b）所示。按照GB/T232-2010，采用Instron 5982 電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行室溫彎曲試驗(yàn)，彎曲試樣沿著沉積方向取樣，尺寸為70 mm×20 mm×6 mm（厚度），彎曲角度為120°，壓頭直徑為20 mm。

圖1 取樣示意圖

2 組織性能測(cè)試試驗(yàn)

2.1 顯微組織測(cè)試試驗(yàn)

2.1.1 層內(nèi)組織測(cè)試試驗(yàn)

在WAAM 制備HSLA 鋼的過(guò)程中，由于WAAM 逐層沉積的特點(diǎn)和熱循環(huán)的影響，單個(gè)沉積層內(nèi)顯微組織的成分及形態(tài)會(huì)有所差異。圖2 為WAAM 制備CHW-90C 鋼層內(nèi)顯微組織圖，根據(jù)熱歷史和顯微組織的生長(zhǎng)方式可將沉積層劃分為凝固區(qū)和熱影響區(qū)，其中熱影響區(qū)可分為正火區(qū)和回火區(qū)。凝固區(qū)組織為熔合線（約1530 ℃）以上區(qū)域熔池液態(tài)金屬凝固后形成的組織，如圖2（a）所示，主要由針狀鐵素體、塊狀鐵素體和少量的珠光體組成。在熔池快速凝固的過(guò)程中，由于奧氏體晶界具有較高的界面能，鐵素體會(huì)優(yōu)先在境界處形核并形成塊狀鐵素體。隨著熔池的進(jìn)一步冷卻，鐵素體繼續(xù)形核并在奧氏體晶內(nèi)長(zhǎng)大呈針狀，形成針狀鐵素體。

圖2 層內(nèi)顯微組織圖

在WAAM 逐層沉積的過(guò)程中，已經(jīng)凝固的沉積層會(huì)受后續(xù)沉積的影響而被持續(xù)、反復(fù)加熱，組織會(huì)發(fā)生變化，將組織發(fā)生變化的區(qū)域稱為熱影響區(qū)，如圖2（b）所示。熱影響區(qū)的組織主要有針狀鐵素體以及塊狀鐵素體組成，且塊狀鐵素體晶粒相較于凝固區(qū)的面積更小、分布相對(duì)較為分散，未發(fā)生區(qū)域性地連接成片的情況。在后續(xù)層增材制造過(guò)程中組織受沉積熱的影響，部分組織重新發(fā)生奧氏體化，在快速冷卻的條件下，奧氏體化后再次析出鐵素體，而組織內(nèi)殘留的鐵素體晶核、夾雜物會(huì)促進(jìn)晶粒細(xì)化，圖2（c）為通過(guò)TEM 發(fā)現(xiàn)的夾雜物。而相對(duì)于更早的沉積層，受后續(xù)加熱的影響峰值溫度雖然達(dá)不到AC1 以上，但持續(xù)低溫加熱，易發(fā)生回火。除此之外，殘留奧氏體在多次熱循環(huán)的作用下會(huì)分解為碳化物。該碳化物分布在殘留奧氏體附近，長(zhǎng)度達(dá)到100 nm，如圖2（d）所示，其可以釘扎晶界，阻礙晶粒生長(zhǎng)，是晶粒細(xì)化的另一個(gè)原因[11]。

2.1.2 薄壁構(gòu)件不同位置組織特征分析

根據(jù)WAAM 制備HSLA 鋼薄壁構(gòu)件沉積順序和散熱條件將試樣劃分為三個(gè)區(qū)域：底部、中部、頂部，不同試樣的顯微組織存在明顯差異，如圖3 所示。結(jié)果表明底部試樣的組織以針狀鐵素體為主，還有少量的馬氏體板條；中部試樣則由大量形狀不規(guī)則的塊狀鐵素體組成，幾乎觀察不到針狀鐵素體以及馬氏體板條；而頂部試樣的組織由針狀鐵素體和塊狀鐵素體組成。

圖3 WAAM制備HSLA鋼薄壁構(gòu)件組織

不同沉積高度處組織類(lèi)型主要與WAAM 成形過(guò)程中的熱積累和散熱條件有關(guān)，而鐵素體的形態(tài)主要受冷卻速度影響[12]。其中底部區(qū)域由于靠近基板，且WAAM 沉積前并未進(jìn)行預(yù)熱處理，熔池冷卻較快。而較快的冷卻速率通常有利于形成馬氏體組織，因此在底部試樣中可以觀察到少量的板條馬氏體。由于冷卻速率較高，底部組織晶粒的生長(zhǎng)同樣也受到抑制，所以底部區(qū)域分布著大量的細(xì)小的針狀鐵素體。隨著沉積層的堆疊，處于薄壁中部的沉積層受前序沉積層熱累積的影響，相當(dāng)于基板進(jìn)行了預(yù)熱處理，同時(shí)后續(xù)的沉積層又迅速覆蓋于當(dāng)前沉積層上，相當(dāng)于后熱處理。因此，中部試樣冷卻速度較低，且反復(fù)受熱易促進(jìn)晶粒生長(zhǎng)，導(dǎo)致顯微組織改變，晶粒長(zhǎng)大，形成了大量的塊狀鐵素體。而薄壁構(gòu)件的頂部位置，雖然有前序沉積層的預(yù)熱作用，但由于其后續(xù)的沉積層減少，后續(xù)熱輸入降低，冷卻速度逐層加快，介于底部沉積層和中部沉積層之間，因此，形成了針狀鐵素體和塊狀鐵素體的混合組織。

2.2 力學(xué)性能試驗(yàn)

2.2.1 拉伸試驗(yàn)

WAAM 制備HSLA 鋼薄壁構(gòu)件試樣相應(yīng)的屈服強(qiáng)度（Yield strength，YS）、極限抗拉強(qiáng)度（Ultimate tensile strength，UTS）、伸長(zhǎng)率（Elongation，EI），如圖4 所示。結(jié)果表明水平方向試樣的平均UTS 和YS 分別為1060 MPa 和635 MPa，均優(yōu)于垂直方向試樣的995 MPa 和601 MPa。而水平方向試樣和垂直方向試樣的伸長(zhǎng)率分別為13.3 %和12.3 %，同樣是水平方向試樣優(yōu)于垂直方向試樣。觀察圖5 中的拉伸斷口可以發(fā)現(xiàn)，水平方向試樣斷口由大量的等軸韌窩組成，是典型的韌性斷裂特征。垂直方向試樣斷口雖然也可以觀察到韌窩，但與水平方向試樣相比，其韌窩數(shù)量少、深度淺，與其略低的伸長(zhǎng)率所對(duì)應(yīng)。

圖4 WAAM制備HSLA鋼薄壁構(gòu)件拉伸試樣的拉伸性能

圖5 拉伸試樣斷口

WAAM 成形試樣抗拉強(qiáng)度存在各向異性，在之前的研究中常被報(bào)道[13,14]。而針對(duì)本文的研究，可以從兩方面解釋?zhuān)阂环矫?，WAAM 逐層沉積的制造方式引起的分層效應(yīng)[15]。在試樣的垂直方向拉伸試驗(yàn)中，沉積層之間的缺陷可能會(huì)引起應(yīng)力集中，從而加速試樣開(kāi)裂，導(dǎo)致垂直方向試樣的強(qiáng)度低于水平方向試樣；另一方面，WAAM 制備的薄壁構(gòu)件自下而上顯微組織的不均勻性是造成垂直方向試樣強(qiáng)度低于水平方向試樣強(qiáng)度的另一個(gè)重要原因。正如前文分析，薄壁構(gòu)件底部、中部、頂部的顯微組織受熱輸入的影響，冷卻速率相差較大，造成顯微組織類(lèi)型、形貌發(fā)生變化，導(dǎo)致了垂直方向試樣的組織極不均勻。因此，采用冷金屬過(guò)渡電弧增材制造的方法所制備的低合金高強(qiáng)鋼試樣的抗拉強(qiáng)度在水平方向和垂直方向上存在明顯的各向異性。

2.2.2 沖擊韌性試驗(yàn)

本文采用沖擊韌性來(lái)評(píng)價(jià)材料的韌性和脆性。圖6 為WAAM 制備HSLA 鋼試樣的沖擊韌性試驗(yàn)結(jié)果。結(jié)果表明水平方向試樣和垂直方向試樣的沖擊韌性分別為222.3 J 和226.6 J。與抗拉強(qiáng)度結(jié)果相反，垂直方向的試樣沖擊韌性優(yōu)于水平方向試樣的沖擊韌性，這主要是由于在垂直方向試樣的沖擊試驗(yàn)中部分能量可能會(huì)通過(guò)層間滑移吸收，夾層可視為宏觀滑移帶。因此，垂直方向試樣需要較大的沖擊能量才能使試件斷裂。通過(guò)觀察不同方向試樣的沖擊斷口可以發(fā)現(xiàn)垂直方向試樣中的韌窩相對(duì)于水平方向試樣，更加密集而細(xì)小，如圖7 所示，與其略高的沖擊韌性相對(duì)應(yīng)。

圖6 WAAM制備HSLA鋼薄壁構(gòu)件不同方向試樣沖擊韌性測(cè)試結(jié)果

圖7 沖擊試樣斷口

2.2.3 彎曲性能試驗(yàn)

圖8 為WAAM 制備HSLA 鋼薄壁構(gòu)件彎曲性能測(cè)試結(jié)果。在彎曲角度為120°的情況下，彎曲試樣未發(fā)生斷裂，表面未出現(xiàn)裂紋。說(shuō)明WAAM 制備的HSLA 鋼試樣具有良好的塑性，彎曲性能合格。

圖8 WAAM制備HSLA鋼薄壁構(gòu)件彎曲性能評(píng)價(jià)結(jié)果

3 結(jié)論

本文采用電弧熔絲增材制造技術(shù)，制備了CHW-90C 鋼的薄壁構(gòu)件，并對(duì)其單層沉積層內(nèi)、薄壁構(gòu)件整體組織演變以及力學(xué)性能進(jìn)行了系統(tǒng)的試驗(yàn)研究。得到的主要結(jié)論如下：

（1）電弧熔絲制造HSLA 鋼的層內(nèi)組織可劃分為兩個(gè)區(qū)域：凝固區(qū)和熱影響區(qū)。凝固區(qū)組織以塊狀鐵素體為主。熱影響區(qū)組織受沉積過(guò)程中熱輸入的影響，部分組織重新發(fā)生奧氏體化，在快速冷卻的條件下，形成了針狀鐵素體。

（2）薄壁構(gòu)件的整體組織自下而上較為不均勻，底部為細(xì)小的針狀鐵素體和少量的馬氏體，中部為粗大的塊狀鐵素體，頂層為塊狀鐵素體與針狀鐵素體的混合組織。

（3）試樣整體力學(xué)性能上都存在各向異性。其中水平方向試樣的抗拉強(qiáng)度優(yōu)于垂直方向，而沖擊韌性表現(xiàn)出相反的結(jié)果。水平方向試樣的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1060 MPa，垂直方向的沖擊韌性達(dá)到226.6 J。