苗玉剛，劉吉，李小旭，趙羽楊，王子然，張本順

(1.哈爾濱工程大學(xué),哈爾濱,150001；2.中國船舶及海洋工程設(shè)計(jì)研究院,上海,200011；3.江蘇自動化研究所,連云港,222006)

0 序言

近年來，絲材電弧增材制造(wire arc additive manufacturing，WAAM)由于具有低成本、高效率和靈活性的優(yōu)勢正在成為制造大型金屬部件的主流工藝[1-2].鎳鋁青銅 (nickel aluminum bronze，NAB)合金具有低密度、高強(qiáng)度、高耐腐蝕性和高耐磨性，已經(jīng)被廣泛應(yīng)用于船舶與海洋工程(如海水閥、泵和螺旋槳等)[3-4].25 號鋼是具有一定強(qiáng)度、硬度、塑性和韌性的優(yōu)質(zhì)碳素結(jié)構(gòu)[5].NAB/25 號鋼的雙金屬零件可以充分發(fā)揮兩種金屬的優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于船體結(jié)構(gòu)(如舵桿制動環(huán))[6].然而，由于NAB 和鋼的熱力學(xué)性能存在顯著差異，增材制造NAB/鋼具有一定的挑戰(zhàn)性.

增材制造為多材料或混合零件的制造提供了一個(gè)新的可能[7].但是，使用電弧增材制造鎳鋁青銅/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)需要考慮以下問題.首先，銅鋼界面的凝固裂紋問題.文獻(xiàn)[8-9]表明，銅可以導(dǎo)致鋼凝固過程中產(chǎn)生熱裂紋，通過控制稀釋率以確保熔合區(qū)的銅濃度大于52%時(shí)可以避免熱裂紋的產(chǎn)生.然而，稀釋率在局部快速熔化和凝固的電弧增材制造過程中很難精確控制.其次，銅和鋼熱膨脹系數(shù)的巨大差異會在界面處引入高殘余應(yīng)力，會導(dǎo)致界面開裂和分層[10].此外，殘余應(yīng)力會降低部件的疲勞壽命并導(dǎo)致幾何精度下降[11-12].

為解決上述問題，將旁路分流熔化極惰性氣體保護(hù)焊(bypass current metal inert gas welding，BCMIG 焊)應(yīng)用在25 號鋼表面沉積鎳鋁青銅.旁路耦合電弧可以降低電流密度，從而降低鋼母材的熱輸入和稀釋率，從而避免焊接裂紋.此外，低的電弧熱輸入也可以降低接頭內(nèi)部的殘余應(yīng)力和變形.在水中進(jìn)行焊接提高冷卻速率，這不僅可以減少層間冷卻時(shí)間，提高焊接效率，而且可以避免在WAAM過程中由嚴(yán)重的熱積累導(dǎo)致的成形質(zhì)量差、尺寸精度低等問題.

為了探究一種可行的方法去制造可實(shí)際應(yīng)用的NAB/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)件，提出了BC-MIG 絲材電弧增材制造方法，同時(shí)整個(gè)過程在水冷條件下進(jìn)行。在組件制備完成后，對組件進(jìn)行了去熱應(yīng)力熱處理，分析了熱處理前后復(fù)合結(jié)構(gòu)的焊縫成形、微觀組織和力學(xué)性能.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用板材為25 號鋼，尺寸為320 mm ×170 mm × 25 mm，直徑為1.2 mm 的鎳鋁青銅焊絲用于WAAM 工藝，其化學(xué)成分如表1 所示.試驗(yàn)前先對25 號鋼板表面進(jìn)行砂紙打磨，隨后用酒精清洗板材表面.焊接工藝參數(shù)如表2 所示.圖1 為BC-MIG 電弧增材制造NAB/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)示意圖.為保證沉積表面平整性，采用往復(fù)沉積模式，沉積重疊率為50%.采用BC-MIG 焊來減少母材的熱輸入和稀釋率，從而有效降低銅鋼界面裂紋產(chǎn)生傾向和殘余應(yīng)力.MIG 焊焊槍與基體成60°，TIG 焊槍與基體成30°，并與MIG 焊焊槍垂直，這有助于將旁路電弧熱用于熔化焊絲而不是鋼母材.焊接過程中，流經(jīng)焊絲的電流為MIG 焊電流和TIG 焊電流之和.在水中進(jìn)行焊接，為保證在鋼表面全覆蓋沉積，未用夾具壓制，水面和沉積層表面高度差保持在2 mm，由于水冷速率較高，可以連續(xù)沉積.

圖1 BC-MIG 電弧增材制造NAB/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1 Schematic diagram of NAB/steel composite structures by BC-MIG WAAM

表1 25 號鋼和鎳鋁青銅焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of 25 steel and NAB wire

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding process parameters

在通過 WAAM 制造 NAB/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)后，對試樣進(jìn)行了去應(yīng)力退火，退火工藝為在860 ℃保溫3 h，隨后爐冷至400 ℃，然后出爐空冷.使用線切割垂直于界面和焊接方向?qū)?fù)合結(jié)構(gòu)樣品進(jìn)行切割.取焊縫中心的樣品進(jìn)行殘余應(yīng)力檢測，通過Bruker D8 Discover 型 X 射線衍射儀(X-ray diffraction,XRD)測量了熱處理前后試樣相同位置的殘余應(yīng)力變化，測量參數(shù)見表3，測量位置如圖2 所示，銅側(cè)和鋼側(cè)的測量點(diǎn)都在距NAB/鋼界面1 mm處，相鄰點(diǎn)間距為3 mm.使用標(biāo)準(zhǔn)金相方法對橫截面進(jìn)行打磨和拋光，先用2%硝酸酒精溶液對25 號鋼腐蝕，然后用凱樂試劑對NAB 側(cè)腐蝕，腐蝕后通過Olympus DSX510 型 3D 超景深光學(xué)顯微鏡(optical microscope,OM)觀察微觀組織.使用配備能量色散光譜儀(energy dispersive spectrometer，EDS)的Zeiss-Merlin Compact 型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)表征界面的微觀結(jié)構(gòu)和元素分布.使用HMAS-D1000Z 型維氏硬度測試儀對NAB/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)的界面硬度進(jìn)行測量.通過線切割制取了結(jié)構(gòu)的水平和豎直方向的拉伸試樣，試樣尺寸如圖2 所示.通過Instron 5967 型萬能試驗(yàn)機(jī)對NAB/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)力學(xué)性能進(jìn)行測試.

圖2 NAB/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)檢測示意圖 (mm)Fig.2 Schematic diagram of NAB/steel composite structure test.(a) horizontal tensile test;(b)vertical tensile test;(c) residual stress test

表3 殘余應(yīng)力測試參數(shù)Table 3 Residual stress test parameters

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 NAB/鋼宏觀形貌

圖3 為NAB/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)宏觀形貌.從圖3a 可以看出，沉積層表面平整沒有發(fā)現(xiàn)明顯的缺陷.在整個(gè)沉積過程中，鋼板在沒有強(qiáng)制固定的情況下的自由變形較小，這歸因于BC-MIG 焊的低熱輸入，同時(shí)水冷降低了沉積過程的熱積累.圖3c 為NAB/鋼在低倍顯微鏡下觀察到的界面形貌，NAB/鋼界面平整、連續(xù)、完好，沒有氣孔或裂紋等熔合缺陷.

圖3 NAB/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)宏觀形貌Fig.3 Macroscopic morphology of NAB/steel composite structure.(a) frontal morphology;(b) side morphology;(c) interface morphology

2.2 微觀組織

圖4 為熱處理前后的NAB 微觀組織形貌，可以看出富銅基體和基體內(nèi)析出相的存在.圖4a 為未熱處理的NAB 結(jié)構(gòu)微觀組織，銅基體周圍分布了大量細(xì)小的κ 相.根據(jù)κ 相凝固過程中形成的順序(κI：1 040 ℃，κII：930 ℃，κIII：820 ℃，κIV在進(jìn)一步冷卻期間)可知，這4 個(gè)κ 相的形態(tài)和分布不同，即它們的沉淀位置不同.優(yōu)先成核的玫瑰花狀沉淀物(尺寸約為 5～ 10 μm)為κI，大小為 1～ 5 μm 的球狀沉淀物被歸類為κII，κIII呈層狀形態(tài)，是β 相在枝晶間區(qū)域共析分解的產(chǎn)物(α+κIII).冷卻過程中枝晶間區(qū)合金元素的偏析是形成κI，κII和κIII的主要原因.此外，均勻沉淀的且非常細(xì)小(尺寸小于10 nm)的球狀κIV沉淀物只有在高分辨率TEM 檢查中才能顯示出來，在圖4 所示的光學(xué)顯微照片中看不到.圖4b 為熱處理后的WAAM-NAB 結(jié)構(gòu)微觀組織.從圖4b 可以看出，熱處理后析出相部分溶解，進(jìn)入到富銅基體中形成固溶體.此外，還有部分析出相在熱處理過程中粗化，尺寸明顯增大.

圖4 熱處理前后的NAB 微觀組織Fig.4 Microstructure of NAB before and after heat treatment.(a) without heat treatment;(b) after heat treatment

圖5 為熱處理前后的NAB/鋼界面微觀組織.從圖5a 可以看出，NAB/鋼界面沒有發(fā)現(xiàn)明顯的擴(kuò)散層，這是由于水冷提高了NAB/鋼的冷卻速率，阻止了元素的相互擴(kuò)散.界面上方的NAB 結(jié)構(gòu)的析出相主要為κI，界面下側(cè)的鋼在高冷卻速度下形成了針狀馬氏體.從圖5b 可以看到明顯的擴(kuò)散層在NAB/鋼界面，界面上方NAB 結(jié)構(gòu)的相主要為κI和κII，界面下側(cè)的鋼的晶粒尺寸增大，組織為白色的鐵素體和灰黑色的片狀珠光體.

圖5 熱處理前后的NAB/鋼界面微觀組織Fig.5 Microstructure of NAB/steel interface before and after heat treatment.(a) without heat treatment;(b) after heat treatment

圖6 和圖7 分別為熱處理前后NAB/鋼界面的SEM 形貌及EDS 掃描結(jié)果，以進(jìn)一步觀察界面的冶金結(jié)合和相互擴(kuò)散特性.從圖6a 和圖7a 可以明顯看到Cu，F(xiàn)e，Al 元素的相互擴(kuò)散，Ni 元素在界面的含量較低.Al 元素偏聚在界面附近，但由于鋁含量較低，界面沒有明顯的Fe-Al 金屬間化合物層，元素?cái)U(kuò)散層厚度約4 μm，主要為富銅相和富鐵相.從圖6b 和圖7b 可知，在熱處理過程中，F(xiàn)e，Al，Cu 元素進(jìn)一步相互擴(kuò)散，導(dǎo)致擴(kuò)散層明顯變厚，接近17 μm.

圖6 熱處理前后的NAB/鋼界面SEM 形貌Fig.6 SEM morphology of NAB/steel interface before and after heat treatment. (a) without heat treatment;(b) after heat treatment

圖7 熱處理前后的NAB/鋼界面EDS 掃描結(jié)果Fig.7 EDS scanning results of NAB/steel interface before and after heat treatment.(a) without heat treatment;(b) after heat treatment

為分析NAB 在界面附近的元素分布和可能的相組成，觀察了NAB 的SEM 形貌(在圖5b 界面上方50 μm 處)，如圖8 所示，并對圖8 進(jìn)行了EDS 面掃描和點(diǎn)掃描分析，其分析結(jié)果分別如圖9 和表4 所示.白色基體主要為Cu 元素，也有Al 和Fe 固溶在Cu 基體中形成固溶體，灰色相主要為Fe 元素和Al 元素，Ni 含量較低且沒有發(fā)現(xiàn)明顯的偏聚.通過對不同位置的灰色相進(jìn)行元素含量分析可知，A，B，C，D 點(diǎn)的Fe 和Al 原子摩爾比都接近3∶1，所以該處可能為Fe3Al 相.E 點(diǎn)主要為Cu 元素，且Al 元素含量較低，因此該處為富銅相.

圖8 NAB 的SEM 形貌Fig.8 SEM morphology of NAB

圖9 圖8 的EDS 面掃描結(jié)果Fig.9 EDS surface scanning results in Fig.8

表4 圖8 標(biāo)記點(diǎn)的化學(xué)成分(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 4 Chemical compositions of the marked points in Fig.8

2.3 力學(xué)性能

2.3.1 殘余應(yīng)力

圖10 為熱處理前后NAB/鋼界面水平和豎直方向的殘余應(yīng)力.鋼水平和豎直方向的殘余應(yīng)力在-350～ -250 MPa 之間，表現(xiàn)為壓應(yīng)力.熱處理后鋼水平方向殘余應(yīng)力由壓應(yīng)力轉(zhuǎn)為拉應(yīng)力，且殘余應(yīng)力值降低到80 MPa 以下.鋼豎直方向殘余應(yīng)力在熱處理后方向未發(fā)生變化，但殘余應(yīng)力值降低到60 MPa 以下.NAB 側(cè)殘余應(yīng)力分布差異較大，水平方向殘余應(yīng)力在-450～ -120 MPa 之間，豎直方向殘余應(yīng)力在-550～ 90 MPa 之間，這是由于在WAAM 過程中NAB 受到周期性、非穩(wěn)態(tài)的熱循環(huán)，同時(shí)冷卻速率較高，導(dǎo)致結(jié)構(gòu)件存在較大且分布不均勻的殘余應(yīng)力.熱處理后殘余應(yīng)力分布均勻，且明顯下降至120 MPa 以下.在熱處理過程中，試樣的晶粒尺寸增大，大尺寸的晶粒和少量的晶界導(dǎo)致位錯更容易滑移和攀升，從而降低位錯密度.使用Zener-Wert-Avrami 函數(shù)定義殘余應(yīng)力松弛過程[13].

圖10 NAB/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)在水平和豎直方向的殘余應(yīng)力Fig.10 Residual stresses in the horizontal and vertical directions of the NAB/steel composite structure.(a) horizontal direction of steel;(b) vertical direction of steel;(c) horizontal direction of NAB;(d) vertical direction of NAB

2.3.2 抗拉強(qiáng)度

沿不同方向拉伸時(shí)，熱處理前后NAB/鋼結(jié)構(gòu)拉伸性能的影響如圖11 所示，熱處理前NAB/鋼水平方向的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別為450 MPa和40.0%，豎直方向的抗拉強(qiáng)度分別為424 MPa和45.0%.熱處理后，NAB/鋼結(jié)構(gòu)水平方向的抗拉強(qiáng)度為430 MPa，但斷后伸長率為60.0%，豎直方向的抗拉強(qiáng)度為415 MPa，但斷后伸長率為55.0%.強(qiáng)度略微降低是由于熱處理降低了結(jié)構(gòu)的位錯密度.

圖11 熱處理前后NAB/鋼結(jié)構(gòu)的拉伸性能Fig.11 Tensile property of NAB/steel structure before and after heat treatment.(a) horizontal direction;(b) vertical direction

2.3.3 硬度

使用加載載荷1.96 N 對熱處理前后的NAB/鋼界面進(jìn)行顯微硬度測量，每個(gè)點(diǎn)間距200 μm，界面附近點(diǎn)間距100 μm，界面的顯微硬度分布如圖12 所示.從圖12 可以看出，鋼在界面附近的硬度較高，在第一層沉積過程中鋼經(jīng)歷了電弧的高熱輸入和水冷的高冷卻速率，相當(dāng)于進(jìn)行了一次淬火，而后續(xù)沉積層的熱輸入對在水中的鋼影響較小，導(dǎo)致鋼在界面附近硬度略微提高.而在下一層NAB 沉積過程中的熱輸入相當(dāng)于對前一層NAB進(jìn)行了一次熱處理，因此界面附近NAB 硬度沒有明顯提高.擴(kuò)散層的硬度在鋼和NAB 之間，表明堆焊期間未生成金屬間化合物層，主要是富鐵相和富鋁相.這也表明擴(kuò)散層的延展性大于不銹鋼，主要是由銅的滲透和分解進(jìn)入擴(kuò)散層所致(圖5).

圖12 NAB/鋼界面的顯微硬度分布Fig.12 Microhardness distribution of NAB/steel interface

3 結(jié)論

(1) 使用BC-MIG 絲材電弧增材制造技術(shù)實(shí)現(xiàn)了NAB 和25 號鋼的良好冶金結(jié)合.由于旁路分流和水冷降低了沉積過程的熱輸入和熱積累，結(jié)構(gòu)自由變形較小，且混合界面沒有任何熔合缺陷和裂紋.

(2) 水冷條件下，NAB/鋼界面元素?cái)U(kuò)散層僅為4 μm，熱處理后擴(kuò)散厚度變?yōu)?7 μm.熱處理前后的界面都沒有明顯的金屬間化合物層.

(3) 水冷條件下，界面附近鋼側(cè)的殘余應(yīng)力變化較小，而銅側(cè)殘余應(yīng)力分布差異較大.熱處理后殘余應(yīng)力明顯下降，結(jié)構(gòu)的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率明顯提高，而硬度略微下降，主要?dú)w因于位錯密度降低由于位錯在高溫下的滑移和攀升.