冷金屬過渡電弧增材制造CHW-90C鋼組織性能試驗研究

魏文逸

（遼寧開放大學〔遼寧裝備制造職業技術學院〕，遼寧沈陽 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。相比傳統的減材制造，其最大特點是不需要傳統的模具，工藝簡單，加工時間短[1]。目前，工業上最常采用的增材制造技術主要有包括激光選區制造（Selective laser manufacturing，SLM）、電子束燒結（Electron beam melting，EBM）等在內的粉末床熔合（Powder bed fusion，PBF）技術和直接能量沉積技術（Direct energy deposition，DED），例如激光沉積制造技術（Laser deposition manufacturing，LDM）和電弧熔絲增材制造技術（Wire arc additive manufacturing，WAAM）[2]。

WAAM 技術是以電弧為熱源熔化金屬絲材，逐層堆積成形金屬構件，并且能夠克服LDM 和EBM 技術等成形設備昂貴、成形尺寸受限等劣勢[3]。WAAM 技術的沉積速率可以達到50～130 g/min，而LDM 和EBM 技術的沉積速率僅能達到2～10 g/min[4]。此外，WAAM 技術對原料或者待沉積材料的制備形式沒有特殊要求，已有的焊絲材料可直接通過電弧熔絲增材制造系統進行沉積。然而，以粉末為原料的AM 技術則對工作環境和原料的制備要求更為嚴格。因此，WAAM 技術憑借其更高的沉積效率和更低的制造成本，廣泛應用于航空航天、汽車、生物和醫學等行業。

低合金高強鋼（High-strength low alloy steel，HSLA）具有較高的強度和良好的韌性，在制造艦船、航空航天等關鍵構件制造領域已經取得了較為廣泛的應用[5]。目前，已經有許多學者將WAAM 技術用于HSLA鋼構件的制造。宋守亮等以船用510 MPa 級ZG510 鋼為研究對象，通過WAAM 技術制備了艦船艉軸架模擬件。結果表明成形試樣抗拉強度達到651 MPa，沒有出現裂紋、氣孔等缺陷，尺寸偏差控制在1 mm 以內[6]。代軼勵等使用WAAM 技術制備了用于高層建筑的500 PMa 級HSLA 鋼多向管接頭，其抗拉強度達到了659 MPa，已經超過了同成分鑄件[7]。Bourlet 等通過WAAM 技術制備了ER100 HSLA 鋼薄壁構件，其沉積態試樣的抗拉強度達到790 MPa[8]。此外，關于WAAM過程中由于熔道重疊引起的熱量積累所造成的殘余應力和變形，是WAAM 成形HSAL 鋼的另一個熱點研究問題。Mughal 等研究了不同沉積順序對殘余應力分布的影響，指出由外側向內側沉積的方式能夠減少對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提高熔道的冷卻速率，通過將冷卻裝置裝備到正在沉積的薄壁構件兩側來消除頂層和底層之間的散熱差異，以研究其對熔滴的幾何形狀、表面氧化、微觀組織結構和構件力學性能的影響[10]。

可以看出，在低合金高強鋼的電弧增材制造過程中，熱量的積累和散熱條件對顯微組織和構件最終的力學性能有著重要的影響。在本研究中，筆者通過WAAM 技術制備了一種HSLA 鋼CHW-90C 的薄壁構件，重點分析了在WAAM 沉積過程中熱循環對組織演變的影響，并評估了力學性能。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

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

表1 基板和焊絲化學成分（質量分數）

1.2 電弧熔絲增材制造系統

本試驗所使用的電弧熔絲增材制造系統由Fronius 焊機、KUKA 機器人等設備組成。沉積過程中采用Ar（80%）+CO2（20%）的混合氣體進行同軸保護。制造方法采用基于熔化極惰性/活性氣體保護焊開發出的冷金屬過渡技術。為了防止試樣由于熱量累積發生塌陷，采用兩邊往復掃描的方法。設置工藝參數為：平均電流為180 A，平均電壓為17 V，送絲速度7.0 m/min；電弧移動速度16mm/s，保護氣流量為24 L/min。最終成形180 mm×120 mm×25 mm的薄壁構件。

1.3 試樣獲取與表征測試

為對WAAM 制備的薄壁構件的顯微組織進行觀測，使用電火花線切割的方法分別從構件的底部、中部、頂部取下三個金相試樣，拋光后使用H2O∶HCl∶HNO3（16∶3∶1）的混合溶液進行XOZ 面的金相腐蝕，采用Olympus GX51光學顯微鏡、Gemini SEM 300場發射掃描電子顯微鏡、Talos F200s 透射電鏡進行顯微組織觀察。為對WAAM 制備的薄壁構件進行力學性能評價及分析，分別沿著垂直、平行于沉積方向各取4 個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標準，使用Instron 5982 電子萬能試驗機對試樣進行室溫拉伸試驗；按照GB/T229-2007 標準，使用Instron 9250 HV 落錘示波沖擊試驗機對試樣進行室溫沖擊試驗，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 電子萬能試驗機對試樣進行室溫彎曲試驗，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 組織性能測試試驗

2.1 顯微組織測試試驗

2.1.1 層內組織測試試驗

在WAAM 制備HSLA 鋼的過程中，由于WAAM 逐層沉積的特點和熱循環的影響，單個沉積層內顯微組織的成分及形態會有所差異。圖2 為WAAM 制備CHW-90C 鋼層內顯微組織圖，根據熱歷史和顯微組織的生長方式可將沉積層劃分為凝固區和熱影響區，其中熱影響區可分為正火區和回火區。凝固區組織為熔合線（約1530 ℃）以上區域熔池液態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程中，由于奧氏體晶界具有較高的界面能，鐵素體會優先在境界處形核并形成塊狀鐵素體。隨著熔池的進一步冷卻，鐵素體繼續形核并在奧氏體晶內長大呈針狀，形成針狀鐵素體。

圖2 層內顯微組織圖

在WAAM 逐層沉積的過程中，已經凝固的沉積層會受后續沉積的影響而被持續、反復加熱，組織會發生變化，將組織發生變化的區域稱為熱影響區，如圖2（b）所示。熱影響區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的面積更小、分布相對較為分散，未發生區域性地連接成片的情況。在后續層增材制造過程中組織受沉積熱的影響，部分組織重新發生奧氏體化，在快速冷卻的條件下，奧氏體化后再次析出鐵素體，而組織內殘留的鐵素體晶核、夾雜物會促進晶粒細化，圖2（c）為通過TEM 發現的夾雜物。而相對于更早的沉積層，受后續加熱的影響峰值溫度雖然達不到AC1 以上，但持續低溫加熱，易發生回火。除此之外，殘留奧氏體在多次熱循環的作用下會分解為碳化物。該碳化物分布在殘留奧氏體附近，長度達到100 nm，如圖2（d）所示，其可以釘扎晶界，阻礙晶粒生長，是晶粒細化的另一個原因[11]。

2.1.2 薄壁構件不同位置組織特征分析

根據WAAM 制備HSLA 鋼薄壁構件沉積順序和散熱條件將試樣劃分為三個區域：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鋼薄壁構件組織

不同沉積高度處組織類型主要與WAAM 成形過程中的熱積累和散熱條件有關，而鐵素體的形態主要受冷卻速度影響[12]。其中底部區域由于靠近基板，且WAAM 沉積前并未進行預熱處理，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同樣也受到抑制，所以底部區域分布著大量的細小的針狀鐵素體。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，相當于基板進行了預熱處理，同時后續的沉積層又迅速覆蓋于當前沉積層上，相當于后熱處理。因此，中部試樣冷卻速度較低，且反復受熱易促進晶粒生長，導致顯微組織改變，晶粒長大，形成了大量的塊狀鐵素體。而薄壁構件的頂部位置，雖然有前序沉積層的預熱作用，但由于其后續的沉積層減少，后續熱輸入降低，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 力學性能試驗

2.2.1 拉伸試驗

WAAM 制備HSLA 鋼薄壁構件試樣相應的屈服強度（Yield strength，YS）、極限抗拉強度（Ultimate tensile strength，UTS）、伸長率（Elongation，EI），如圖4 所示。結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率分別為13.3 %和12.3 %，同樣是水平方向試樣優于垂直方向試樣。觀察圖5 中的拉伸斷口可以發現，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，其韌窩數量少、深度淺，與其略低的伸長率所對應。

圖4 WAAM制備HSLA鋼薄壁構件拉伸試樣的拉伸性能

圖5 拉伸試樣斷口

WAAM 成形試樣抗拉強度存在各向異性，在之前的研究中常被報道[13,14]。而針對本文的研究，可以從兩方面解釋：一方面，WAAM 逐層沉積的制造方式引起的分層效應[15]。在試樣的垂直方向拉伸試驗中，沉積層之間的缺陷可能會引起應力集中，從而加速試樣開裂，導致垂直方向試樣的強度低于水平方向試樣；另一方面，WAAM 制備的薄壁構件自下而上顯微組織的不均勻性是造成垂直方向試樣強度低于水平方向試樣強度的另一個重要原因。正如前文分析，薄壁構件底部、中部、頂部的顯微組織受熱輸入的影響，冷卻速率相差較大，造成顯微組織類型、形貌發生變化，導致了垂直方向試樣的組織極不均勻。因此，采用冷金屬過渡電弧增材制造的方法所制備的低合金高強鋼試樣的抗拉強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

本文采用沖擊韌性來評價材料的韌性和脆性。圖6 為WAAM 制備HSLA 鋼試樣的沖擊韌性試驗結果。結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。與抗拉強度結果相反，垂直方向的試樣沖擊韌性優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中部分能量可能會通過層間滑移吸收，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。通過觀察不同方向試樣的沖擊斷口可以發現垂直方向試樣中的韌窩相對于水平方向試樣，更加密集而細小，如圖7 所示，與其略高的沖擊韌性相對應。

圖6 WAAM制備HSLA鋼薄壁構件不同方向試樣沖擊韌性測試結果

圖7 沖擊試樣斷口

2.2.3 彎曲性能試驗

圖8 為WAAM 制備HSLA 鋼薄壁構件彎曲性能測試結果。在彎曲角度為120°的情況下，彎曲試樣未發生斷裂，表面未出現裂紋。說明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鋼薄壁構件彎曲性能評價結果

3 結論

本文采用電弧熔絲增材制造技術，制備了CHW-90C 鋼的薄壁構件，并對其單層沉積層內、薄壁構件整體組織演變以及力學性能進行了系統的試驗研究。得到的主要結論如下：

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

（2）薄壁構件的整體組織自下而上較為不均勻，底部為細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）試樣整體力學性能上都存在各向異性。其中水平方向試樣的抗拉強度優于垂直方向，而沖擊韌性表現出相反的結果。水平方向試樣的抗拉強度達到1060 MPa，垂直方向的沖擊韌性達到226.6 J。