等離子弧增材交織結構的組織與力學性能

周凡，顧介仁,2，王克鴻

（1.南京理工大學，受控電弧智能增材技術工信部重點實驗室，南京 210094；2.北京北方車輛集團有限公司，北京 100072）

0 前言

金屬增材制造由于其加工周期短，對材料有較高的使用率，成本較低等諸多優(yōu)點，目前在航空、鐵路、海洋、軍事等領域引起廣泛關注[1-3]。其中電弧熔絲增材制造技術通過電弧熔化絲材，逐層堆疊以形成復雜零件，非常適合制造大型復雜金屬結構零件，得到了廣泛應用[4-6]。

鋼作為傳統(tǒng)的結構材料廣泛應用于各大領域，但目前傳統(tǒng)的均質材料已經無法滿足，陷入瓶頸，異質材料組合將會擁有廣闊的前景[7-8]。郭順等人[9]采用等離子增材18Ni 高強鋼和高氮奧氏體不銹鋼時發(fā)現，顯微組織主要為高強鋼側的板條狀馬氏體和高氮鋼側的奧氏體等軸晶及樹枝晶。Leicher 等人[10]采用高強度鐵素體/馬氏體（25%）和奧氏體（75%）材料交織增材，該結構件是軟材結合了高強度的硬材，因此具有較高的屈服強度和抗拉強度。徐俊強等人[11]發(fā)現異種金屬交織方式的改變能夠明顯影響性能，不銹鋼-高強鋼的異質增材可以在強度降低較少的情況下明顯改善其沖擊韌性，獲得“強-韌”材料。

基于以上不同鋼的異質交織試驗結果，文中采用貝氏體鋼和不銹鋼進行等離子增材交織構件，并研究了貝氏體鋼-不銹鋼異種金屬交織結構的微觀組織及其力學性能。

1 試驗方法

增材試驗所用基板為400 mm × 250 mm × 18 mm的貝氏體鋼，所使用的焊絲分別為直徑 ?1.0 mm 的316L 不 銹鋼 焊 絲（絲 材1）和 ?1.2 mm 的ER80YM 貝氏體鋼焊絲（絲材2），材料化學成分見表1。

表1 基板與焊絲化學成分組成(質量分數，%)

試驗采用的等離子弧增材制造系統(tǒng)由日本安川（YASKAWA）機器人、米加尼克等離子焊機、PWM 300等離子焊槍及送氣送絲裝置組成。增材工藝參數如下：增材電流170 A，增材速度12 cm/min，不銹鋼送絲速度1.80 m/min，貝氏體鋼送絲速度1.46 m/min。增材過程加擺，擺寬為5 mm，擺長為2.5 mm。增材過程選用的保護氣體為氬氣，氣體流量19 L/min，等離子為氬氣，氣體流量0.8 L/min，控制層間溫度為200 ℃以下。使用此工藝參數增材一個長160 mm，寬120 mm，高42 mm 的構件，如圖1 所示。圖1a 為異種金屬交織結構的路徑示意圖。其中單道長度為80 mm，不銹鋼（綠色）在其中占比15 mm，平均分為兩段，中間插入5 mm 的貝氏體鋼（灰色）；同一層內部道間偏移量為6.5 mm，3 道作為一個循環(huán)，外面有不銹鋼進行包裹，相當于很多個田字結構堆疊，整體比例為1∶1，整體形狀如圖1b 所示。

圖1 雙金屬交織結構示意圖

增材后的交織構件按照選定好的位置進行截取拉伸試樣、金相試樣和沖擊試樣。其中金相試樣打磨拋光后用2%的硝酸酒精和王水分別進行腐蝕，然后采用光學顯微鏡對試樣表面顯微組織進行觀察，XRD 定量分析組織成分，SEM 進行斷裂韌口觀察。

采用拉伸試驗機，依據國家標準GB/T 228—2002《金屬材料室溫拉伸試驗方法》對室溫下金屬交織構件的拉伸強度進行測試，拉伸試樣如圖2 所示，拉伸試樣按照不銹鋼的不同比例進行選取，每個比例拉伸試樣3 個方向各取兩個。采用擺錘沖擊試驗機測試交織構件的沖擊韌性，試樣尺寸如圖2 所示，沖擊缺口選取位置分別位于不銹鋼處和貝氏體鋼處，測試溫度分別為常溫和-40 ℃低溫。

圖2 拉伸試樣及沖擊試樣示意圖

2 試驗結果與分析

2.1 交織結構形貌分析

結構件實物圖如圖3 所示，構件表面沒有明顯的塌陷、開裂等成形問題，側面部分沒有塌陷，表面也未出現氣孔、夾渣等缺陷，成形良好，經過X 射線檢查后發(fā)現，結構件層與層之間結合良好，內部無缺陷。

圖3 結構件實物圖

2.2 微觀組織分析

圖4 為金屬異質異構各區(qū)域組織形貌。從圖4a可以看出，貝氏體鋼區(qū)域組織主要為粒狀貝氏體（GB）、板條狀貝氏體（LB）、殘余奧氏體組成（RA），無碳化物析出，其中分散的GB 和平行的LB 分布在塊狀RA 中，從而產生出更細的薄膜狀殘余奧氏體[12-13]。從圖4b 可以看出，不銹鋼區(qū)域組織為奧氏體和鐵素體，奧氏體組織主要是柱狀樹枝晶和等軸樹枝晶。其中柱狀晶的生長方向與沉積方向基本相同，但由于溫度梯度與沉積方向不是完全一致，會存在少量柱狀晶與熱流方向最為接近的方向生長[14]。圖4c 和圖4d 分別為金屬層間交織與道間交織的組織形貌，其中在交織界面處存在互相過渡的重熔區(qū)，在貝氏體鋼區(qū)域主要為粒狀貝氏體組織，在不銹鋼區(qū)域主要為奧氏體組織。在道間交織處不銹鋼組織由于貝氏體鋼立刻增材在其上面，兩種材料的冷卻速度不同，導致不銹鋼部分冷卻速率加快，所以不銹鋼組織主要為等軸晶和細狀晶；在層間交織處，由于其上一層冷卻到200 ℃以下進行增材第二層，貝氏體鋼對不銹鋼沒有太大影響，所以不銹鋼組織主要為少量等軸晶和粗大的樹枝晶。貝氏體鋼組織由于受到不銹鋼組織的影響[15]，抑制貝氏體鋼晶粒的長大，所以交織出主要組織為粒狀貝氏體和薄膜狀的殘余奧氏體。

圖4 交織結構各區(qū)域微觀組織形貌

由圖5 XRD 圖譜可知，波峰顯示全部為貝氏體相與奧氏體相，無碳化物析出，與上述的交織結構微觀組織一致。

圖5 交織結構XRD 衍射圖譜

2.3 力學性能分析

圖6 為交織增材構件的拉伸性能，表2 為增材件中不同不銹鋼含量時的拉伸性能平均值。從表2 中能夠得出，對于“田字形”道間交織結構，由于不銹鋼含量的不斷增加，構件的抗拉強度逐漸減小，斷后伸長率逐漸上升。但當含量在23%以內時，抗拉強度比純電弧增材貝氏體鋼構件[12]還要高，且斷后伸長率也與純貝氏體鋼相同，主要是由于增材單層過程中由于不銹鋼立刻就搭接在貝氏體鋼上面，兩種鋼的冷卻速率不同使貝氏體鋼組織有更長的保溫時間，且不銹鋼中Ni 元素會抑制貝氏體鋼組織的長大[15]，故貝氏體鋼組織增多，晶粒細化，其主要組織為粒狀貝氏體；在層間沉積過程中，由于等離子熱輸入比較大，形成了不銹鋼-貝氏體鋼的重熔層，從而減少了一定量的不銹鋼，提高了材料的強度。由圖6 可知，其中x方向抗拉強度和斷后伸長率比y和z方向的要高，存在著明顯的各向異性，但隨著不銹鋼含量的增材，各向異性明顯變小，不銹鋼含量達到50%時，3 個方向已經沒有明顯差異。主要原因是不銹鋼含量低時，其拉伸試樣主要組織為貝氏體鋼，故貝氏體鋼晶粒大小對其影響比較大；同層道間增材時，與不銹鋼接觸的貝氏體鋼部分晶粒比較細小，而層間進行增材時，由于上一層溫度已經冷卻到200 ℃以下，故貝氏體鋼重熔區(qū)部分的晶粒尺寸稍微大一些，所以有比較大的各向異性。

圖6 結構件抗拉強度和斷后伸長率

表2 交織增材構件抗拉強度和斷后伸長率

圖7 為不銹鋼含量較低時（12%～20%）的交織構件沿x，y兩個方向不同溫度下的沖擊吸收能量，構件室溫下（25 ℃）整體平均沖擊吸收能量為159.25 J/cm2，在-40 ℃平均沖擊吸收能量為49.75 J/cm2。其中x方向不同溫度的平均沖擊吸收能量為185 和52.5 J/cm2，y方向不同溫度的平均沖擊吸收能量為133.5 和47 J/cm2，略小于x方向的沖擊韌性，這是因為x方向由于重熔區(qū)部分的貝氏體晶粒尺寸比較細小，薄膜狀的殘余奧氏體分布比較多，所以沖擊韌性比較好。整體構件的沖擊吸收能量相比于純貝氏體鋼有了很大的提高，其主要原因是交織結構中不銹鋼具有良好的沖擊吸收能量，而且其強度也沒有下降很多。因此雙金屬交織結構設計能夠突破傳統(tǒng)的“強-韌矛盾”，從而提高整體構件的綜合力學性能。

圖7 不銹鋼含量較低時交織構件沖擊韌性

圖8 為拉伸斷口形貌，從圖可知，宏觀形貌下，斷口呈暗灰色，明顯纖維狀，且斷裂邊緣處出現傾斜斷面形貌，角度約為45°，是典型的韌性斷裂；微觀形貌下，斷口表面分布大量等軸韌窩和剪切韌窩，韌窩底部有顆粒且數量較多，粒子尺寸較小，強度較高，說明交織增材構件均勻性良好，有較高強度的同時還有良好的韌性，符合力學性能的測試。

圖8 拉伸試樣斷口形貌

3 結論

（1）通過不銹鋼-貝氏體鋼異種焊絲實現了等離子增材雙金屬交織結構增材過程，結構樣件整體無缺陷，成形良好。

（2）交織結構組織在貝氏體鋼區(qū)域為貝氏體和殘余奧氏體，不銹鋼區(qū)域為鐵素體和奧氏體，交界處存在重熔區(qū)，重熔區(qū)晶粒細小。

（3）貝氏體鋼-不銹鋼交織結構在不銹鋼含量較低的情況下，抗拉強度值在1 200 MPa 以上，斷后伸長率均值為10%左右，常溫下的平均沖擊吸收能量在159.25 J/cm2，呈現良好的強韌性。

（4）交織結構拉伸試樣斷口表面有大量等軸韌窩和剪切韌窩，屬于韌性斷裂。