韓慶璘，李鑫磊，張廣軍

(哈爾濱工業(yè)大學(xué),先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,哈爾濱,150001)

0 序言

高強(qiáng)鋼是工程上廣泛使用的結(jié)構(gòu)材料.Ni 元素作為其中常用的合金元素，有著增強(qiáng)增韌的作用.然而國(guó)內(nèi)鎳資源供應(yīng)量嚴(yán)重不足，現(xiàn)已將鎳列為戰(zhàn)略性資源[1].如何在低鎳的情況下保證鋼結(jié)構(gòu)的承載能力成為了目前的研究熱點(diǎn).通過(guò)設(shè)計(jì)結(jié)構(gòu)件成分、組織的空間分布，使其不同部位具有不同的性能[2]，為上述問(wèn)題提供了解決方案：在主要承載區(qū)域使用高強(qiáng)鋼，而在低載荷區(qū)域使用低碳鋼，二者之間成分梯度過(guò)渡.與整體采用高強(qiáng)鋼的均質(zhì)結(jié)構(gòu)相比，這種多組分組合結(jié)構(gòu)能夠有效減少合金元素的用量，降低材料成本.

傳統(tǒng)的多組分組合結(jié)構(gòu)加工方法包括氣相沉積、等離子噴涂、粉末冶金、自蔓延高溫合成等[3].上述方法局限于制備涂層或者結(jié)構(gòu)簡(jiǎn)單的小尺寸塊體結(jié)構(gòu).增材制造采用自下而上逐層堆積的成形方式，在不同位置熔敷不同成分的材料，即可實(shí)現(xiàn)多組分組合結(jié)構(gòu)件的近凈成形[4].其中雙通道送粉的激光增材制造通過(guò)調(diào)整兩種粉末的輸送流量來(lái)控制熔敷金屬的成分，目前學(xué)者們已通過(guò)此方法對(duì)鋼/鈦、鋼/鎳、鈦/鋁等材料組元進(jìn)行了成形加工，并分析了其組織性能[5-7].激光增材制造的熔敷效率較低，一般不高于0.5 kg/h；考慮到粉末混合的問(wèn)題，送粉流量不能頻繁調(diào)節(jié)，所制造的多組分成形件一般只沿高度方向變化成分，導(dǎo)致該方法的應(yīng)用受到制約.

在電弧增材制造過(guò)程中，將成分相異的兩根金屬絲輸送到熔池，調(diào)整雙絲送絲速度即可改變?nèi)鄯蠼饘俪煞?Shen 等人[8-9]采用雙絲鎢極氬弧增材制造的方法，分別以鋼/鋁、鋁/銅為材料組元，堆積了多組分單墻體結(jié)構(gòu).其熔敷效率低于1 kg/h，這是因?yàn)殒u極氬弧在大電流下電弧壓力過(guò)高，熔敷道易產(chǎn)生駝峰、咬邊等缺陷，故只能采用200 A 以下的小電流、低送絲速度的工藝參數(shù)[10].鄒鵬遠(yuǎn)等人[11]采用TIME TWIN 的方法開(kāi)展了低碳鋼/耐磨鋼雙絲熔化極電弧增材制造研究.雖然該方法熔敷效率高，但送絲速度與熔敷電流耦合，調(diào)整熔敷金屬成分勢(shì)必會(huì)改變電弧狀態(tài)以及熔敷道成形，影響熔敷過(guò)程的穩(wěn)定性.

為了實(shí)現(xiàn)高效、穩(wěn)定的多組分組合結(jié)構(gòu)電弧增材制造，文中提出雙絲雙鎢極氬弧增材制造方法，在400 A 大熔敷電流下，以低碳鋼、高強(qiáng)鋼焊絲為材料組元，開(kāi)展了多層多道熔敷成形試驗(yàn)，熔敷效率達(dá)到了2.4 kg/h.同時(shí)研究了熔敷金屬成分、組織、力學(xué)性能之間的演變規(guī)律，為低碳鋼/高強(qiáng)鋼組合結(jié)構(gòu)的增材制造提供了依據(jù).

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所采用的雙絲雙鎢極氬弧增材制造系統(tǒng)由2 臺(tái)銳龍WS-400 弧焊電源、2 臺(tái)送絲機(jī)、一個(gè)水冷雙鎢極焊槍、以及一臺(tái)數(shù)控機(jī)床所組成.如圖1所示，兩個(gè)鎢極在焊槍中并列放置且彼此絕緣，由兩臺(tái)弧焊電源獨(dú)立供電，各自產(chǎn)生的子電弧相互吸引而形成耦合電弧.在熔敷過(guò)程中，兩根焊絲從熔池前沿送入，焊絲之間的夾角為30°，焊絲與基板表面夾角為20°.

圖1 雙絲雙鎢極氬弧增材制造Fig.1 Double wire twin electrode gas tungsten arc additive manufacturing

雙鎢極氬弧的形態(tài)如圖2 所示，其上端呈平臺(tái)狀.在相同電流下，雙鎢極氬弧上端面積明顯大于傳統(tǒng)的單鎢極氬弧，因此其電流密度分布更為均勻，電弧等離子體的峰值溫度更低，有利于避免熔池過(guò)熱[12].同時(shí)電弧形態(tài)的變化使其電弧壓力顯著降低，試驗(yàn)研究表明，采用雙鎢極氬弧增材制造方法在450 A 電流下進(jìn)行多層多道堆積，依然能夠保證熔敷道成形良好、無(wú)駝峰、咬邊等缺陷[13].

圖2 雙鎢極氬弧的形態(tài)Fig.2 Shape of twin electrode gas tungsten arc

以10 mm 厚的Q235 鋼板為基板，直徑1.2 mm的低碳鋼絲H08Mn2Si 以及高強(qiáng)鋼絲H06MnNi3Cr-MoA 為填充材料，開(kāi)展雙絲雙鎢極氬弧增材制造基礎(chǔ)試驗(yàn).基板與焊絲的成分如表1 所示.保護(hù)氣體為氬氣.試驗(yàn)在以下熔敷工藝參數(shù)下進(jìn)行：熔敷電流200 A+200 A，行走速度5 mm/s，弧長(zhǎng)5 mm，總送絲速度4.5 m/min，層間溫度100 ℃.采用表2所示的5 組送絲速度組合方案，堆積5 個(gè)成分各異的多層多道均質(zhì)塊體試件，各個(gè)試件均堆積12 層，每層堆積3 個(gè)搭接熔敷道，采用先中間后兩邊的堆積順序.用線切割在各個(gè)成形試件中切取拉伸試樣以及金相試樣，取樣位置如圖3 所示.對(duì)試樣成分、金相組織、力學(xué)性能進(jìn)行分析測(cè)試，揭示三者之間的演變規(guī)律.

圖3 取樣位置(mm)Fig.3 Position of samples

表1 基板與焊絲的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Components of substrate and wires

表2 送絲速度組合方案Table 2 Scheme of wire feed speeds

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

由表1 可知，Ni 元素是該高強(qiáng)鋼焊絲中含量最高的合金元素，且低碳鋼焊絲中不含Ni 元素，故采用Ni 元素含量反映熔敷金屬中高強(qiáng)鋼成分的含量.利用蔡司場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡對(duì)各個(gè)試樣進(jìn)行有標(biāo)樣EDS 面掃分析，測(cè)量各個(gè)試件中Ni 元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)，實(shí)測(cè)值與計(jì)算值基本吻合，如圖4 所示，表明雙絲雙鎢極氬弧增材制造方法通過(guò)調(diào)整雙絲送絲速度之比，即可在兩焊絲成分之間準(zhǔn)確獲得所需的熔敷金屬成分.

圖4 Ni 元素含量Fig.4 Mass fraction of Ni

各個(gè)成形件中層區(qū)域熔敷金屬的光學(xué)顯微鏡金相組織如圖5 所示.低碳鋼焊絲熔敷金屬以鐵素體為主，隨著熔敷金屬中高強(qiáng)鋼含量的增加，其組織中粒狀貝氏體、針狀鐵素體增加，并伴有少量的殘余奧氏體、馬氏體以及回火索氏體，原因如下：①碳化物形成元素Cr，Mo，V 的加入使C 曲線右移，且分離了珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)與貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，使熔敷金屬發(fā)生了貝氏體轉(zhuǎn)變；②合金元素增加，促進(jìn)了針狀鐵素體在奧氏體晶內(nèi)形核；③Ni 元素起到穩(wěn)定奧氏體的作用，且降低了Ms點(diǎn)以及馬氏體臨界冷卻速率；④增材制造是多重加熱過(guò)程，熔敷金屬受到后續(xù)堆積過(guò)程的后熱作用而回火.另一方面，熔敷金屬的晶粒尺寸隨高強(qiáng)鋼質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而變小，這是因?yàn)樘蓟镄纬稍刈璧K了晶界遷移，防止了晶粒粗化.

圖5 不同高強(qiáng)鋼含量的熔敷金屬形貌Fig.5 Metallographic phase of deposited metal with the different high strength steel mass fraction.(a) w=0;(b) w=50%;(c) w=75%;(d) w=100%

拉伸試驗(yàn)結(jié)果表明，熔敷金屬的抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均隨著高強(qiáng)鋼含量的增加而線性增加，如圖6a 所示.抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度的調(diào)節(jié)范圍分別為565～ 914 與441～ 803 MPa.這是貝氏體組織增加、晶粒細(xì)化、Ni 元素固溶強(qiáng)化等因素共同作用的結(jié)果.圖6b 為高強(qiáng)鋼含量為50%時(shí)的拉伸斷口，該斷口呈韌窩特征，斷裂模式為塑性斷裂.

圖6 拉伸試驗(yàn)結(jié)果Fig.6 Results of tensile tests.(a) strength of deposited metal;(b) tensile fracture

圖7 為在各個(gè)試件中心線上沿高度方向進(jìn)行顯微硬度測(cè)試結(jié)果.底層熔敷金屬靠近基板散熱條件好，且受到基板的稀釋作用，故硬度波動(dòng)較大；距離基板3 mm 以上的熔敷金屬經(jīng)歷的熱過(guò)程基本相同，其硬度基本穩(wěn)定.熔敷金屬的顯微硬度隨高強(qiáng)鋼含量的增加而線性增加，調(diào)節(jié)范圍為206～ 327 HV.

圖7 顯微硬度測(cè)試結(jié)果Fig.7 Results of micro hardness tests.(a) hardness distribution;(b) average hardness

3 驗(yàn)證試驗(yàn)

在上述研究的基礎(chǔ)上，設(shè)計(jì)了成分隨空間位置變化的多組分組合結(jié)構(gòu)，并采用雙絲雙鎢極氬弧增材制造方法進(jìn)行成形加工，進(jìn)一步驗(yàn)證其在熔敷金屬成分、性能調(diào)控方面的作用.

(1)低碳鋼/高強(qiáng)鋼成分梯度塊體結(jié)構(gòu).該結(jié)構(gòu)由14 個(gè)熔敷層組成，每層包含3 個(gè)搭接熔敷道，熔敷過(guò)程中，在不同熔敷層采用不同的送絲速度組合方案，如表3 所示，使成形件的成分在高度方向上從低碳鋼漸變到高強(qiáng)鋼，再漸變到低碳鋼.試驗(yàn)采用第1 節(jié)所述的熔敷工藝參數(shù)進(jìn)行，制得如圖8 所示的梯度塊體成形件，其寬度均勻，無(wú)明顯缺陷，該結(jié)果得益于雙絲雙鎢極氬弧增材制造在調(diào)節(jié)熔敷金屬成分時(shí)不改變?nèi)鄯箅娏?、行走速度、單位時(shí)間送絲總量等工藝參數(shù)，故電弧狀態(tài)、熔敷道尺寸未發(fā)生明顯改變，保證了熔敷過(guò)程穩(wěn)定，成形良好.

圖8 成分梯度塊體結(jié)構(gòu)實(shí)物圖Fig.8 Appearance of the component gradient block

表3 成分梯度塊體結(jié)構(gòu)的規(guī)劃Table 3 Planning of the component gradient block

成形件橫截面宏觀金相如圖9a 所示，沿高度方向上，熔敷金屬?gòu)牡吞间摻M織逐漸變化為高強(qiáng)鋼組織，再逐漸變化為低碳鋼組織，與預(yù)期目標(biāo)相符.其中心線上顯微硬度沿高度方向的分布如圖9b 所示，在低碳鋼區(qū)域與高強(qiáng)鋼區(qū)域之間，由組合成分的熔敷金屬充當(dāng)梯度過(guò)渡層，實(shí)現(xiàn)了硬度的漸變.圖7a 中在高強(qiáng)鋼熔敷金屬與低碳鋼基板間的界面處，硬度梯度高達(dá)80.2 HV/mm.而本結(jié)構(gòu)兩個(gè)過(guò)渡層中的硬度梯度只有24.0 與17.4 HV/mm，并且可以隨過(guò)渡層厚度的增加而繼續(xù)降低.

圖9 成分梯度塊體成形件的組織性能Fig.9 Microstructure and property of the composition gradient block.(a) macro metallographic;(b)hardness distribution

(2)雙金屬滑動(dòng)軸承模擬件.雙金屬滑動(dòng)軸承由軸承基體與耐磨的軸承襯組成，通常采用離心鑄造、軋制等方法將二者連接，然而這種連接界面兩側(cè)的材料性能差異巨大，導(dǎo)致嚴(yán)重的應(yīng)力集中，易產(chǎn)生界面裂紋[14].為了改善上述問(wèn)題，文中采用雙絲雙鎢極氬弧增材制造方法，以低碳鋼為軸承基體材料，高強(qiáng)鋼為軸承襯材料，在二者之間設(shè)置成分梯度過(guò)渡層，設(shè)計(jì)并開(kāi)展了雙金屬滑動(dòng)軸承模擬件的成形試驗(yàn).該模擬件為多層多道回轉(zhuǎn)體結(jié)構(gòu)，其幾何尺寸、成分分布、熔敷路徑規(guī)劃的示意圖如圖10所示.

圖10 雙金屬滑動(dòng)軸承模擬件示意圖Fig.10 Schematic of the bimetal sliding bearing

試驗(yàn)在400 A 級(jí)大電流熔敷參數(shù)下進(jìn)行，層間溫度100 ℃.所成形的雙金屬滑動(dòng)軸承模擬件如圖11 所示，熔敷過(guò)程中未見(jiàn)熔池流淌、熔敷道駝峰、咬邊等現(xiàn)象，熔敷效率約為2.4 kg/h，達(dá)到了雙絲單鎢極氬弧增材制造的二倍以上.圖12 為該成形件沿徑向的組織與硬度分布，其軸承襯部位硬度高，能夠有效承受摩擦載荷；軸承基體硬度低，起到支撐作用；過(guò)渡層為從軸承襯到軸承基體的硬度下降提供了緩沖區(qū)域，有效緩和了界面失配問(wèn)題.

圖11 雙金屬滑動(dòng)軸承模擬件成形外觀Fig.11 Appearance of the bimetal sliding bearing

圖12 雙金屬滑動(dòng)軸承模擬件組織性能Fig.12 Microstructure and property of the bimetal sliding bearing

4 結(jié)論

(1)雙絲雙鎢極氬弧增材制造方法能夠在400 A 大電流下實(shí)現(xiàn)多組分組合結(jié)構(gòu)的良好成形，熔敷金屬成分調(diào)節(jié)過(guò)程穩(wěn)定，熔敷效率達(dá)到2.4 kg/h，為雙絲單鎢極氬弧增材制造的二倍以上.

(2)熔敷金屬的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、顯微硬度隨高強(qiáng)鋼含量的增加而線性增加，其調(diào)節(jié)范圍分別為565～ 914，441～ 803 MPa 以及206～ 327 HV.

(3)雙絲雙鎢極氬弧增材制造方法實(shí)現(xiàn)了熔敷金屬?gòu)牡吞间摰礁邚?qiáng)鋼的成分梯度過(guò)渡，有效緩和了界面失配問(wèn)題.