王強(qiáng)，王磊磊,2，高轉(zhuǎn)妮，楊興運(yùn)，占小紅

(1.南京航空航天大學(xué),南京,211106；2.南京航空航天大學(xué)深圳研究院,深圳,518000)

0 序言

電弧增材制造是一種通過將熔化金屬絲依據(jù)特定路徑逐層堆積以形成致密零部件的方法[1-3]，具有材料利用率高、成形效率高、特征尺寸不受限制和成本低等特點(diǎn)[4-5].該技術(shù)不僅適用于薄壁結(jié)構(gòu)件[6]和大尺寸零件[7]的制造，同時(shí)可以實(shí)現(xiàn)制造過程的集成化和數(shù)字化，被廣泛應(yīng)用于航空航天、船舶和其它領(lǐng)域[8-12].

電弧增材制造技術(shù)常用材料包括鋼[13-14]、鋁合金[15-16]、鎳基合金[17-18]和鈦合金[19-20].由于電弧較低的溫度梯度與凝固速率、最小晶粒形核機(jī)制及晶粒生長(zhǎng)方向的選擇，生成的不間斷的柱狀晶為力學(xué)性能的各向異性創(chuàng)造了條件.因此，針對(duì)該技術(shù)的主要討論集中在熱輸入與熱累積對(duì)成形精度以及力學(xué)性能的影響.電弧增材制造過程的微觀結(jié)構(gòu)演變和性能各向異性成為一個(gè)亟待解決的問題.

影響電弧增材制造過程中柱狀晶生長(zhǎng)演化、晶粒粗化和力學(xué)性能的主要因素是復(fù)雜的熱循環(huán)系統(tǒng)和逐層堆積方法.目前，主要采用的控制方法包括層間冷卻[21-22]、不同焊接路徑[23-24]和新沉積形式[25-26]，如冷金屬過渡(cold metal transfer,CMT)技術(shù)和交流變極性冷金屬過渡(CMT-A)技術(shù)[27].溫度梯度和過冷度的共同作用對(duì)晶粒的形貌和尺寸有重要影響.由于較高的溫度梯度和較低的過冷度，一次枝晶間距較大的骨架δ 鐵素體更容易形成.然而，當(dāng)溫度梯度較低且過冷度較高時(shí)，多孔γ 亞晶粒更容易在熔池底部生長(zhǎng)[28].此外，316L 不銹鋼樣品中殘留少量鐵素體的原因是沉積過程中在非平衡條件下發(fā)生了δ 到γ 的不完全轉(zhuǎn)變.Chen等人[29]采用CMT 技術(shù)制造316L 不銹鋼薄壁構(gòu)件，并沿沉積方向制備出織構(gòu)為<1 0 0>初始織構(gòu)的粗奧氏體柱狀晶體.研究表明，隨著熱循環(huán)次數(shù)的增加，δ 相在奧氏體枝晶中重新溶解，在γ/δ 界面形成金屬間化合物σ 相.Wang 等人[30]研究了AISI 304L 不銹鋼的拉伸性能，結(jié)果表明，構(gòu)件掃描方向的抗拉強(qiáng)度與增材方向的抗拉強(qiáng)度相同.Duarte 等人[31]提出了熱鍛線材和電弧增材制造(HF-WAAM)技術(shù)，該技術(shù)通過細(xì)化晶粒、減少氣孔以及減少織構(gòu)效應(yīng)等方式改善沉積層的力學(xué)性能.Liu 等人[32]提出了一種稱為強(qiáng)制收縮電弧增材制造技術(shù)(CC-WAAM)的新方法，通過強(qiáng)制收縮電弧等離子體和液態(tài)金屬液滴來獲得均勻的結(jié)構(gòu)，實(shí)現(xiàn)了對(duì)微觀結(jié)構(gòu)和性能的精確控制.Wang 等人[33]研究了316L 不銹鋼組件在兩種不同電弧模式下的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能，發(fā)現(xiàn)與脈沖模式相比，穩(wěn)流模式提供了更精細(xì)的微觀結(jié)構(gòu)和更高的力學(xué)性能.

電弧增材制造過程中微觀結(jié)構(gòu)演變與力學(xué)性能變化的精確關(guān)系還未揭露.為揭示增材制造過程中不同區(qū)域的微觀組織對(duì)力學(xué)性能的影響，文中對(duì)316L 不銹鋼電弧增材制造試樣不同部位的微觀結(jié)構(gòu)特征進(jìn)行了系統(tǒng)研究，定量分析了試樣在整個(gè)過程中的微觀結(jié)構(gòu)變化.通過拉伸試驗(yàn)研究了其力學(xué)性能的各向異性，建立了組織與性能之間的聯(lián)系.該研究結(jié)果為電弧增材制造試樣的不同區(qū)域組織和性能差異提供理論指導(dǎo)，推動(dòng)電弧增材工藝制造可靠產(chǎn)品的應(yīng)用具有積極影響.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)采用的材料為直徑1.2 mm 的316L 不銹鋼焊絲，其化學(xué)成分如表1 所示.基板材料與焊絲保持一致，尺寸為250 mm×100 mm×5 mm.試驗(yàn)采用以Lorch 電源驅(qū)動(dòng)的6 軸FANUC 設(shè)備作為增材設(shè)備，為保證熔滴平穩(wěn)過渡，采用了短路過渡模式.試驗(yàn)前，對(duì)基板表面進(jìn)行清潔處理，保護(hù)氣體選用純度為99.99%的氬氣，每層的掃描策略均為單道回轉(zhuǎn)式，層間冷卻時(shí)間為20 s.具體工藝參數(shù)如表2 所示.最終獲得的樣品為薄壁框架結(jié)構(gòu).增材制造方式如圖1 所示.

圖1 電弧增材制造示意圖Fig.1 Schematic diagram of WAAM

表1 316L 不銹鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of 316L stainless steel

表2 電弧增材制造過程工藝參數(shù)Table 2 Process parameters of wire arc additive manufacturing(WAAM)

由于樣品的微觀結(jié)構(gòu)在垂直方向上呈現(xiàn)周期性變化，因此金相試樣分別從樣品的頂部、中部與底部切割獲得.金相試樣尺寸為10 mm×2 mm×8 mm 以保證單個(gè)試樣內(nèi)覆蓋完整熔覆層與重熔區(qū).每個(gè)金相試樣都經(jīng)過打磨、拋光與腐蝕處理，然后采用MR 5000 型光學(xué)顯微鏡觀察其單層內(nèi)與樣品不同位置的微觀組織變化.拉伸試樣從樣品中部取得，其取向分為沿沉積方向與沿掃描方向.根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228—2008《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)》采用萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)在室溫下以1 mm/min 的拉伸速率進(jìn)行拉伸試驗(yàn).拉伸試樣為非標(biāo)準(zhǔn)件，其尺寸如圖2 所示.

圖2 拉伸試樣尺寸(mm)Fig.2 Dimensions of the tensile specimen

2 結(jié)果與討論

2.1 快速電弧模式工藝穩(wěn)定性

電流、電壓波形反映增材制造過程的穩(wěn)定程度.在增材制造過程中，采用電流電壓監(jiān)控系統(tǒng)對(duì)快速電弧模式下的電流與電壓進(jìn)行檢測(cè)與記錄，如圖3 所示.圖3a 為0.1 s 內(nèi)提取的電流、電壓變化值，在該模式下的增材過程中電流基本維持恒定值，電壓呈現(xiàn)規(guī)律波動(dòng).從圖3b 可以發(fā)現(xiàn)，隨著電壓的波動(dòng)，電流在整個(gè)過程中幾乎保持穩(wěn)定值，這表明增材過程中的電弧穩(wěn)定性和工藝穩(wěn)定性良好.電流、電壓的穩(wěn)定性是增材制造過程中的一個(gè)重要指標(biāo)，它對(duì)于材料沉積速度、熔池形態(tài)和質(zhì)量等方面都有著直接影響.穩(wěn)定的電流、電壓水平表明熔化和沉積過程得到有效控制，有利于獲得良好的熔池形態(tài)和均勻的材料沉積，避免氣孔、裂紋等缺陷的產(chǎn)生.

圖3 快速電弧模式下的電流與電壓關(guān)系Fig.3 Relationship between current and voltage in fast arc mode.(a) change of current and voltage with time；(b) change of current with voltage

2.2 熔覆層內(nèi)與試樣不同區(qū)域微觀組織分布特征

圖4 為單道熔覆層內(nèi)不同區(qū)域微觀組織.圖4a 顯示了樣品縱截面單道熔覆層的微觀結(jié)構(gòu)，基體中分布著白色的奧氏體(γ)和灰黑色的鐵素體(δ).層間熔合線呈曲線狀，兩條熔合線之間存在重熔區(qū)(RA)，其寬度最大處約為200～300 μm.圖4b、圖4c 和圖4d 顯示了樣品單層上部、中部和下部的主要樹枝晶微觀結(jié)構(gòu).發(fā)現(xiàn)一次樹枝晶的形態(tài)與大小沿沉積方向在單層內(nèi)有明顯變化.沉積層底部的一次樹枝晶主要以針狀結(jié)構(gòu)沿著沉積方向生長(zhǎng)，而在沉積層中部，針狀一次樹枝晶發(fā)展為薄帶狀一次樹枝晶，在到達(dá)沉積層頂部時(shí)逐漸形成柱狀一次樹枝晶.圖4e、圖4f 和圖4g 顯示了樣品單層頂部、中部和底部的二次枝晶微觀結(jié)構(gòu).發(fā)現(xiàn)在重熔區(qū)和熔合線附近的鐵素體中幾乎沒有二次枝晶.相反，在沉積層的頂部可以清楚地看到大量的二次枝晶.此外，沿沉積方向二次枝晶整體呈現(xiàn)等軸晶形態(tài)，但其尺寸不斷增加，從底部的25 μm2逐漸發(fā)展到頂部的300 μm2.一次枝晶與二次枝晶形態(tài)與尺寸的變化主要受溫度梯度G和凝固速度R的影響.冷卻速度G×R決定凝固后晶粒尺寸，而G/R則決定結(jié)構(gòu)形狀[30].在單道熔覆層的底部，由于它與之前沉積后冷卻的金屬接觸，熱導(dǎo)率大，G/R和G×R都較高.而在沉積層的頂部，金屬液體與空氣接觸，熱導(dǎo)率小，G/R和G×R都較低.因此導(dǎo)致了單層內(nèi)微觀結(jié)構(gòu)的形態(tài)和尺寸變化的發(fā)生.

圖5 為整個(gè)樣品縱截面的頂部、中部與底部的微觀結(jié)構(gòu).在每個(gè)取樣區(qū)域中，分別選取3 個(gè)較遠(yuǎn)點(diǎn)，繪制對(duì)應(yīng)長(zhǎng)度為150 μm 的直線，并計(jì)算其覆蓋的二次枝晶數(shù)量以定量求得二次枝晶臂大小.圖6 為各區(qū)域晶粒度的計(jì)算結(jié)果.對(duì)各個(gè)區(qū)域平均粒度進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)比較，如圖6d 所示.在整個(gè)沉積過程中，二次枝晶臂大小的整體變化趨勢(shì)為隨著沉積層高度的增加而逐漸增大，從11.54 μm 發(fā)展到15.52 μm.其原因在于增材制造開始時(shí)，傳熱方法主要是基于傳導(dǎo)的散熱，由于基板的溫度較低，金屬液體與基板接觸時(shí)有較大的冷卻速率.然而，隨著熱循環(huán)次數(shù)的增加，熱分布在整個(gè)增材樣品內(nèi)發(fā)生變化，由于樣品整體為薄壁結(jié)構(gòu)，因此界面中較大比例的輻射和對(duì)流成為主要的傳熱方法[34].結(jié)果發(fā)現(xiàn)，中部與底部的二次枝晶臂差距較小，這主要是由于在增材制造過程中，相對(duì)較高的溫度會(huì)帶來更高的位錯(cuò)形核密度[35]，從而有助于再結(jié)晶與細(xì)化晶粒.

二次枝晶臂的尺寸大小與電弧增材制造樣品力學(xué)性能之間存在負(fù)相關(guān).二次枝晶臂越小，力學(xué)性能越好，這是評(píng)估電弧增材制造樣品的重要指標(biāo)，可通過霍爾-佩奇公式確定[33]，即

式中：d為晶粒尺寸；σy為屈服強(qiáng)度；σ0為無(wú)晶粒材料的屈服應(yīng)力；ky為材料的強(qiáng)化系數(shù).微觀組織分析表明該樣品的平均晶粒尺寸從底部往上呈遞增趨勢(shì).結(jié)合霍爾-佩奇公式可知，晶粒尺寸越大，屈服強(qiáng)度越低，因此力學(xué)性能應(yīng)從底部向上逐漸減小.此外，增材制造樣品的力學(xué)性能也依然受到其它因素，包括工藝、缺陷等的影響.

2.3 熔覆層內(nèi)與試樣不同區(qū)域拉伸性能

圖7 為沿掃描方向和沉積方向下拉伸試樣的拉伸結(jié)果.每組試樣均選擇了3 個(gè)樣本以保證準(zhǔn)確性，分別定義為1，2，3.在拉伸過程中，試樣都經(jīng)歷了彈性變形和塑性變形.觀察斷裂后的試樣發(fā)現(xiàn)，沿掃描方向上的拉伸試樣在拉伸區(qū)域產(chǎn)生了明顯的波浪形形變，而沿沉積方向試樣的拉伸區(qū)域較為平直.此外，沿掃描方向的拉伸試樣和沿沉積方向的拉伸試樣都有頸縮現(xiàn)象產(chǎn)生，但沿掃描方向的拉伸試樣的頸縮現(xiàn)象更嚴(yán)重.表3 為相應(yīng)的抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率值.比較拉伸試樣沿掃描方向和沉積方向的拉伸性能，清楚地顯示了不同方向拉伸試樣的各向異性.拉伸試樣沿掃描方向的斷后伸長(zhǎng)率為22.5%，遠(yuǎn)高于沿沉積方向的15.0%，這與試樣宏觀形貌表現(xiàn)一致.然而，拉伸試樣沿掃描方向的平均抗拉強(qiáng)度和沉積方向的抗拉強(qiáng)度無(wú)較大差別，分別為527 MPa 和517 MPa，如圖7a 和圖7b 所示.這與沿沉積方向定向生長(zhǎng)的細(xì)長(zhǎng)奧氏體晶粒的形態(tài)有關(guān)，因?yàn)槲⒂^結(jié)構(gòu)沿沉積方向具有周期性交替結(jié)構(gòu)[36].

圖7 沿不同方向拉伸試樣的拉伸結(jié)果Fig.7 Tensile results of tensile specimens along different directions.(a) scanning direction;(b)deposition direction

表3 不同方向下樣品的拉伸性能Table 3 Tensile properties of specimens in different directions

圖8 為在掃描方向與沉積方向下拉伸試樣的斷口掃描結(jié)果.沿掃描方向拉伸試樣斷裂處的最小寬度為560.4 μm，沿沉積方向拉伸試樣斷裂處的最小寬度為1 037 μm，約為前者的兩倍.從圖8c 和圖8d 可以清楚地觀察到，拉伸樣品中沿掃描方向和沉積方向分布有大量韌窩.斷口表面呈深灰色纖維狀，表明斷裂方式為韌性斷裂，材料具有良好的塑性韌性.但沿掃描方向拉伸試樣的韌窩深度略大于沿沉積方向的拉伸試樣，這說明試樣在掃描方向具有更好的塑性和韌性，這與上述拉伸試驗(yàn)結(jié)果一致.

圖8 不同方向拉伸試樣斷口掃描結(jié)果Fig.8 Scanning results of fracture of tensile specimens in different directions.(a) scanning direction;(b)deposition direction;(c) fracture center along scanning direction;(d) fracture center along deposition direction

3 結(jié)論

(1)通過電流電壓監(jiān)控系統(tǒng)對(duì)快速電弧模式下的電流與電壓進(jìn)行檢測(cè)與記錄，結(jié)果顯示增材過程中電流基本維持恒定值，而電壓呈規(guī)律波動(dòng).這表明快速電弧增材過程的電弧穩(wěn)定性良好，有利于獲得良好的熔池形態(tài)和均勻的材料沉積，避免缺陷產(chǎn)生.

(2)在316L 增材制造樣品單道熔覆層內(nèi)，一次枝晶微觀形態(tài)沿沉積方向從針狀枝晶逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢钪?，尺寸逐漸增大.二次枝晶在單層內(nèi)均為等軸晶，其尺寸從底部的25 μm2逐漸發(fā)展到頂部的300 μm2.整個(gè)樣品的二次枝晶臂大小在底部，中部與頂部分別為11.54，12.50，15.52 μm，其隨著沉積層高度的增加而增大.

(3) 316L 樣品表現(xiàn)出與微觀結(jié)構(gòu)分布相對(duì)應(yīng)的非平衡力學(xué)性能.拉伸試樣在掃描方向與沉積方向的抗拉強(qiáng)度分別為527，517 MPa，其強(qiáng)度基本保持一致；拉伸試樣在掃描方向與沉積方向的斷后伸長(zhǎng)率為22.5%，15.0%，但掃描方向的斷后伸長(zhǎng)率則約為沉積方向的1.5 倍.拉伸試樣斷口均為韌性斷裂，但是相比于沉積方向，掃描方向斷口韌窩深度略大，其塑韌性更優(yōu)異.