韓慶璘，李鑫磊，張廣軍

(哈爾濱工業(yè)大學,先進焊接與連接國家重點實驗室,哈爾濱,150001)

0 序言

高強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，有著增強增韌的作用.然而國內(nèi)鎳資源供應(yīng)量嚴重不足，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.通過設(shè)計結(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]，為上述問題提供了解決方案：在主要承載區(qū)域使用高強鋼，而在低載荷區(qū)域使用低碳鋼，二者之間成分梯度過渡.與整體采用高強鋼的均質(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調(diào)整兩種粉末的輸送流量來控制熔敷金屬的成分，目前學者們已通過此方法對鋼/鈦、鋼/鎳、鈦/鋁等材料組元進行了成形加工，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，導致該方法的應(yīng)用受到制約.

在電弧增材制造過程中，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，這是因為鎢極氬弧在大電流下電弧壓力過高，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].鄒鵬遠等人[11]采用TIME TWIN 的方法開展了低碳鋼/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)整熔敷金屬成分勢必會改變電弧狀態(tài)以及熔敷道成形，影響熔敷過程的穩(wěn)定性.

為了實現(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、高強鋼焊絲為材料組元，開展了多層多道熔敷成形試驗，熔敷效率達到了2.4 kg/h.同時研究了熔敷金屬成分、組織、力學性能之間的演變規(guī)律，為低碳鋼/高強鋼組合結(jié)構(gòu)的增材制造提供了依據(jù).

1 試驗方法

試驗所采用的雙絲雙鎢極氬弧增材制造系統(tǒng)由2 臺銳龍WS-400 弧焊電源、2 臺送絲機、一個水冷雙鎢極焊槍、以及一臺數(shù)控機床所組成.如圖1所示，兩個鎢極在焊槍中并列放置且彼此絕緣，由兩臺弧焊電源獨立供電，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，有利于避免熔池過熱[12].同時電弧形態(tài)的變化使其電弧壓力顯著降低，試驗研究表明，采用雙鎢極氬弧增材制造方法在450 A 電流下進行多層多道堆積，依然能夠保證熔敷道成形良好、無駝峰、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 以及高強鋼絲H06MnNi3Cr-MoA 為填充材料，開展雙絲雙鎢極氬弧增材制造基礎(chǔ)試驗.基板與焊絲的成分如表1 所示.保護氣體為氬氣.試驗在以下熔敷工藝參數(shù)下進行：熔敷電流200 A+200 A，行走速度5 mm/s，弧長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 個成分各異的多層多道均質(zhì)塊體試件，各個試件均堆積12 層，每層堆積3 個搭接熔敷道，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.對試樣成分、金相組織、力學性能進行分析測試，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 基板與焊絲的化學成分 (質(zhì)量分數(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 試驗結(jié)果與分析

由表1 可知，Ni 元素是該高強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鋼成分的含量.利用蔡司場發(fā)射掃描電鏡對各個試樣進行有標樣EDS 面掃分析，測量各個試件中Ni 元素質(zhì)量分數(shù)，實測值與計算值基本吻合，如圖4 所示，表明雙絲雙鎢極氬弧增材制造方法通過調(diào)整雙絲送絲速度之比，即可在兩焊絲成分之間準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

各個成形件中層區(qū)域熔敷金屬的光學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點以及馬氏體臨界冷卻速率；④增材制造是多重加熱過程，熔敷金屬受到后續(xù)堆積過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鋼質(zhì)量分數(shù)的增加而變小，這是因為碳化物形成元素阻礙了晶界遷移，防止了晶粒粗化.

圖5 不同高強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%

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

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

圖7 為在各個試件中心線上沿高度方向進行顯微硬度測試結(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，故硬度波動較大；距離基板3 mm 以上的熔敷金屬經(jīng)歷的熱過程基本相同，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 顯微硬度測試結(jié)果Fig.7 Results of micro hardness tests.(a) hardness distribution;(b) average hardness

3 驗證試驗

在上述研究的基礎(chǔ)上，設(shè)計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行成形加工，進一步驗證其在熔敷金屬成分、性能調(diào)控方面的作用.

(1)低碳鋼/高強鋼成分梯度塊體結(jié)構(gòu).該結(jié)構(gòu)由14 個熔敷層組成，每層包含3 個搭接熔敷道，熔敷過程中，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鋼，再漸變到低碳鋼.試驗采用第1 節(jié)所述的熔敷工藝參數(shù)進行，制得如圖8 所示的梯度塊體成形件，其寬度均勻，無明顯缺陷，該結(jié)果得益于雙絲雙鎢極氬弧增材制造在調(diào)節(jié)熔敷金屬成分時不改變?nèi)鄯箅娏?、行走速度、單位時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，保證了熔敷過程穩(wěn)定，成形良好.

圖8 成分梯度塊體結(jié)構(gòu)實物圖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，熔敷金屬從低碳鋼組織逐漸變化為高強鋼組織，再逐漸變化為低碳鋼組織，與預(yù)期目標相符.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)域與高強鋼區(qū)域之間，由組合成分的熔敷金屬充當梯度過渡層，實現(xiàn)了硬度的漸變.圖7a 中在高強鋼熔敷金屬與低碳鋼基板間的界面處，硬度梯度高達80.2 HV/mm.而本結(jié)構(gòu)兩個過渡層中的硬度梯度只有24.0 與17.4 HV/mm，并且可以隨過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)雙金屬滑動軸承模擬件.雙金屬滑動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，導致嚴重的應(yīng)力集中，易產(chǎn)生界面裂紋[14].為了改善上述問題，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，高強鋼為軸承襯材料，在二者之間設(shè)置成分梯度過渡層，設(shè)計并開展了雙金屬滑動軸承模擬件的成形試驗.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 雙金屬滑動軸承模擬件示意圖Fig.10 Schematic of the bimetal sliding bearing

試驗在400 A 級大電流熔敷參數(shù)下進行，層間溫度100 ℃.所成形的雙金屬滑動軸承模擬件如圖11 所示，熔敷過程中未見熔池流淌、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題.

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

圖12 雙金屬滑動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)過程穩(wěn)定，熔敷效率達到2.4 kg/h，為雙絲單鎢極氬弧增材制造的二倍以上.

(2)熔敷金屬的抗拉強度、屈服強度、顯微硬度隨高強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現(xiàn)了熔敷金屬從低碳鋼到高強鋼的成分梯度過渡，有效緩和了界面失配問題.