葛進國1,2,盧照3,何思亮1,孫妍4,殷碩,2,5

現有汽輪機葉片用2Cr13構件均采用等材-減材聯合制造工藝生產制造，即先采用等材制造工藝(鑄鍛等)進行制坯，然后再采用減材制造工藝(車銑刨磨等)進行成型加工，采用這種“鑄錠冶金+塑性變形”工藝進行汽輪機葉片生產時具有加工量大、材料利用率低、生產周期長、成本高昂等缺點[1~4]。且因模具性能要求高、幾何結構復雜、材料形變難及需多道工序配合等原因，給傳統制造工藝帶來了很大困難[5~7]。此外，因材料利用率低而造成極嚴重浪費。如采用方鋼銑削工藝，材料利用率僅為7%~15%；采用普通模鍛工藝，約為25%~40%；即使采用精密鍛造技術，也只能略達到50%以上[8]。

電弧熔絲增材制造(wire arc additive manufacturing，WAAM)技術以電弧為熱源、金屬絲材為原料，按照規劃路徑以“線”為基本構型單元在基板上逐層沉積，最終形成復雜形狀三維零件，從而可一次快速精確成形實現“自由制造”[9,10]。與傳統減材及等材制造相比[11]，WAAM技術在成形過程中無需專用模具、夾具、刀具及多道繁瑣工序配合，可顯著提高生產效率、縮短生產周期、簡化生產工序，且機器人輔助電弧增材平臺不受設備成型室空間限制而具有柔性制造大尺寸零件的能力[12~14]。最重要的是，采用該技術可極大程度提高材料利用率，顯著降低模具鋼制造成本[15,16]。WAAM技術是汽輪機葉片用2Cr13構件低材料損耗、低成本、短周期、快速成形最具潛力和優勢的制造新技術。

然而，相比于激光和電子束增材制造技術，電弧沉積過程中由于熱輸入較大且受冷態基板和電弧特性等擾動因素，存在構件熱積累嚴重、散熱條件差、熔池過熱過燒等問題，最終導致沉積件幾何精度低、晶粒尺寸粗大，嚴重降低構件強度、硬度與塑韌性等力學性能，并因復雜熱歷程差異而導致沉積件力學性能各向異性[11,17,18]。因此亟需對汽輪機葉片用2Cr13構件增材制造組織、性能各向異性演變機理開展研究。然而，目前有關電弧熔絲增材件組織、性能方面的研究主要針對優化工藝后沉積件表征方面，缺乏關鍵工藝參數變化下組織、性能演變規律的研究[10,19~21]。亟需建立工藝參數-熱歷程-組織、性能間內在關系，實現其力學性能主動控制。

本工作采用WAAM技術制備多層單道結構2Cr13構件，分析關鍵沉積工藝參數變化下組織、性能各向異性演變規律，提出主動控制電弧沉積過程中原位微熱處理制度，為實現沉積態2Cr13力學性能主動控制提供技術支撐及理論支持。

1實驗方法

基板材料為2Cr13馬氏體不銹鋼，尺寸為150 mm × 150 mm × 8 mm。實驗前，將待沉積面先采用角磨機進行打磨，再分別使用丙酮及無水乙醇進行擦拭以去除表面油污及氧化物等雜質。沉積材料為直徑1.2 mm的2Cr13實芯焊絲(具體成分詳見文獻[1])，保護氣氛為純Ar氣。

電弧沉積系統主要包括冷金屬過渡焊設備(TPS 5000 CMT)以及用于沉積軌跡控制的六軸IRB 1600 ABB機器人。2Cr13沉積件結構為單道25層，沉積速率、沉積電壓、沉積電流、送絲速率以及弧長修正系數分別恒定為0.4 m/min、12.9 V、96 A、5.2 m/min和-7%，層間停留時間分別設定為0.5、2、3.5和5 min。采用IPE 140紅外測溫儀對2Cr13沉積件第15層熱歷程進行原位測量，該設備分辨率和響應時間分別為0.1℃和1.5 ms。

采用XRD-7000 X射線衍射儀(XRD)對沉積件進行相分析，CuKα，掃描電壓40 kV，掃描電流30 mA，掃描速率0.02°/s，掃描范圍40°~90°。先采用線切割設備在沉積件垂直面取樣，再經研磨、拋光及腐蝕后采用GX51光學顯微鏡(OM)、SU1510掃描電鏡(SEM)和電子背散射衍射(EBSD)進行顯微組織觀察。

采用THV-1MD數顯硬度計對拋光后試樣進行Vickers硬度測量。載荷和保載時間分別為200 g和15 s，相鄰壓痕間距為100 μm，測量總長約為7 mm (3~4層高度)。采用CMT 5504電子萬能試驗機對構件進行拉伸性能測試，拉伸速率1 mm/min。圖1為拉伸件取樣位置及其尺寸示意圖，厚度為1 mm。拉伸件中間標距位置位于第15層，其中位于X-Y面內的拉伸件沿X軸方向拉伸，位于Y-Z和X-Z面內的試樣則均沿Z軸方向拉伸。

圖1

圖1電弧熔絲增材制造(WAAM) 2Cr13拉伸試樣取樣位置及其尺寸示意圖

Fig.1Schematics of wire arc additive manufactured (WAAM) 2Cr13 part showing the positions of tensile samples (a) and its dimension (unit: mm) (b)

2實驗結果與討論

2.1原位熱歷程與宏觀形貌

第15層中間位置原位溫度測量結果如圖2所示。當層間停留時間為0.5 min時，中間層先經歷了一次重熔處理(沉積第16層) +三次循環淬火微熱處理(沉積第17~19層)后，又在沉積第20~25層時經歷了持續原位高溫回火微熱處理，即該沉積層在隨后沉積過程中經歷了一次重熔處理+多次循環淬火+高溫回火微熱處理(調質處理)。當層間停留時間為2~5 min時，各沉積件中間層粗晶區所經歷的原位微熱處理效果較為類似，即沉積第16層時經歷了一次淬火微熱處理，沉積第17~25層時經歷了持續原位低溫回火微熱處理。

圖2

圖22Cr13沉積件第15層中間位置原位溫度測量曲線

Fig.2In situ temperature measuring curves of WAAM 2Cr13 parts at the middle position of the 15th layer with different dwelling time

(a) 0.5 min (b) 2 min (c) 3.5 min (d) 5 min

從圖2還可看出，不同層間停留時間下各沉積件的層間停留溫度基本保持不變，停留時間為0.5、2、3.5及5 min時所對應峰底溫度分別約為550、180、150及110℃，這說明了連續沉積過程中待沉積層對中間層熱輸入效果與中間層自身熱散失效果已達平衡狀態。隨停留時間不斷延長，峰底溫度經歷了快速下降(0.5~2 min)后再緩慢降低并趨于平緩(2~5 min)過程，與層間停留時間為0.5 min沉積件相比，停留時間從2 min延長至5 min時，待沉積層對中間層后熱作用效果逐漸弱化。各沉積件峰值溫度隨沉積高度不斷增加而逐漸降低，這是因為隨沉積過程繼續進行，待沉積層(第16~25層)與中間層距離逐漸增加而導致沉積該層時熔池底部熱源對中間層熱輸入效果逐漸變差。

圖3為各沉積件在不同溫度下中部垂直面腐蝕后宏觀形貌。未發現有諸如裂紋和層間剝離等缺陷存在，4種沉積態試樣均獲得了較高致密度且相連層間發生了冶金結合。當層間停留溫度為550℃時，長條狀晶粒沿沉積高度方向呈外延狀生長，而當層間停留溫度為110~180℃時，其晶粒呈周期性層帶狀生長，周期高度與每層層高相近。

圖3

圖32Cr13沉積件中間部位腐蝕后宏觀形貌OM像

Fig.3OM images of as-deposited etched WAAM 2Cr13 parts in the middle region for different interlayer dwelling temperatures

(a) 550oC (b) 180oC (c) 150oC (d) 110oC

2.2相成分與顯微組織

圖4為不同層間停留溫度下沉積件中間位置的XRD譜。2Cr13鋼調質態組織為白色顆粒狀(Fe, Cr)23C6碳化物沿馬氏體晶界析出[7]。而XRD結果則表明各沉積態構件內均未發現有M23C6型富Cr碳化物存在。這也許是因為在WAAM快速熔凝過程中因凝固時間極短而導致富Cr碳化物未有充分時間析出，亦或是液態熔池在后續沉積過程中對已沉積層具有原位微熱處理效應而使初生富Cr碳化物重新溶入基體中。類似結論也在采用激光選區熔化技術制備的AISI 420等鋼中得到了驗證[22,23]。根據Alvarez等[24]繪制的Cr13型馬氏體鋼連續冷卻轉變(CCT)相圖可知，當連續冷卻速率大于等于2℃/s時，在低倍顯微鏡下將不再觀察到凝固態組織中有白色顆粒狀M23C6碳化物析出。結合圖2中熱循環曲線可知，WAAM過程中冷卻速率已顯著大于M23C6碳化物臨界轉變速率。故而在本工作的各沉積件XRD譜中均未檢測有該碳化物衍射峰存在。

圖4

圖42Cr13沉積件在不同層間停留溫度下的XRD譜

Fig.4XRD spectra of WAAM 2Cr13 parts with the interlayer dwelling temperatures of 550oC (a), 180oC (b), 150oC (c), and 110oC (d) (Inset in Fig.4a shows the austenitic diffraction peak; F—ferrite,γ—austenite)

各沉積件的XRD譜上均出現鐵素體相的(110)F、(200)F以及(211)F衍射峰，且衍射峰位置相近僅強度存在微小差異，這說明熱歷程差異性對鐵素體相晶格參數無顯著影響。結合下文顯微硬度性能得知，550℃沉積件中鐵素體相為近100%馬氏體組織，而110~180℃沉積件中鐵素體相則為大量馬氏體及很少量δ-鐵素體的混合組織。此外，550℃沉積件中除了存在bcc結構鐵素體相外，還出現少量fcc結構奧氏體相的(220)γ衍射峰。文獻[25~27]中亦發現在馬氏體增材件中存在奧氏體相，但其含量因沉積材料及工藝參數不同而有所差異。

圖5為各沉積件垂直面的中間位置顯微組織的OM像。550℃沉積件顯微結構為外延狀鐵素體內分布著近100%細小針狀馬氏體。110~180℃沉積件顯微結構類似，均為塊狀鐵素體內分布著板條狀馬氏體，并在鐵素體晶界處有亮白色不規則塊狀物析出。該塊狀物與馬氏體的硬度測試結果分別約為214和437 HV。故可得知110~150℃沉積件中該塊狀物為高溫殘留δ-鐵素體。

圖5

圖52Cr13沉積件中間層組織形貌的OM像

Fig.5Low (a, c, e, g) and locally high (b, d, f, h) magnified OM images in the middle layer of WAAM 2Cr13 parts (M—martensite, G.B.—grain boundary)

(a, b) 550oC (c, d) 180oC (e, f) 150oC (g, h) 110oC

根據圖2中熱循環曲線得知，沉積過程中110~550℃環境溫度足以誘導馬氏體組織發生擴散分解反應。文獻[22]認為，C原子在100~200℃時便可擴散至晶格缺陷處發生團聚現象。當環境溫度為250~350℃時，2Cr13構件內Cr等合金元素將通過影響過飽和固溶體內C原子擴散速率而抑制馬氏體內C原子析出行為，從而使得即使沉積環境溫度高達550℃時亦可獲得如圖5a和b中的近100%細小針狀馬氏體。

WAAM為近快速熔凝與往復極熱/激冷過程，在此強制定向凝固過程中所獲得的沉積態組織特性極大程度依賴于熱歷程演變規律，無法使用傳統低速凝固理論中固/液界面局域平衡假設對其形核長大機理進行解釋。故采用EBSD技術對各沉積件中間位置垂直面顯微結構作進一步分析，結果如圖6所示，其中110~180℃沉積件觀察位置均位于粗晶區。圖7為圖6中各沉積件所對應的極圖。可以看出，550℃沉積件具有一定織構取向，而110~180℃沉積件則均無明顯織構取向。

圖6

圖6不同層間停留溫度下的2Cr13沉積件垂直面的EBSD分析

Fig.6EBSD analyses in the vertical plane of WAAM 2Cr13 parts for different interlayer dwelling temperatures

(a) 550oC (b) 180oC (c) 150oC (d) 110oC

圖7

圖7不同層間停留溫度下垂直面鐵素體相極圖

Fig.7Pole figures of ferrite phase in the vertical plane for different interlayer dwelling temperatures

(a) 550oC (b) 180oC (c) 150oC (d) 110oC

由圖6可以看出，層間停留溫度為550℃時，沉積態組織主要為沿沉積高度方向外延狀鐵素體內分布著細長針狀馬氏體及少量小尺寸馬氏體彌散于各長條狀馬氏體束間隙。層間停留溫度為110~180℃時，各構件內組織形貌較類似，均為塊狀鐵素體內分布著板條狀馬氏體，且在同一區域內各馬氏體生長方向一致，而各區域間馬氏體則大致沿沉積高度方向生長。對圖6中馬氏體長度與寬度進行數理統計，結果如圖8所示，圖中五角星代表長度與寬度平均值，純色半透明區域為其誤差范圍。各沉積件內馬氏體寬度和長度的平均值、最大值及最小值見表1所列。結合圖8及表1得知，550℃沉積件內各馬氏體間尺寸差異性較大，且其長寬比亦較大而呈細長外延狀大致沿沉積高度方向定向生長。110~180℃沉積件內馬氏體平均長寬比隨沉積時間增加逐漸趨于穩定化，約為12∶1。

圖8

圖82Cr13沉積件內馬氏體尺寸分布圖

Fig.8Size distributions of the martensite of WAAM 2Cr13 parts (Pentagram: the average value of martensite length and width, translucent region: error range)

表1馬氏體尺寸統計結果 (μm)

Table 1Statistical results of the martensitic size

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由圖2得知，550℃沉積件熱歷程顯著異于110~180℃沉積件，最終導致550℃沉積件因熱歷程差異而使其顯微組織顯著不同于其他構件。當層間停留溫度為550℃時，在已沉積層表層進行相鄰層沉積時，該層在凝固后又隨即發生重熔處理。在重熔過程中初生馬氏體在液態熔池強烈熱流攪動作用下發生枝晶破碎而增加形核率，且在凝固時因冷速較快而使得馬氏體晶粒來不及長大，最終獲得了如圖6a中較為細長的針狀馬氏體。沉積件內熱流自上而下沿沉積高度反向自液態熔池中心傳遞，鐵素體上下表面在強烈的熱沖擊作用下發生破碎，而其余面因近似平行于熱流流動方向而未破碎、且因周圍晶粒擠壓亦未進一步粗化，故而形成了具有明顯方向性的長條狀鐵素體晶粒。當層間停留溫度從180℃逐漸降至110℃時，馬氏體尺寸表現出一定程度細化。如圖2b~d所示，峰底溫度隨層間停留時間增加而從180℃逐漸降至110℃，熱量散失逐漸增加，從而導致冷凝速率逐漸增加，但增長幅度也較為有限，故尺寸僅略有細化。

由圖4中各構件XRD譜分析得知，550℃沉積件內存在bcc結構鐵素體相和少量fcc結構奧氏體相，而110~180℃沉積件內均只存在bcc結構鐵素體相。因此，繼續采用EBSD技術分別對550及150℃構件內奧氏體相形貌、尺寸及相含量作進一步分析，奧氏體相與鐵素體相分布結果如圖9所示。圖中綠色和紅色區域分別表示奧氏體相和鐵素體相分布情況。圖9所對應的奧氏體相極圖如圖10所示。對比可見，圖10中極圖結果與圖9中EBSD相成分結果相一致。此外，亦與圖4a和c XRD結果相吻合。

圖9

圖92Cr13沉積件中間層EBSD相分數分布圖

Fig.9EBSD phase fraction maps in the middle layer of WAAM 2Cr13 parts at 550oC (a, b) and 150oC (c, d)

(a, c) austenite phase (green) (b, d) ferrite phase (red)

圖10

圖10不同層間停留溫度下2Cr13沉積件Y-Z面奧氏體相極圖

Fig.10Pole figures of austenite phase in theY-Zplane of WAAM 2Cr13 parts for different interlayer dwelling temperatures

(a) 550oC (b) 150oC

從圖9和10中可證實，僅在550℃沉積件中有很少量奧氏體相存在，且零散分布于馬氏體間隙處而無擇優取向，該逆變奧氏體尺寸接近于馬氏體層片間距。550℃沉積件內奧氏體不是在首輪凝固時由高溫奧氏體殘留至室溫所得，而是在凝固后因該層發生原位高溫回火微熱處理(如圖2a)時在馬氏體束間隙處自發發生馬氏體→奧氏體逆變所得。從而獲得了如圖9a中分布的尺寸較小且具有不規則形狀的很少量奧氏體相。

2.3力學性能

不同層間停留溫度下的2Cr13沉積件及對應調制態母材的顯微硬度測量結果如圖11所示。550℃沉積件內各處硬度數值波動范圍較小，其均值與調質態母材相近。110~180℃沉積件內硬度變化規律大致相同，均以層高為周期呈周期性變化，一周期內硬度沿沉積高度方向逐漸降低而后快速增加并進入下一周期。圖11b~d中周期性硬度與圖3b~d中周期性組織演變規律相一致。各沉積件對應位置處硬度比較接近，粗晶區硬度最差，細晶區硬度最佳且接近于調質態母材性能。

圖11

圖112Cr13沉積件中間部位沿沉積高度方向的硬度曲線

Fig.11Microhardness curves of WAAM 2Cr13 parts along the building direction across several layers in the middle region (As-QTed BM: 2Cr13 base metal after quenching and tempering treatment)

(a) 550oC (b) 180oC (c) 150oC (d) 110oC

對各沉積件中間層不同沉積面拉伸性能進行對比研究，結果見圖12拉伸應力-位移曲線。沉積件拉伸應力隨拉伸長度增加先遞增至最高點后又逐漸降低并最終斷裂，各曲線均呈明顯的圓拱狀分布，表現出較好的拉伸塑性性能。與110~180℃沉積件拉伸曲線相比，550℃沉積件拉伸曲線長度變短而高度變大，這說明了550℃沉積件具有較高拉伸強度及較差拉伸塑性。同一沉積件不同沉積面拉伸曲線變化趨勢比較相近而無明顯差異。

圖12

圖122Cr13沉積件中間位置不同沉積面應力-位移曲線

Fig.12Stress-displacement curves of WAAM 2Cr13 parts in different planes in the middle region

(a) 550oC (b) 180oC (c) 150oC (d) 110oC

對圖12中抗拉強度(UTS)及延伸長度數據進行提取并分別繪于圖13a和b中。圖13a顯示，550℃沉積件各沉積面因細晶強化作用而表現出最高拉伸性能，其UTS相比于180℃沉積件提升了約18.7%。如圖6b~d所示，110~180℃沉積件內均為板條狀馬氏體，且馬氏體尺寸隨層間停留時間延長而略有粗化趨勢，與圖13a中UTS變化趨勢較為相近，沉積件UTS自180℃至110℃僅提升了約100 MPa。X-Z面橫向拉伸塑性隨層間停留溫度降低呈改善趨勢，但X-Y面橫向與X-Z面縱向延伸長度則無較大波動，即具有較為相近的拉伸塑性性能。

圖13

圖132Cr13沉積件中間位置拉伸性能的各向異性

Fig.13Tensile anisotropy of WAAM 2Cr13 parts in the middle region (Pentagram: the average value of martensite length and width, translucent region: error range)

(a) ultimate tensile strength (UTS) (b) elongation

在電弧打印2Cr13沉積件中，已沉積部位內熱流自熔池底部自上而下進行傳遞，且其溫度梯度距熔池距離越近則數值越大。正是因為沉積件內方向性極強熱流分布常導致沉積態組織呈外延狀生長，具有明顯的各向異性性能，因此，亟需對各沉積件X-Z面內橫向與縱向拉伸性能作進一步分析。相比于110~180℃沉積件，550℃沉積件橫向與縱向拉伸性能(UTS和延伸長度)各向異性現象較明顯，縱向強度及塑性均優于橫向性能。結合圖6a可發現550℃沉積件為外延狀鐵素體基體上分布著沿沉積高度方向生長的細長針狀馬氏體，其橫向拉應力因與長條狀馬氏體生長方向一致而具有纖維強化作用。

2Cr13沉積件拉伸斷口形貌如圖14所示。550℃沉積件橫向斷口表面存在大量解理面和少量韌窩，為脆性主導的韌脆混合斷裂模式，拉伸韌性較差，與圖12a中延伸長度結果相一致。其余沉積件拉伸斷口較為類似，均由大量韌窩與極少量解理面組成，為韌性主導的韌脆混合斷裂模式。

圖14

圖142Cr13沉積件不同層間停留溫度拉伸斷口形貌

Fig.14Tensile fracture morphologies of WAAM 2Cr13 parts with different interlayer dwelling temperatures of 550oC (a, b), 180℃ (c, d), 150oC (e, f), and 110oC (g, h)

(a, c, e, g) in the transverse direction (b, d, f, h) in the longitudinal direction

3結論

(1) 550℃沉積件中間層原位微熱處理制度為：一次重熔+多次循環淬火+持續高溫回火，而110~180℃沉積件則均為：一次淬火+持續低溫回火。各構件雖在繼續沉積時熔池對中間層熱輸入與該層熱散失達平衡態，但熱積累效果隨停留時間延長逐漸弱化。

(2) 各沉積件內均存在大量鐵素體相，且衍射峰位置相近、強度相似；此外，550℃沉積件還存在有少量逆變奧氏體相。550℃沉積件為外延狀鐵素體內分布著近100%細小針狀馬氏體；110~180℃沉積件均為塊狀鐵素體內分布著板條狀馬氏體，并在鐵素體晶界處有少量不規則塊狀δ-鐵素體殘留。

(3) 550℃沉積件內針狀馬氏體因重熔碎晶呈細長外延狀并具有較強織構取向。110~180℃沉積件各區域間板條狀馬氏體大致沿沉積高度方向生長卻無明顯織構取向，雖其長寬比均約為12∶1，但平均尺寸因層間停留溫度降低導致冷凝速率增加而略呈細化趨勢。

(4) 550℃沉積件因細晶強化作用獲得了較高硬度與拉伸強度性能，沿沉積高度方向獲得了穩定的近調質態顯微硬度，但因外延狀晶粒分布而具有明顯的拉伸性能各向異性。110~180℃沉積件力學性能因具有相近板條狀馬氏體組織特征而較為相近、且拉伸性能呈各向同性，但周期性晶粒尺寸分布使其顯微硬度沿高度方向呈周期性演變。