白 濤，林 健，程四華，雷永平，符寒光，葛進(jìn)國(guó)

(1.北京工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100124； 2.首鋼技術(shù)研究院，北京 100041)

0 引 言

金屬增材制造技術(shù)按熱源類型通?？梢苑譃榧す庠霾闹圃?、電子束增材制造和電弧增材制造等3類[1]。其中，以激光、電子束為熱源的金屬增材制造技術(shù)雖已在國(guó)防、航空航天領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用，但因存在材料成本高、制造時(shí)間長(zhǎng)等缺點(diǎn)而在成形模具等大型構(gòu)件時(shí)受到限制[2]。電弧增材制造(WAAM)技術(shù)以電弧為熱源，采用逐層堆焊方式制造金屬構(gòu)件，制備得到的零件化學(xué)成分均勻、致密程度高[3]，并且電弧增材制造技術(shù)所用原料絲材的成本較低[4]，因此在制造低成本、高效率的大型金屬構(gòu)件方面應(yīng)用較多[5-6]。

H13鋼是目前應(yīng)用較廣泛的一種熱模具鋼，其工件的形狀較為復(fù)雜，可采用電弧增材制造方法進(jìn)行生產(chǎn)，以降低后續(xù)的機(jī)加工成本。目前，有關(guān)電弧增材制造技術(shù)的研究主要集中在鋁、鎂合金材料以及單層薄壁件方面[7-9]。而有關(guān)H13鋼電弧增材制造技術(shù)方面的研究較少。ALMANGOUR等[10-11]研究發(fā)現(xiàn)，采用電弧增材制造技術(shù)制備的H13鋼構(gòu)件中的晶粒細(xì)小，晶界得到強(qiáng)化，因此構(gòu)件具有較高的硬度、較大的彈性模量以及較低的磨損率；PINKERTON等[12]研究發(fā)現(xiàn)，在電弧增材制造過程中粉體流速會(huì)影響H13鋼構(gòu)件的微觀結(jié)構(gòu)、硬度、層厚度以及表面粗糙度；WANG等[5]研究發(fā)現(xiàn)，采用電弧增材制造技術(shù)制備的H13鋼構(gòu)件內(nèi)部不同區(qū)域具有不同的微觀結(jié)構(gòu)，構(gòu)件的拉伸性能呈現(xiàn)各向異性，而退火后拉伸性能呈現(xiàn)各向同性。但是，現(xiàn)階段鮮見有關(guān)H13鋼塊體的電弧增材制造方法及其內(nèi)部顯微組織與力學(xué)性能的研究報(bào)道，而H13鋼作為一種模具鋼，更需要探究其塊體形態(tài)下的性能。冷金屬過渡(CMT)技術(shù)作為一種新型焊接工藝，因具有熱輸入低、金屬成形穩(wěn)定、成形效率高等優(yōu)點(diǎn)，而在大型零件的增材制造中得到廣泛應(yīng)用[13]。因此，作者采用CMT電弧增材制造技術(shù)制備H13鋼塊體，研究了沉積塊體的表面質(zhì)量、顯微組織和力學(xué)性能。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

沉積用基板為尺寸150 mm×150 mm×8 mm的H13鋼板，沉積材料為由Voestalpine公司生產(chǎn)的直徑1.2 mm的H13鋼焊絲，基板和焊絲的化學(xué)成分如表1所示。采用IRB1600型ABB機(jī)器人完成沉積過程中路徑的行走，采用TransPlus Synergic 5000型CMT焊機(jī)進(jìn)行沉積成形，保護(hù)氣體為由體積分?jǐn)?shù)97.5%的Ar和體積分?jǐn)?shù)2.5%的CO2組成的混合氣體。

表1 H13鋼基板及焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of H13 steel substrate and filler wire (mass) %

沉積前先用角磨機(jī)對(duì)待沉積面進(jìn)行打磨，然后用丙酮清洗表面，以去除表面雜質(zhì)。基于前期的研究成果，確定較佳的沉積工藝參數(shù)為焊槍行走速度0.15 m·min-1，送絲速度8 m·min-1，沉積電流133 A，沉積電壓12.5 V，保護(hù)氣體流量20 L·min-1。沉積結(jié)構(gòu)為五層十五道，焊道搭接率為32%，焊道間距為5.5 mm，道間停留時(shí)間為60 s，層間停留時(shí)間為300 s，在沉積過程中使用Impac140型紅外測(cè)溫儀對(duì)表層金屬進(jìn)行原位測(cè)溫，測(cè)量點(diǎn)位于焊縫中心處。沉積過程及測(cè)溫點(diǎn)位置如圖1所示。沉積塊體尺寸為120 mm×90 mm×25 mm，定義沉積塊體中垂直于x軸的面為x面，垂直于y軸的面為y面，垂直于z軸的面為z面，圖2為沉積塊體x面截面結(jié)構(gòu)示意。沉積前在基板背面沿x軸和y軸等分打11個(gè)點(diǎn)，點(diǎn)間隔為1.5 mm，共計(jì)121點(diǎn)。沉積后將塊體放置于測(cè)量平臺(tái)上，使用位移探針測(cè)量基板的變形量，即將位移探針置于坐標(biāo)原點(diǎn)處，并選取該點(diǎn)為零點(diǎn)，之后移動(dòng)探針測(cè)量出其余各點(diǎn)與零點(diǎn)的相對(duì)變形量，用Matlab軟件繪制基板的變形量分布圖。

圖1 沉積過程與測(cè)溫點(diǎn)位置示意Fig.1 Schematic of deposition process and temperature measuring point

圖2 沉積塊體截面結(jié)構(gòu)及硬度測(cè)試與拉伸試樣取樣位置示意Fig.2 Diagram of sectional structure of the deposited block, test positions of hardness and sampling locations of tensile samples

沉積結(jié)束后按照J(rèn)B/T 4730.5—2005，采用表面滲透法檢測(cè)塊體表面缺陷。沿垂直于焊道方向(x軸方向)截取尺寸為12 mm×10 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)研磨、拋光，用硫酸銅腐蝕劑(5 g CuSO4+20 mL HCl+20 mL H2O)腐蝕后，采用OLYMPUS BX51型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。采用MICROMET-5103型顯微硬度計(jì)沿y軸方向測(cè)塊體中心的顯微硬度，測(cè)試位置如圖2中箭頭所示，相鄰測(cè)試點(diǎn)間距為100 μm，載荷為1.96 N，保載時(shí)間為15 s;硬度測(cè)試結(jié)束后，采用FEI QUANTA 200型掃描電子顯微鏡觀察測(cè)試點(diǎn)的微觀形貌。沿塊體的x、y、z軸方向分別截取拉伸試樣，其中，沿x軸方向的拉伸試樣取自塊體中間位置，沿塊體y軸方向與z軸方向的取樣位置如圖2所示，測(cè)試位置分別位于主體區(qū)和搭接區(qū)，拉伸試樣的尺寸如圖3所示，參考文獻(xiàn)[5]，在CMT 5504型拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1。

圖3 拉伸試樣的尺寸Fig.3 Dimension of tensile sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 表面質(zhì)量

由圖4可以看出：塊體表面無明顯氧化現(xiàn)象，并且具有金屬光澤；滲透檢測(cè)后塊體表面無宏觀裂紋。由于CMT電弧增材制造塊體時(shí)，金屬冷卻較慢，因此塊體中不易形成裂紋，同時(shí)因成形材料為絲材，避免了由于粉體沉降不均勻而引起的孔洞等缺陷。

圖4 滲透檢測(cè)前后沉積塊體的宏觀形貌Fig.4 Macroscopic morphology of the deposited block before and after penetrant tests: (a) before penetrant test, top; (b) before penetrant test, side face; (c) after spraying penetrant, top and (d) after spraying developer, top

2.2 沉積過程中的溫度變化與基板變形量

由圖5可以看出，在第1層沉積過程中的溫度-時(shí)間曲線呈現(xiàn)出明顯的周期性波動(dòng)，同時(shí)隨著焊槍距測(cè)溫點(diǎn)的距離變大，曲線的波動(dòng)趨勢(shì)越來越小。該溫度波動(dòng)是由施焊時(shí)焊槍的往復(fù)運(yùn)動(dòng)所致，其實(shí)質(zhì)是之后焊道對(duì)第1條焊道所產(chǎn)生的熱處理效應(yīng)。在焊道間停留時(shí)間為60 s的條件下，第2條焊道起始焊接時(shí)測(cè)試點(diǎn)溫度為300 ℃，之后各條焊道起始焊接時(shí)測(cè)試點(diǎn)的溫度呈略微上升趨勢(shì)，且各焊道越來越遠(yuǎn)離測(cè)試點(diǎn)，由此推測(cè)各條焊道的起始焊接溫度呈上升趨勢(shì)，這是由于焊接過程中的熱量積累逐漸增大導(dǎo)致的。

圖5 第1層沉積過程中的溫度-時(shí)間曲線Fig.5 Temperature-time curve during depositing the 1st layer

由圖6可以看出，在沉積過程中基板發(fā)生明顯的變形，且變形量呈不對(duì)稱分布，在第1～5條焊道區(qū)域的變形最為明顯。在焊接過程所產(chǎn)生的熱效應(yīng)影響下，基板內(nèi)部產(chǎn)生不均勻應(yīng)力而導(dǎo)致變形，結(jié)合溫度-時(shí)間曲線可知，最初幾條焊道的焊接起始溫度比之后的低，基板預(yù)熱不充分，在溫差較大的熱循環(huán)作用下，材料內(nèi)部累積較大的殘余應(yīng)力，從而造成了較大的變形量。同時(shí)，在第2～5層沉積過程中，由于每層的焊接起始位置相同，因此基板經(jīng)冷卻300 s后再次往復(fù)相同的過程，從而導(dǎo)致基板變形量的不對(duì)稱性被擴(kuò)大。

圖6 沉積后基板的應(yīng)變分布Fig.6 Strain distribution of substrate after deposition

圖7 沉積塊體不同區(qū)域的顯微組織Fig.7 Microstructures of different regions in the deposited block: (a) body-zone, at low magnification; (b) body-zone, at high magnification; (c) lap-zone, at low magnification and (d) lap-zone, at high magnification

2.3 顯微組織

由圖7可以看出，塊體主體區(qū)組織主要由針狀馬氏體組成，搭接區(qū)組織由針狀馬氏體和不規(guī)則鐵素體組成。在沉積過程中主體區(qū)焊縫中心溫度高，沉積完成后在間隔時(shí)間內(nèi)焊縫快速冷卻至馬氏體轉(zhuǎn)變溫度以下，從而在主體區(qū)形成了針狀馬氏體組織。下一條焊道對(duì)上一條焊道所產(chǎn)生的熱效應(yīng)使得上一條焊道中的搭接區(qū)域發(fā)生重熔，在二次冷卻過程中較慢的冷卻速率不足以使搭接重熔區(qū)全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，因此組織中有不規(guī)則鐵素體殘留。主體區(qū)中的馬氏體生長(zhǎng)方向較為均勻一致，而搭接區(qū)馬氏體生長(zhǎng)方向不均勻。馬氏體的生長(zhǎng)方向?qū)ο嘧冞^程中的局部熱效應(yīng)十分敏感，而焊接過程中的溫度場(chǎng)呈從中心向周圍逐漸減小的梯度分布，其中接近焊縫中心位置的溫度較高，溫度梯度變化不明顯，而邊緣位置的溫度較低，梯度變化劇烈。由此可知，在靠近熱源中心的主體區(qū)的溫度分布比較均勻，馬氏體生長(zhǎng)方向較為均勻，呈等軸晶形貌，而遠(yuǎn)離熱源中心的搭接區(qū)的溫度梯度較大，馬氏體沿著溫度梯度方向生長(zhǎng)，從而形成具有一定取向性的柱狀晶。

2.4 顯微硬度

由圖8可知，塊體主體區(qū)的顯微硬度分布在450～520 HV之間，其平均值為479 HV。塊體主體區(qū)的硬度比退火態(tài)H13鋼的(254 HV)提高了近一倍。這是因?yàn)橐越z材作為沉積材料的電弧增材制造H13鋼塊各焊道與焊層間為冶金結(jié)合，同時(shí)塊體內(nèi)部的針狀馬氏體晶粒細(xì)小，還分布有高密度的位錯(cuò)，使得H13鋼塊體在硬度計(jì)壓頭施加載荷時(shí)所產(chǎn)生的變形量較小。由圖8還可以看出，硬度曲線有著明顯的起伏，且硬度較低的區(qū)域均出現(xiàn)在搭接區(qū)，該區(qū)域的平均硬度為381 HV。選取圖8中的測(cè)試點(diǎn)A、B、C進(jìn)行微觀形貌觀察。由圖9可以看出：A點(diǎn)的壓痕全在鐵素體上，因此其顯微硬度較低，為264 HV；B點(diǎn)的壓痕包含鐵素體和馬氏體，硬度位于鐵素體和馬氏體硬度之間，為323 HV；C點(diǎn)的壓痕全在淬火馬氏體上，硬度較高，為457 HV。綜上可知，塊體搭接區(qū)存在的鐵素體是該區(qū)域平均硬度顯著下降的原因。

圖8 沉積塊體的顯微硬度分布曲線Fig.8 Micro-hardness distribution curve of the deposited block

圖9 圖8中不同硬度測(cè)試點(diǎn)的微觀形貌Fig.9 Microtopography of different hardness test points in Fig.8: (a) point A; (b) point B and (c) point C

圖10 沉積塊體不同方向截取拉伸試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.10 Stress-strain curves of tensile specimens cut from the deposited block along different directions

2.5 拉伸性能

由圖10可知，沿塊體x軸方向截取的拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度最大，為1 605 MPa，沿y軸與z軸方向的抗拉強(qiáng)度較為接近，分別為1 460，1 309 MPa。由于x軸方向?yàn)楹傅莱尚畏较?，塊體中間區(qū)域的晶體結(jié)構(gòu)受沉積過程中熱效應(yīng)的影響較小，組織為晶粒取向均勻的馬氏體，因此該方向具有更高的抗拉強(qiáng)度。y軸方向的拉伸試樣受沉積過程中熱效應(yīng)的影響更為劇烈，內(nèi)部組織為晶粒取向雜亂的馬氏體，在受到外部拉應(yīng)力時(shí)組織內(nèi)部的位錯(cuò)與晶界更容易滑移而導(dǎo)致宏觀斷裂，因此其抗拉強(qiáng)度低于沿x軸方向的。z軸方向的拉伸試樣取自搭接區(qū)，搭接區(qū)的顯微組織為馬氏體與鐵素體的混合組織，鐵素體晶粒粗大，強(qiáng)度較差，因此沿z軸方向的抗拉強(qiáng)度最低，但仍比退火態(tài)H13鋼母材的(869 MPa)高440 MPa。由此可知，CMT電弧增材制造H13鋼塊體的整體拉伸性能優(yōu)于退火態(tài)H13鋼的。

3 結(jié) 論

(1) CMT電弧增材制造H13鋼塊體表面無宏觀裂紋，沉積過程中基板在熱效應(yīng)作用下產(chǎn)生不均勻的變形，且靠近焊接起始位置的變形量較大；塊體主體區(qū)組織為晶粒取向均勻的針狀馬氏體，搭接區(qū)組織由晶粒取向雜亂的針狀馬氏體和不規(guī)則鐵素體組成。

(2) H13鋼沉積塊體主體區(qū)的平均顯微硬度為479 HV，遠(yuǎn)高于退火態(tài)H13鋼的(254 HV)，而搭接區(qū)因鐵素體的存在，其硬度明顯降低，平均值僅為381 HV；沿塊體x軸方向截取的拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度最大，為1 605 MPa，沿y軸方向與z軸方向的抗拉強(qiáng)度較為接近，分別為1 460，1 309 MPa；CMT電弧增材制造H13鋼塊體不同位置不同方向的整體拉伸性能優(yōu)于退火態(tài)H13鋼的。