王玉岱， 劉 洋， 朱言言， 田象軍， 程 序， 冉先喆， 錢婷婷

(1. 北京航空航天大學(xué) 前沿科學(xué)技術(shù)創(chuàng)新研究院， 北京 100191；2. 北京航空航天大學(xué) 大型金屬構(gòu)件增材制造國家工程實(shí)驗(yàn)室， 北京 100191；3. 北京航空航天大學(xué) 寧波創(chuàng)新研究院， 浙江 寧波 315800； 4. 北京煜鼎增材制造研究院有限公司， 北京 100096)

AerMet100鋼是美國Carpenter 技術(shù)公司于20世紀(jì)90年代開發(fā)出的一種高Co-Ni二次硬化型超高強(qiáng)度鋼，它具有優(yōu)異的強(qiáng)韌性配合和良好的抗應(yīng)力腐蝕性能，被廣泛應(yīng)用于飛機(jī)起落架主承力結(jié)構(gòu)[1-3]。激光熔化沉積技術(shù)是一種以高能量激光為熱源基于粉末同步同軸送進(jìn)方式的增材制造技術(shù)，適合于高性能復(fù)雜金屬結(jié)構(gòu)的快速響應(yīng)制造，已在航空航天等領(lǐng)域的多種次承力與主承力關(guān)鍵結(jié)構(gòu)中獲得了批量應(yīng)用[3-4]。采用激光熔化沉積技術(shù)成形的通常是鍛造技術(shù)難以實(shí)現(xiàn)或者制造周期非常長的零件，一旦相關(guān)零件的鍛造技術(shù)取得突破，以目前單純激光熔化沉積技術(shù)的效率和成本往往比不上鍛造技術(shù)的?；诩す馊刍练e+鍛造的復(fù)合制造技術(shù)(以下簡稱復(fù)合制造技術(shù))可以結(jié)合兩種技術(shù)的優(yōu)勢，采用鍛造技術(shù)制備出形狀簡單的大尺寸毛坯，采用激光熔化沉積技術(shù)在鍛件毛坯上堆積出復(fù)雜的特征，從而形成完整的零件毛坯，有望顯著地縮短零件研制周期、提高制造效率、降低生產(chǎn)成本[5]。美國Aeromet公司作為最早開展飛機(jī)鈦合金零件激光熔化沉積技術(shù)的著名機(jī)構(gòu)之一，曾在鈦合金零件的制造過程中大量采用了復(fù)合制造技術(shù)[6]。國內(nèi)多家研究機(jī)構(gòu)也針對復(fù)合制造技術(shù)(或類似的激光再制造技術(shù))開展了一些研究[7-9]。然而，現(xiàn)有研究結(jié)果表明，采用復(fù)合制造技術(shù)制備的鈦合金[7]、高強(qiáng)鋼[8-9]等材料一般包含激光沉積區(qū)、鍛件區(qū)、以及鍛件熱影響區(qū)等3個(gè)區(qū)域，每個(gè)區(qū)域彼此之間的組織和力學(xué)性能差異非常大，不均勻的組織在受力過程中更容易在薄弱處產(chǎn)生局部應(yīng)力集中[9]，造成材料的力學(xué)性能劣化，且上述組織和性能的不均勻性導(dǎo)致難以對零件性能給出準(zhǔn)確的評價(jià)，使得設(shè)計(jì)部門對復(fù)合制造技術(shù)存在疑慮[10]。

關(guān)于AerMet100鋼激光熔化沉積技術(shù)方面，航空工業(yè)沈陽飛機(jī)設(shè)計(jì)研究所和北京航空航天大學(xué)技術(shù)團(tuán)隊(duì)從2005年以來開展了大量的研究工作，包括成形工藝、沉積態(tài)試樣特征、熱處理工藝、以及上述因素對材料內(nèi)部質(zhì)量、組織、力學(xué)性能與耐蝕性能的影響等方面[11-19]。目前，激光熔化沉積AerMet100鋼的綜合力學(xué)性能及耐蝕性能基本達(dá)到了鍛件水平，試制的起落架零件已在飛機(jī)上實(shí)現(xiàn)了領(lǐng)先試用[3]。然而，關(guān)于AerMet100鋼復(fù)合制造技術(shù)方面的研究卻鮮有公開報(bào)道。Louren?o等[20]研究了激光修復(fù)AerMet100鋼的疲勞性能及斷裂行為，發(fā)現(xiàn)激光修復(fù)雖然可以較好地修復(fù)損傷試件的幾何外形，但修復(fù)后的試件組織很不均勻且疲勞性能嚴(yán)重下降，其認(rèn)為修復(fù)試件的性能劣化歸因于試件組織的不均勻性，同時(shí)，熱處理后修復(fù)試件的疲勞性能卻進(jìn)一步降低。Barr等[21]在300M鋼和4340鋼異種材料鍛件上激光熔覆AerMet100鋼，發(fā)現(xiàn)冷卻速度太快會(huì)導(dǎo)致AerMet100鋼沉積層的開裂。

本文研究了復(fù)合制造AerMet100鋼中各區(qū)域的組織特征與拉伸性能，重點(diǎn)研究了熱處理工藝對其組織均勻性與拉伸性能的影響，評估了均勻化處理的效果，為AerMet100鋼復(fù)合制造技術(shù)的應(yīng)用提供了數(shù)據(jù)支持和理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)材料及方法

本試驗(yàn)所用原材料為AerMet100鋼鍛件厚板及激光熔化沉積用AerMet100鋼粉末。鍛件是采用真空感應(yīng)+真空自耗熔煉出鑄錠，再經(jīng)鍛造得到，采用的鍛造工藝為1050 ℃變形30%～50%、終鍛溫度≥800 ℃，鍛后進(jìn)行退火處理，鍛件厚板的尺寸為230 mm×125 mm×38 mm，成形前厚板表面用砂紙打磨。粉末采用等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化方法制備，粒徑在20～120 μm之間，形狀為球形，其形貌如圖1所示。鍛件厚板和粉末的化學(xué)成分見表1。

圖1 AerMet100鋼粉末形貌Fig.1 Morphology of the AerMet100 steel powder

表1 AerMet100鋼鍛件厚板和粉末的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

復(fù)合制造試驗(yàn)在自研的激光熔化沉積成形設(shè)備上進(jìn)行。在打磨干凈的鍛件厚板上，激光成形出190 mm×41 mm×150 mm的試樣，采用逐道逐層往復(fù)掃描方式，成形參數(shù)如下：激光功率6～8 kW、掃描速度600～800 mm/min、束斑直徑φ5～7 mm、送粉速率0.8～1.3 kg/h。復(fù)合制造AerMet100鋼試樣見圖2，圖2中X向?yàn)閽呙璺较?、Z向?yàn)槌练e增高方向。試樣成形完成后在450 ℃保溫4 h以進(jìn)行去應(yīng)力退火，定義該狀態(tài)為沉積態(tài)。

圖2 復(fù)合制造AerMet100鋼示意圖Fig.2 Schematic diagram of the hybrid fabricated AerMet100 steel specimen

從復(fù)合制造AerMet100鋼試樣的激光沉積區(qū)(L)、混合區(qū)(H)和鍛件區(qū)(F)上分別取尺寸為34 mm×26 mm ×71 mm的試樣各3組，其中激光沉積區(qū)和混合區(qū)的取樣位置如圖2所示，混合區(qū)試樣以熔合線為基準(zhǔn)，激光沉積區(qū)與鍛件區(qū)各占一半。各分區(qū)試樣中的1組為沉積態(tài)，另外2組分別進(jìn)行如表2所示的熱處理，其中H1工藝參考自AerMet100鋼鍛件的標(biāo)準(zhǔn)熱處理制度，為正火+高溫回火+最終熱處理，H2工藝則在H1工藝的正火前增加了高溫均勻化處理。

表2 復(fù)合制造AerMet100鋼的熱處理制度Table 2 Heat treatment system of hybrid fabricated AerMet100 steel

從不同狀態(tài)的試樣中切取尺寸為12 mm×12 mm×10 mm的小試樣制備金相試樣，經(jīng)打磨拋光后，使用體積分?jǐn)?shù)5%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕。采用Carl Zeiss光學(xué)顯微鏡和JSM 6010掃描電鏡觀察金相試樣的顯微組織，采用JXA-8100電子探針分析金相試樣的元素含量。

按照GB/T228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》，從不同區(qū)域及不同熱處理狀態(tài)的試樣中各加工出3根尺寸為M10 mm×71 mm的棒狀室溫拉伸試樣(試樣具體尺寸見圖3)，并進(jìn)行室溫拉伸性能測試，測試項(xiàng)目包括抗拉強(qiáng)度Rm、屈服強(qiáng)度Rp0.2、伸長率A和斷面收縮率Z，拉伸性能結(jié)果取3組平行試樣測試結(jié)果的平均值。采用掃描電鏡對拉伸試樣的斷口形貌進(jìn)行觀察，分析不同試樣的斷裂機(jī)制。

圖3 室溫拉伸試樣的外形尺寸Fig.3 Geometric size of the room temperature tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 復(fù)合制造AerMet100鋼的顯微組織

圖4為沉積態(tài)復(fù)合制造AerMet100鋼試樣的顯微組織。從圖4(a)中可知，沉積態(tài)復(fù)合制造AerMet100鋼試樣的顯微組織分為激光沉積區(qū)、鍛件熱影響區(qū)、鍛件區(qū)3個(gè)區(qū)域，且3個(gè)區(qū)域的顯微組織差異極大。激光沉積區(qū)的宏觀形貌為典型的柱狀晶，柱狀晶內(nèi)為大致沿沉積增高方向(Z向)定向生長的枝晶組織。柱狀晶沿Z向穿過多個(gè)沉積層，其尺寸較大，而枝晶組織的尺寸非常細(xì)小，其一次枝晶間距約10 μm(見圖4(a～c))。由于枝晶組織是一種凝固組織，雖然尺寸比較細(xì)小，但枝晶干和枝晶間仍然存在一定的合金元素偏析，其中枝晶間的Ni、Cr、Mo等元素的富集較為明顯。表3列出了枝晶干與枝晶間主要合金元素含量的電子探針分析結(jié)果，可以看出，AerMet100鋼的性能對元素變化非常敏感[2]，合金元素只有充分且均勻地固溶于基體中，才能充分發(fā)揮其固溶強(qiáng)化和二次硬化的效果，而元素偏析無疑會(huì)降低上述強(qiáng)化效果。此外，碳化物形成元素的局部富集還會(huì)導(dǎo)致激光沉積區(qū)中某些碳化物顆粒的析出與異常長大，影響該鋼的斷裂行為；而且，大顆粒碳化物的形成往往使其周圍區(qū)域成為腐蝕薄弱點(diǎn)，容易產(chǎn)生點(diǎn)蝕，嚴(yán)重惡化激光熔化沉積AerMet100鋼的耐腐蝕性能[13,17]。因此，不論是對于激光熔化沉積AerMet100鋼制件還是復(fù)合制造制件，激光沉積區(qū)的枝晶元素偏析都必須予以消除。激光沉積區(qū)的顯微組織主要包括回火馬氏體以及少量的殘留奧氏體等(見圖4(c))。試樣中未發(fā)現(xiàn)明顯的氣孔、熔合不良和裂紋等缺陷。

圖4 復(fù)合制造AerMet100鋼試樣的顯微組織(沉積態(tài)、YOZ面)(a)整體形貌；(b，c)激光沉積區(qū)；(d)鍛件區(qū)；(e～g)鍛件熱影響區(qū)Fig.4 Microstructure of the hybrid fabricated AerMet100 steel specimen (as-deposited, YOZ section)(a) overall morphology; (b,c) laser deposited zone; (d) forged zone; (e,g) heat affected zone of forged plate

表3 枝晶干與枝晶間的典型合金元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

用于復(fù)合制造的鍛造厚板預(yù)先僅進(jìn)行了退火處理，并未進(jìn)行最終熱處理，由圖4(d)可知，鍛件區(qū)的顯微組織為高溫回火組織。激光沉積區(qū)和鍛件區(qū)之間則是鍛件熱影響區(qū)(見圖4(a))，此區(qū)域的寬度約1～2 mm，激光成形時(shí)熔池的固液界面是曲面，因而其對鍛件的熱影響邊界也是曲面。鍛件熱影響區(qū)內(nèi)的組織非常不均勻，從熔合線向鍛件區(qū)方向(Z軸負(fù)方向)，其組織逐漸變化，并可大致分為完全淬火區(qū)(見圖4(e))、不完全淬火區(qū)(見圖4(f))、回火區(qū)(見圖4(g))3個(gè)區(qū)域，3個(gè)區(qū)域是連續(xù)的并沒有明顯界限。鍛件熱影響區(qū)是由于靠近激光沉積區(qū)的鍛件在激光沉積過程中受到梯度的循環(huán)熱影響而產(chǎn)生的，在復(fù)合制造(或激光修復(fù))1Cr12Ni2WMoVNb鋼[8]、300M鋼[9]等馬氏體鋼中也有類似的報(bào)道。其中，完全淬火區(qū)組織在成形過程中被加熱到奧氏體轉(zhuǎn)變溫度以上，發(fā)生了完全奧氏體化，并在隨后的快速冷卻中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，馬氏體又在循環(huán)熱影響過程中發(fā)生回火，形成回火馬氏體(見圖4(e))，沿Z軸正方向完全淬火區(qū)的加熱溫度逐漸升高，至熔合線附近溫度接近熔點(diǎn)，其晶粒也逐漸粗化(見圖4(a))；不完全淬火區(qū)在成形過程中雖然被加熱到奧氏體轉(zhuǎn)變溫度以上，但加熱溫度沒有完全淬火區(qū)高，且由于加熱時(shí)間很短，僅在鍛件組織的原始晶界等處發(fā)生部分奧氏體轉(zhuǎn)化(見圖4(f)中的箭頭所示)，剩余部分的高溫回火索氏體則未有明顯變化，最終在循環(huán)熱影響過程中形成了原始晶界處的回火馬氏體+高溫回火索氏體的混合組織，沿Z軸正方向原始晶界處的回火馬氏體比例逐漸增高；回火區(qū)是指在成形過程中未來得及發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，僅僅產(chǎn)生了不同程度的回火，其組織與鍛件區(qū)的差別不大(見圖4(g))。

從上述結(jié)果可以看出，沉積態(tài)復(fù)合制造AerMet100鋼的顯微組織不均勻，基于應(yīng)用的目的，均勻化處理必不可少。圖5是采用H1工藝熱處理后復(fù)合制造AerMet100鋼的顯微組織。3個(gè)區(qū)域中，鍛件區(qū)(見圖5(c))和熱影響區(qū)(見圖5(d，e))的顯微組織基本一致，均為回火馬氏體，且兩者之間看不出界限。激光沉積區(qū)還殘留有明顯的枝晶特征，枝晶間形貌變得斷續(xù)(如圖5(b)中的箭頭所示)，說明合金元素的微觀偏析有一定的改善，但仍沒有完全消除。激光沉積區(qū)的顯微組織與其他區(qū)域類似，也是回火馬氏體，晶粒由柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榱说容S晶。H1工藝包含正火+高溫回火+最終熱處理，其中，正火+高溫回火處理是預(yù)備熱處理，主要是為了對AerMet100鋼的組織進(jìn)行調(diào)控，得到軟化的回火索氏體組織，有利于機(jī)械加工；在最終熱處理階段，回火索氏體組織被加熱到奧氏體化溫度(885 ℃)，發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)變，奧氏體晶粒形核并長大，形成尺寸較為均勻的奧氏體晶粒；在隨后的油冷過程中形成馬氏體，再通過深冷處理使殘留奧氏體進(jìn)一步轉(zhuǎn)化為馬氏體，最后經(jīng)過回火處理(482 ℃)得到回火馬氏體組織。經(jīng)過H1工藝熱處理的復(fù)合制造AerMet100鋼，其顯微組織形貌主要受最終熱處理的影響。

圖5 復(fù)合制造AerMet100鋼試樣的顯微組織(H1工藝、YOZ面)(a)整體形貌;(b)激光沉積區(qū);(c)鍛件區(qū);(d，e)鍛件熱影響區(qū)Fig.5 Microstructure of the hybrid fabricated AerMet100 steel specimen (H1 process, YOZ section)(a) overall morphology; (b) laser deposited zone; (c) forged zone; (d,e) heat affected zone of forged plate

圖6為H2工藝熱處理后復(fù)合制造AerMet100鋼試樣的顯微組織。可見，經(jīng)過1200 ℃均勻化處理后，整個(gè)試樣宏觀上已看不出明顯的區(qū)別(見圖6(a))，其中激光沉積區(qū)的枝晶形貌已消失，說明由凝固引起的合金元素微觀偏析基本被消除。3個(gè)區(qū)域的顯微組織均是回火馬氏體，晶粒為等軸晶。需要特別指出的是，激光沉積區(qū)和鍛件區(qū)等的原始組織形貌對H2工藝熱處理試樣的組織影響不大。經(jīng)過均勻化處理后，枝晶偏析被消除，試樣的顯微組織主要與最終熱處理制度相關(guān)，其在最終熱處理階段的組織轉(zhuǎn)變與前述H1工藝熱處理時(shí)基本一致。上述結(jié)果表明，雖然沉積態(tài)復(fù)合制造AerMet100鋼試樣內(nèi)部的組織極不均勻，但通過適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚳梢垣@得滿意的均勻組織形態(tài)，這使AerMet100鋼復(fù)合制造技術(shù)變得非常有吸引力。

圖6 復(fù)合制造AerMet100鋼試樣的顯微組織(H2工藝、YOZ面)(a)整體形貌;(b)激光沉積區(qū);(c)鍛件區(qū);(d，e)鍛件熱影響區(qū)Fig.6 Microstructure of the hybrid fabricated the AerMet100 steel specimen (H2 process, YOZ section)(a) overall morphology; (b) laser deposited zone; (c) forged zone; (d,e) heat affected zone of forged plate

2.2 復(fù)合制造AerMet100鋼的室溫拉伸性能

表4為不同區(qū)域和不同熱處理狀態(tài)下AerMet100鋼的室溫拉伸性能。沉積態(tài)試樣中，激光沉積區(qū)試樣(L)的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1890 MPa、伸長率為9.5%，與本團(tuán)隊(duì)之前報(bào)道的結(jié)果(沉積態(tài)、未做任何熱處理)相比，抗拉強(qiáng)度提高了約300 MPa，伸長率降低了2.8%，屈服強(qiáng)度相差不大[15]。AerMet100鋼的抗拉強(qiáng)度主要是與其顯微組織，特別是碳化物的類型與分布等有關(guān)，本團(tuán)隊(duì)前期研究了沉積態(tài)激光沉積AerMet100鋼(未做任何熱處理)中的碳化物類型，發(fā)現(xiàn)主要是MC型和M3C滲碳體[17]。本文中，沉積態(tài)試樣實(shí)際上進(jìn)行了450 ℃去應(yīng)力退火處理，試樣中的M3C型滲碳體將向M2C型碳化物轉(zhuǎn)化[1,22-23]，而M2C型碳化物是AerMet100鋼最主要的二次硬化析出相，因此該碳化物的析出，使得本次試驗(yàn)中的激光沉積AerMet100鋼試樣與前期報(bào)道結(jié)果相比，其抗拉強(qiáng)度有了明顯提高，但塑性有一定的降低。AerMet100鋼的屈服強(qiáng)度受殘留奧氏體含量影響較大[2]，殘留奧氏體含量越多，該鋼的屈服強(qiáng)度越低，沉積態(tài)試樣未做深冷處理，且成形過程中經(jīng)歷了循環(huán)熱影響，前期研究表明試樣中的殘留奧氏體含量較多[15]，導(dǎo)致其屈服強(qiáng)度明顯較低。激光沉積區(qū)試樣的斷面收縮率較低，僅有15.0%，斷裂位置的頸縮與鍛件相比不明顯，說明拉伸過程中，當(dāng)均勻塑性變形結(jié)束，開始產(chǎn)生局部應(yīng)力集中并形成頸縮時(shí)，應(yīng)力集中部位的應(yīng)力協(xié)調(diào)沒有鍛件好，這是因?yàn)榧す獬练e試樣是形狀不規(guī)則的大尺寸柱狀晶，而鍛件則是尺寸較小的等軸晶，等軸晶的晶界較多，受力過程中可以更為充分地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高斷面收縮率。鍛件區(qū)試樣(F)由于還未進(jìn)行最終熱處理，其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都很低，伸長率和斷面收縮率較高。由于鍛件區(qū)的強(qiáng)度與激光沉積區(qū)相差較大，混合區(qū)試樣(H)的斷裂位置處在鍛件區(qū)一側(cè)，其拉伸性能也與鍛件區(qū)試樣接近。

表4 不同狀態(tài)下AerMet100鋼試樣的拉伸性能

經(jīng)H1工藝熱處理后，激光沉積區(qū)試樣(L)的抗拉強(qiáng)度為1920 MPa，與沉積態(tài)時(shí)相比略有提高；屈服強(qiáng)度為1755 MPa，比沉積態(tài)時(shí)提高了73.6%，增幅很大；伸長率為10.0%，略有提高；斷面收縮率為56.0%，提高也非常明顯。本團(tuán)隊(duì)前期研究了最終熱處理后的激光沉積AerMet100鋼中的碳化物類型，發(fā)現(xiàn)主要包括MC型、M2C型、M6C型、M23C6型等碳化物，其中M2C型碳化物在基體中呈細(xì)小彌散分布，是最主要的強(qiáng)化析出相[17]。沉積態(tài)試樣經(jīng)450 ℃去應(yīng)力退火后，M2C型碳化物會(huì)大量析出，對試樣產(chǎn)生了明顯的析出強(qiáng)化，因而，經(jīng)H1工藝熱處理后，抗拉強(qiáng)度相比于沉積態(tài)提升不明顯。經(jīng)過H1工藝的深冷處理后，激光沉積區(qū)試樣中的殘留奧氏體大幅降低，因此，其屈服強(qiáng)度提升幅度較大。另外，激光沉積區(qū)試樣的斷面收縮率也大幅提高，這是因?yàn)?，?jīng)H1工藝熱處理后，激光沉積區(qū)試樣中的晶粒由原來的大尺寸形狀不規(guī)則的柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榱诵〕叽绲牡容S晶，局部應(yīng)力集中時(shí)的位錯(cuò)阻礙能力提高。鍛件區(qū)試樣(F)經(jīng)H1工藝熱處理后，顯微組織由原來的高溫回火組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體，使其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度大幅提高，其綜合拉伸性能略優(yōu)于激光沉積區(qū)試樣。混合區(qū)試樣(H)的斷裂位置在激光沉積區(qū)一側(cè)，其性能介于激光沉積區(qū)試樣和鍛件區(qū)試樣之間。實(shí)際上，3個(gè)區(qū)域試樣的拉伸性能相差不大。

經(jīng)H2工藝熱處理后，激光沉積區(qū)(L)、混合區(qū)(H)、鍛件區(qū)(F)3個(gè)區(qū)域試樣的強(qiáng)度和伸長率相比于H1工藝熱處理試樣均略有提高，這可能是因?yàn)镠2工藝的均勻化處理使試樣中的合金元素分布更加均勻，基體固溶度提高，大顆粒碳化物溶解，從而有利于強(qiáng)度和塑性的提高。3個(gè)區(qū)域試樣的顯微組織均為回火馬氏體，其拉伸性能差別不大，其中，激光沉積區(qū)試樣(L)的拉伸性能略低于鍛件區(qū)?；旌蠀^(qū)試樣(H)的斷裂位置仍然處在激光沉積區(qū)一側(cè)。

圖7為AerMet100鋼室溫拉伸試樣的典型斷口形貌。需要說明的是，熱處理后的復(fù)合制造試樣均斷裂在了激光沉積區(qū)一側(cè)，圖7(b～c)為復(fù)合制造試樣中激光沉積區(qū)的斷口形貌。本試驗(yàn)中，所有試樣的斷口均是由纖維區(qū)和剪切唇區(qū)組成，微觀斷裂機(jī)制是以韌窩為主要特征的韌性穿晶斷裂。所有激光沉積區(qū)試樣(L)的斷口中均未發(fā)現(xiàn)有明顯的氣孔、熔合不良等缺陷。從圖7(a)可以看出，AerMet100鋼沉積態(tài)的激光沉積區(qū)試樣(L)的微觀斷口中發(fā)現(xiàn)有許多大尺寸韌窩，大韌窩之間分布著大量的小而淺韌窩。經(jīng)過熱處理后，激光沉積區(qū)的韌窩變深，韌窩的尺寸比較均勻，特別是經(jīng)H2工藝熱處理后，其和鍛造對比試樣的斷口形貌比較類似。

圖7 不同狀態(tài)下AerMet100鋼試樣的典型斷口形貌(a)激光沉積區(qū)，沉積態(tài);(b)H1工藝;(c)激光沉積區(qū)，H2工藝;(d)鍛件區(qū)，H2工藝Fig.7 Typical fracture morphologies of the AerMet100 steel specimen under different conditions (a) laser deposited zone, as-deposition; (b) laser deposited zone, H1 process; (c) laser deposited zone, H2 process; (d) forged zone, H2 process

綜上所述，通過適當(dāng)?shù)臒崽幚砜梢曰鞠龔?fù)合制造AerMet100鋼的組織與力學(xué)性能不均勻性問題，復(fù)合制造AerMet100鋼的室溫拉伸性能可以達(dá)到鍛件水平，這表明AerMet100鋼復(fù)合制造技術(shù)具有非常大的實(shí)用價(jià)值。應(yīng)當(dāng)指出，本試驗(yàn)中，復(fù)合制造AerMet100鋼拉伸試樣(熱處理后)均斷在了激光沉積區(qū)一側(cè)，而且從表4的拉伸性能結(jié)果可知，同樣熱處理狀態(tài)的激光沉積區(qū)試樣的拉伸性能要略微低于鍛件試樣，相關(guān)原因還有待更深入研究。

3 結(jié)論

1) 采用復(fù)合制造技術(shù)制備出AerMet100鋼試樣，試樣中未發(fā)現(xiàn)明顯的氣孔、熔合不良、裂紋等缺陷。沉積態(tài)復(fù)合制造AerMet100鋼試樣的顯微組織不均勻，包括激光沉積區(qū)、鍛件區(qū)、以及鍛件熱影響區(qū)3個(gè)區(qū)域。激光沉積區(qū)為大致沿沉積增高方向定向生長的細(xì)小枝晶組織和大尺寸柱狀晶，顯微組織為回火馬氏體及少量殘留奧氏體。鍛件區(qū)的晶粒為等軸晶，顯微組織為高溫回火組織。鍛件熱影響區(qū)的組織從熔合線至鍛件區(qū)方向逐漸變化，包括完全淬火區(qū)、不完全淬火區(qū)和回火區(qū)。

2) 經(jīng)過正火+高溫回火+最終熱處理后，激光沉積區(qū)的晶粒由柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，激光沉積區(qū)、鍛件區(qū)、以及鍛件熱影響區(qū)的顯微組織基本一致，均是回火馬氏體組織，但激光沉積區(qū)的枝晶元素偏析僅得到部分消除。經(jīng)過1200 ℃均勻化+正火+高溫回火+最終熱處理后，激光沉積區(qū)的元素偏析基本消除，復(fù)合制造AerMet100鋼試樣的顯微組織變得非常均勻，且其顯微組織主要是受最終熱處理的影響，原始組織形貌對其影響不大。

3) 測試了不同熱處理狀態(tài)下復(fù)合制造AerMet100鋼試樣的室溫拉伸性能，經(jīng)過1200 ℃均勻化+正火+高溫回火+最終熱處理后，復(fù)合制造AeroMet100鋼試樣的抗拉強(qiáng)度達(dá)1941 MPa，伸長率達(dá)11.5%，其室溫拉伸性能與鍛件區(qū)試樣相當(dāng)；激光沉積區(qū)試樣的綜合拉伸性能略低于鍛件區(qū)試樣，復(fù)合制造AerMet100鋼拉伸試樣斷在了激光沉積區(qū)一側(cè)。

4) 由斷口形貌顯示，所有拉伸試樣微觀斷裂機(jī)制均是以韌窩為主要特征的韌性穿晶斷裂。沉積態(tài)激光熔化沉積AerMet100鋼試樣中的韌窩較淺，經(jīng)過熱處理后，韌窩變深、其尺寸也變得比較均勻。