基于冷金属过渡的电弧熔丝增材Inconel 625合金的组织与性能研究

林筱鹏，罗金山，顾小燕，王金凤，韩玉君

(1.江苏科技大学材料科学与工程学院，江苏 镇江 212003；2.重庆长安工业集团有限责任公司工艺研究所，重庆 401120；3.湖北汽车工业学院材料科学与工程学院，湖北 十堰 442002；4.浙江省水利水电装备表面工程技术研究重点实验室，浙江 杭州 310020；5.南京工程学院材料科学与工程学院，江苏 南京 211167)

0 前 言

Inconel 625是一种镍基高温合金，其强度主要来自于镍铬基体中难熔金属铌和钼的固溶强化效应[1,2]。该合金具有优异的高温强度、良好的抗热腐蚀性能，且疲劳性能、耐磨性能及焊接性能等性能优良，被广泛应用于航空航天、石油化工、船舶和其他高温和腐蚀环境部件中[3,4]。大多数Inconel 625构件的形状复杂，需要进行大量的机械加工处理，因此采用传统加工方法的生产成本昂贵[5]。电弧增材制造(Wire and Arc Additive Manufacturing,WAAM)是一种以电弧为热源熔丝，逐层堆积的快速成形技术，由部件的三维数据驱动，通过材料的沉积完成，不需要任何工具和模具的帮助，是一种制造高质量金属零件的经济快速的成形方法[6-9]。

根据热源的不同，典型的WAAM技术有脉冲等离子弧沉积(PPAD)、钨极惰性气体保护焊(GTAW)和熔化极惰性气体保护焊(MIG)[10]。目前许多研究都集中在使用PPAD和GTAW作为热源的Inconel 625合金WAAM上。Xu等[11]研究了脉冲等离子弧沉积Inconel 625合金的层间冷却策略(ICS)和连续沉积策略(CDS)对其组织和力学性能的影响。相比CDS，ICS样品表面质量和力学性能均有所改善。Wang等[12,13]采用GTAW工艺制造了Inconel 625，并研究了其组织和力学性能沿构建高度的变化，结果表明初枝晶臂间距随着沉积高度的增加而增加，偏析行为不断增强，力学性能也有相似的变化。Dinda等[14]利用激光直接沉积技术(LDM)制备了 Inconel 625 合金样品，并分析了增材过程中微观组织演变，发现 LDM 制备的Inconel 625样品下部组织主要由柱状晶组成，上部组织含有较多的二次枝晶，认为这主要是由各个位置冷却速率不同导致的。

冷金属过渡(Cold Metal Transfer,CMT)技术是在熔化极气体保护焊基础上开发出来的一种通过对焊丝(电极)精密控制进行液态金属过渡的技术。与其他WAAM技术相比，通过冷金属过渡进行增材制造(CMT-WAAM)具有明显的优势，主要有：能量密度高，表面成形优良，无飞溅现象，焊接相关缺陷较少。考虑到其突出的优点，CMT-WAAM在大型零件生产方面有广阔的应用前景[15]。虽然Inconel 625合金增材制造取得了很大进步，但大多数研究集中在激光和电子束增材上面，对Inconel 625合金的电弧增材特别是CMT增材技术的研究相对较少。本研究基于CMT-WAAM增材镍基Inconel 625合金，对沉积块体的微观组织、力学性能和耐蚀性能进行了研究，以期为镍基Inconel 625合金大型复杂零件的高效高质成形提供了一种简单可行的方法。

1 试 验

1.1 CMT - WAAM过程

增材试验系统包括CMT-5000i 焊机、ABB机器人、水冷却系统、计算机控制系统、送丝系统和保护气系统组成。焊丝为直径1.2 mm的ERNiCrMo-3，其成分(质量分数，%)如下：C 0.006，Si 0.150，Mn 0.150，P 0.001，S 0.001，Cr 22.040，Ni 64.900，Mo 8.750，Nb+Ta 3.490。力学性能为：抗拉强度 750 MPa，屈服强度 350 MPa，延伸率30%。采用316L不锈钢作为基体金属，尺寸为400 mm×250 mm×100 mm。试验开始前，对基体表面进行打磨直至露出金属光泽，并用乙醇和丙酮进行表面清洗。采用恒定流速为25 L/min的氩气作为保护气体(99.9%氩)，焊接速度3.5 mm/s，送丝速度 6.5 m/min，干伸长 13 mm，焊枪倾角90°，气体流量 25 L/min。

本次试验采用往复堆叠方式进行Inconel 625合金块体试样的CMT-WAAM增材制造，运动轨迹如图1所示，采用优化后的焊接参数，以50%搭接率进行堆叠，单层厚度约为3.6 mm，单道宽度约为9.3 mm，逐层沉积出140 mm×75 mm×40 mm的块体。增材过程中，连续的液态金属沉积会导致大量热量聚积在堆叠层中，影响块体的综合性能。为了避免这一问题，采用了层间冷却策略来保证样品的质量。利用红外线测温仪对沉积层进行测温，将层间温度控制在100 ℃左右，再进行下一道的堆叠。需要注意的是，在开始下一道堆叠层沉积前，应仔细打磨上一道熔覆层来去除表面的飞溅、烟尘，从而提高堆叠层间冶金结合强度，降低裂纹以及空隙率，改善增材制造块体的力学性能。制备好的试样根据后续的测试需要切割成合适的尺寸，然后研磨、抛光备测。

1.2 测试分析

金相试样研磨抛光后，用王水(HCl、HNO3体积比为3∶1)蚀刻30 s观察金相。随后，通过光学显微镜(HAL1000)、扫描电子显微镜(JSM-6480)、X射线衍射仪(XRD-6000)对其宏观形貌和微观结构以及物相进行表征。透射样品通过机械减薄和电解双喷获得。利用Everonese MH5显微硬度计测试增材块体各部位的显微硬度，载荷5 N，保压时间10 s。焊接接头的拉伸试验按GB/T 228.1-2010设计和进行，不同方向拉伸件取样及拉伸试样尺寸如图2所示。采用AUTOLAB电化学工作站进行腐蚀试验，采用三电极体系，测试样为工作电极，铂片为对电极，电解液为3.5%NaCl去离子水溶液，极化曲线测试扫描电位-0.5～1.0 V，扫描速率为5 mV/s，腐蚀时间约为30 min。

2 结果与讨论

2.1 显微组织

图3为CMT-WAAM Inconel 625合金的截面宏观形貌及微观组织，图3a为侧面宏观形貌，图3b为堆叠层的微观组织，图3c，3d，3e，3f分别为堆叠层上部区域、中上部区域、中部区域和底部区域的微观组织形貌。截面图中一条条由堆积层组成的层带状纹理清晰可见，这与其他增材制造方法所制备试样的微观形貌相似。WAAM 过程近似一个微区铸造过程，熔融金属在凝固过程中，成分过冷对晶粒的形核、长大有很大影响。该结构在截面上表现出外延生长特征。在层与层之间有明显的白亮色层带组织，其主要分布在上一个堆叠层熔池的顶部区域、后一个堆叠层熔池的底部区域，该区域微观结构如图3a所示。将该区域局部放大可以看出，底部有胞状晶体、短柱状晶体和沿沉积高度方向生长、呈贯穿式的粗大原始枝晶。底部沿着沉积方向贯穿不同的堆叠层外延生长的柱状晶的宽度为20～500 μm，由于较大的过冷度会促进合金在固液界面以树枝晶的形式向熔池内延生生长，从而形成粗大的柱状晶。由于下一道堆叠层均对上一道堆叠层有热处理作用，上一层未熔化的柱状晶将在新堆叠层的加热作用下沿着原来的生长方向继续生长，进而在整个试样中形成贯穿多个堆叠层沿外延生长的柱状晶组织。外延生长的柱状晶粒内部的组织主要以柱状枝晶结构为主，枝晶生长方向与沉积方向之间存在一定的夹角，如图4所示。中部有明显的二次生长枝晶。在上部区域，每一个堆叠层的熔池顶部均会发生CET (Columnar to Equiaxed Transition)转变形成等轴晶层，顶部的微观组织相对细小，主要由胞状晶和平面晶组成，初生枝晶相对分散，二次生长枝晶填充部分枝晶间区域，三次生长枝晶开始形成。形成这种组织的原因是在这个区域，温度梯度相对较大且凝固速度缓慢，其凝固条件满足胞状晶和平面晶的生成条件。

研究表明，Inconel 625合金凝固末期枝晶间形成的主要有γ Ni固溶体、Laves(Ni,Fe,Cr)2(Nb,Ti,Mo)和MxC相，如(Mo,Nb)C，(Mo,Nb)6C，(Mo,Cr)23C6等[16,17]。TEM成像(图5、图6)则进一步证实了枝晶间析出区存在Laves相和MC增强相。Laves相是一种脆性有害的金属间化合物。Nb和Mo元素在不平衡凝固过程中会产生偏析现象，使得枝晶间极易析出形成Laves 相，降低了γ-Ni固溶体中合金元素的含量。合金元素的减少会导致基体在高温时易软化，抗蠕变能力降低以及疲劳寿命缩短[18]。

除此之外，组织中析出的亚微米级碳化物，用扫描电镜无法检测到，需要通过透射电镜进一步观察，如图6所示，为在枝晶间或晶界处析出的MC颗粒。

这些MC颗粒尺寸在200～700 nm之间，它们的存在有利于提高基体的强度性能，这主要是由于MC颗粒作为第二相质点，与基体保持良好的共格关系，对晶界的滑移起到抑制作用。

2.2 力学性能

图7为增材块状试样横截面和纵截面的显微硬度。从图中能够看到试样横截面的显微硬度波动较小，在 259.31～284.52 HV5 N范围内波动，平均显微硬度为 268 HV5 N；纵截面的显微硬度波动相对较大，在268.72～297.12 HV5 N范围内波动，平均显微硬度为 282 HV5 N。受循环热作用的影响，焊缝搭接区从上到下可分为重熔区、半熔化区、完全重结晶区以及不完全重结晶区，试样显微硬度稍有波动，其中重熔区的显微硬度最高，约为279～298 HV5 N，不完全结晶区最低，约为260 HV5 N左右。这是由于块体试样组织为枝晶，且枝晶生长呈各向异性，因此在不同方向上的变形抗力不同导致显微硬度有所不同。

采用CMT-WAAM工艺制备的Inconel 625合金块体试样在室温下的拉伸应力-应变曲线如图8所示。x方向的试样抗拉强度达到740 MPa，屈服强度为460 MPa，延伸率为39.8%；y方向的试样抗拉强度达到750 MPa，屈服强度为550 MPa，延伸率为34.3%；z方向的试样抗拉强度达到690 MPa，屈服强度为480 MPa，延伸率为37.5%。结果表明，试样平行于扫描路径方向的抗拉强度略低于平行于堆叠方向的抗拉强度；延伸率优于平行于堆叠方向的延伸率。这种力学性能的各向异性可以归因于微观组织的变化。如图2所示，垂直试样的微观组织主要为沿堆叠方向延伸的粗大枝晶。与垂直试样相比，水平试样在加载方向上有更多的枝晶边界或枝晶间区域，起到细晶强化的作用，使材料的强度和塑性得到提升。另一方面，垂直试样的层间交界处易出现局部应力集中进而影响纵向拉伸的性能[18]。

图9为不同方向上镍基合金试样拉伸断口扫描图像，均呈现大小相间的韧窝，为典型的韧性断裂。断口形貌放大后显示，韧窝中有大量颗粒状物存在。通过能谱分析，确定这些颗粒为Laves相和少量MC。

Laves相的存在不仅降低了Inconel 625合金的塑韧性、抗疲劳和蠕变断裂性能，同时Laves相还占据了基体中部分合金元素，导致强化相的析出减少，为脆性裂纹的产生和扩展提供了便利条件。

2.3 耐腐蚀性能

Inconel 625还广泛应用于船舶海底管道领域，因此对其耐蚀性能的研究具有重要意义。CMT-WAAM制备的 Inconel 625 合金各个成形平面在 3.5%NaCl 溶液中进行动电位极化测试，得到的极化曲线如图10所示。从图中提取3个主要的电化学参数：腐蚀电位、击穿电位以及腐蚀电流密度，如表1所示。

表1 Inconel 625镍基高温合金腐蚀电化学参数Table 1 Corrosion electrochemical parameters of Inconel 625 superalloy

从极化曲线和腐蚀电化学参数能够得出，z方向区域样品的腐蚀电位值为-0.30 V。与z方向相比，y方向区域表现出较大的腐蚀电位，为-0.29 V。而对于x方向区域的腐蚀电位值为-0.27 V。腐蚀电位越靠近正位，代表越难发生腐蚀，根据表中的腐蚀值，说明了z方向相比于x方向、y方向，更容易发生腐蚀。腐蚀电流密度用来反映钝态金属的腐蚀速率，数值越小越不容易发生腐蚀，能得出y方向的腐蚀电流密度相比于其他方向最小，为4.65×10-7A/cm2，而x方向的值为8.17×10-7A/cm2，z方向为9.68×10-7A/cm2。根据以上电化学参数，3种不同方向的试样中，y方向的试样综合耐腐蚀性能最好，z方向试样较其他方向耐腐蚀性能较差。

3 结 论

(1)增材块体截面图中可见由堆积层组成的层带，整体显微组织呈外延生长特征。堆叠层底部由胞状晶体、短柱状晶体和沿沉积高度方向生长、呈贯穿式的粗大原始枝晶组成，中部由明显的二次生长枝晶组成，顶部组织主要为等轴晶。

(2)CMT-WAAM制备的Inconel 625 合金主要由γ Ni固溶体、Laves相和 MC 相组成，Laves相聚集分布。温度梯度对晶粒生长方向有显著影响，晶粒容易沿择优方向生长，与温度梯度方向的角差较小。

(3)成形件的x向和z向力学性能达到Inconel 625锻件的水平。由于显微组织的各向异性，材料的拉伸性能和微观硬度稍有差别。断口韧窝中存在Laves相和少量碳化物的第二相颗粒。各向异性对腐蚀性能的影响不太明显，堆叠方向的试样耐腐蚀性略优于另两个方向。