热输入对电弧增材制造超级双相不锈钢组织与性能的影响

李科，牛犇，潘琳琳，易江龙，邹晓东

(1.广东省科学院中乌焊接研究所,广东省现代焊接技术重点实验室,广州,510651；2.五邑大学,智能制造学部,江门,529030)

0 序言

ER2594 超级双相不锈钢因其奥氏体和铁素体拥有最佳比例，具有了优异的强度、韧性和耐腐蚀性，广泛应用于船舶、核工业和石油工业[1-2].热输入是双相不锈钢焊接过程中关键的因素，对相的形成和相的稳定性有重要影响[3].一部分研究表明，使用高的焊接热输入更有利于铁素体/奥氏体相平衡[4-5].Debroy 等人[6]研究了增材制造金属的工艺、结构和性能，结果表明，电弧熔丝增材制造技术(wire arc additive manufacturing,WAAM)较大的热输入量和较慢的冷却速率会造成双相不锈钢中的奥氏体含量过高，而激光熔化沉积(laser melting deposition,LMD)较低的热输入量和较快的冷却速率会导致组织中存在较多的铁素体.Lervg 等人[7]研究了热输入对使用超级双相不锈钢焊丝为填充原料开发的冷金属过渡-电弧熔丝增材制造(CMT-WAAM)产品的抗拉强度和延展性的影响，结果表明，高热输入降低了超级双相不锈钢增材件的抗拉强度，提高了其延展性，改善了铁素体/奥氏体的相平衡.但也有研究表明，过高的热输入会导致焊道元素的烧损，反而不利于焊道中奥氏体的形成[8-9].栗宏伟等人[10]研究了热输入对SAF2507 超级双相不锈钢焊接接头组织和硬度的影响，结果表明，随着热输入的增加会使焊缝中的N 元素烧损，最终导致奥氏体含量的减少.Varbai 等人[9]研究了热输入和N 元素对2205 双相不锈钢焊缝相变的影响，结果表明，越高的电弧能量将导致更大的熔池尺寸，从而导致更多的N 元素损失.氮含量的减少将导致铁素体组织随电弧能量和冷却时间的增加而线性增加.

目前，国内外在热输入对增材制造双相不锈钢中元素含量烧损、微观组织和综合力学性能方面的影响研究较少.因此，文中采用熔化极惰性气体保护焊接(metal inert gas welding,MIG 焊)工艺，使用三种不同热输入对自制超级双相不锈钢药芯焊丝进行增材试验，探究热输入对增材件的组织、双相比例和力学性能的影响，为电弧增材制造超级双相不锈钢提供试验基础.

1 试验方法

采用直径为1.2 mm 的ER2594 超级双相不锈钢焊丝作为填充材料，尺寸为200 mm×100 mm×15 mm 的Q345 低碳合金钢作为基板.基板和ER2594 超级双相不锈钢焊丝化学成分如表1 所示.MIG 焊采用松下YD-500GS 型电弧堆焊机进行增材试验，保护气为98%Ar+2%CO2，层间高度为2 mm，具体MIG 焊工艺参数如表2 所示.使用松下机器堆焊工作站探究热输入对电弧增材制造双相不锈钢组织和力学性能的影响.通过改变预设焊接电流大小的方式来达到控制热输入的目的，分别使用三种不同的热输入采用往复堆积路径电弧增材制造3 组(3 组热输入依次递增，试验编号简称1，2，3 组)长度为150 mm、高度为120 mm 的墙体.

表1 基板和焊丝的化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical compositions of substrate and welding wire

表2 MIG 焊的工艺参数Table 2 Process parameters of MIG welding

电弧增材制造双相不锈钢完成后，对试样进行线切割、研磨、机械抛光等处理，并用20%的NaOH 溶液进行电解抛光.用Axio Imager M2m 型光学显微镜对组织进行观察；使用Talos F200X 型场发射扫描电子显微镜(scanning electron microscope，SEM)及其附带的电子背散射衍射仪(electron backscattered diffraction，EBSD)对增材墙体的中部组织进行分析，步长为0.8 μm；并用Spectro M10 OES 型ICP 光谱检测仪检测3 组增材件中部氮含量；使用OIM 软件对EBSD 数据进行处理后，可得到铁素体/奥氏体比例分布图、反极图、平均取向角差(kernel average misorientation,KAM).显微硬度测定采用WILSON VH1202 型维氏硬度计，对3 组增材件的顶部、中部、底部进行维氏硬度测定，每个区域随机测量至少20 个点，硬度计的载荷为2.94 N，加载时间为15 s，加载速度为20 μm/s，并求取平均值.拉伸试验中，3 组不同热输入的拉伸试样切取位置与尺寸如图1 所示，拉伸速率为1 mm/min，试验结束后分析其抗拉强度，并使用SEM 观察试样的断口形貌特征.

2 试验结果与分析

2.1 增材件宏观形貌

图2 为通过改变预设焊接电流大小来调整热输入进行的3 组增材墙体的宏观形貌.1，2，3 组墙体测量熔宽分别为7.89，9.54，9.86 mm，随着热输入的增大，熔宽也随之变宽，即熔宽的变化趋势与热输入的变化趋势一致[7]，1，2，3 组试样形貌良好，未出现气孔、裂纹和未熔合等缺陷.

图2 不同热输入下墙体的宏观形貌Fig.2 Macroscopic morphologies of the wall under the different heat inputs.(a) group 1;(b) group 2;(c) group 3

2.2 热输入对增材件微观组织的影响

图3、图4 和图5 分别为三种不同热输入增材制造墙体中部的微观组织.奥氏体主要沿晶界生成，呈现形式为晶内奥氏体(IGA)、魏氏体(WA)、晶界奥氏体(GBA)和二次奥氏体(γ2).三种热输入对应的柱状晶的生长方向几乎与热流方向(垂直于焊缝方向)一致[7]，这种现象在电弧增材制造金属中是典型现象[11].晶界奥氏体和魏氏体的形态都类似于细长的针状体，而魏氏体一般与晶界奥氏体紧密相邻具有侧板结构[12].此外，3 组样品均观察到了少量二次奥氏体相，这是因为复杂的热循环阻止了二次奥氏体生长至晶内奥氏体[13].

图3 1 组增材件的组织Fig.3 Organization of group 1 additive specimen.(a) metallographic structure of group 1 additive specimen;(b)enlarged of Fig.3a;(c) enlarged of Fig.3b

图5 3 组增材件的组织Fig.5 Organization of group 3 additive specimen.(a) metallographic structure of group 3 additive specimen;(b)enlarged of Fig.5a;(c) enlarged of Fig.5b

为了进一步探究热输入对双相不锈钢增材件微观组织的影响机制，使用EBSD 对增材墙体进行表征及分析.图6 为不同热输入试样的铁素体/奥氏体分布情况，其中深色区域为铁素体，浅色区域为奥氏体.图7 为不同热输入试样取向成像的EBSD 形貌.图8 为3 组不同热输入试样铁素体/奥氏体含量变化统计结果.从图8 可看出，1 组的双相比(铁素体∶奥氏体)为69∶31，2 组的双相比为57∶43，3 组的双相比为59∶41，奥氏体含量呈现先上升后下降的趋势.

图6 试样的铁素体/奥氏体分布Fig.6 Ferrite/austenite distribution of samples.(a) group 1;(b) group 2;(c) group 3

图7 试样的反极图Fig.7 Inverse pole figures of samples.(a) group 1;(b) group 2;(c) group 3

图8 不同试样中铁素体/奥氏体含量对比Fig.8 Comparison of the volume fraction of austenite and ferrite of different specimens

电弧增材制造过程中较大的热输入量和较慢的冷却速率(102～103K/s)会造成双相不锈钢微观组织中奥氏体含量过高[14].为了获得理想的两相比(接近1∶1)，尝试通过调控合金成分将增材件的Creq/Nieq值控制在1.89～2.65 的理想范围内[15].铬当量(Creq)方程和镍当量(Nieq)方程为

经过计算文中的Creq/Nieq在2.06～2.07 之间，在电弧增材制造双相不锈钢中，高Creq/Nieq可以提高铁素体含量，而低Creq/Nieq可以促进奥氏体的形成[15].3 组试验中铁素体含量均略大于奥氏体含量，这是由于铁素体固溶线温度下降，铁素体向奥氏体转变温度下降，δ→γ 转变不完全，铁素体含量增大.并且由于Creq/Nieq大于2.0，故双相不锈钢的相变过程凝固模式为L→L+δ→δ→δ+γ (L 液相，δ 铁素体，γ 奥氏体).

Singh 等人[16]研究了不同热输入对双相不锈钢接头熔合区的影响，得出了较高的热输入会导致t12/8时间显著增加，有利于铁素体向奥氏体转变的理论.随着热输入的增加奥氏体会随之增多，但文中的奥氏体含量随着热输入的增加先上升后略微降低.双相不锈钢焊缝中Cr，Mo 和Ni 元素在铁素体和奥氏体之间没有明显的偏聚，而N 元素偏聚明显，这说明N 元素是控制熔敷层中奥氏体含量的最重要的元素[17]，为了探索文中奥氏体含量的变化原因，故需要研究热输入的提升对氮含量的影响，3 组不同热输入下的超级双相不锈钢墙体氮含量如表3 所示.其中，奥氏体形成元素氮含量在热输入由435.6 J/mm 上升至517.3 J/mm的过程中变化不大，奥氏体含量是随着热输入的增大而增大的，这与Singh 等人[16]的理论相吻合，但在热输入由517.3 J/mm 上升至599.0 J/mm 的过程中，氮含量从0.208%降至0.187%.经分析判断，一方面是由于热输入越高，熔池冷却速度越小，这会使熔池中反应式2[N]=N2↑向右进行，N2从熔池中逸出程度更剧烈，即N 元素烧损使奥氏体含量降低的程度大于提高热输入使奥氏体含量提高的程度，所以热输入越高，焊缝奥氏体含量越低[10]；另一方面是由于焊接电流由190 A 提升至220 A，熔滴过渡形式由大滴过渡转变为射滴过渡(直径为1.2 mm 焊丝的射滴过渡临界电流为210～230 A)，熔滴过渡频率急剧增大，熔滴变小，氮含量逸出增加，使焊缝中的氮含量减少，奥氏体含量降低.

表3 双相不锈钢增材墙体氮含量Table 3 N element content in duplex stainless steel additive wall

图9 为不同热输入增材件的KAM 分布，1 组、2 组、3 组增材件的KAM 值分别为0.55°，0.61°，0.61°.随着热输入的增加，增材件的平均KAM 值明显升高，这是由于残余应力与热输入成正比，而残余应力与KAM 值也成正比，并使用OIM 软件对EBSD 数据进行整理归纳，具体数据结果如表4 所示.

图9 增材件的KAM 图Fig.9 KAM diagram of additive parts.(a) group 1；(b) group 2；(c) group 3

表4 EBSD 数据Table 4 EBSD data

2.3 硬度试验结果

对3 组增材件的顶部、中部、底部进行维氏硬度测定，测定后的均值对比结果如图10 所示.1 组所对应的底、中、顶部的平均维氏硬度值分别为287 HV0.3 ± 7 HV0.3，299 HV0.3 ± 8 HV0.3，290 HV0.3 ± 6 HV0.3.2 组所对应的底、中、顶部的平均维氏硬度值分别为289 HV0.3 ± 8 HV0.3，286 HV0.3 ± 10 HV0.3，276 HV0.3 ± 7 HV0.3.3 组所对应的底、中、顶部的平均维氏硬度值分别为288 HV0.3 ± 7 HV0.3，294 HV0.3 ± 6 HV0.3，283 HV0.3 ± 6 HV0.3.

图10 试样不同部位的硬度Fig.10 Hardness of different parts in samples

由图10 可知，3 组试验底部的硬度集中在285～290 HV 之间，这是由于增材初期的基体散热速度较快，故热输入的改变对显微硬度的影响较小.然而在中部和顶部的增材过程中空气散热大于基体散热，此时散热速度偏慢，则热输入的改变可导致显微硬度的差异；在中、顶部区域，维氏硬度由大到小的排列顺序均是1 组、3 组、2 组，由于显微硬度的变化与组织中奥氏体相(IGA，GBA，WA和γ2)的增加和组织中铁素体相的减少有关[18].且由2.2 节可知，铁素体含量由大到小的排列顺序为1 组、3 组、2 组，硬度值对比结果可与2.2 节的结论相互佐证；中部区域到顶部区域维氏硬度值呈下降趋势，证实了沿组织方向铁素体含量的降低和奥氏体含量的增加[18].

2.4 拉伸试验结果

分别测定3 组增材试验的拉伸性能，分别在各组的水平和垂直方向各取3 个试样，测量结果如图11 所示.1 组、2 组和3 组试样的平均抗拉强度分别为770，772，768 MPa；平均断后伸长率分别为26.5%，28.0%，26.0%；平均屈服强度分别为618，611，614 MPa.3 组之间的抗拉强度、屈服强度的区别较小，而第2 组的断后伸长率优于其余两组.综上所述，热输入取中间值的试样(2 组)拉伸性能略优于其它两组.分析可知，1 组与3 组比较，由于平衡的铁素体/奥氏体(δ/γ)比例有助于提高屈服强度、抗拉强度约80%[19]，即3 组的δ/γ 相较于1 组的更平衡，如表4 所示，但可通过Zhao 等人[20]提出的公式，由KAM 值计算其残余应力ε，即

图11 试样的拉伸性能Fig.11 Tensile properties of samples

式中：G为剪切模量；b为Burgers 矢量；α为常数取决于边界几何形状，该试验中α取3；θ为位错边界上的平均取向角；μ为EBSD 映射的步长；β为KAM 值.

残余应力ε与KAM 值β成正比.而3 组的KAM 值大于1 组，即ε3＞ε1.由于残余拉应力与外加拉应力的叠加会加速裂纹的产生[21]，即残余应力ε越大则屈服强度、抗拉强度越低.所以即使3 组的δ/γ 比例相较于1 组的δ/γ 更平衡，但是ε3＞ε1.由于δ/γ 比与残余应力一正一负的共同影响，致使1 组的屈服强度、抗拉强度与3 组差别较小.因此，在热输入增大(1 组→3 组)时δ/γ 比例中的δ 含量降低使得硬度降低的情况下(由2.3 节可知显微硬度与铁素体含量呈正相关)拉伸性能保持几乎不变；由于2 组与3 组的δ/γ 比相差较小，KAM值均为0.61°，即ε2=ε3，故2 组与3 组的屈服强度、抗拉强度相差较小；图12 为1 组、2 组和3 组试样的拉伸断口形貌，均为韧性断裂.这3 组断口形貌的变化是由于组织方向上奥氏体和铁素体比例的变化所致[22-23].2 组的奥氏体最多，Kannan 等人[18]的研究表明，奥氏体含量越高断后伸长率越大.并且2 组的韧窝相较其它两组相对细小、密集，故2 组的断后伸长率大于1 组和3 组.

图12 试样的拉伸断口形貌Fig.12 Tensile fracture morphologies of the specimes.(a) group 1 (high magnification);(b)group 1 (low magnification);(c) group 2 (high magnification);(d)group 2 (low magnification);(e) group 3 (high magnification);(f) group 3(low magnification)

3 结论

(1) MIG 电弧增材制造3 组不同热输入的超级双相不锈钢墙体宏观形貌良好，无缺陷.热输入由435.6 J/mm 增加至517.3 J/mm 时，热输入量增加和冷却速率较慢造成奥氏体含量升高，奥氏体含量由31%增加至43%，当热输入继续增加至599.0 J/mm 时，由于N 元素的烧损和熔滴过渡形式的转变导致氮含量减少，从而导致奥氏体含量由43%减少至41%.

(2)墙体底部试样硬度集中在285～290 HV 之间，这是由于增材制造初期的基体散热速度较快，所以此时热输入的改变对组织硬度的影响较小；然而，在中部和顶部的增材过程中空气散热大于基体散热，此时散热速度偏慢.热输入改变，墙体中、顶部试样的硬度受到铁素体含量的影响，即显微硬度与铁素体含量呈正相关，3 组试样硬度由大到小的排列顺序为1 组、3 组、2 组.

(3)在δ/γ 比与残余应力一正一负的共同影响下，3 组试样的抗拉强度、屈服强度差别较小；而第2 组试样相较于其它两组试样的奥氏体含量较多，使得其拉伸性能略优.