梯度奧氏體-馬氏體的激光束直接能量沉積 鋼連接與異種電子束焊接的比較(上）

來源：江蘇激光聯(lián)盟

本文介紹了激光束直接能量沉積(Direct Energy Deposition,，DED-LB)工藝作為一種建立梯度奧氏體-馬氏體鋼連接的方法,。通過在DED-LB加工過程中改變兩種粉末的比例來制備成分梯度鋼,。主要分為兩部分,，前半部分（本部分）進行理論介紹,、方法講解以及試驗結(jié)果,，后半部分則是對比DED-LB和電子束焊接工藝以及結(jié)論分析,。

通過在DED-LB加工過程中改變兩種粉末的比例來獲得構(gòu)建物。使用各層高稀釋率成功地獲得了梯度樣品,。在316L一側(cè)觀察到長奧氏體晶粒,，而在Fe–9Cr–1Mo一側(cè)觀察到馬氏體晶粒。在過渡區(qū),，顯微組織主要是馬氏體,。

將一開始建好以及在630℃回火熱處理8小時后進行的表征與異種電子束焊接（Electron Beam-EB）進行比較。在熱處理之前,，由于在構(gòu)建過程中形成新的馬氏體,，DED-LB梯度區(qū)域硬度較高(約為430 HV)�,；鼗馃崽幚韺⒂捕冉档偷�300 HV,。

EDS測量表明，通過DED-LB獲得的316 L和Fe–9Cr–1Mo之間的化學(xué)梯度比電子束焊縫中獲得的化學(xué)變化更平坦,，DED-LB的顯微結(jié)構(gòu)與電子束焊接有很大不同,。DED-LB樣品和焊縫中的硬度值相似，兩者都通過回火熱處理軟化,。由于在DED-LB過渡區(qū)發(fā)現(xiàn)了新鮮馬氏體,，焊接金屬和Fe–9Cr–1Mo熱影響區(qū)在焊接后相對較硬。

拉伸試驗表明,，DED-LB試樣和電子束焊縫極為相似,，在20℃和400℃時，316L母材失效,；在550℃時,，F(xiàn)e–9Cr–1Mo母材失效,。DED-LB試樣具有與電子束焊縫相當(dāng)?shù)臋C械性能。

1. 介紹
奧氏體不銹鋼和馬氏體鋼異種連接可用于許多應(yīng)用,。比如在核工業(yè)中,，就需要連接316 L和Fe–9Cr–1Mo鋼零件，一般是通過鎢極惰性氣體保護焊,、使用Inconel合金型填充金屬來實現(xiàn)的,。這一過程需要在焊接前進行預(yù)熱，以避免冷裂紋,，并進行焊后熱處理,，以回火Fe–9Cr–1Mo側(cè)的馬氏體。這些熱處理可以保證獲得所需的機械性能,，尤其是良好的韌性,。

▲圖1 (a)P9焊接金屬在730℃/2h回火后的透射電鏡顯微照片。(b)P9焊接金屬在760℃/6h回火后的透射電鏡顯微照片,。(c)P91焊接金屬在730℃/2h后的透射電鏡顯微照片(d)P91焊接金屬在760℃/6h后的透射電鏡顯微照片

Casalino等人證明了使用混合激光/鎢極氬弧焊替代鎢極氬弧焊工藝的可行性,。Yano等人還證明了使用電子束焊接工藝將鐵素體/馬氏體鋼與316L奧氏體鋼焊接起來的可能性。

使用通過粉末冶金獲得化學(xué)成分梯度材料是簡化該焊接過程的另一種方式,。無論是通過“傳統(tǒng)”粉末冶金還是通過增材制造,，都可以考慮在兩種鋼之間加入聯(lián)軸節(jié)套管連接兩種鋼。增材制造為具有復(fù)雜幾何形狀和特定功能的新零件提供了更多可能,，備受青睞,。這種連接的化學(xué)成分將從316 L逐漸變?yōu)镕e–9Cr–1Mo，允許在各端進行均勻焊接,。Sridharan等人發(fā)現(xiàn)熱膨脹系數(shù)在梯度部分逐漸變化,，減少兩者之間的不匹配。Woo等人觀察到,，這種不匹配的減少允許通過連接器減少殘余應(yīng)力,。Zuback等人還證明，通過連接器的化學(xué)梯度允許碳化學(xué)勢逐漸變化,，而不是階躍變化,，這可以減緩碳從Fe–9Cr–1Mo擴散到316 L，并延長連接的壽命,。

▲圖2 (A)內(nèi)側(cè)為316L,、外側(cè)為Fe3Al的Fe3Al/SS 316L梯度管,。(B)外側(cè)為316L,、內(nèi)側(cè)為Fe3Al的Fe3Al/SS 梯度管

本文研究主題是探索建造過程中改變材料并最終混合兩種合金的可能性。這種技術(shù)已被Lei Yan等人成功地用于構(gòu)建梯度部件和連接各種不同的材料（圖2）,。奧氏體鋼到鐵素體/馬氏體鋼的梯度材料也是通過激光束直接能量沉積(DED-LB)制造的,，并由Sridharan等人進行了表征。本文介紹了另一個研究316 L/Fe-9Cr-1Mo梯度材料的實例，該材料由DED-LB獲得,，各層間具有高稀釋率,，提供平滑的梯度。還研究了馬氏體回火熱處理在630℃下8 h的效果,。

為了更好地進行比較,，還利用不同的電子束焊接來連接相同的兩種材料。這種技術(shù)涉及高能量密度和窄熱影響區(qū),，使變形最小化,，從而使其有利于馬氏體鋼的焊接。電子束焊接和DED-LB增材制造的冷卻速率較接近,。為了進行定量比較,，在室溫、400℃和550℃下,，對焊接和熱處理樣品的顯微結(jié)構(gòu)和機械性能進行了表征,。

2.材料和方法
使用316L和Fe–9Cr–1Mo預(yù)合金鋼粉末獲得梯度材料樣品。所用粉末的化學(xué)成分和粒度分布見表1,。樣品是帶有球形顆粒的氣體霧化粉末,。

表1 316 L和Fe–9Cr–1Mo粉末的化學(xué)成分、供應(yīng)商和粒度分布情況

使用DED-LB工藝獲得樣品,，該工藝具有兩個粉末進料器,，在進料過程中(圖3)，粉末由輸送氣體(此處為氬氣)從粉末進料器輸送到構(gòu)件,�,？梢酝ㄟ^控制每個粉末進料器的流量來控制沉積層的成分。在這項研究中,，F(xiàn)e–9Cr–1Mo是在316L上直接從一種粉末轉(zhuǎn)換到另一種粉末,，而不是通過兩者之間混合粉末進行的。表2中的316L參數(shù)進行了優(yōu)化并且在操作中保持不變,。

▲圖3 應(yīng)用于梯度材料制造的DED-LB工藝操作圖

表2 DED-LB參數(shù)設(shè)置

在630℃下對DED-LB樣品進行8小時馬氏體回火熱處理并比較了電子束異質(zhì)焊縫,。操作設(shè)置——電子束焊接焦點50毫米，焊接速度2000毫米/分鐘,，加速電壓60千伏,。電子束焊接在沒有鎳基合金填料的5毫米厚的板上進行。所有樣品的焊后熱處理(post-weld heat treatment-PWHT)也在630℃下進行8小時,。為了更好地進行光學(xué)金相分析,，樣品被拋光，在10 vol%的草酸中進行連續(xù)電蝕刻從而更好顯示奧氏體微觀結(jié)構(gòu),，并用Villela試劑蝕刻以顯示馬氏體結(jié)構(gòu),。在兩步蝕刻之前,，進行了掃描電子顯微鏡(SEM)、能量色散光譜(EDS)和電子背散射衍射(EBSD)分析,。從同一DED-LB樣品中分別提取的兩個樣品用于研究回火熱處理的效果,。這同樣適用于電子束（EB）焊接。

在載荷為100g的電子束焊縫和50g的DED-LB試樣上測量維氏顯微硬度,。對于DED-LB樣品,，兩次測量之間的間隔在X和Y方向上設(shè)置為100微米。這提供了兩種材料之間界面的硬度圖,。然而,，由于焊接區(qū)域比增材制造的混合區(qū)域大得多，用于測量的載荷是不同的,，并且對于電子束焊接樣品,，兩個壓痕之間的空間被設(shè)置為X方向200微米和Y方向500微米。

熱處理后,，具有梯度區(qū)域以及焊縫位于截面中心的平面試樣在20℃,、400℃和550℃下進行拉伸試驗，測試拉伸性能,。應(yīng)力施加在焊縫和梯度方向(平行于增材制造的構(gòu)建方向)上,，應(yīng)變率為1萬分之一/每秒 。DED-LB樣品在測試前未進行表面加工,，因此表面粗糙,。使用7.5微米體素大小的微斷層攝影術(shù)來表征標(biāo)距長度。因為失效并不總是發(fā)生在薄試樣最薄的部分,，材料的性質(zhì)以及測試溫度等也決定了失效區(qū)域,，因此用平均規(guī)格截面繪制拉伸曲線。

3.DED-LB梯度材料結(jié)果
3.1.顯微結(jié)構(gòu)研究
蝕刻后316 L/Fe–9Cr–1Mo梯度樣品的橫截面光學(xué)圖像如圖4 (c)和(d)所示,�,？梢钥吹絻煞N材料之間連貫的界面。在這些只有少量孔隙的樣品中沒有觀察到大的缺陷,。316 L側(cè)被位于構(gòu)建方向(BD)的長細長晶粒(圖4(b))表征,，而Fe–9Cr–1Mo側(cè)則為馬氏體(圖4 (a)和(e))表征。各層間的稀釋率很大,，約為80 %,。即使在最后一層316 L、100 %沉積的Fe–9Cr–1Mo粉末層之后,，只要兩種合金在熔池中完全混合,，最后一層沉積層的成分將由80 %新熔化的316 L和20 %的新Fe–9Cr–1Mo。因此,，在316 L和Fe–9Cr–1Mo之間觀察到平滑的梯度區(qū)域——完全沒有被兩種蝕刻劑蝕刻,。未蝕刻區(qū)域的長度約為1.5毫米。

▲圖4 兩步蝕刻完成的DED-LB樣品后的光學(xué)顯微照片(BD -構(gòu)建方向,，SD -掃描方向),。在BD平面，垂直于SD——(a)馬氏體和(b)奧氏體顯微結(jié)構(gòu),，(c)梯度樣品,；在BD和SD平面中——(d)梯度樣品、(e)馬氏體和(f)奧氏體顯微結(jié)構(gòu),。

▲圖5 梯度區(qū)域的分析:(a)顯微組織的前散射電子(FSE)圖像概述和(b)能量色散圖,，(c)遠離梯度區(qū)域的Fe–9Cr–1Mo馬氏體顯微組織的前散射電子圖。

▲圖6 (a) EBSD IPF圖和(b) 316 L和梯度區(qū)域(1像素= 0.2微米)界面處EBSD相位圖,。IPF圖平行于構(gòu)建方向,，10° 晶界以黑色顯示。

在圖5 (a)中,，316 L側(cè)是完全奧氏體的,，大晶粒穿過幾個熔池并在熱梯度方向上拉長；Fe–9Cr–1Mo側(cè)完全為馬氏體(圖5 (c)),。EDS分布圖(圖5 (b))顯示,，化學(xué)梯度實際上大于圖1中的未蝕刻區(qū)域。根據(jù)預(yù)測的電子(FSE)圖像和能譜圖(圖5 (a)和(b)),，成分變化的前300微米主要是奧氏體,，隨后微觀結(jié)構(gòu)主要變成馬氏體。EBSD圖(圖6 (a)和(b))中有一個約100微米的梯度帶,，其中奧氏體和體心立方相（Body-Centered Cubic-BCC）混合存在著,。一些中心區(qū)域的形態(tài)表明它們可能是鐵素體而不是馬氏體。由于BCC域相對較小,，因此EBSD區(qū)分這兩個階段并不容易,。

然而，316 L和Fe–9Cr–1Mo之間的中間成分通過舍夫勒組織圖 (Schaefflers Diagram,，可分清A(奧氏體),F(鐵素體),M(馬氏體)等組織的區(qū)域范圍）觀察到異常成分的鐵素體,。事實上，由于較高的冷卻速率,，在增材制造中極有可能保持高溫區(qū)的 delta 鐵素體,。

遠離梯度區(qū)域的金屬基材的顯微結(jié)構(gòu)并未被熱處理改變(圖7 (a)和(c))。這種回火熱處理不會改變鉻和鎳的成分分布,，因為溫度和持續(xù)時間都不足以使這些元素實現(xiàn)均質(zhì),。在過渡區(qū)，馬氏體一側(cè)的奧氏體相和奧氏體一側(cè)晶界處的鐵素體相的形成是通過熱處理誘發(fā)的(圖7 (b)和(d)),。熱處理后奧氏體/馬氏體混合區(qū)似乎更寬,，熱處理后馬氏體一側(cè)形成的奧氏體更細,、分布更均勻。這些BCC區(qū)域在熱處理后也更精細,，表明該區(qū)域可以在熱處理期間部分奧氏體化,，因為與Fe–9Cr–1Mo相比，其特定成分降低了Ae1 和Ae3,。

▲圖7 回火熱處理對顯微組織的影響:(a) IPF圖和(b)初始相圖和(c) IPF圖和(d)630°C/8h熱處理后的相圖

3.2.機械性能
3.2.1.硬度

▲圖8 DED-LB樣品在整個梯度區(qū)域的顯微硬度測量:(a)平均硬度與距離的函數(shù)關(guān)系(b)初始成品硬度圖和(C)630°C/8h熱處理后的硬度圖,。

顯微結(jié)構(gòu)和合金化學(xué)變化導(dǎo)致機械性能的變化，接合處的這些變化以及熱處理的結(jié)果可以通過維氏顯微硬度測試來評估,。圖8 (b)和(c)顯示了獲得的DED-LB樣品的顯微硬度圖,。316 L側(cè)的硬度約為220 HV，這是在316 L DED-LB樣品中發(fā)現(xiàn)的通常硬度,。在Fe–9Cr–1Mo一側(cè),，硬度約為300 HV，這是輕微回火馬氏體的特征值,。在梯度區(qū)域,，奧氏體部分的硬度逐漸升高。這種平穩(wěn)的增加變化主要是由于Fe–9Cr–1Mo鋼的碳含量逐步增加,。當(dāng)顯微組織變成馬氏體時,，硬度急劇上升到430 HV，其原因可能在于該區(qū)域316 L馬氏體中合金元素(如鎳和鉻)的化學(xué)富集,。先前觀察到的細小且分散的奧氏體/BCC相混合物(圖7)也導(dǎo)致硬度增加,。在該峰值之后，硬度逐漸降低,，直到達到Fe–9Cr–1Mo值,。

對梯度零件進行630°C/8h的回火熱處理會降低材料的整體硬度(圖8 (a))。在316 L和Fe–9Cr–1Mo側(cè),，硬度分別降低至200和210 HV,。梯度區(qū)域的最大硬度降低到300 HV左右(圖8 (c))。

3.2.2.拉伸試驗
熱處理后,，對電子束焊縫和DED-LB樣品進行拉伸試驗,，以更好評估此類連接的機械性能。為了比較,，還進行了電子束金屬基材拉伸試驗(表3),。拉伸試驗采用平面試樣，其中梯度區(qū)域以及焊縫均位于截面的中心,。在20℃,、400℃和550℃下測試拉伸性能。應(yīng)力施加在焊縫和梯度方向(平行于增材制造的構(gòu)建方向)上，應(yīng)變率為1萬分之一/每秒,。通過顯微照相術(shù)確定的平均規(guī)格截面用于繪制圖9中DED-LB的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線,。

表3 與基材相比得到的DED-LB梯度和電子束焊縫機械性能。（YS：yield strength,，屈服強度,；UTS：ultimate tensile strength最大抗拉強度）

▲圖9 在20℃(藍色)、400℃(黃色)和550℃(紅色)三種試驗溫度下,，630℃/8小時熱處理后電子束焊縫(虛線)和DED-LB轉(zhuǎn)變(實線)的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

所有試驗中焊縫區(qū)域和梯度區(qū)域都沒有出現(xiàn)失效,，整體拉伸性能區(qū)別不大,。在室溫和400℃下，電子束焊縫和DED-LB樣品中的316L金屬基材都發(fā)生了失效,。在這些溫度下,，DED-LB試樣的屈服強度和極限抗拉強度略高于EB焊縫，而伸長率幾乎相等,。在550℃時,，DED-LB樣品和電子束焊縫具有相似的性能，但Fe–9Cr–1Mo金屬基材出現(xiàn)失效,。這種失效位置隨溫度變化在奧氏體/馬氏體焊接組件中很常見,。在室溫和400℃下，316L的屈服強度和極限抗拉強度通常低于Fe–9Cr–1Mo的屈服強度和極限抗拉強度,，因此應(yīng)變主要在316L一側(cè)(表3),。在550℃時，F(xiàn)e-9Cr-1Mo的強度與316L相比略低,；在Fe–9Cr–1Mo中的應(yīng)變是均勻的,，并且其延展性較差，發(fā)生了失效,。