Effect of arc power on microstructure and mechanical properties of austenitic stainless steel 316L fabricated by high efficient arc additive manufacturing
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摘要: 采用大功率MIG电弧热源熔化沉积316L奥氏体不锈钢金属焊丝制备试样，研究电弧功率对成形试样组织、力学性能以及断裂行为的影响并分析其机理，为高效、低成本电弧增材制造大型金属构件提供技术基础和理论依据. 结果表明，大功率MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢内部形成柱状晶并生成δ相和σ相呈蠕虫状分布在γ基体中. δ相分布在晶内和晶界起强化作用. 随着电弧功率从3 763 W增加8 400 W，316L试样晶粒尺寸变大，δ相含量减少而σ相含量增加，使得材料抗拉强度从578 MPa降低到533 MPa，屈服强度从310 MPa降低到235 MPa，断后伸长率从53%降低到44%，断面收缩率从67%下降到60%. 当电弧功率增加到8 400 W时，在晶界上形成较多的σ相，试样断裂模式由较低功率时的穿晶韧窝断裂转变为沿晶韧窝断裂.
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关键词:
- 增材制造 /
- 316L奥氏体不锈钢 /
- 显微组织 /
- 力学性能
Abstract: The austenitic stainless steel 316L was fabricated by high power MIG arc additive manufacturing and its microstructure evolution, mechanical properties and fracture behavior were investigated. Results show that there are columnar grains forming in the MIG arc additive manufacturing 316L. The microstructure consists of vermicular δ and σ phases within γ matrix. The δ distributed both at grain boundaries and in the grains can strengthen the steel. With the arc power increasing from 3 763 W to 8 400 W, δ phases decrease and σ phases increase, as well as grain size increases. That leads to the ultimate tensile strength decrease from 578 MPa to 533 MPa, yield strength decrease from 310 MPa to 235 MPa, elongation decrease from 53% to 44%, reduction of area decrease from 67% to 60%. A pronounced feature is that the fracture type transfers from trans-granular dimple fracture to inter-granular dimpled fracture at the arc power of 8 400 W. -
0. 序言
奥氏体不锈钢具有良好的耐腐蚀性能、室温和高温力学性能、可加工和可焊性，已经广泛应用于航空航天、船舶、化工和核工业等领域[1]. 采用传统加工技术(如锻造和铸造)制造奥氏体不锈钢零件，需要专用工装及模具，而且零件加工余量大、材料利用率低、生产周期长[2]. 金属零件增材制造技术是将快速原型技术和金属熔覆技术相结合的一种采用高能热源逐道逐层熔化沉积金属粉末或者丝材，直至形成零件毛坯的快速制造技术[3-4]. 增材制造过程无需专用的模具，将传统的“减材”加工方法转变为“增材”加工，既增加了制造工艺的生产效率和柔性，又极大地节省了工装和生产成本[5].
电弧增材制造技术以电弧作为热源熔化沉积金属丝材，由于功率高，热输入较大，形成的熔化范围和熔化沉积量较大，具有成形效率高、制造周期短和成本低等特点，非常适用于制造大型金属构件[6-7]. 国内外多家科研机构在电弧增材制造金属材料的显微组织、力学性能以及零件尺寸精度方面进行了大量研究[8-13]，但研究中主要集中在较小功率和沉积效率的电弧增材制造.
奥氏体不锈钢组织对热循环过程十分敏感[14]，大功率电弧增材制造过程温度梯度高、冷却速度慢、反复加热冷却循环，使得奥氏体不锈钢组织和性能随之变化. 文中采用大功率MIG电弧热源熔化沉积316L奥氏体不锈钢金属焊丝进行试验，研究电弧功率对组织、力学性能以及断裂行为的影响，并分析其机理，为高效、低成本增材制造大型金属构件提供技术基础和理论依据.
1. 试验方法
试验采用六轴联动Kuka机器搭载Fronius TPS 5000熔化极电弧焊机进行熔化沉积316L奥氏体不锈钢试样. 熔化沉积层采用往复扫描方式沉积，每层沉积结束后间隔2 min开始下一层沉积，电弧增材制造过程如图1所示. 试验对不同的送丝量匹配相应的电弧电流和电压参数，文中为了描述方便，以电弧功率来代表相应的熔化沉积参数试验，具体熔化沉积参数见表1. 整个熔化沉积过程在氧含量低于0.008%的氩气成形腔内进行. 焊丝使用直径1.2 mm的316L奥氏体不锈钢焊丝，增材制造316L奥氏体不锈钢试样尺寸为160 mm(y) × 100 mm(z) × 30 mm(x)，试样化学成分如表2所示.使用电火花线切割方法，从电弧增材制造试样中心部位切取金相试样，进行研磨、抛光和腐蚀(腐蚀液配比为4 g CuSO4，20 mL HCl和20 mL H2O)处理以便观察组织形貌. 文中定义平行于沉积方向即z方向为纵向(L-direction)，平行于熔化沉积方向即y方向为横向(T-direction)，如图1所示. 室温拉伸力学性能试验按照ISO 6892-1:2009标准行进测试.
表 1 MIG电弧增材制造参数Table 1. Process parameters of MIG additive manufacturing试样 电流I/A 电压U /V 电弧功率P /W 扫描速度v /(mm·min−1) 沉积率r/(kg·h−1) 1 175 22 3 763 480 3.2 2 235 24.6 5 781 480 4.3 3 300 28 8 400 600 5.3 表 2 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢化学成分(质量分数，%)Table 2. Chemical compositions of MIG additive manufacturing 316LC Cr Ni Mo Si Mn P Cu Fe 0.014 18.74 11.82 2.67 0.56 1.55 0.03 0.17 余量 2. 试验结果与分析
2.1 显微组织
MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢宏观形貌为沿沉积高度方向(z向)生长的柱状晶粒，柱状晶粒内部由整齐排列的奥氏体枝晶组成，如图2所示. 随着电弧功率增加，MIG电弧增材制造的316L不锈钢晶粒尺寸增加，采用3 763，5 781，8 400 W电弧功率进行增材制造获得的平均柱状晶晶粒宽度分别为241，451，722 µm，如表3所示.
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图 2 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢晶粒形貌Figure 2. Grain morphologies of MIG additive manufacturing 316L.(a) P = 3 763 W; (b) P = 5 781 W; (c) P = 8 400 W图3为不同熔化沉积率的熔化极电弧增材制造316L奥氏体不锈钢显微组织. 在熔化极电弧增材制造316L中δ相和σ相呈蠕虫状分布在γ基体中. 采用不同电弧功率对显微组织形貌影响不大，但会改变组织中δ相和σ相含量. 对扫描照片中δ相和σ相含量进行测量. 结果如表3所示. 当电弧功率为3 763 W，电弧增材制造316L组织(图3a和图3b)中δ相和σ相含量分别为12.2%和1.0%. 当电弧功率增加到5 781 W，电弧增材制造316L组织(图3c和图3d)中δ相含量下降为10.6%，而σ相含量增加到1.4%. 采用电弧功率8 400 W进行增材制造316L试样，组织(图3e和图3f)中δ相含量下降为7.8%，而σ相含量增加到4.5%.
表 3 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢试样晶粒大小和相含量Table 3. Grain widths and volume fractions of δ and σ phase of MIG additive manufacturing 316L试样 平均晶粒宽度 d /µm δ相含量 （%） σ相含量 （%） P = 3 763 W 241 12.2 1.0 P = 5 781 W 451 10.6 1.4 P = 8 400 W 722 7.8 4.5 ![]()
图 3 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢显微组织Figure 3. Microstructures of MIG additive manufacturing 316L. (a) P = 3 763 (low); (b) P = 3 783 (high); (c) P = 5 781 (low); (d) P = 5 781 (high); (e) P = 8 400 (low); (f) P = 8 400 (high)在MIG电弧增材制造过程中，受后一层沉积层热输入影响，在熔化沉积层交界处会形成热影响区(HAZ). 随着电弧功率从3 763 W增加到8 400 W，HAZ最大宽度由120 µm增加到200 µm，但显微组织无明显差异，如图4所示. 在成形过程中，HAZ组织快速被加热到δ→γ转变温度区间，部分δ相溶解到γ基体中，并且形貌由蠕虫状转变为长条状. HAZ中δ相受后续热循环影响，部分转变成σ相.
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图 4 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢热影响区显微组织(P = 8 400 W)Figure 4. Microstructures of HAZ in MIG additive manufacturing 316L. (a) low magnification photograph; (b) high magnification photograph2.2 力学性能
不同电弧功率的MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢熔化沉积层和HAZ显微硬度测量曲线如图5所示，其平均硬度见表4. 采用电弧功率为3 763，5 781，8 400 W进行增材制造316L，熔化沉积层平均显微硬度分别为244，215，202 HV，HAZ平均显微硬度分别217，202，191 HV. 随着电弧功率增加，熔化沉积层和HAZ显微硬度降低. HAZ显微硬度均低于熔化沉积层的显微硬度，说明增材制造316L奥氏体不锈钢熔化沉积层之间存在软化区域.
表 4 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢沉积层和热影响区平均显微硬度Table 4. Average microhardness of HAZ and deposited layer of MIG additive manufacturing 316L试样 沉积层硬度值H（HV） 热影响区硬度值H（HV） P = 3 763 W 244 217 P = 5 781 W 215 202 P = 8 400 W 202 191 ![]()
图 5 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢显微硬度Figure 5. Microhardness of MIG additive manufacturing 316L不同电弧功率的MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢抗拉强度、屈服强度、断后伸长率和断面收缩率如表5所示. 当电弧功率增加，电弧增材制造316L奥氏体不锈钢内δ相含量减少而σ相含量增多，而且晶粒粗化，导致其拉伸强度和塑性随之降低. 对比电弧增材制造316L奥氏体不锈钢横纵向拉伸性能可以发现其存在各向异性，相比于横向拉伸性能，纵向屈服强度低7 % ~ 10 %，而断后伸长率高4 % ~ 8 %，断面收缩率高5 % ~ 6 %. 采用MIG电弧增材制造316L室温拉伸性能均满足国家标准，与锻造316L奥氏体不锈钢拉伸性能相当.
表 5 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢室温拉伸性能Table 5. Room temperature tensile properties of MIG additive manufacturing 316L试样 方向 抗拉强度Rm/MPa 屈服强度ReL/MPa 断后伸长率A（%） 断面收缩率Z（%） P = 3 763 W L 567 ± 10 288 ± 3 53 ± 2 67 ± 4 T 579 ± 3 310 ± 6 50 ± 2 63 ± 9 L-T/L −2% −8% 6% 6% P = 5 781 W L 555 ± 5 261 ± 0 50 ± 3 66 ± 5 T 561 ± 6 280 ± 8 48 ± 6 63 ± 6 L-T/L −6% −7% 4% 5% P = 8 400 W L 533 ± 23 235 ± 6 48 ± 2 64 ± 5 T 540 ± 8 258 ± 2 44 ± 10 60 ± 7 L-T/L −1% −10% 8% 6% 锻造[15] 505 ~ 578 222 ~ 265 56 ~ 63 76 ~ 81 标准[15] ≥450 170 40 50 2.3 断口形貌
图6为不同电弧功率的MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢横纵向拉伸断口形貌. 横纵向断口均呈现典型的杯锥形貌，在断口中心区域为纤维区，纤维区周围有明显的剪切唇. 随着电弧功率从3 763 W增加到8 400 W，横纵向断面收缩率逐渐减少，说明提高熔化沉积率会降低熔化极电弧增材制造316L不锈钢塑性.
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图 6 MIG电弧增材制造316L断口形貌Figure 6. Fracture of MIG additive manufacturing 316L. (a) L-direction fracture photograph of P = 3 763 W; (b) T-direction fracture photograph of P = 3 763 W; (c) L-direction fracture photograph of P = 5 781 W; (d) T-direction fracture photograph of P = 5 781 W; (e) L-direction fracture photograph of P = 8 400 W; (f) T-direction fracture photograph of P = 8 400 W图7为不同电弧功率的MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢横纵向拉伸断口中韧窝形貌. 电弧功率为 3 763 和8 400 W时，MIG电弧增材制造316L不锈钢断口上由大量的韧窝，为典型的穿晶塑性断裂，具有良好的塑性. 而当电弧功率增加到8 400 W时，MIG电弧增材制造316L断裂中除了韧窝，还有产生大量二次裂纹，如图7e和图7f所示. 观察电弧功率为8 400 W的MIG电弧增材制造316L横向断口(图6f)发现明显的柱状形貌. 对比SEM显微组织照片可知(图8)，断口的柱状形貌与显微组织形貌基本一致，可知推测裂纹沿着柱状晶界扩展，为沿晶韧窝断口.
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图 7 MIG电弧增材制造316L韧窝形貌Figure 7. Dimpled morphology of fracture of MIG additive manufacturing 316L. (a) L-direction fracture photograph of P = 3 763 W; (b) T-direction fracture photograph of P = 3 763 W; (c) L-direction fracture photograph of P = 5 781 W;(d) T-direction fracture photograph of P = 5 781 W; (e) L-direction fracture photograph of P = 8 400 W; (f) T-direction fracture photograph of P = 8 400 W![]()
图 8 MIG电弧增材制造316L(P = 8 400 W)断口形貌与显微组织Figure 8. Fracture and microstructure of MIG additive manufacturing 316L. (a) low magnification photograph of fracture; (b) low magnification photograph of microstructure; (c) high magnification photograph of fracture; (d) high magnification photograph of microstructure3. 讨论
δ相和σ相在奥氏体不锈钢中属于强化相，在晶粒内部能够阻碍位错滑移，提高不锈钢强度. MIG电弧增材制造316奥氏体不锈钢中δ相弥散分布在晶内和晶界处，起主要的强化作用；σ相主要分布在晶界处，晶内只有少量的σ相，对提升试样强度作用较小，而且σ相较脆在拉伸过程中易产生微裂纹，如图9所示，降低了不锈钢的塑性. 提高电弧功率可以增加熔化沉积率，但是热输入增加导致电弧增材制造试样冷却速度降低，在δ相溶解温度区间(约1 000 ~ 1 200 ℃)和σ相生成温度区间(约650 ~ 1 000 ℃)停留时间增加，促使δ相溶解到γ基体中的同时导致更多σ相生成.
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图 9 MIG电弧增材制造316L(P = 8 400 W)断口截面Figure 9. Fracture section of MIG additive manufacturing 316L当电弧功率较低时，MIG电弧增材制造316L中δ相含量较多而σ相含量较少，使得材料具有较高的硬度、拉伸强度和塑性. 当电弧功率增加，晶粒尺寸变大，δ相含量减少，σ相含量增加，使得材料的硬度、拉伸强度和塑性均有所下降. 由于热影响区内δ相和σ相含量均低于相邻的熔化沉积层内部，热影响区具有较低的硬度和抗拉强度. 试样中横向分布，纵向试样加载时垂直于热影响区，使得其抗拉强度和屈服强度略低，而断后伸长率和断面收缩率略高.
当电弧功率较大时(8 400 W)，会形成大量σ相分布在晶界处，使MIG电弧增材制造316L试样断裂类型由穿晶韧窝断裂，转变为沿晶韧窝断裂. 图10为MIG电弧增材制造316L(P = 8 400 W)沿晶韧窝断裂示意图. 增材制造316L不锈钢晶界上分布大量σ相如图10a所示. 由于σ相与γ相界面结合力大于σ相内部结合力，在拉伸过程中σ相率先开裂在其内部形成微裂纹，如图10b所示. 微裂纹在持续拉应力作用下张开并与相邻的微裂纹相连，因为σ相主要分布在晶界上，使得裂纹沿晶界扩展，最终形成沿晶断口使试样失效，如图10c和图10d所示. 电弧增材制造316L中的γ基体具有较好的塑性，因此沿晶断口上形成较多的韧窝. 当σ相较少时或者拉伸方向平行于大多数晶界时，形成沿晶断口不明显，因此只在电弧功率为8 400 W的MIG电弧增材制造316L不锈钢横向断口中观察到沿晶形貌(图6f).
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图 10 MIG电弧增材制造316L(P = 8 400 W)沿晶韧窝型断裂示意图Figure 10. Schematic illustration of intergranular dimpled fractureracture in MIG additive manufacturing 316L.(a) original marphology; (b) crack initiation; (c) crack growth; (d) fracture4. 结论
(1) MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢宏观组织为柱状晶形貌，制造过程中形成δ相分布在晶内和晶界起强化作用，σ相主要分布在晶界易产生微裂纹导致塑性降低.
(2)随着电弧功率从3 763 W增加8 400 W，晶粒尺寸变大，δ相含量减少而σ相含量增加，使得材料抗拉强度从579 MPa降低到533 MPa，屈服强度从310 MPa降低到235 MPa，断后伸长率从53%降低到44%，断面收缩率从67%下降到60%.
(3)当电弧功率为8 400 W时，在晶界上形成较多的σ相，试样断裂模式由穿晶韧窝断裂转变为沿晶韧窝断裂.
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图 2 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢晶粒形貌
Figure 2. Grain morphologies of MIG additive manufacturing 316L.(a) P = 3 763 W; (b) P = 5 781 W; (c) P = 8 400 W
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图 3 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢显微组织
Figure 3. Microstructures of MIG additive manufacturing 316L. (a) P = 3 763 (low); (b) P = 3 783 (high); (c) P = 5 781 (low); (d) P = 5 781 (high); (e) P = 8 400 (low); (f) P = 8 400 (high)
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图 4 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢热影响区显微组织(P = 8 400 W)
Figure 4. Microstructures of HAZ in MIG additive manufacturing 316L. (a) low magnification photograph; (b) high magnification photograph
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图 5 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢显微硬度
Figure 5. Microhardness of MIG additive manufacturing 316L
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图 6 MIG电弧增材制造316L断口形貌
Figure 6. Fracture of MIG additive manufacturing 316L. (a) L-direction fracture photograph of P = 3 763 W; (b) T-direction fracture photograph of P = 3 763 W; (c) L-direction fracture photograph of P = 5 781 W; (d) T-direction fracture photograph of P = 5 781 W; (e) L-direction fracture photograph of P = 8 400 W; (f) T-direction fracture photograph of P = 8 400 W
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图 7 MIG电弧增材制造316L韧窝形貌
Figure 7. Dimpled morphology of fracture of MIG additive manufacturing 316L. (a) L-direction fracture photograph of P = 3 763 W; (b) T-direction fracture photograph of P = 3 763 W; (c) L-direction fracture photograph of P = 5 781 W;(d) T-direction fracture photograph of P = 5 781 W; (e) L-direction fracture photograph of P = 8 400 W; (f) T-direction fracture photograph of P = 8 400 W
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图 8 MIG电弧增材制造316L(P = 8 400 W)断口形貌与显微组织
Figure 8. Fracture and microstructure of MIG additive manufacturing 316L. (a) low magnification photograph of fracture; (b) low magnification photograph of microstructure; (c) high magnification photograph of fracture; (d) high magnification photograph of microstructure
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图 9 MIG电弧增材制造316L(P = 8 400 W)断口截面
Figure 9. Fracture section of MIG additive manufacturing 316L
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图 10 MIG电弧增材制造316L(P = 8 400 W)沿晶韧窝型断裂示意图
Figure 10. Schematic illustration of intergranular dimpled fractureracture in MIG additive manufacturing 316L.(a) original marphology; (b) crack initiation; (c) crack growth; (d) fracture
表 1 MIG电弧增材制造参数
Table 1 Process parameters of MIG additive manufacturing
试样 电流I/A 电压U /V 电弧功率P /W 扫描速度v /(mm·min−1) 沉积率r/(kg·h−1) 1 175 22 3 763 480 3.2 2 235 24.6 5 781 480 4.3 3 300 28 8 400 600 5.3 
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表 2 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢化学成分(质量分数，%)
Table 2 Chemical compositions of MIG additive manufacturing 316L
C Cr Ni Mo Si Mn P Cu Fe 0.014 18.74 11.82 2.67 0.56 1.55 0.03 0.17 余量
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表 3 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢试样晶粒大小和相含量
Table 3 Grain widths and volume fractions of δ and σ phase of MIG additive manufacturing 316L
试样 平均晶粒宽度 d /µm δ相含量 （%） σ相含量 （%） P = 3 763 W 241 12.2 1.0 P = 5 781 W 451 10.6 1.4 P = 8 400 W 722 7.8 4.5
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表 4 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢沉积层和热影响区平均显微硬度
Table 4 Average microhardness of HAZ and deposited layer of MIG additive manufacturing 316L
试样 沉积层硬度值H（HV） 热影响区硬度值H（HV） P = 3 763 W 244 217 P = 5 781 W 215 202 P = 8 400 W 202 191
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表 5 MIG电弧增材制造316L奥氏体不锈钢室温拉伸性能
Table 5 Room temperature tensile properties of MIG additive manufacturing 316L
试样 方向 抗拉强度Rm/MPa 屈服强度ReL/MPa 断后伸长率A（%） 断面收缩率Z（%） P = 3 763 W L 567 ± 10 288 ± 3 53 ± 2 67 ± 4 T 579 ± 3 310 ± 6 50 ± 2 63 ± 9 L-T/L −2% −8% 6% 6% P = 5 781 W L 555 ± 5 261 ± 0 50 ± 3 66 ± 5 T 561 ± 6 280 ± 8 48 ± 6 63 ± 6 L-T/L −6% −7% 4% 5% P = 8 400 W L 533 ± 23 235 ± 6 48 ± 2 64 ± 5 T 540 ± 8 258 ± 2 44 ± 10 60 ± 7 L-T/L −1% −10% 8% 6% 锻造[15] 505 ~ 578 222 ~ 265 56 ~ 63 76 ~ 81 标准[15] ≥450 170 40 50
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