侯旭儒1,2,赵琳,2,任淑彬1,彭云,2,马成勇2,田志凌2

电弧增材制造(wire arc additive manufacturing，WAAM)技术是一种以电弧作为热源，丝材作为填充材料的金属增材制造技术[1]。与激光增材制造(laser additive manufacturing，LAM)技术和电子束增材制造(electron beam additive manufacturing，EBAM)技术相比，WAAM技术具有高沉积效率、低制造成本、高材料利用率和能够成形较大尺寸构件等特点[2~6]。近年来，WAAM技术因其巨大的发展潜力[1,7~9]，已被用于制造大型铝合金[10]、钛合金[11]、钢铁材料[8]和高温合金[12]等构件，涉及航空、航天、船舶、特殊车辆等众多领域。

对于船舶中的大型结构件，采用铸造、锻压等传统制造方法往往不能实现一体化成形，均需通过焊接等方法进行连接制造，但在长期服役过程中，焊接接头极易成为结构件的薄弱部位而失效。WAAM技术由于其沉积效率高、成形构件无尺寸限制[1~5]，且成形构件致密度高、组织一致[13]，能够有效避免因传统制造方法引起的断裂失效，因而在大型船舶结构件中的应用研究引起了国内外学者的广泛关注。刘水根等[14]根据高强钢船体的结构特点和材料性能，分别采用ER49-1 (屈服强度为372 MPa)和ER50-6 (屈服强度为420 MPa)丝材开展船用高强钢WAAM技术研究，结果表明，成形结构件拉伸性能显著优于EH-36钢，屈服强度分别为378和406 MPa，抗拉强度则分别达到了506和522 MPa。Nemani等[15]选用ER-70S丝材通过WAAM技术试制了EH-36船用钢结构件，成形构件热输入为17.9 kJ/cm，沉积态构件、空冷热处理和水淬热处理后构件抗拉强度分别为497、451和553 MPa，研究发现水淬热处理后强度提高的原因是组织中形成了硬脆的块状马氏体-奥氏体(M-A)组元。郭纯等[16]采用WAAM技术制备了10CrNi3MoV船用高强钢构件，成形构件热输入仅为1.8 kJ/cm，显微组织主要为针状铁素体、块状铁素体和粒状贝氏体，构件抗拉强度和屈服强度分别为662和479 MPa，-40℃冲击吸收功为118 J。周海龙等[17]使用WAAM技术在热输入为6.8 kJ/cm条件下制备了590 MPa级船用高强钢试件，成形组织主要为粒状贝氏体与针状铁素体，成形构件具有良好的力学性能，抗拉强度为761 MPa，-50℃冲击吸收功约为60 J；但该工作并未研究热输入对成形构件组织与力学性能的影响规律。综上，目前船用高强钢WAAM技术研究主要集中在低、中强度等级[14~16]，对于590 MPa及以上强度等级船用高强钢的研究较少，缺乏相关研究数据。此外，590 MPa (屈服强度)级船用高强钢因具有良好的强韧性和优异的耐海水腐蚀性能，现已广泛应用于大型船舶结构件中。近年来，新一代大型船舶数量急剧增加，单船590 MPa级高强钢总投钢量已超过3 × 104t，随着船舶大型化发展，590 MPa级高强钢总投量将会进一步增加。因此，开展590 MPa级船用高强钢WAAM技术的研究具有重要意义。

本工作采用自主研发的590 MPa级船用高强钢丝材，通过WAAM技术试制了不同热输入的高强钢构件，研究了热输入对增材制造构件显微组织和力学性能的影响，以期为WAAM技术在大型船舶构件的制造与修复提供参考。

1实验方法

选用自主研发的590 MPa级船用高强钢丝材为实验材料，丝材直径为1.2 mm；基板材料为船用EH36-Z35钢，为防止基板在实验过程中变形，选用基板尺寸为400 mm × 150 mm × 50 mm，丝材和基板的化学成分见表1。实验前用钢丝刷打磨基板去除表面铁锈层，并用丙酮擦拭去除油污。

表1丝材与基板的化学成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of substrate and welding wire

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图1为590 MPa级船用高强钢 WAAM系统、成形路径及取样示意图。WAAM系统主要包括Fronius焊接系统、ABB六轴机器人系统和计算机控制系统(图1a)。Fronius焊接系统主要有冷金属过度(CMT) Advanced 4000 R焊接电源、VR1550 4R/F++Robot送丝机和4000-R FC冷却水箱以及送气系统。CMT焊接电源具有低热输入量、无飞溅过渡以及稳定的送丝过程，因此采用该焊接电源作为WAAM的热源。ABB六轴机器人系统包括IRB 4600型ABB六轴机器人、A-250型工作转台和控制柜。计算机控制系统主要为lungoPNT3.0 WAAM软件，通过该软件控制焊枪的行走路径，完成WAAM构件的成形。

图1

图1590 MPa级船用高强钢电弧增材制造(WAAM)系统、成形路径及取样位置示意图

Fig.1Schematics of wire arc additive manufacturing (WAAM) system (a), forming pathway (b), and sampling position (c) of 590 MPa grade marine high strength steel (ABB—Asea Brown Boveri, CMT—cold metal transfer, unit: mm)

为避免收弧端塌陷以及裂纹、未熔合等缺陷的产生，保证WAAM构件成形良好，采用“S”形路径进行WAAM成形(图1b)，同时需严格控制实验条件：道间温度< 120℃，干伸长(焊枪导电嘴至基板垂直距离)为15 mm；保护气体为80%Ar + 20%CO2(体积分数)，气体流量为20 L/min；成形的搭接率(道与道之间重叠率)为40%。选用CMT + Pulse (脉冲)增材模式进行590 MPa级船用高强钢WAAM成形，焊接电流为166 A，焊接电压为20.3 V，送丝速率为6 m/min。由表1可知，由于丝材中含有大量的Si、Mn、Mo以及一定量的Ti元素，不同热输入下其反应程度不同，会造成显微组织的变化，因此，设计了焊接速率(v)分别为36和15 cm/min的2种WAAM工艺参数。热输入(E)的计算公式为：

式中，I为焊接电流(A)，V为焊接电压(V)。代入计算得到E分别为5.6和13.5 kJ/cm。基于以上实验条件及WAAM工艺参数，分别试制了热输入为5.6和13.5 kJ/cm的成形构件，并依次命名为构件A和B。

为避免稀释基板对成形构件组织和性能产生影响，从距离基板10 mm处开始取样。使用电火花线切割成形构件分别截取金相试样、拉伸试样、冲击试样、电子背散射衍射(EBSD)试样和透射电子显微镜(TEM)试样，截取的位置和方向如图1c所示。金相试样包括XOY、XOZ和YOZ3个观察面，经过打磨、抛光达到镜面状态后，使用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀5~10 s。通过MEF-4M金相显微镜(OM)和Quanta650场发射扫描电镜(SEM)观察成形构件微观组织。采用FM300 Vickers硬度计对金相试样进行硬度测试，测试位置为XOZ面(图1c)，载荷为200 g，保载时间为10 s，横向和纵向间隔均为0.5 mm。使用Lepera试剂(10 g/L偏重亚硫酸钠水溶液∶40 g/L苦味酸乙醇溶液=1∶1 (体积比))对金相试样重新腐蚀，通过OM观察M-A组元形貌及分布，并使用Image-Pro Plus (IPP)软件统计组织中M-A组元比例(不少于15张图片)。使用OM观察组织中夹杂物的形状及分布，通过IPP软件统计金相组织中夹杂物数量(不少于15张图片)，并使用TEM中配有的能谱仪(EDS)确定夹杂物的化学成分。

EBSD取样方向为XOZ面，试样尺寸为15 mm × 10 mm × 5 mm，如图1c所示。EBSD试样经磨抛呈镜面状态后，使用ElectroMet 4电解抛光腐蚀机对试样进行电解抛光，电解液为6% (体积分数)高氯酸冰醋酸溶液，抛光电压为9 V，抛光时间为9 s，温度为15~25℃。使用配有EBSD探头的Quanta 650场发射SEM进行EBSD测试，扫描步长视晶粒尺寸采用0.3~0.5 μm，后续数据处理均使用Channel5软件。TEM试样取样方向同为XOZ面(图1c)，试样尺寸为10 mm × 10 mm × 0.5 mm，试样经机械减薄至50 μm，冲孔为直径3 mm圆形试样，再通过RL-2电解双喷仪进行减薄。电解双喷采用恒流源模式，双喷腐蚀液为6% (体积分数)高氯酸酒精溶液，电流为55 mA，电解双喷温度为-20℃，制样完成后采用H-800型TEM观察成形组织的精细结构。室温拉伸试样与低温冲击试样尺寸分别如图2a和b所示，取样方向包括横向(Y向)和纵向(Z向)，为便于区分及数据统计，横向试样记为Horizontal (H)向，纵向试样记为Vertical (V)向。使用Instron3369型拉伸试验机按照GB/T228.1—2010进行拉伸实验，加载速率为2 mm/min；冲击实验在JBZ-300自动冲击试验机上按照GB/T2650—2008进行，实验温度为-50℃，并通过SEM观察冲击断口形貌。冲击断口EBSD试样制备如图2c所示，为避免断口被破坏，采用RXN-1505D镀膜机对断口表面进行镀Ni处理。后续制备方法与EBSD试样制备方法相同。

图2

图2拉伸试样、冲击试样及其断口EBSD样品示意图

Fig.2Schematics of tensile sample (a), impact sample (b), and its EBSD sample (c) (unit: mm)

2实验结果与分析

2.1显微组织

图3为WAAM构件A的显微组织。当热输入为5.6 kJ/cm时，构件冷却速率较快，相变过冷度较大，奥氏体在较低温度下发生相变，成形构件显微组织主要由上贝氏体和粒状贝氏体组成。图3a为构件A的三维(3D)形貌像。由图可见，显微组织在3个不同平面(XOY、XOZ和YOZ)均呈现出不同的形态。其中，粒状贝氏体由贝氏体铁素体基体和M-A组元构成(图3b)，其尺寸为30.0~50.0 μm，大量M-A组元呈长条状或块状分布在贝氏体铁素体的晶界处，部分晶界处还发现链状M-A组元(图3c)，在贝氏体铁素体晶粒内也存在大量颗粒状M-A组元(图3b和d)，尺寸较大的M-A组元长约1.5 μm、宽约0.5 μm (图3e)，其内部存在高密度的位错(图3f)。根据选区电子衍射(SAED，图3e中插图)结果可知，黑色相中含有bcc结构，结合构件显微组织可以推断该相为M-A组元(图3e)。研究[18~20]表明，在冲击载荷作用下，M-A组元易与基体分离，形成裂纹源，严重降低材料的冲击韧性。从TEM明场像中观察到，在上贝氏体板条内或板条间出现了短棒状或长条状碳化物，板条宽度约为1.0 μm，如图3g所示。同时还观察到了贝氏体板条，板条宽度为0.5~1.0 μm (图3h)。

图3

图3WAAM构件A的显微组织

Fig.33D microstructure (a), OM images ofXOZplane (b),YOZplane (c), andXOYplane (d), bright field TEM image and SAED pattern (inset) of martensite-austenite (M-A) constituent (e), and dark field TEM image of M-A constituent (f), and TEM images of upper bainite (g) and bainitic lath (h) of WAAM component A

图4为WAAM构件B的显微组织。当热输入为13.5 kJ/cm时，构件B显微组织主要是板条贝氏体、针状铁素体和少量粒状贝氏体。由3D形貌像可见，显微组织在不同方向上呈现不同形态(图4a)。在XOZ和YOZ平面内，大量针状铁素体相互交叉分布，其长度为5.0~20.0 μm，宽度为0.5~3.0 μm (图4b 和c)，而在XOY平面内针状铁素体大部分呈块状，仅少量呈针状分布(图4d)。在TEM明场像中观察到大量板条贝氏体，板条宽度为0.5~1.0 μm，根据SAED分析结果可知，板条间有残余奥氏体膜，板条内部存在高密度的位错(图4e和f)。研究[21]表明，板条间的残余奥氏体膜能够有效阻碍裂纹扩展，提高材料的低温冲击性能。同时在TEM明场像中发现大量针状铁素体散杂分布(图4g)，相邻铁素体针之间取向(倾角)大于20°[22]，在其内部也发现了高密度的位错(图4h)。针状铁素体是低合金高强钢中的理想组织，能够显著提高材料的强韧性[23,24]。

图4

图4WAAM构件B的显微组织

Fig.43D microstructure (a), OM images ofXOZplane (b),YOZplane (c), andXOYplane (d), bright field TEM image and SAED pattern (inset) of retained austenite (e), dark field TEM image of retained austenite (f), and TEM images of acicular ferrite (g, h) of WAAM component B

式中，t8/5为成形金属800~500℃的冷却时间(s)；T0为初始温度(℃)；η为相对热效率；F3为三维传导系数。本工作中，初始温度即为道间温度，故T0= 120℃；因CMT属于气体保护焊，所以η= 0.85；同时由于WAAM构件为多层多道，属于厚板3D传热，故F3= 1.0。当E分别为5.6和13.5 kJ/cm时，代入式(2)计算可得t8/5分别为3.37和8.25 s。成形金属冷却速率计算公式为：

式中，v8/5为成形金属800~500℃的冷却速率(℃/s)。分别将t8/5代入式(3)计算可得成形金属v8/5分别为89.02和36.36℃/s。

根据丝材化学成分、构件晶粒尺寸以及奥氏体化温度，通过JMatPro软件计算得到590 MPa级高强钢成形金属过冷奥氏体连续冷却转变(continuous cooling transformation，CCT)曲线，如图5所示。由图可见，铁素体转变曲线鼻尖温度和转变最短时间分别为493.5℃和7.25 s。热输入为5.6 kJ/cm时，成形金属t8/5和v8/5分别为3.37 s和89.02℃/s，成形金属冷却速率较大。随着温度的降低，过冷奥氏体只发生贝氏体转变和马氏体转变；当热输入增加至13.5 kJ/cm时，成形金属冷却速率降低至36.36℃/s，此时，合金元素反应更加充分、元素扩散距离增大，其过冷度也降低，奥氏体转变将在更高温度区间开始；过冷奥氏体随温度的降低首先进入铁素体转变区发生铁素体转变，再分别发生贝氏体转变和马氏体转变，最后未发生转变奥氏体保留到室温形成残余奥氏体。此外，针状铁素体转变开始温度高于粒状贝氏体[26]，因此，在WAAM 590 MPa级船用高强钢构件中，热输入为13.5 kJ/cm相较于5.6 kJ/cm更有利于针状铁素体的形成。

图5

图5590 MPa级高强钢成形金属连续冷却转变(CCT)曲线

Fig.5Continuous cooling transformation (CCT) curves of 590 MPa grade high strength steel deposited metal (M—martensite, B—bainite, F—ferrite, P—pearlite,Ms—martensite transformation start temperature,Mf—martensite transformation finish temperature,Ac1—start temperature of pearlite transformation into austenite during heating,Ac3—final temperature of ferrite transformation into austenite during heating,t—cooling time. Green line represents the starting line of ferrite transformation, purple line represents the starting line of bainite transformation, orange line represents the starting line of pearlite transformation, red line represents the final line of bainite transformation, and blue-green line represents the final line of pearlite transformation)

研究[27,28]表明，针状铁素体常在氧化物夹杂与原奥氏体之间的高能惰性界面处形核。因此，对2种热输入下WAAM构件组织中的夹杂物进行统计分析，如图6所示。经IPP软件统计得，构件A和B组织中夹杂物面积分数分别约为0.38%和0.48%，构件B中夹杂物面积分数是构件A的1.26倍。相比于构件A，构件B中夹杂物不仅含量更多，而且尺寸也更大(图6a和b)。图6c为WAAM构件A和B组织中夹杂物的粒径分布。由图可见，构件A组织中夹杂物粒径主要集中在0.1~0.4 μm，而构件B中夹杂物主要集中在0.2~0.7 μm。研究[27,29,30]表明，最有利于针状铁素体形核的夹杂物尺寸d> 0.4 μm (以下称有效夹杂物)。经统计得到，构件A和B组织中有效夹杂物面积分数分别约为43%和54%。图6d为构件B组织中夹杂物的TEM明场像。可以看到，该夹杂物的尺寸约为0.5 μm，值得注意的是，针状铁素体由夹杂物中心向外生长。结合EDS分析可知，该夹杂物主要是含Ti氧化物(TiOx)，如图6e所示。TiOx具有较高的熔点，优先在高温熔池中形成，这些高熔点TiOx在凝固过程中作为非均匀形核核心，促进针状铁素体的大量形成。

图6

图62种热输入下WAAM构件夹杂物的OM像、粒径分布、构件B夹杂物的TEM明场像及其EDS分析

Fig.6OM images of inclusions (shown by arrows) of WAAM components A (a) and B (b), and size distributions of inclusions of WAAM components at two heat inputs (d—diameter) (c), bright field TEM image (d) and EDS analysis of inclusion I in Fig.6d (e) of component B

综上，在热输入为13.5 kJ/cm时，低冷却速率和高有效夹杂物含量促进了针状铁素体的大量形成。因此，WAAM构件B显微组织中含有大量针状铁素体组织。

2.2力学性能

图7为2种热输入下WAAM构件硬度测试位置及硬度分布。硬度测试区域是WAAM多层多道中的典型区域，均受前一道焊缝与后一道焊缝共同热循环作用，测试区尺寸为9.0 mm × 3.5 mm (图7a和b)。当热输入为5.6 kJ/cm时，构件A的硬度主要分布在270~305 HV (图7c)，平均硬度约为286 HV；随着热输入增加至13.5 kJ/cm时，WAAM构件B硬度显著降低，其硬度主要分布在245~275 HV (图7d)，平均硬度约为258 HV。同时可见，2种热输入下WAAM构件硬度分布较为均匀，无明显因反复受热循环作用而形成的软化区。由图3可知，构件A中的组织主要是硬脆的上贝氏体和粒状贝氏体，而构件B的显微组织中含有大量高韧性的针状铁素体(图4)。因此，上贝氏体与粒状贝氏体组织是造成WAAM构件A (5.6 kJ/cm)具有更高硬度的主要原因。

图7

图72种热输入下WAAM构件硬度测试区及硬度分布

Fig.7Microhardness test areas (a, b) and microhardness distributions (c, d) of WAAM components A (a, c) and B (b, d)

表2是2种热输入下WAAM 590 MPa级船用高强钢构件的力学性能。由表可知，构件A在横向和纵向抗拉强度分别为843和858 MPa，屈服强度分别为626和599 MPa，断后伸长率达到22%和21%；当热输入增加至13.5 kJ/cm时，构件B在横向和纵向的抗拉强度分别降低至723和705 MPa，但屈服强度较构件A出现小幅度上升，分别达到了656和632 MPa，断后伸长率变化较小，分别为18%和22%。可见，590 MPa级船用高强钢WAAM构件A和B的拉伸性能在横向和纵向无明显各向异性。构件的抗拉强度和硬度均随热输入的增加而降低，即构件的硬度越高，其抗拉强度也越高。不同热输入条件下拉伸性能的差异主要是显微组织的不同而造成的，但2种热输入条件下WAAM构件均具有良好的拉伸性能，均能满足590 MPa级船用高强钢拉伸性能的使用要求。

表22种热输入下WAAM 590 MPa级船用高强钢构件的力学性能

Table 2Mechanical properties of WAAM 590 MPa grade marine high strength steel components at two heat inputs

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同样地，由表2可知，构件A在-50℃的低温冲击吸收功较低，在横向和纵向分别为15和16 J；而构件B在横向和纵向的冲击吸收功分别达到了109和127 J，是构件A的7~8倍。即在590 MPa级船用高强钢WAAM中，热输入为13.5 kJ/cm制备构件比热输入为5.6 kJ/cm具有更高的低温冲击吸收功。图8为2种热输入下WAAM构件冲击断口形貌。构件A断口表面出现大量解理台阶，解理台阶上分布着“河流状”的解理扇(图8a)，尺寸为20~100 μm，“河流”方向即为解理裂纹扩展方向(图8a插图)，在解理台阶周围发现了少量的撕裂棱，撕裂棱中分布着大量的韧窝。结合其低温冲击吸收功可知，构件A冲击断口呈现准解理断裂特征。构件B断口表面分布着大量等轴状韧窝(图8b)，在部分区域还能观察到蜂窝状韧窝(图8b插图)，韧窝尺寸为2~10 μm，表明了构件B冲击断口在-50℃时呈现典型韧性断裂特征。可见，当热输入由5.6 kJ/cm升高至13.5 kJ/cm时，WAAM 590 MPa级船用高强钢构件的断裂特征由准解理断裂转变为典型的韧性断裂。

图8

图8WAAM构件A和B的冲击断口形貌

Fig.8Impact fracture morphologies of WAAM compo-nents A (a) and B (b) (Insets show the locally enlarged images)

对于屈服强度为590 MPa级的船用高强钢，由于长期服役在低温环境中，其-50℃冲击吸收功是最重要性能指标之一。由WAAM构件显微组织特征可知，构件A显微组织主要是上贝氏体和大量粒状贝氏体(贝氏体铁素体 + M-A组元)；构件B显微组织为板条贝氏体、针状铁素体和少量粒状贝氏体。上贝氏体脆性大、硬度高，对材料的低温冲击性能不利[31]；与此同时，粒状贝氏体中由于低塑性相M-A组元的存在，常导致材料失效开裂。鉴于2种热输入下构件中均存在粒状贝氏体，因此对WAAM构件A和B组织中M-A组元进行分析统计。

图9为WAAM构件A和B中M-A组元分布的OM像。从图9a可以看到，构件A组织中存在大量尺寸较大、呈亮白色的M-A组元，经IPP软件统计得M-A组元面积分数约为14.82%；而在构件B中，M-A组元尺寸减小(图9b)，面积分数仅为4.21%。C含量较高的M-A组元不仅会破坏基体连续性，而且在其形成过程中，马氏体相变会产生体积膨胀，导致M-A组元与基体之间存在严重的应力集中，极易成为裂纹的形核源和裂纹低能量的扩散通道，严重降低材料的低温冲击吸收功[32,33]。故对于构件A，大量的M-A组元更容易诱发裂纹形核而导致构件断裂失效，而构件B中M-A组元数量显著减少、尺寸减小，且呈颗粒状弥散分布在基体中，此时M-A组元不易产生应力集中而诱发裂纹[34~36]。综上可知，M-A组元是导致WAAM构件A与B低温冲击吸收功差异的原因之一。

图9

图9WAAM构件A和B中M-A组元分布的OM像

Fig.9OM images of M-A constituents (shown by arrows) distributions of WAAM components A (a) and B (b)

另一方面，构件B显微组织中含有大量针状铁素体。针状铁素体能够有效分割晶粒，细化显微组织，减小有效晶粒尺寸，增加晶界数量，阻碍裂纹扩展，提高材料低温冲击韧性[37]。由于不同取向差的晶界对裂纹扩展的作用不同，因此对2种热输入下WAAM构件显微组织进行EBSD分析，结果如图10所示。通常认为，取向差大于15°为大角度晶界，Gourgues等[23]研究了不同角度晶界对裂纹扩展的阻碍能力，发现能够有效阻挡裂纹的晶界角度取向差> 45°，因此本工作定义晶界角度α> 45°为有效大角度晶界。由图可见，相比于构件A，构件B中有效大角度晶界数量更多，分布也更加密集、更加广泛。分别随机选取5张80 μm × 80 μm不同角度晶界的EBSD像，经IPP软件统计得，构件B中有效大角度晶界长度占比为52.4%，而构件A中有效大角度晶界长度占比仅为36.3%。

图10

图10WAAM构件A和B中不同角度晶界的EBSD像

Fig.10EBSD images of grain boundaries at different angles of WAAM components A (a) and B (b) (Black lines represent 2°-15° grain boundaries, green lines represent 15°-45° grain boundaries, and red lines represent > 45° grain boundaries, respectively)

为进一步说明有效大角度晶界的作用，对WAAM构件A和B冲击断口下方区域进行EBSD分析，结果如图11所示。由图可见，构件A冲击断口下方区域有效大角度晶界较少，密度较低，裂纹扩展平缓(图11a和b)，但在区域E中出现了一定数量的有效大角度晶界，同时裂纹的扩展方向发生偏转(图11b)；而构件B冲击断口下方有效大角度晶界数量显著增加，密度较高，裂纹扩展方向发生多次偏转(图11c和d)。当裂纹偏转次数越多时，表明在断裂过程中吸收能量越多，因此其冲击韧性就越好。故有效大角度晶界的增加是WAAM构件B具有更高冲击韧性的另一原因。

图11

图11WAAM构件A和B冲击断口表面下方的EBSD像

Fig.11EBSD all-Euler maps below the impact fracture surface of WAAM components A (a, b) and B (c, d) (Yellow lines represent > 45° grain boundaries. Arrows show the crack propagation directions. Area E in Fig.11b shows the deflection of crack direction)

由上可知，在热输入为13.5 kJ/cm时，WAAM构件显微组织中形成了大量针状铁素体，促使有效大角度晶界长度占比大幅度增加，同时M-A组元面积分数减少，尺寸减小，2者共同作用使得构件B具有更高的低温冲击韧性。

3结论

(1) 热输入为5.6 kJ/cm时，590 MPa级船用高强钢WAAM构件显微组织主要为上贝氏体和粒状贝氏体，M-A组元面积分数约为14.82%，有效大角度晶界(α> 45°)长度占比为36.3%；而当热输入增加至13.5 kJ/cm时，WAAM构件显微组织转变为板条贝氏体、针状铁素体和少量粒状贝氏体，M-A组元面积分数降低至4.21%，有效大角度晶界长度占比增至52.4%。

(2) 2种热输入下，590 MPa级船用高强钢WAAM构件均具有良好的拉伸性能。热输入为5.6 kJ/cm时，WAAM构件在横向和纵向抗拉强度分别为843和858 MPa，屈服强度分别为626和599 MPa，当热输入增加至13.5 kJ/cm时，构件抗拉强度分别降低至723和705 MPa，同时构件平均硬度也由286 HV降低至258 HV，但屈服强度出现小幅度上升，分别达到656和632 MPa，而构件断后伸长率随热输入变化较小，均能达到18%。

(3) 当热输入为13.5 kJ/cm时，WAAM构件-50℃冲击吸收功在横向和纵向分别达到109和127 J，约是低热输入为5.6 kJ/cm时构件冲击吸收功(分别为15和16 J)的7~8倍。热输入的增加致使构件具有低冷却速率和高有效夹杂物(d> 0.4 μm)含量，2者共同促进针状铁素体的大量形成，从而使得有效大角度晶界长度占比增加以及M-A组元面积分数减少，WAAM 590 MPa级船用高强钢构件也因此具有更高的低温冲击吸收功。