摘要：混合丝弧定向能量沉积（WDED）工艺，即将复杂特征沉积到锻造基体上，为制造几何形状复杂的超高强度钢部件提供了一种经济有效的解决方案，尤其适用于航空航天领域。然而，后处理热处理过程中锻造基体与沉积层界面处的开裂问题限制了该工艺的广泛应用。本研究对界面开裂的根本原

长三角G60激光联盟导读

混合丝弧定向能量沉积（WDED）工艺，即将复杂特征沉积到锻造基体上，为制造几何形状复杂的超高强度钢部件提供了一种经济有效的解决方案，尤其适用于航空航天领域。然而，后处理热处理过程中锻造基体与沉积层界面处的开裂问题限制了该工艺的广泛应用。本研究对界面开裂的根本原因进行了探究，指出微观结构不均匀、元素偏析和相变应力可能是主要促成因素。为缓解这些问题，研究人员开发了一种改进的三步后处理热处理工艺，其中纳入了正火步骤。优化后的工艺在常规淬火步骤前通过细化原始奥氏体晶粒，成功抑制了开裂现象。经此工艺处理的部件拉伸性能超越了 AMS6419K 标准，为混合 WDED 工艺在航空航天结构件中的工业化应用提供了支撑。

论文亮点

1. 引言（Introduction）

300M 超高强度钢（UHSS）以其优异的高抗拉强度、断裂韧性与抗疲劳性能组合而闻名 [1]。这些性能使其成为飞机起落架等关键承重结构的理想材料 —— 此类结构需在动态载荷与恶劣环境下实现可靠运行 [2]。随着航空航天行业不断追求强度更高、重量更轻且性价比更优的结构解决方案，针对 300M 钢优化制造工艺的需求持续增长 [3]。

增材制造（AM）相较于传统锻造与铸造展现出显著优势，可提升材料利用率、增强几何形状灵活性并缩短交付周期。尤其值得一提的是，增材制造能够实现复杂特征的近净成形制造，最大限度减少机加工废料，这一优势在起落架生产中尤为突出 [4]。在各类增材制造技术中，丝弧定向能量沉积（WDED）因沉积速率高、成本效益好且力学性能潜力优异，对大型结构钢部件制造具有特殊吸引力 [5]。

近期研究已证实采用 WDED 工艺制造 300M 超高强度钢的可行性，并通过优化工艺与后处理热处理实现了理想的力学性能 [[6],[7],[8]]。Wang 等人 [6] 对 300M 超高强度钢的熔化极气体保护焊（GMAW）型 WDED 工艺展开研究，发现采用 98% 氩气（Ar）+2% 氧气（O₂）的保护气体可实现最优工艺稳定性、沉积质量与力学性能。Xiong 等人 [7] 研究表明，层间温度对冷金属过渡（CMT）型 WDED 工艺制备的 300M 超高强度钢微观结构演化与力学性能具有显著影响，强调其在调控沉积过程中热积累与相变的关键作用。Xiong 等人 [8] 还发现，经 970°C 奥氏体化处理的优化两步热处理工艺，可显著细化 CMT-WDED 300M 超高强度钢的微观结构并提升其力学性能 —— 通过碳过饱和与细小 ε- 碳化物析出，实现了更优异的强度与韧性。

然而，全增材制造构件在航空航天领域的应用仍受限于认证与成本挑战。作为一种切实可行的替代方案，混合制造工艺（将复杂特征沉积到锻造基体上）兼具 300M 锻造件的结构可靠性与 WDED 工艺的灵活性。这种混合策略对于耳片、法兰等特征制造尤为高效，有助于减少材料去除量、提升可持续性并增强设计集成度。

混合 WDED 工艺的核心挑战在于锻造基体与沉积材料间的熔合界面。该区域常出现晶粒粗化、微观结构不均匀、残余应力累积及元素偏析等问题，导致其在沉积过程或后处理热处理中易产生冶金缺陷。Eimer 等人 [9] 对 WDED 铝合金的基体 - 沉积层界面力学性能进行研究，发现由于硬度不匹配、冶金结合不足及裂纹敏感性（尤其当基体与焊丝合金匹配度较差时），该界面可能成为薄弱区域。他们的研究进一步表明，道间轧制与沉积后热处理可显著提升显微硬度均匀性并消除界面缺陷。Zhang 等人 [10] 发现，在锻造与 WDED 制备的 Ti6Al4V 合金界面处萌生的疲劳裂纹，会在微观结构与残余应力差异的驱动下向锻造基体扩展，凸显该界面为力学薄弱区域。对于 300M 这类超高强度钢而言，由于其对微观结构不连续性的容忍度较低，此类界面缺陷的危害更为严重。

本研究旨在通过探究 WDED 沉积 300M 钢空心圆柱特征在后处理热处理过程中的界面行为与裂纹形成机制，解决上述问题。研究中涉及的空心圆柱构件及界面，代表了实际工程应用中复杂形状承重结构的典型特征。这类几何结构本身包含曲面、内部空腔及基体 - 沉积层界面，给制造与性能保障带来额外挑战。因此，从这些非平面且富含界面的结构中获得的认知，可直接应用于复杂几何形状超高强度钢构件的制造与优化。研究成果将为航空级钢构件混合增材制造的工业化应用提供实用指导，并为混合增材制造飞机起落架的认证建立可靠路径。

2. 特征沉积与表征（Feature deposition and characterisation）

实验以直径 1.2mm 的 300M 超高强度钢焊丝为原料，以锻造 300M 钢空心棒（内径 58mm、外径 88mm、高度 55mm）为基体，两者均由空客起落架集团（Airbus Landing Gear Group）提供。采用电感耦合等离子体发射光谱（ICP-OES）分析测得其化学成分（质量分数，wt.%）如下：碳（C）—0.43、硅（Si）—1.67、锰（Mn）—0.77、磷（P）—

图 1（a、b）展示了等离子转移弧（PTA）型 WDED 工艺的实验装置。该装置采用 EWM（Alpha Q552）电源与送丝机（Phoenix Drive 4）提供电弧与送丝功能，基体固定在工作台上，焊枪运动由 6 轴发那科（FANUC）机器人控制。整个装置置于充满纯氩气的密闭环境中，氧气含量控制在 800ppm 以下。为补偿内外径间 ±20% 的路径密度差异，实验采用新型摆动策略，确保层高度变化最小化。为实现稳定的金属过渡，将送丝速度、焊枪移动速度、电流、等离子气流量及道间温度分别设定为 2.35m/min、3.3mm/s、220A、0.8L/min 与 150°C。

沉积形成的圆环（图 1（c））沿建造方向（BD）呈现出平整且均匀的层状结构，与锻造基体间存在清晰过渡（图 1（d））。从法向 - 建造方向（ND-BD）平面截取一个横截面样品，用于界面的宏观与微观尺度研究。样品经抛光后，采用 2% 硝酸酒精（Nital）溶液腐蚀，随后使用扫描电子显微镜（SEM，TESCAN VEGA 3）在 15kV 加速电压、10mm 工作距离下进行微观结构分析。

电子背散射衍射（EBSD） mappings 与同步能量色散 X 射线光谱（EDS）分析在赛默飞世尔科技（Thermo Scientific）Apreo 扫描电子显微镜上进行，配备牛津仪器（Oxford Instruments）Symmetry-2 探测器，实验参数为：加速电压 20kV、电流 51nA、倾斜角 70°；大面积 mapping 步长为 1μm，小面积 mapping 步长为 0.3μm。采用西山 - 瓦瑟曼（Nishiyama-Wasserman）取向关系重建原始奥氏体晶粒（PAGs），未索引像素通过牛津仪器 AZtecCrystal 软件（3.1 版本）填充。

图 1.（a）等离子转移弧丝弧定向能量沉积（PTA-WDED）实验装置示意图；（b）装置全景图（展示全局保护气氛环境）；（c）300M 钢空心圆柱沉积件外观图；（d）沿建造方向 - 法向（BD-ND）平面截取的宏观形貌图；（e、f、g）分别为丝弧定向能量沉积（WDED）区域、界面区域及锻造基体区域的典型微观结构图；（h）大面积重建原始奥氏体晶粒（PAG）电子背散射衍射（EBSD）取向图；（i）对应的原始奥氏体晶粒尺寸分布图；（j）重建原始奥氏体晶粒等效圆直径的变化趋势图；（k、l、m）分别为丝弧定向能量沉积（WDED）区域、界面区域及锻造基体区域的放大重建原始奥氏体晶粒电子背散射衍射（EBSD）图。

沉积态微观结构包含三个明显区域，分别为丝弧定向能量沉积（WDED）区域、界面区域与锻造基体区域，对应图 1（e）、（f）、（g）所示。在 WDED 区域观察到板条马氏体组织，该组织的形成源于沉积后高温状态下的快速冷却 —— 这种冷却条件有利于直接从奥氏体转变为马氏体，这在增材制造超高强度钢（AM UHSS）中较为常见 [11]。基于相似原因，界面区域的微观结构同样呈现马氏体特征，且因 WDED 热循环产生的热量回火作用，可观察到部分碳化物。远离界面的锻造基体区域，其微观结构为细化的回火马氏体，该组织的形成可能也与 WDED 各沉积层热循环带来的一定程度回火作用有关。

在建造方向 - 法向（BD-ND）平面开展了涵盖 WDED 区域、界面区域及锻造基体区域的大面积电子背散射衍射（EBSD）扫描。由重建原始奥氏体晶粒（PAG）取向图（图 1（h））及放大的原始奥氏体晶粒图（图 1（k、l、m））可知，整个扫描区域（甚至 WDED 区域）的微观结构均由等轴原始奥氏体晶粒构成。这主要归因于连续沉积层产生的累积热循环 —— 通过反复重新奥氏体化，破碎了凝固过程中形成的粗大柱状原始奥氏体晶粒 [6]。然而，不同区域的晶粒尺寸存在显著差异：对应的晶粒尺寸图（图 1（i））及等效圆直径（ECD）随垂直距离的变化趋势图（图 1（j））进一步量化了这种梯度差异。其中，WDED 区域的原始奥氏体晶粒相对细小（约 50–150 μm）且分布均匀；锻造区域因材料经传统工艺加工，原始奥氏体晶粒更细（约 50–100 μm）。值得注意的是，界面区域的原始奥氏体晶粒尺寸最粗大且分布最不均匀，等效圆直径超过 250 μm。该区域的粗大原始奥氏体晶粒，可能是由界面下部区域（即锻造基体顶部的母材）所经历的热循环特性导致：在第一道 WDED 沉积层的热影响区（HAZ），该部分材料会经历高温重新奥氏体化，进而形成粗大的原始奥氏体晶粒。后续沉积层可通过其重叠热影响区的反复重新奥氏体化，细化这些粗晶粒组织；但第一道沉积层热影响区的材料无法受到后续沉积层同等程度的加热与细化作用 —— 相较于上方区域，该部分材料经历的热循环次数更少、温度更低。因此，从细晶粒锻造材料到界面底部的粗晶粒区域会形成明显过渡，这种现象与典型单道焊缝热影响区的特征一致。沿建造方向（BD）向上，因重叠热影响区热循环导致的反复奥氏体化作用增强，原始奥氏体晶粒尺寸逐渐细化 [12]。重要的是，尽管存在这种晶粒尺寸梯度，电子背散射衍射（EBSD）图显示沉积态条件下存在连续的晶界网络，且未发现微观结构不连续或缺陷（如裂纹）的迹象。

3. 两步热处理与开裂分析（Two-step heat treatment and cracking analysis）

后处理热处理对于消除 WDED 300M 钢沉积件的残余应力、均匀微观结构，以及实现强度、韧性与尺寸稳定性的理想平衡至关重要。锻造或铸造 300M 钢的传统热处理工艺为：870°C 奥氏体化 1 小时后油淬（OQ），随后在 300°C 下进行两次回火处理（每次 2 小时），且每次回火后空冷（AC）[13]。回火处理可消除淬火应力、促进碳化物析出，并通过残余奥氏体分解形成新的马氏体 [14]。然而，由于增材制造（AM）材料存在微观结构各向异性与热历史不均匀性，可能需要更高的奥氏体化温度，以确保沉积区域完全奥氏体化并实现均匀相变。

为此，本研究设计并采用了两种不同的热处理方案（如图 2（a）所示）：

然而，经上述后处理热处理后，样品的垂直截面与水平截面均出现裂纹（如图 2（b）所示）。在垂直截面中，裂纹主要在熔合界面处或界面附近萌生，并沿建造方向扩展。已知该区域在 WDED 过程中经历最复杂的热历史，包括部分再加热、高残余应力及晶粒粗化 [15,16]。在水平截面中，裂纹主要在样品表面萌生并向内部延伸，这归因于表面区域存在陡峭的温度梯度及由此产生的淬火应力集中。这些因素导致局部应力集中与微观结构不匹配，使该区域极易产生淬火裂纹。

图 2.（a）适用于 WDED 300M 钢样品的后处理热处理方案；（b）垂直截面与水平截面的宏观形貌图（展示裂纹位置与扩展路径）；（c、d）分别为 HT1 与 HT2 样品的带衬度图（Band contrast maps）及对应 EDS 元素 mappings（展示裂纹及其周边区域）。

对裂纹周围区域的 EDS 元素 mappings 分析（图 2（c、d））表明，经热处理的 WDED 300M 钢样品存在明显的元素微观偏析。尽管经历了完整的淬火与回火循环，但镍（Ni）、铬（Cr）、锰（Mn）、硅（Si）等合金元素的局部富集现象仍清晰可见。EDS 图谱中显示硫（S）元素富集，这可能是由于其与钼（Mo）的特征峰重叠所致；但部分富硫颗粒同时伴随锰元素富集，暗示可能存在非金属夹杂物 —— 这类夹杂物在热处理过程中或成为裂纹萌生源 [17]。裂纹路径附近还存在轻微的硫（S）、氧（O）元素富集，不过氧元素信号可能源于表面形貌影响，或样品制备过程中裂纹断裂后陷入的物质。更重要的是，裂纹路径始终与这些偏析区域重合，表明元素偏析会显著削弱晶界结合力，并成为裂纹萌生与扩展的优先路径。这种偏析现象可能源于沉积过程中的非平衡凝固，且未通过内置热循环或后处理热处理实现完全均匀化。上述发现表明，除热应力外，化学不均匀性也可能对 WDED 300M 钢构件后处理热处理的开裂行为产生影响，在界面区域尤为明显。

图 3（a–b）与（c–d）分别为前文图 3（c）、（d）中已识别的含裂纹区域的体心立方（BCC）马氏体 EBSD 取向图及重建原始奥氏体晶粒（PAG）图。热处理后，原始奥氏体晶粒呈现出较强的均匀性，平均等效圆直径约为 45 μm，且取向随机。尽管存在这种表观均匀性，但观察到裂纹沿建造方向（BD）扩展，且明显倾向于沿原始奥氏体晶界（PAGBs）延伸（如图 3（e）、（f）放大图所示）。该现象与此前关于氢致开裂的研究报道一致 [18]—— 已知原始奥氏体晶界因结构与化学特性缺陷，会成为优先裂纹路径。尽管本研究中氢脆并非主导机制，但相关基本原理仍具有参考价值：原始奥氏体晶界由高角度马氏体亚晶界构成，本身具有较高的晶界能，且易发生杂质偏析（尤其是硫元素（S））。如前文所述，图 2 中硫元素含量较高的信号，可能源于硫化物夹杂物的偏析。偏析的硫元素可能降低晶界结合力，此外，硫化物 / 氧化物夹杂物或成为优先开裂位点，在奥氏体化与淬火过程中尤为明显 [19,20]。这类夹杂物还可能通过充当局部应力集中源或微裂纹形核点，进一步加剧原始奥氏体晶界的脆性 [21]。

观察到的裂纹形貌以沿晶型或准解理型为主，相比马氏体束内晶界，裂纹更倾向于沿原始奥氏体晶界扩展。在含有粗大原始奥氏体晶粒的区域，这种现象更为显著 —— 粗大晶粒对裂纹偏转的阻碍作用更小，且易成为局部应力集中区。

图 3. 电子背散射衍射（EBSD）取向图及对应重建原始奥氏体晶粒（PAG）取向图：（a、b）取自图 2（c）所示区域；（c、d）取自图 2（d）所示区域；（e、f）叠加重建原始奥氏体晶界的放大带衬度图，及对应重建原始奥氏体晶粒取向图（展示裂纹扩展路径与周边原始奥氏体晶粒）。

淬火过程中，因马氏体快速转变产生的温度梯度与体积变化，会引发显著内应力 —— 已知这类内应力是导致开裂的重要因素，在增材制造沉积界面、熔合边界等微观结构不均匀区域尤为明显。此类应力源于热收缩不匹配、相变诱导体积膨胀，以及不同微观结构间的变形约束共同作用，最终产生较高的局部拉应力。加之脆性未回火马氏体组织的存在，即便在传统制造的高强度钢部件中，淬火开裂也较为常见。而在增材制造构件中，由于逐层沉积产生的残余应力累积，以及偏析或原始奥氏体晶界网络充当应力集中源，这种开裂风险进一步加剧 [22,23]。因此，要解决增材制造 - 锻造混合结构的淬火诱导开裂问题，需在后处理热处理过程中精细控制热历史与微观结构演化。

4. 通过改进型热处理实现开裂抑制与性能提升（Cracking prevention and property improvement via modified heat treatment）

为解决上述热处理方案（HT1、HT2）中出现的淬火开裂问题，研究团队设计了一种改进型热处理工艺（HT3）：在淬火（870–990°C）与两次回火循环前，增加一道 950°C 保温 1 小时的正火步骤，随后炉冷。这一额外的正火步骤（尤其是其中包含的缓慢炉冷过程）旨在降低马氏体转变产生的温度梯度与内应力 [24]，同时如奥氏体化过程通常所起到的作用那样，细化原始奥氏体晶粒（PAG）结构。

图 4（a）展示了经 HT3 后处理热处理后，典型 WDED 区域 - 界面 - 基体区域的重建原始奥氏体晶粒取向图。整个截面的原始奥氏体晶粒整体呈现细化且等轴的特征，界面附近无可见粗大或细长晶粒。原始奥氏体晶粒尺寸图（图 4（b））及对应晶粒尺寸分布曲线（图 4（c））显示，界面区域存在轻微晶粒粗化，但与沉积态相比，这种差异程度较小且显著减弱。相较于 HT1 与 HT2，HT3 工艺下的晶粒细化归因于正火过程中奥氏体 - 马氏体的额外相变循环。正火步骤的较慢冷却速率可能在第一步就抑制了淬火开裂，而细化的原始奥氏体晶粒结构则进一步防止了在（第二步）奥氏体化后的油淬过程中或油淬后产生裂纹。

放大的原始奥氏体晶粒取向图（图 4（d–f））证实，不存在异常晶粒长大或晶粒取向排列现象，原始奥氏体晶粒仍保持随机取向且分布均匀。最重要的是，在所有检测区域均未观察到裂纹或沿晶缺陷，这表明 HT3 工艺成功抑制了此前已明确的致裂机制，可视为一种改进型热处理方案。上述发现表明，包含初始正火步骤的后处理热处理，是抑制丝弧增材制造（WAAM）300M 钢构件（尤其增材制造 / 锻造混合构件）开裂的有效策略。

图 4.（a）经 HT3 工艺处理的 300M 钢界面区域大面积重建原始奥氏体晶粒（PAG）EBSD 取向图；（b）对应的原始奥氏体晶粒尺寸分布图；（c）界面区域重建原始奥氏体晶粒等效圆直径的变化趋势图；（d、e、f）分别为经 HT3 工艺处理后，丝弧定向能量沉积（WDED）区域、界面区域及锻造基体区域的放大重建原始奥氏体晶粒 EBSD 图。

研究人员随后对沉积态与 HT3 工艺处理后的构件进行力学性能测试，以评估改进型热处理方案的有效性。采用 Zwick/Roell 硬度计测量显微硬度分布，测试载荷为 500g，垂直方向与水平方向的测点间距分别为 0.5mm 与 3mm。拉伸试样采用平板型，依据 ASTM E8 标准设计，标距长度为 24mm（确保覆盖界面区域），在 Instron 5500r 试验机上进行室温拉伸测试，应变速率恒定为 1mm/min。为保证数据可靠性，每种状态下均制备三组拉伸试样。

图 5（a）所示的 WDED 区域 - 界面 - 锻造基体区域硬度分布图显示，经 HT3 热处理后，材料硬度均匀性显著提升。沉积态样品的硬度呈现强烈异质性：界面区域硬度约为 340 HV0.5，而 WDED 区域与锻造区域硬度则超过 440 HV0.5，这一差异反映了微观结构的不均匀性；值得注意的是，界面区域表现为局部软化区，与此前观察到的该区域晶粒粗化现象一致。经改进型热处理（HT3）后，界面区域的硬度均匀性大幅提升，硬度值稳定在 530–635 HV0.5 之间。这表明包含正火步骤的新热处理工艺，可有效促进微观结构均匀化与力学性能一致性。

拉伸性能测试结果（图 5（b、c））显示，改进型热处理后构件的拉伸性能显著提升。沉积态样品的屈服强度（YS）约为 1100MPa、极限抗拉强度（UTS）约为 1450MPa，且延展性较低（应变约 4.5%）；而经 HT3 工艺处理的样品，屈服强度显著提升至约 1500MPa，极限抗拉强度超过 1900MPa，伸长率超过 9%。因此，经改进型热处理（HT3）后，构件的强度与延展性不仅达到，更超过了航空航天 AMS6419K 标准规定的指标要求。

图 5. 沉积态与 HT3 工艺处理后构件的力学性能对比：（a）界面区域硬度分布图；（b）拉伸应力 - 应变曲线；（c）对应的强度与伸长率数值。

5. 结论（Conclusions）

本研究为混合丝弧定向能量沉积（WDED）300M 钢构件的开裂抑制与性能提升提供了新认知，主要结论如下：

来源：江苏激光联盟