采用双超声波冲击处理辅助的线弧增材制造技术制备的超高强钢的微观结构与力学性能

《Journal of Materials Research and Technology》：Microstructure and mechanical properties of ultra-high strength steel fabricated by dual ultrasonic impact treatment-assisted wire arc additive manufacturing

　　严德军|常盖杰|洪冠涛|杨东清|李晓鹏
中国广东省佛山市佛山大学船舶先进焊接技术重点实验室，邮编528000

摘要：利用双超声冲击辅助电弧增材制造（DUIT-WAAM）技术成功制备了14Ni3Cr3Mo2Mn超高强度钢样品。系统研究了DUIT对WAAM构件微观结构演变和力学性能的影响机制。微观结构测试结果表明，双超声冲击显著改变了材料的凝固行为。单珠单层样品的微观结构从粗大的、强织构的柱状树枝晶转变为细小的、无织构的等轴晶粒。晶粒细化在熔合线附近最为明显，达到了72.0%。此外，在WAAM薄壁构件中，双超声冲击有效破碎了外延生长的树枝晶，中断了柱状晶粒的生长，并增加了高角度晶界的比例和位错密度。力学性能测试结果表明，双超声冲击显著提高了建造薄壁零件的力学性能：经冲击处理的样品的平均显微硬度从301.8 HV增加到322.1 HV；水平极限抗拉强度从971.5 MPa增加到1165.3 MPa，垂直强度从943.5 MPa增加到1122.0 MPa。尽管由于层间熔池错位，垂直伸长率略有下降，但水平伸长率仍保持为11.45%。本研究通过双超声冲击实现了WAAM样品的晶粒细化和织构弱化，为解决超高强度钢增材制造中粗大微观结构和各向异性问题提供了新的思路。

1. 引言
电弧增材制造（WAAM）近年来因其显著优势（如高沉积效率、低设备成本和高材料利用率）而受到广泛关注[1],[2],[3]。它在汽车制造[4],[5]、建筑[6],[7]、航空航天[8],[9]和国防[10]等多个领域具有广泛的应用前景。然而，WAAM过程涉及复杂的非平衡快速凝固和多个热循环，这不可避免地导致制造出的构件出现粗大晶粒、严重的元素偏析、高残余应力和力学各向异性等问题[11],[12],[13],[14]。特别是对于对热量输入敏感的超高强度钢（如马氏体时效钢），这些缺陷显著降低了其强度-韧性平衡，限制了其在极端服役环境中的应用[15],[16]。为了提高WAAM构件的冶金质量，研究人员引入了各种辅助能量场，包括热场、机械场、磁场和超声场。其中，超声冲击处理（UIT）因其显著的表面强化和晶粒细化效果而备受关注[17],[18],[19]。UIT通过施加高频机械振动在沉积层表面诱导严重的塑性变形，引入有益的压应力并促进动态再结晶。例如，Wang等人[20]在2219铝合金的WAAM过程中应用了UIT，发现它能有效细化晶粒并减少残余拉应力。Diao等人[21]和Jiang等人[22]的研究表明，UIT显著破碎了奥氏体不锈钢的粗大柱状晶粒，将其转化为细小的等轴晶粒，从而提高了材料强度。Wang等人[23]对304不锈钢的研究进一步证实，层间UIT可以通过积累高密度位错触发动态再结晶，有效中断柱状晶粒的连续生长，将残余拉应力转化为有益的压应力，并显著提高材料的屈服强度和硬度。Su等人[24]在18Ni-300马氏体时效钢的研究中比较了层间UIT和同步UIT的效果，发现同步模式产生了更深的纳米结构层，显著改善了材料的各向异性。

现有的UIT主要使用单个超声源，該方法在改善WAAM构件的微观结构和力学性能方面已显示出一定的效果。然而，对于大型或高强度的WAAM结构，单个超声源提供的声能密度往往有限。此外，超声波在高温熔池和多层沉积结构中的传播过程中会迅速衰减，难以对熔池的中心或深层区域产生足够的搅拌和细化效果[25],[26],[27]。此外，后续沉积层的再熔化和强烈的热循环往往会消除前一层次表面由冲击形成的细晶结构，显著削弱了UIT沿构建方向的累积强化效果。这意味着单次UIT无法在整个WAAM制造过程中实现均匀的微观结构控制。为克服单次UIT的局限性，材料加工和增材制造领域逐渐出现了双源或多场耦合策略。双源系统的基本机制涉及声场的叠加和耦合，与传统单源配置相比，能够在熔池内产生更高的声能密度和更强烈的非线性空化效应[28],[29],[30]。这些增强的声场对凝固环境产生深远影响，有助于强烈的熔体搅拌、树枝晶破碎和元素偏析的抑制，这对于实现均匀的微观结构控制和相变稳定性至关重要。Yin等人[31]通过物理和数值模拟探讨了双频超声场对熔体凝固结构的调控机制，确认了增强的非线性空化效应能有效破碎树枝晶。此外，Yin等人[32]研究了声源空间位置对ZW61镁合金制备的影响，表明双频场具有更优的空化范围和晶粒细化能力。在这些传统材料加工成功的基础上，DUIT也被引入增材制造领域以解决微观结构不均匀性问题。Lv等人[33]在Ti6Al4V合金的冷金属转移（CMT）增材制造中采用了双侧UIT，证实这种方法比单侧冲击更有效地消除了柱状晶粒，显著提高了材料的各向同性。Peng等人[34]在激光定向能量沉积中引入了双超声振动，发现双场耦合引起了更强烈的熔体流动和树枝晶破碎，形成了极细的微观结构。Yang等人[35]发现双超声冲击处理（DUIT）显著细化了晶粒，减少了孔隙率，并提高了电弧定向能量沉积的2219铝合金的抗拉强度和硬度。这些研究为在超高强度钢的WAAM中引入DUIT提供了重要的理论基础和技术指导。尽管这些微观结构上的好处，但DUIT-WAAM的实施存在固有的技术挑战。强烈的高频振动可能会扰动熔池的稳定性，可能导致表面波动和成形质量下降，而双超声源之间的复杂干涉则需要精确同步工艺参数。有效平衡声能输入与整体工艺稳定性仍然是大规模构件高性能制造的关键前提。

基于上述背景，本研究提出了一种双超声冲击辅助电弧增材制造（DUIT-WAAM）策略，并将其应用于14Ni3Cr3Mo2Mn超高强度钢的制备。为了避免多层沉积过程中的复杂热循环干扰并揭示超声能量场对熔池凝固行为的直接影响，本研究首先进行了单珠单层（SL）沉积实验。分析重点是比较应用DUIT与否时的宏观形态和凝固微观结构。结合电子背散射衍射（EBSD）技术，揭示了DUIT对晶粒细化和织构弱化的本质机制。在此基础上，进一步制备了多层薄壁（ML）构件，以研究沉积热循环和超声冲击的协同作用下的微观结构演变。最后，系统评估了DUIT对ML构件力学性能的影响，为大型超高强度钢构件的高性能制造提供了理论基础。

2. 实验程序
2.1. DUIT-WAAM系统
DUIT-WAAM系统由基于气体金属弧焊的WAAM系统和DUIT系统组成。实验装置示意图如图1所示。WAAM单元包括一个六轴机器人（IRB-2600）及其控制柜（IRC5），以及配备送丝系统（CMT VR7000）的焊接电源（CMT Advanced 4000R）。DUIT单元包括两组超声发生器（SH40000）、两把超声冲击枪、用于携带冲击枪的直线运动模块（FSL 60 XYZ-L）、控制器（FMC4030）和用于编程和监控运动的计算机。为了实现双侧冲击处理，定制了一个同步运动平台，用于同时处理沉积的壁面。

选择的沉积材料是一种新型的无钴马氏体时效钢（14Ni3Cr3Mo2Mn）焊丝，直径为1.6 mm；其具体化学成分列于表1中。基底材料使用316L不锈钢板。为了适应DUIT工艺，使用了一个T型板（底板400 mm × 200 mm × 20 mm和垂直固定板260 mm × 150 mm × 20 mm）。沉积前，用角磨机研磨基底表面以去除氧化物和杂质。实验过程中使用纯氩气（99.9%），流量为25 L/min作为保护气体，防止氧化，并将层间冷却温度保持在80°C。超声冲击枪的配置如图2所示。两把冲击枪水平相对放置在垂直固定板的两侧，位于引弧焊枪下方50 mm处。当增材制造过程开始时，双超声冲击头对基底施加超声作用，将高频振动引入WAAM熔池。每层沉积完成后，引弧焊枪和双超声冲击枪都会升高一定的高度。当沉积高度超过50 mm时，双超声冲击头会对沉积层的两侧进行作用。在本实验中，为了比较DUIT的效果，制备了应用和不应用超声冲击的单珠单层（SL）和多层（ML）样品。WAAM工艺参数和DUIT工艺参数分别列于表2和表3中。应用和不应用DUIT的SL样品分别标记为SL-Non-DUIT和SL-Dual；应用和不应用DUIT的ML样品分别标记为ML-Non-DUIT和ML-Dual。

表1. 焊丝和基底的化学成分（wt.%）
| 元素 | Ni | Cr | Mo | Mn | Ti | Al | Si | Fe |
|---------|------|------|------|------|------|------|
| | 14.2 | 3.2 | 3.1 | 3.1 | 1.3 | 0.5 | 4.0 | 0.02 |
| | | 13.4 | 16.9 | 12.6 | 1.9 | 0.02 | 0.69 |
| | | | | | | | |

图2. WAAM工艺示意图。(a) DUIT-WAAM, (b) WAAM

表2. WAAM工艺参数
| 样品类型 | 工艺模式 | 送丝速度 | 弧长校正 | 行走速度 | 电流 | 电压 |
|---------|--------|---------|---------|-----|-------|
| SL-PMIG | 3.5 m/min | 6% | 3 mm/s | 212 | A | 22.9 |
| VML-PMIG | 2.5 m/min | 6% | 5 mm/s | 165 | A | 22 |
| | | 40 KHz | 50～100 μm | 1000 W | 18 mm | | 60 mm |
| | | 40 KHz | 50～100 μm | 1000 W | 18 mm | 50 mm | | 5 mm/s |

2.2. 测试方法
为了分析DUIT对WAAM沉积金属微观结构的影响，首先从SL沉积层中心提取金属金相样品。样品先用100#、400#、800#、1200#、1500#的砂纸打磨，然后在抛光机上用2.5 μm和1 μm的钻石膏抛光，直至表面光滑无划痕。接着使用三氯化铁盐酸溶液（3g FeCl3 + 10ml HCl + 20ml H2O）进行蚀刻10秒。使用光学显微镜（OM，型号：Zeiss Smart zoom 5）观察样品的截面形态和微观结构。为了进一步分析DUIT对WAAM沉积金属内部晶粒形态的影响，在SL沉积层的三个位置进行了EBSD测试，如图3所示。

图3. SL样品的EBSD采样位置示意图。

ML构件的宏观形态如图4所示。应用DUIT后，WAAM样品的侧面形态恶化，表面出现明显的波动。这归因于超声冲击在WAAM熔池中引起的振动，导致成形质量下降，同时也表明所施加的超声冲击影响了熔池的凝固过程。为了分析DUIT对多层（ML）组件微观结构和机械性能的影响，从ML组件的电弧起始点30毫米处的位置通过电火花加工（EDM）提取了一块10毫米厚的全长度条形试样，用于金相观察。经过研磨、抛光和蚀刻后，使用光学显微镜（OM，型号：Zeiss Smart zoom 5）观察了条形试样的微观形态。进一步使用场发射扫描电子显微镜（SEM，型号：FEI Quanta 250FEG）在15 kV的加速电压、10毫米的工作距离和90°的样品倾斜角度下对微观结构进行了检查。使用维氏硬度计（型号：HVS-1000Z）测试了试样截面的显微硬度。从上到下以1毫米的间隔进行测量，负载为0.5牛顿，保持时间为10秒。从条形试样的左侧切出了一组垂直拉伸试样。随后，从垂直拉伸试样的左侧进一步切出了三组水平拉伸试样，这些试样沿着高度方向分布，用于拉伸测试。图4(b)显示了拉伸试样的尺寸。拉伸试样用180号和400号砂纸打磨，以去除电火花加工留下的痕迹，防止对机械性能测量产生不利影响。为了确保实验数据的可重复性，每种特定条件和方向都测试了两组相同的试样，并报告了平均值和标准差。使用单轴拉伸试验机（型号：UTM-4200）和伸长计（量程长度：15毫米）在1毫米/分钟的拉伸速度下测试了垂直和水平方向的极限抗拉强度。

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图4. 通过WAAM制造的多层组件的宏观形态：(a) ML-Non-DUIT；(b) ML-Dual

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图5. ML组件的采样方案：(a) 采样位置；(b) 拉伸试样的尺寸。

3. 结果与讨论
在多层沉积过程中，后续层的热量输入不可避免地会对之前受到超声波冲击的层产生次级热效应，从而显著影响其微观结构状态[36], [37]。因此，为了消除层间热循环的干扰，首先选择了SL试样进行EBSD特征分析，以准确揭示DUIT对微观结构演变的内在影响机制。基于SL试样中揭示的晶粒细化机制，本研究进一步扩展到ML组件，讨论了在周期性热循环下的微观结构演变差异及其相应的机械响应。

3.1. 单层单遍试样的微观结构特征
图6(a)–(c)显示了SL-Non-DUIT试样的微观结构。图6(a)呈现出明显的树枝状结构，左下角区域有少量的等轴晶粒。图6(b)主要由沿热流方向生长的粗柱状晶粒组成，表面有一些细晶粒。同样，图6(c)主要由柱状晶粒组成，底部只有少量的等轴晶粒。这主要是由于熔池与环境之间的较大温差，在冷却过程中促进了晶粒沿热流方向快速生长为柱状或树枝状结构[38], [39], [40]。图6(d)–(f)展示了SL-Dual试样的微观结构。观察到图6(d)的顶层区域由随机取向的细等轴晶粒组成。图6(e)的焊趾区域主要由均匀的等轴晶粒组成，柱状晶粒的比例显著减少。图6(f)的中间区域也主要由细等轴晶粒组成，一些树枝状晶粒的生长方向发生了显著变化；然而，超声波冲击未能破碎深处的树枝状晶粒，形成了一些大块状结构。与SL-Non-DUIT试样相比，DUIT明显促进了晶粒细化。根据主要树枝状晶粒的显著破碎和观察到的微观结构演变，可以推断高频振动在熔池内引起了空化作用和声流[35], [41]。空化效应可以破碎大的柱状晶粒，而声流产生的压力波则使液态金属剧烈流动和搅拌，改变了柱状晶粒的生长方向。同时，在高温下，这促进了位错滑移和更多晶界的形成，从而细化了微观结构[42], [43], [44]。

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图6. SL试样的微观结构：(a) SL-Non-DUIT-顶部；(b) SL-Non-DUIT-焊趾；(c) SL-Non-DUIT-中间；(d) SL-Dual-顶部；(e) SL-Dual-焊趾；(f) SL-Dual-中间。

先前的研究已经确认，在WAAM过程中该特定合金体系中存在保留的奥氏体[45], [46]。WAAM中奥氏体有两个主要来源：首先，它来源于初始凝固过程中奥氏体未完全转变为马氏体，导致未转化的奥氏体结构；其次，由于层间温度控制不当和显著的热积累，每个热循环都起到原位热处理的作用。当这些循环的峰值温度超过奥氏体转变温度时，不稳定的马氏体会重新转变为奥氏体。图7(a)显示了SL-Non-DUIT试样顶部的IPF-Y分布和相图。晶粒较大，呈现出均匀取向的块状结构。奥氏体占主导地位，并以块状存在，而马氏体相则以细小颗粒的形式分布。在左上角区域，马氏体主要呈现<110>取向（黄绿色），而右侧区域呈现<111>取向（蓝色），相同取向的晶粒高度聚集。图7(b)显示了SL-Non-DUIT试样焊趾区域的IPF-Y分布和晶粒图，显示出明显的粗大树枝状晶粒，其取向介于<100>和<111>之间，在IPF图中呈现蓝紫色。图7(c)展示了SL-Non-DUIT试样中间区域的IPF-Y分布和相图。该区域受热流主导，主要表现为粗柱状晶粒，取向集中在<100>和<111>以及<100>和<110>之间，显示出强烈的粉紫色和黄色纹理。图7(d)显示了SL-Dual试样顶部的IPF-Y分布和相图。与SL-Non-DUIT试样相比，SL-Dual试样的奥氏体含量较低，以不规则的网络状和细点状模式分布。顶部区域的晶粒细化程度较高，细晶粒和马氏体为主要成分。马氏体含量达到69.8%，取向集中，<111>取向（蓝色）在左侧占主导地位，而在右侧<100>、<110>和<111>取向分布较为均匀。图7(e)显示了焊趾区域的显著晶粒细化，马氏体含量为70.7%，取向分布均匀（左侧为蓝粉色<100>–<111>，右侧为绿色<110>）。图7(f)展示了SL-Dual试样中间区域的IPF-Y分布和相图。经过DUIT处理后，中间区域的马氏体含量显著增加至78.0%。原来的粗大柱状树枝状晶粒显著破碎，晶粒尺寸减小，取向变得更加分散和均匀。与SL-Non-DUIT试样相比，SL-Dual试样中的马氏体含量在顶部、焊趾和中间区域分别增加了23.4%、20.6%和21.4%。DUIT在凝固过程中产生了更强的声流和空化作用，在取向控制和马氏体含量增强方面优于单次超声波冲击。

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图7. SL试样的IPF-Y分布和相图：(a) SL-Non-DUIT-顶部；(b) SL-Non-DUIT-焊趾；(c) SL-Non-DUIT-中间；(d) SL-Dual-顶部；(e) SL-Dual-焊趾；(f) SL-Dual-中间

图8(a)–(c)展示了SL-Non-DUIT试样的逆极图（IPF）。顶部的取向相对分散，峰密度（PD）为4.01。焊趾区域的取向在样品坐标系（SCS）的X、Y和Z方向上分散，但仍局部集中，PD为4.08。中间区域表现出高度集中的取向，特别是在Z方向上有一个强烈的优先取向，PD为5.67，表明在无超声波干预的情况下，受热流主导形成的粗柱状晶粒形成了非常强的纹理。图8(d)–(f)展示了SL-Dual试样的IPF。顶部的取向分布均匀，PD为4.15。焊趾区域的取向分布最好，PD降低到3.38。在中间区域，双超声波高频振动和声流/空化的协同效应将PD从5.67降低到4.76，有效打破了高度集中的纹理。总体而言，DUIT在整个焊缝上施加了均匀的振动，降低了纹理强度，并改善了材料的各向同性，与SL-Non-DUIT组相比。

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图8. SL试样的逆极图（IPF）：(a) SL-Non-DUIT-顶部；(b) SL-Non-DUIT-焊趾；(c) SL-Non-DUIT-中间；(d) SL-Dual-顶部；(e) SL-Dual-焊趾；(f) SL-Dual-中间

图9(a)–(c)展示了SL-Non-DUIT试样的核平均失配（KAM）和晶界分布图。顶部的平均KAM为0.9°，高角度晶界（HAGB）比例为22.4%，显示出散布的短线和块状结构。焊趾区域的位错密度较低，KAM为0.84°，HAGB比例为29.4%。中间区域的KAM为0.87°，应力主要集中在粗柱状晶界，最高的HAGB比例（34.9%）沿热流方向呈连续带状分布。图9(d)–(f)展示了SL-Dual试样的KAM和晶界图。顶部、焊趾和中间区域的平均KAM值分别为0.9°、0.97°和1.10°。与SL-Non-DUIT相比，顶部区域显示出更连续的HAGB结构，HAGB比例增加到30.9%。焊趾区域的KAM增加了15.5%，HAGB比例达到36.3%，出现了更多的封闭晶界。在中间区域，KAM增加了26.4%，尽管HAGB比例降至23.5%，但出现了大量低角度晶界（LAGBs，2°–15°）。这种LAGBs的增加是剧烈树枝状晶粒破碎和亚晶粒形成的有力证据，这由严重的塑性变形和局部位错重排驱动。这种机制与完全动态再结晶明显不同，因为后者通常伴随着无应变晶粒的广泛形核和高角度晶界的优势比例。总体而言，双DUIT引入了额外的位错密度，并有效管理了HAGB和LAGB的演变，从而在所有区域实现了更优的晶粒细化。

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图9. SL试样的KAM和晶界分布图：(a) SL-Non-DUIT-顶部；(b) SL-Non-DUIT-焊趾；(c) SL-Non-DUIT-中间；(d) SL-Dual-顶部；(e) SL-Dual-焊趾；(f) SL-Dual-中间

图10(a)–(c)展示了SL-Non-DUIT试样的晶粒尺寸分布。平均晶粒尺寸分别为36.3微米（顶部）、49.7微米（焊趾）和24.3微米（中间）。经过DUIT处理后（图10(d)–(f)），观察到明显的细化：顶部的平均晶粒尺寸减小到19.8微米（减少了45.5%），焊趾区域减小到13.9微米（减少了72.0%）。中间区域细化到19.2微米（减少了21.0%）。这些结果证实，双超声波高频振动在熔池深处也能保持有效的声流和空化作用，成功破碎了粗大的柱状树枝状晶粒，并改善了微观结构的均匀性。

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图10. 超高强度钢SL试样的晶粒尺寸分布：(a) SL-Non-DUIT-顶部；(b) SL-Non-DUIT-焊趾；(c) SL-Non-DUIT-中间；(d) SL-Dual-顶部；(e) SL-Dual-焊趾；(f) SL-Dual-中间

3.2. 多层薄壁组件的微观结构特征
图11显示了ML组件的宏观图像。如图11(a)和(d)所示，顶部区域呈现出由晶粒取向强烈的拉长马氏体组成的粗化结构。图11(b)显示了经过热循环的中间结构，可见明显的熔合线和线下的众多树枝状晶粒。图11(d)–(f)展示了ML-Non-DUIT试样的边缘区域，由于较大的温度梯度而呈现出粗大的树枝状晶粒和高的纹理强度。图11(g)和(j)展示了ML-Dual试样的顶部区域，由于热循环较少，也出现了粗化现象。然而，在图11(h)和(i)中，熔合线以上的 dendrite 数量减少，并且在熔合线以下没有明显的 dendrite。在 DUIT 的影响下，沿热流方向的晶粒生长模式被破坏。图11(k)和(l)显示边缘区域的 dendrite 分裂，并伴有一些网络状结构。虽然 DUIT 有效地细化了晶粒，但必须控制由此产生的网络结构；如果这些结构聚集成大面积，可能会导致局部粗化并引发脆性断裂。下载：下载高分辨率图片（3MB）下载：下载全尺寸图片

图11. ML 组件的宏观图像：(a) ML-Non-DUIT-顶部；(b) ML-Non-DUIT-中部；(c) ML-Non-DUIT-底部；(d) ML-Non-DUIT-顶部焊缝根部；(e) ML-Non-DUIT-中部焊缝根部；(f) ML-Non-DUIT-底部焊缝根部；(g) ML-双顶部；(h) ML-双中部；(i) ML-双底部；(j) ML-双顶部焊缝根部；(k) ML-双中部焊缝根部；(l) ML-双底部焊缝根部

图12 显示了 ML 组件中部区域的微观结构，放大倍数为 1200 倍。图12(a)中，熔合线左侧的区域代表凝固熔池的底部，主要由细小的柱状 dendrite 组成。右侧区域对应于前一层沉积层的热影响区 (HAZ)，由较粗的柱状 dendrite 主导，其中一些在冷却过程中发生了分裂。图12(b) 显示了 ML-Non-DUIT 样品的中间边缘的微观结构，其特征是具有强烈方向性的粗柱状 dendrite。图12(c)中，熔合线左侧的结构密集且呈细网络分布，而右侧也呈现出网络分布，但分布比左侧更分散。图11(d) 描述了 ML-Dual 样品中部区域的焊缝根部，其边缘微观结构没有明显的优先纹理，表明各向同性生长得到了改善。下载：下载高分辨率图片（1MB）下载：下载全尺寸图片

图12. ML 组件中部区域的微观结构：(a) ML-Non-DUIT；(b) ML-Non-DUIT 焊缝根部；(c) ML-Dual；(d) ML-Dual 焊缝根部

图13 展示了 ML 组件在 2400 倍放大下的微观结构。观察图13(a)和(d)中的顶部区域，ML-Non-DUIT 样品包含相对粗糙的块状结构，具有较高的分布连续性。相比之下，ML-Dual 样品在 DUIT 诱导的凝固过程中经历了强烈的声流效应和空化效应。这增强了熔池的内部流动，有效地阻止了粗大结构的连续生长和聚集，从而形成了更细小、更分散且均匀分布的微观结构。图13(b)和(e)中中间区域的放大视图显示，虽然 ML-Non-DUIT 样品具有粗糙的结构，但 ML-Dual 样品表现出间断生长和明显的 dendrite 分裂的枝晶形态。图13(c)和(f)显示了 ML 组件的底部区域。由于该区域的最大过冷，两个样品都显示出高度的细化和间断的形态特征。下载：下载高分辨率图片（1MB）下载：下载全尺寸图片

图13. ML 组件不同区域的微观结构：(a) ML-Non-DUIT-顶部；(b) ML-Non-DUIT-中部；(c) ML-Non-DUIT-底部；(d) ML-Dual-顶部；(e) ML-Non-DUIT-中部；(f) ML-Non-DUIT-底部

3.3. 薄壁组件的机械性能

3.3.1. 微硬度

图14 展示了超高强度钢 (UHSS) ML 组件的微硬度分布。ML-Non-DUIT 样品的平均硬度为 301.82 HV0.5，各区域的平均硬度分别为：顶部 (1–15 mm) 为 273.61 HV0.5，中部 (16–35 mm) 为 316.46 HV0.5，底部 (36–50 mm) 为 310.53 HV0.5。相比之下，ML-Dual 样品的平均硬度为 322.06 HV0.5，各区域的平均硬度分别为：顶部为 305.97 HV0.5，中部为 336.20 HV0.5，底部为 319.31 HV0.5。如图14(b)所示，两个样品在中部区域的硬度最高，其次是底部，顶部区域的硬度最低。这种分布归因于顶部区域由于热循环较少而导致的微观结构粗化，而中部和底部区域受益于多次后续的热循环。最底部的硬度下降是由于 UHSS 与 316L 基板之间的界面处强化元素的稀释。ML-Dual 样品的平均硬度比 ML-Non-DUIT 样品提高了 6.71%，其中顶部的提高最为显著。在沉积过程中，顶部的暴露于空气中以及凝固过程中的高温梯度促进了柱状晶粒的生长，由于散热不良，进一步使得晶粒变粗。DUIT 的应用有效地分裂了部分这些 dendrite。同时，冲击增加了内部位错密度和应力水平，从而提高了强度和硬度。此外，超声波冲击处理减缓了强化元素的偏聚。例如 Ti 和 Cr 等元素在凝固过程中通常会在 dendrite 前沿积累，在 ML-Dual 样品中分布更加均匀，从而提高了硬度。下载：下载高分辨率图片（285KB）下载：下载全尺寸图片

图14. UHSS ML 组件横截面的微硬度分布：(a) 点状硬度分布；(b) 按区域划分的硬度分布

3.3.2. 抗拉性能

为了评估 UHSS ML 组件的机械性能，从顶部开始分别在 2 cm、3 cm 和 4 cm 处提取了三组水平拉伸样品（标记为 H-1、H-2 和 H-3），以及一个位于中间的垂直拉伸样品（标记为 V）。平均极限抗拉强度 (UTS) 和平均伸长率 (EL) 分别在表 4 和表 5 中总结，相应的应力-应变曲线显示在图 15 中。

表 4. ML 组件的平均抗拉强度
组 ML-Non-DUIT (MPa) ML-Dual (MPa)
H-1 835.25±16.89 1150.36±26.55
H-2 1090.61±6.48 1132.21±1.85
H-3 988.56±2.26 1213.33±3.88
H9 71.47±105.48 1165.3±38.08
V 943.49±20.55 1121.96±21.15

表 5. ML 组件的平均伸长率
组 ML-Non-DUIT (%) ML-Dual (%)
H-1 12.81±3.03 15.41±3.90
H-2 9.59±1.73 7.18±0.12
H-3 9.05±1.05 11.75±0.56
H10 10.48±2.68 11.45±4.06
V 12.88±0.18 5.51±0.05

图 15. UHSS ML 组件的拉伸应力-应变曲线：(a) H-1；(b) H-2；(c) H-3；(d) V

在垂直方向上，ML-Non-DUIT 样品的平均 UTS 为 943.49 MPa，EL 为 12.88%。对于 ML-Dual 样品，平均 UTS 提高到 1121.96 MPa（提高了 18.92%），而 EL 降低到 5.51%（减少了 7.38%）。在水平方向上，ML-Non-DUIT 样品的平均 UTS 为 971.47 MPa，EL 为 10.48%。ML-Dual 样品的平均 UTS 提高到 1165.3 MPa（提高了 19.95%），EL 提高到 11.45%（提高了 0.97%）。值得注意的是，H-1 和 H-3 水平组的 UTS 有显著提高，分别从 ML-Non-DUIT 样品的 835.25 MPa 和 988.56 MPa 提高到 ML-Dual 样品的 1150.36 MPa 和 1213.33 MPa，分别提高了 37.73% 和 22.74%。它们的 EL 也分别提高了 2.6% 和 2.7%。微观结构分析显示，ML 组件的中部区域显示出明显的熔合线。由于 ML-Non-DUIT 样品未经处理，它含有较高比例的粗化结构。在顶部和底部区域的采样区域，ML-Dual 样品具有显著细化的晶粒，而 ML-Non-DUIT 样品保留了更多的粗化结构。众所周知，晶粒细化可以同时提高抗拉强度和伸长率，这解释了 H-1 和 H-3 组的显著改进。对于 H-2 组，平均 UTS 从 1090.61 MPa 提高到 1132.31 MPa（提高了 3.81%），而 EL 减少了 2.41%。这种异常主要归因于中部区域热量积累增强和结构不连续性的协同影响。如微观结构分析所示，ML 组件的中部区域显示出明显的熔合线，代表周期性的冶金转变。在这一区域，散热条件较差导致热量显著积累，加上 DUIT 的高频振动，引起了熔池的局部不稳定性和垂直错位。此外，微观结构观察显示形成了密集的亚晶界网络和之前跨越熔合线的 dendrite 的分裂。这些跨界面 dendrite 的破坏，加上高密度网络结构的存在，大大削弱了层间的凝聚力，促进了熔合线处的局部应力集中。因此，H-2 组的样品表现出对脆性断裂的更高敏感性，尽管整体上晶粒得到了细化，但伸长率仍然降低。

ML-Non-DUIT 和 ML-Dual 样品都表现出相对较低的 UTS 和 EL 值。这是由于沉积发生在基板的厚度侧，基板用螺栓固定在底板上，导致散热条件较差。随着沉积高度的增加，热量积累加剧。拉伸曲线表明，ML-Dual 样品在达到峰值 UTS 后迅速下降并发生断裂，这是脆性断裂的特征。随后的断裂表面分析证实了混合的延展-脆性断裂模式。微观结构观察显示 ML-Dual 样品的焊缝根部有断裂的 dendrite 和高密度的网络结构。这部分是由于在超声波冲击下生长过程中 dendrite 的分裂和重新定向。此外，超声波冲击引入了位错，促进了低角度晶界 (LAGBs) 的形成。在高温条件下，这些 LAGBs 迁移，位错滑动形成了更高角度的晶界 (HAGBs)，从而细化了晶粒。在 DUIT-WAAM 过程中，两个超声波换能器之间的共振可以在熔池内引起更强烈的空化和声流效应，导致显著的晶粒细化。垂直延展性的大幅降低归因于微观冶金变化和宏观几何偏差的协同效应。在微观结构层面，DUIT 的应用有效地分裂了熔合线上的外延生长柱状晶粒，从而破坏了本应支持垂直延展性的连续层间冶金结合。同时，冲击引起的密集位错网络和升高的残余内部应力作为位错滑动的有效屏障，加剧了局部应力集中。从宏观角度来看，DUIT 的高频振动导致沉积过程中的熔池移动，从而在每层沉积的底部产生显著的垂直偏移（错位）。这种几何错位大大降低了有效的承载截面面积，进一步恶化了宏观垂直凝聚力，最终导致提前失效。

图 16 显示了 UHSS ML 组件的拉伸断裂形态。样品表现出混合的延展-脆性特征。高伸长率与延展性断裂特征相关，表现为明显的等轴凹陷，如图 16(b) 和 (g) 所示。高缺陷密度或应力下的显著塑性变形会在断裂边缘产生局部剪切应力，导致剪切凹陷的形成。随着变形的进行，晶粒间凝聚力的降低导致了混合的延展性和准脆性断裂特征，例如图 16(d) 和 (h) 中观察到的河流状图案和断裂面。由于 UHSS 主要由体心立方 (BCC) 次变马氏体组成，这些特征表明由局部应力集中引起的晶粒间凝聚力减弱，导致初始裂纹的形成。这些裂纹沿着低能量解理面（如 {001} 面）传播，形成了典型的脆性断裂形态。与 ML-Non-DUIT 样品相比，ML-Dual 样品表现出更细小的等轴凹陷。在水平方向上，拉伸应力垂直于 dendrite 的生长方向，ML-Non-DUIT 样品显示出由 dendrite 剥离留下的带状凹陷和长形解理面（图 16(a) 和 (e)），这是由于晶粒间结合力弱。相比之下，ML-Dual 样品在同一位置没有观察到明显的 dendrite 形状凹陷。在垂直方向上，拉伸方向平行于 ML-Non-DUIT 样品的晶粒生长方向；晶粒沿着加载轴伸长并在水平方向上收缩，显示出良好的塑性变形能力。对于 ML-Dual 样品，超声波冲击引起的高内部应力和网络结构的聚集导致伸长率降低。

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图 16. UHSS ML 组件的拉伸断裂表面：(a) ML-Non-DUIT-H-1；(b) ML-Non-DUIT-H-1；(c) ML-Non-DUIT-H-2；(d) ML-Non-DUIT-H-2；(e) ML-Non-DUIT-H-3；(f) ML-Non-DUIT-H-3；(g) ML-Non-DUIT-V；(h) ML-Non-DUIT-V

4. 结论

本研究提出了一种双超声波冲击辅助的线弧增材制造方法，并对其进行了验证。使用 14Ni3Cr3Mo2Mn 超高强度钢作为研究对象，系统研究了 DUIT 对微观结构和机械性能的影响。主要结论如下：

(1) DUIT 的应用有效地分裂了初级 dendrite，将粗糙、纹理粗糙的柱状晶粒转化为细小、随机取向的等轴晶粒。在单珠单层沉积过程中，经过双重超声波冲击处理的样品平均晶粒尺寸分别降至19.8微米、19.2微米和13.9微米，分别位于顶层、中层和焊趾区域，与未处理的样品相比有显著减小，降幅分别为45.5%、21.0%和72.0%。(2)高频冲击显著改变了样品的相组成和晶界特征。SL-Dual样品中的马氏体含量在顶层和中层分别增加了23.4%和21.4%。此外，焊趾区域的HAGB（高角度晶界）比例上升到了36.3%，而中层区域的KAM（Korn?eder-Wallendorf结构）比例增加了26.4%，表明形成了大量的亚晶并使得位错密度增加。(3)DUIT（Double Ultrasonic Impact Treatment）处理后的样品平均显微硬度达到322.06 HV0.5，比未处理样品提高了6.71%。拉伸试验结果显示，双重超声波冲击处理使水平方向的平均抗拉强度提升了约1165.3 MPa，垂直方向的抗拉强度提升了约1121.96 MPa，增强了约19-20%。断裂表面呈现出韧性-脆性混合断裂的特征，尽管强度的提升伴随着垂直方向延展率的下降。