FV520B沉淀硬化不锈钢具有高强度、易加工、良好的冲击韧性和较大截面上理想的横向性能，以及与18-8型钢相当的耐蚀性和焊接性等优点，常被广泛地应用于压缩机、轮盘、转子，以及轴、齿轮等零部件制造，尤其备受风机行业青睐，主要用来制造含有磨损性颗粒和腐蚀介质的中高速风机叶片^{[1, 2]}。

由于FV520B不锈钢性能优异，自引进我国后一直广受材料研究工作者的关注。目前，国内研究者针对FV520B不锈钢材料已经进行了较为深入的研究，内容主要包括铣削性能^[3-5]、耐蚀性能^[6-8]、疲劳性能^[9-12]、表面改性^{[13, 14]}、焊接及接头组织性能^[15-18]，热处理及其对组织性能的影响等方面^[19-21]。这些研究为FV520B不锈钢在国内的广泛应用以及我国高强钢的发展奠定了良好基础。不过，FV520B不锈钢虽然性能优异，但其价格昂贵。同时，恶劣的工况条件使得叶片寿命很短，容易失效，进而甚至会诱发整体失效，给整个机组造成重大损失。再制造可以实现机械零部件的变废为宝和修旧胜新，研究和实现FV520B不锈钢失效零部件的再制造具有重要的学术价值和巨大的经济效益。但是，截至目前，国外相关研究文献中，未见针对FV520B不锈钢零部件再制造的研究报道。在国内，仅有极少量有关采用激光熔覆成形技术进行FV520B不锈钢再制造的研究报道^{[2, 22]}，研究内容也仅限于再制造成形工艺和成形层组织方面，未有堆焊熔敷成形技术进行FV520B不锈钢再制造及其再制造成形层力学性能方面的深入研究。本工作采用具有效率高、材料利用率高以及成形件性能好等技术优势的MAG堆焊熔敷成形工艺进行了FV520B不锈钢再制造成形实验并对其成形层的力学性能与基体母材进行了对比分析研究，为弄清FV520B不锈钢的堆焊熔敷成形再制造特性，进而为实现FV520B不锈钢零部件的优质高效再制造奠定基础。

1 实验设计与方法 1.1 实验条件

采用装备再制造国防科技重点实验室的“基于机器人的电弧熔敷快速成形/再制造保障系统”进行再制造成形实验，结构示意图见文献[23]。基板母材为北满特钢所生产的精铸锻压FV520B不锈钢，热处理状态为1050℃固溶+630℃时效，尺寸为Φ120mm×65mm×6mm。再制造成形材料为1.2mm FV520B不锈钢专用实芯焊丝，其与基材的化学成分如表 1所示。实验所用保护气体为98%Ar+2%O₂混合气体，环境温度为20℃。

1.2 实验

再制造成形实验前首先通过正交实验方法对成形工艺进行优化，确定出成形最佳工艺参数组合为：送丝速率8.8m/min，堆焊速率21mm/s，枪件间距13mm，弧长修正30%，气体流量21L/h。实验中，再制造成形尺寸为100mm×65mm×100mm，成形过程中层内路径方式为弓字形，层间路径相互正交，如图 1所示。实验完成后，分别对再制造成形层的静拉伸性能、硬度以及冲击韧性进行测试并与基材相应的性能作对比分析，研究FV520B不锈钢的MAG堆焊再制造力学特性。

静拉伸实验依照国标GB/T228-2002进行，拉伸设备采用高温电子万能试验机(型号MTS809)，实验中所加载荷为10kN，加载速率为3mm/s。拉伸试样尺寸设计及拉断试样照片如图 2所示。实验完成后计算其相应的抗拉强度R_m、屈服强度R_eH及伸长率A 3项指标，并采用Quanta 200型SEM和X-Max80型X射线能谱仪对试样断口进行观察分析。

冲击韧性测试依据GB/T229-2007进行，试样采用U型缺口样，尺寸为5mm×10mm×55 mm，缺口深度为5mm，方向垂直于试板表面，如图 3所示。实验在ZBC2302-9型冲击试验机上进行，标准打击能量为300J。实验完成后，根据实验过程中记录的冲击功，计算出冲击韧性，并同样采用Quanta 200型SEM和X-Max80型X射线能谱仪对试样断口进行观察分析。

静拉伸和冲击实验中，再制造成形层试样制备都为5份，力学性能各指标值取5次测试值的平均值。由于基材是均质锻造并经时效处理的材料，为减少工作量，基材每种测试试样为3份，力学性能各指标值为3份测试值的平均值。

硬度测试试样按金相试样制备标准和流程制备，尺寸为20mm×20mm×15mm。制样完成后，以再制造成形层与基体结合界面处为起点，每间隔1mm向上测量FV520B不锈钢MAG堆焊再制造成形层沿高度方向的显微硬度分布情况(测量位置分布如图 4所示)，并取其显微硬度平均值作为再制造成形层的硬度值。测试采用MICROMET-6030自动显微硬度计进行，载荷为200g。基材硬度测试时，试样尺寸与测试条件与再制造成形层试样相同，同样由于基材为均质材料原因，其硬度以随机选取5个位置点的显微硬度平均值来表征。

2 实验结果与讨论 2.1 实验结果

表 2所列为FV520B不锈钢MAG堆焊再制造成形层和基材静拉伸性能测试结果。从表 2中数据可以看出，FV520B不锈钢MAG堆焊再制造成形层具有优越的力学性能，其中，抗拉强度可达1195MPa，比基材高103MPa，屈服强度为776MPa，也与基材相近。不过，再制造成形层试样的伸长率仅为8.72%，与基材的19.67%相比差距较大。

表 3所列为FV520B不锈钢MAG堆焊再制造成形层和基材冲击实验结果。对比表 3中数据可以看出，FV520B不锈钢MAG堆焊再制造成形层的冲击功和冲击韧性都比较低，其冲击韧性为61J/cm²，与基材的144J/cm²相比差距较大。

图 5所示为FV520B不锈钢MAG堆焊再制造成形层沿高度方向的显微硬度分布图。从图 5可以看出，再制造成形层与基体结合界面处硬度比较高，可以达到382HV，沿高度方向向上，在再制造成形层中心区域硬度有小幅度下降，表面附近硬度又略有回升。总体上看，再制造成形层沿高度方向硬度变化幅度不大，其平均硬度值为336HV，基材的平均硬度值为353HV，二者基本持平。

2.2 断口分析

图 6是FV520B不锈钢MAG堆焊再制造成形层与基材拉伸试样断口照片。由图 6可知，再制造成形层断口具有明显的韧窝结构且韧窝内存在第二相质点(图 6(a)所示)，这说明试样断裂主要是按微孔聚集型方式发生的延性破断，其断裂机理是：在静拉伸载荷作用下材料内部位错不断滑移并产生缠结堆积，并首先在强化相或夹杂物界面处产生应力集中，试样局部微观区域发生塑性变形引起夹杂物破碎或夹杂物与基体界面脱离而形成微小孔洞或者形成微小裂纹，微小孔洞在应力作用下不断生成并聚集连接长大，裂纹不断扩展直至发生断裂，出现的凹凸不平的小坑即为韧窝。同时，由图 6(a)可以看出，对于每一单个韧窝来说都近似为等轴韧窝，这说明材料受力过程中每个微孔在平面各个方向上长大的倾向相同。从整体上看，断口韧窝有一定的拉长变形倾向，说明断口的形成同时还受到切应力作用，这与图 2(b)中显示的拉伸试样断面与受力方向呈现一定的角度相对应。

相比之下，基材静拉伸断口韧窝较深且呈拉长撕裂状，显示出基材较好的变形能力，这与基材的高伸长率相对应。此外，由图 6(a)还可以看出，再制造成形层试样断口有脆性相存在。夹杂脆性相沿晶界分布是材料受力薄弱区，材料在受力过程中，首先会在这些部位产生应力集中，进而随应力的不断增大产生裂纹，裂纹沿晶界扩展形成沿晶断裂。脆性相缺陷处往往是裂纹源，恶化材料的抗变形能力。由于堆焊再制造熔敷成形过程中难免会存在气孔、夹渣等缺陷，造成再制造成形层受力时延展性较差，伸长率较低。

FV520B不锈钢MAG堆焊再制造成形层与基材冲击试样断口如图 7所示。由图 7可以看出，断口中都有韧窝和第二相颗粒。但是，相比之下，再制造成形层试样断口(图 7(a))韧窝小而浅，基材断口韧窝(图 7(b))大而深。韧窝越大且越深说明材料的变形能力越好，也表明材料冲击韧性越好，相反则说明材料的变形能力较差，冲击韧性值较低。这与表 3中所示的再制造成形层与基材冲击韧性相对应。同时，由图 7(a)还可以看出，再制造成形层试样冲击断口上存在解理断裂面，这表明再制造成形试样脆性区域较大，在冲击载荷作用下局部发生了解理脆性断裂。

另外，对比图 6(a)和图 7(a)可以看出，再制造成形层冲击试样断口韧窝相对较小且较浅，这表明再制造成形层在冲击力作用下的变形能力更差，材料脆性倾向增加。

2.3 讨论

堆焊再制造过程中，堆积材料的凝固成形过程是个快冷非平衡结晶过程，可得到过饱和的固溶体组织。图 8为FV520B不锈钢MAG堆焊再制造成形层微观组织结构照片。由图 8可知成形层基本组织为快冷非平衡结晶的板条马氏体，固溶态组织中的淬火马氏体内部含有较高密度的位错亚结构，高密度位错在材料受力变形时会发生纠缠作用，提高材料的变形能。同时，由于丝材中含有多种金属强化元素，再制造成形层凝固过程中会有大量NbC，MoC，M₂₃C₆等碳化物沉淀强化相析出(图 8(b))。大量的沉淀强化相对位错滑移具有阻碍扎钉作用，使得在受外力作用时，位错滑移困难，进一步提高材料的变形能。另外，根据文献[24, 25]的研究结论，材料受载荷作用失效过程中，沉淀强化相颗粒的存在既让裂纹扩展路径变得曲折，也增加了裂纹面的粗糙程度。粗糙度引起的裂纹闭合效应会降低裂纹扩展驱动力，从而降低裂纹的扩展速率，提高材料的抗破断能力。因此，FV520B不锈钢MAG堆焊再制造成形层具有高强度和高硬度力学特性。

金属凝固过程中，不同区域微观组织结构形态与该区域的散热条件息息相关。FV520B不锈钢堆焊熔敷成形再制造过程中，成形层与基体结合界面处，也就是焊缝熔合线处及成形层表层区域散热条件有利，因此，微观组织相对小，晶界强化作用也较熔池内部明显。同时，由于结合界面处金属原子是通过依附于熔合面上半熔化和未熔化的晶粒形核，即熔池内发生联生结晶行为，晶粒生长方向发生突变，会使结合界面处存在严重的晶格畸变，也产生强化作用，因此，再制造成形层硬度分布呈现与基体结合界面处显微硬度最高，成形层内部硬度相对较低的特点。

马氏体沉淀硬化不锈钢通过改变时效温度，可在相当宽的范围内调整钢的力学性能^[26]。这也就是说时效处理对马氏体沉淀硬化不锈钢性能具有重要的影响。而时效对马氏体沉淀硬化不锈钢性能的影响主要是通过控制沉淀硬化相析出实现的。沉淀硬化相弥散析出分布越均匀，颗粒越细小其强化效果越好，材料性能也越好，这与文献[24, 25]的研究结论具有一致性。因为沉淀硬化相弥散析出颗粒越细小，分布越均匀，裂纹扩展路径自然也越曲折，裂纹面也越粗糙，裂纹扩展就越慢，这也就表明材料的抗破断性能越好。由图 8可以看出，再制造成形层成形过程中虽有沉淀强化相析出，不过，由于堆焊熔敷成形再制造工艺特点，再制造成形层整体未受时效处理导致沉淀硬化相弥散析出程度不够，且析出相颗粒也还不够细小，这应该是其强度和硬度虽然很高，但静拉伸伸长率和冲击韧性较低的主要原因之一。

相比之下，由于基材供货状态为锻造件，组织为均匀等轴晶，细晶强化作用明显，且经过充分的时效处理后沉淀硬化相会弥散析出，使得基材具有较高的综合性能。另外，大量文献研究表明，FV520B不锈钢经630℃时效处理后有逆转奥氏体组织生成^{[19, 20, 27, 28]}。图 9的再制造成形层与基材物相结构X射线衍射结果也证明基材中存在一定量的奥氏体相。奥氏体强度较低，因此，逆转奥氏体的存在会降低基材硬度和强度，一定程度上抵消细晶强化和弥散强化对材料强度和硬度的提升作用，这可能是基材抗拉强度低于再制造成形层抗拉强度的主要原因。

不过，奥氏体具有良好的塑韧性，因此，逆变奥氏体的存在有助于提升基材的变形能力，提高基材的静拉伸伸长率和冲击韧性。另外，对比表 1中数据可以看出，基材中含有Cu元素，而再制造所用丝材中不含Cu元素，因此，再制造成形层也不含Cu元素。Cu元素对马氏体沉淀硬化不锈钢来说是一种重要的析出强化元素，可以提高材料的强度、耐蚀性和常温冲击韧性^[29]。相关文献研究结果显示，Cu元素对沉淀硬化不锈钢的强化机制主要体现在以下两点：(1) 含Cu沉淀硬化不锈钢在时效过程中会弥散析出ε-Cu相，且ε-Cu相倾向于基体内析出而不是在碳化物界面析出，起到稳定位错亚结构，钉扎位错的作用，提高材料的强度^{[30, 31]}；(2) Cu元素可以提高奥氏体含量，且Cu相析出先于奥氏体转变，可以细化奥氏体晶粒，提高材料综合性能^[32-34]。因此，基材的冲击韧性和静拉伸实验中的伸长率要明显优于再制造成形层。

此外，通过观察还发现，再制造成形层拉伸试样断口局部有大尺寸球形颗粒物存在，直径接近10μm，冲击试样断口局部也出现了直径甚至达40μm的“巨型”球状颗粒，如图 10中箭头所指。大尺寸球形颗粒与基体的界面属于弱界面。文献[35]的研究指出，材料在应力作用下，裂纹萌生、形核于颗粒界面和大角度晶界处，且颗粒尺寸增大会大幅加大局部裂纹扩展速率，加速材料的失效。这与图 6(a)中观察到脆性相界面处存在裂纹相吻合。因此，脆性相颗粒和大尺寸球形颗粒物的存在恶化再制造成形层受外力时的抗变形能力，也是其冲击韧性及静拉伸伸长率相对低下的主要原因之一。不过，大尺寸球形颗粒物的形成原因和机理尚不清晰，作者下一步将对其进行深入的研究并采取相应措施予以消除。

相较于静拉伸性能，材料的冲击韧性对夹杂脆性相及大尺寸颗粒物尤为敏感，冲击载荷作用下会在其相界处瞬间产生显著应力集中，诱发裂纹生成，并瞬间完成扩展，这大大减弱了材料对冲击功的吸收，使材料在冲击载荷作用下脆性断裂倾向增加。因此，再制造成形层冲击试样断口韧窝相较于静拉伸试样断口韧窝显得比较浅且断口中存在明显的解理断裂面(如图 7(a)中所示)。不过，由于冲击载荷作用下试样主要是在切应力作用下发生断裂，因此冲击试样断口韧窝拉长方向比较明显，拉长方向与切应力方向平行。

3 结论

(1) 快冷非平衡结晶板条马氏体+NbC，MoC，M₂₃C₆等碳化物沉淀强化相组织结构使得FV520B不锈钢MAG堆焊再制造熔敷成形层具有高强度和高硬度特性，其抗拉强度超过基材可以达到1195MPa，屈服强度和硬度与基材相近，分别为776MPa和336HV。

(2) FV520B不锈钢MAG堆焊再制造熔敷成形层的冲击韧性相对较小，为61J/cm²，远低于基材的144J/cm²，静拉伸过程中伸长率为8.72%，也相对较低。缺少时效处理和ε-Cu强化相作用以及存在夹杂脆性相和大尺寸球形颗粒物是再制造成形层冲击韧性和静拉伸伸长率与基材相比差距较大的主要原因。

(3) 需要对FV520B不锈钢MAG堆焊再制造熔敷成形层中大尺寸球形颗粒的具体成分结构进行深入的研究，并分析其形成原因和机理以便制定相应预防措施。同时应深入研究FV520B不锈钢MAG堆焊再制造后处理技术和方法，以减弱脆性相和大尺寸球形颗粒对再制造成形层性能的不利影响，提高其综合性能。