石化容器用2.25Cr-1Mo-0.25V鋼的CMT電弧熔絲增材制造工藝及組織性能研究

仲 楊 秦曉波 鄭志鎮(zhèn) 李建軍 王 承

1.華中科技大學(xué)材料成形與模具技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，武漢，4300742.二重(德陽(yáng))重型裝備有限公司，德陽(yáng)，618000

0 引言

為大型壓力石化容器而特制的2.25Cr-1Mo低碳合金貝氏體耐熱鋼，在實(shí)際較為嚴(yán)苛的服役環(huán)境中出現(xiàn)了回火脆化和氫致裂紋等現(xiàn)象[1-2]。針對(duì)此問(wèn)題，研究者嘗試在原合金成分中添加釩元素，將2.25Cr-1Mo鋼改進(jìn)為2.25Cr-1Mo-0.25V鋼，使其在高溫條件下具有更高的強(qiáng)度[3]，避免發(fā)生高溫蠕變和回火脆化[4]，同時(shí)提高抗氫蝕和抗氫脆性能。經(jīng)檢驗(yàn)，改進(jìn)后的2.25Cr-1Mo-0.25V鋼因在高溫高壓的服役環(huán)境中表現(xiàn)更佳，現(xiàn)已成為生產(chǎn)大型壓力石化容器、腐蝕性容器、殼體構(gòu)件等的重要材料[5-6]。

目前國(guó)內(nèi)生產(chǎn)的2.25Cr-1Mo-0.25V大型壓力石化容器，筒體根部止口的成形主要采用實(shí)心澆鑄+鍛造的方式。其中的鍛造環(huán)節(jié)費(fèi)時(shí)費(fèi)料，并且根部止口的形狀復(fù)雜，鍛造工藝難度較高。此外，為了鍛造成形出筒體的根部止口，需要預(yù)先在筒節(jié)內(nèi)壁預(yù)留出足夠的加工余量，然后采用機(jī)加工的方式將余料去除[7]。對(duì)于內(nèi)徑4.2 m、長(zhǎng)度3 m的筒節(jié)，因加工止口去除的余料高達(dá)0.48 m3，整套工序不僅生產(chǎn)周期長(zhǎng)，而且生產(chǎn)成本高、材料利用率較低。因此，探索一種高效率、低成本的2.25Cr-1Mo-0.25V石化容器筒體根部止口的成形新工藝是很有意義的。

區(qū)別于傳統(tǒng)的鍛造、鑄造工藝，CMT電弧熔絲增材制造工藝(cold metal transfer-wire arc additive manufacturing，CMT-WAAM)以電弧為熱源來(lái)熔化合金絲材，并根據(jù)三維模型的切片路徑逐層堆積成形最終構(gòu)件[8]，相比激光、電子束增材制造，電弧熔絲增材制造的效率更高，而且突破了密閉空間保護(hù)的限制，在成形大尺寸、復(fù)雜構(gòu)件時(shí)愈加凸顯出高效率、低成本的優(yōu)勢(shì)[9]。而CMT-WAAM區(qū)別于傳統(tǒng)的WAAM熔滴過(guò)渡方式，即當(dāng)熔滴處于短路階段時(shí)，電弧熄滅，電壓急劇降為零，熱輸入量迅速減少；在過(guò)渡階段，反饋系統(tǒng)通過(guò)反向抽絲的方式實(shí)現(xiàn)熔滴過(guò)渡，并調(diào)節(jié)電壓至一定水平重新起弧。整個(gè)堆覆過(guò)程是通過(guò)反饋系統(tǒng)中高頻進(jìn)絲-抽絲的方式，在冷熱交替中循環(huán)往復(fù)來(lái)實(shí)現(xiàn)熔滴過(guò)渡的。這相比普通WAAM，不僅降低了堆覆過(guò)程中因熱輸入量較大而導(dǎo)致的翹曲變形，還可以很大程度地減少飛濺，有效改善了電弧熔絲增材構(gòu)件的成形質(zhì)量、內(nèi)部晶粒組織，提升了綜合力學(xué)性能。

目前國(guó)內(nèi)外研究者已開(kāi)展了CMT電弧熔絲增材不銹鋼[10]、模具鋼[11]、高強(qiáng)鋼[12]、鋁合金[13]、鎳基高溫合金[14]和鈦合金[15]等研究，集中于CMT-WAAM工藝參數(shù)以及復(fù)合工藝如后續(xù)熱處理[16]、軋制[17]、激光沖擊[18]、超聲沖擊[19]、高頻微鑄鍛[20]等對(duì)增材構(gòu)件的宏觀成形精度、微觀顯微組織和力學(xué)性能的調(diào)控和改善方面。如王曉光等[10]采用CMT-WAAM工藝增材制造316 L不銹鋼直壁件,發(fā)現(xiàn)影響成形精度、顯微組織和力學(xué)性能的主要參數(shù)為送絲速度、焊接速度和熱輸入量。張瑞等[21]研究Ar+He混合氣體對(duì)CMT-WAAM增材制造5356鋁合金內(nèi)部氣孔率和拉伸性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著氦氣比例增加到75%，顯微氣孔得到明顯消除，抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢(shì)。WANG等[11]采用WAAM工藝增材制造H13模具鋼，發(fā)現(xiàn)沉積態(tài)直壁件內(nèi)部微觀組織以馬氏體和貝氏體為主，經(jīng)過(guò)特定的焊后熱處理，力學(xué)性能趨于一致，各向異性減弱。

對(duì)于加氫反應(yīng)器用2.25Cr-1Mo-0.25V鋼的研究，目前主要為焊接性能試驗(yàn)和后續(xù)熱處理，尚未有結(jié)合CMT-WAAM工藝研究的報(bào)道。宋立平等[3]用埋弧焊工藝焊接2.25Cr-1Mo-0.25V鋼，并進(jìn)行焊后多種熱處理，研究發(fā)現(xiàn)：焊態(tài)下組織主要為板條貝氏體，隨著回火時(shí)間的增加，可以將板條貝氏體轉(zhuǎn)變成粒狀貝氏體，一定程度上提高了焊縫力學(xué)性能，同時(shí)伴隨著顯微硬度的下降。FU等[22]通過(guò)Gleeble-3500模擬2.25Cr-1Mo-0.25V鋼的焊接熱循環(huán)，發(fā)現(xiàn)隨著熱循環(huán)次數(shù)的增加，第二相粒子的尺寸和數(shù)量均有所增大。經(jīng)過(guò)熱處理后，晶粒的尺寸增大，邊緣出現(xiàn)富鉻、釩、錳的析出相，表明不當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚂?huì)使性能惡化。侯敬超等[23]研究2.25Cr-1Mo鋼與2.25Cr-1Mo-0.25V鋼在冷卻過(guò)程中的組織轉(zhuǎn)變發(fā)現(xiàn)，2.25Cr-1Mo-0.25V鋼中由于V元素的添加使CCT曲線(xiàn)中的鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)右移，珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)基本消失，在相同的冷卻速率下，添加釩元素后可以細(xì)化組織，提高材料整體性能。

雖然添加釩元素能夠使2.25Cr-1Mo-0.25V鋼呈現(xiàn)出比2.25Cr-1Mo更優(yōu)越的性能，但是目前市場(chǎng)上并未開(kāi)發(fā)出2.25Cr-1Mo-0.25V合金絲材，只有焊條的研發(fā)報(bào)道[24]。本文使用自行研制的2.25Cr-1Mo-0.25V藥芯絲材，并首次結(jié)合CMT-電弧熔絲增材制造工藝堆積2.25Cr-1Mo-0.25V直壁墻，探索增材后的最優(yōu)熱處理工藝，以改善沉積態(tài)的顯微組織和力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

CMT電弧熔絲增材設(shè)備為安川六軸機(jī)器人、Fronius TPS 4000 CMT數(shù)字化焊接電源，如圖1所示。實(shí)驗(yàn)所用基板為中國(guó)二重集團(tuán)提供的2.25Cr-1Mo-0.25V鋼板；絲材為自行研發(fā)的2.25Cr-1Mo-0.25V藥芯絲材，利用該絲材進(jìn)行CMT電弧熔絲增材成形直壁件。絲材元素含量見(jiàn)表1，其中CMT電弧熔絲增材的最佳工藝參數(shù)見(jiàn)表2。增材實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，電弧保持穩(wěn)定，飛濺量較小，直壁件內(nèi)部沒(méi)有發(fā)現(xiàn)熱裂紋、氣孔、夾渣等缺陷。

(a)安川機(jī)器人 (b)CMT冷金屬過(guò)渡 數(shù)字化焊接電源圖1 CMT電弧熔絲增材實(shí)驗(yàn)平臺(tái)Fig.1 Experimental setup of CMT-WAAM

表1 采用合金絲材增材塊體的元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

表2 電弧熔絲增材直壁件的最佳工藝參數(shù)Tab.2 The optimal process parameters of the straight wall parts fabricated by CMT-WAAM

2 實(shí)驗(yàn)過(guò)程及分析

2.1 增材直壁件的宏觀形貌

CMT電弧熔絲增材成形的2.25Cr-1Mo-0.25V直壁墻如圖2所示。對(duì)其切取拉伸試樣和金相試樣，切割方案如圖3所示，拉伸試樣的尺寸如圖4所示。

圖2 單道多層成形直壁件宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of the straight wall parts formed by single-pass multi-layer depositing process

圖3 金相觀察試樣與拉伸試樣切割示意圖Fig.3 The schematic diagram of the metallographic sample and the tensile specimens

圖4 拉伸試樣尺寸Fig.4 The dimensional size of the tensile specimens

2.2 不同熱處理工藝對(duì)力學(xué)性能的影響

分別對(duì)沉積態(tài)、“消氫處理+去應(yīng)力處理”(300 ℃×2 h+650 ℃×2 h)以及“模擬最小焊后熱處理”(705 ℃×8 h)態(tài)的增材構(gòu)件進(jìn)行拉伸測(cè)試，詳細(xì)的熱處理工藝如圖5所示。

母材、增材直壁件以及增材后熱處理的拉伸結(jié)果如圖6、圖7所示。拉伸曲線(xiàn)表明：CMT電弧熔絲增材成形的2.25Cr-1Mo-0.25V鋼直壁件，其拉伸強(qiáng)度明顯高于母材，而斷裂延伸率卻不達(dá)標(biāo)。

(a)消氫處理+去應(yīng)力處理

(b)模擬最小焊后熱處理圖5 熱處理工藝圖Fig.5 Schematic diagram of heat treatment process

圖6 不同狀態(tài)下的直壁件拉伸曲線(xiàn)Fig.6 The tensile curves of the samples cut from the different state deposited thin-wall

CMT電弧熔絲增材成形的2.25Cr-1Mo-0.25V鋼直壁件，中上部和中下部性能存在較大差異，中上部的抗拉強(qiáng)度為907.8 MPa、屈服強(qiáng)度為686.8 MPa，而中下部的抗拉強(qiáng)度達(dá)1125.6 MPa、屈服強(qiáng)度達(dá)914.7 MPa。中下部的斷裂延伸率為17.5%，也明顯高于前者。這是因?yàn)樵霾闹北诩闹邢虏扛拷?，熱傳?dǎo)作用更顯著，散熱比中上部更快，晶粒也更加細(xì)小。

(a)不同部位和狀態(tài)的拉伸強(qiáng)度

(b)不同部位和狀態(tài)的斷裂延伸率圖7 沉積態(tài)與最小熱處理后樣品力學(xué)性能Fig.7 Mechanical properties of as-deposited specimens before and after minimum heat treatment

對(duì)沉積態(tài)的拉伸試樣進(jìn)行“消氫處理+去應(yīng)力處理”后，強(qiáng)度下降到母材水平左右，而斷裂延伸率僅增大1%，整體性能提升效果不顯著。相對(duì)而言，對(duì)沉積態(tài)拉伸試樣進(jìn)行“最小焊后熱處理”，中上部和中下部樣品的抗拉強(qiáng)度差異與屈服強(qiáng)度差異大幅減小，兩者之間的斷裂延伸率也十分接近。這表明“最小焊后熱處理”能夠減小增材構(gòu)件不同位置處的拉伸性能差異。此外，“最小焊后熱處理”能夠顯著地將沉積態(tài)的斷裂延伸率從14.8%提高至21.6%，伴隨著屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度一定程度的降低，但仍然高于指標(biāo)約91.3～136.1 MPa。綜上，拉伸試驗(yàn)表明：相比“消氫處理+去應(yīng)力處理”，“最小焊后熱處理”對(duì)沉積態(tài)塑性的提升效果更顯著。原本塑性較低的沉積態(tài)經(jīng)過(guò)“最小焊后熱處理”后，通過(guò)犧牲強(qiáng)度、大幅提高塑性的方式能夠最終滿(mǎn)足石化容器用2.25Cr-1Mo-0.25V鋼的服役性能要求。

2.3 最小焊后熱處理對(duì)顯微組織的影響

經(jīng)過(guò)對(duì)“沉積態(tài)”與不同“增材-熱處理態(tài)”的拉伸性能分析，將“最小焊后熱處理”確定為CMT電弧熔絲增材制造2.25Cr-1Mo-0.25V鋼的最佳增材熱處理工藝。

分別對(duì) “沉積態(tài)”和“最小焊后熱處理態(tài)”的金相試樣進(jìn)行研磨拋光并腐蝕觀察，其中顯微組織觀察和顯微硬度測(cè)量示意如圖8所示。研磨方法為依次用400號(hào)、600號(hào)、800號(hào)、1000號(hào)、1200號(hào)、1500號(hào)和2000號(hào)的砂紙進(jìn)行預(yù)磨，隨后使用W0.5型號(hào)的拋光膏進(jìn)行機(jī)械拋光至表面光亮無(wú)劃痕，然后采用配制的4%硝酸酒精溶液進(jìn)行金相腐蝕，沉積態(tài)和最小焊后熱處理的樣品腐蝕時(shí)間在30～40 s不等。使用VHX-1000C超景深三維顯微鏡對(duì)磨制好的最小焊后熱處理前后樣品進(jìn)行不同部位微觀組織的觀察。采用X射線(xiàn)衍射儀(XRD-6100)對(duì)沉積態(tài)和最小焊后熱處理態(tài)的兩份金相樣進(jìn)行相鑒定。

(a)沉積態(tài) (b)最小焊后 熱處理態(tài)圖8 顯微組織觀察與顯微硬度測(cè)試示意圖Fig.8 Schematic image of microstructure observation and micro-hardness tests on the specimens

實(shí)驗(yàn)所用的2.25Cr-1Mo-0.25V板材主要組織為貝氏體組織，在鐵素體基體上分布著大量的“M-A島”，即馬氏體和奧氏體的混合體[25]。對(duì)熱處理前后的金相樣品進(jìn)行X射線(xiàn)衍射分析相組成，實(shí)驗(yàn)結(jié)果如圖9所示。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：首先，沉積態(tài)和“最小焊后熱處理態(tài)”的金相試樣主要為體心立方結(jié)構(gòu)的馬氏體、貝氏體，而面心立方結(jié)構(gòu)的奧氏體組織存在量極少，相比母材中存在的大量的M-A島，沉積態(tài)樣品中的奧氏體含量卻很低，原因在于多次作用的焊接熱循環(huán)已經(jīng)使奧氏體能夠充分轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w和某些部位的馬氏體；沉積態(tài)經(jīng)過(guò)“最小焊后熱處理”后，衍射峰的半高寬減小，峰值明顯增加，衍射峰形狀更加尖銳，表明體心立方的組成相和晶粒數(shù)增加。

圖9 X射線(xiàn)衍射圖譜Fig.9 X-ray diffraction pattern

表3 沉積態(tài)和最小焊后熱處理態(tài)衍射峰峰值

CMT電弧熔絲增材成形的2.25Cr-1Mo-0.25V直壁件的微觀組織如圖10所示，沉積態(tài)熔池組織接近鑄態(tài)組織，從增材區(qū)頂部至底部可以分辨出熔池熔合線(xiàn)，增材區(qū)頂部呈現(xiàn)出較為明顯的板條狀形貌以及部分枝晶形貌(圖10a)。增材區(qū)中下部可以分辨出因增材過(guò)程中多次熱循環(huán)產(chǎn)生的粗晶區(qū)，這是因?yàn)樵霾臒嵫h(huán)作用近似高溫回火，使晶粒生長(zhǎng)粗化，形成可分辨的晶界(圖10c、圖10d)。增材區(qū)其他部位的組織仍以板條狀貝氏體為主；增材區(qū)底部熔合線(xiàn)和母材的熱影響區(qū)可以明顯觀察到晶界與晶界內(nèi)平行排列的板條狀馬氏體和部分位于熔池底部的板條貝氏體，熱影響區(qū)的晶粒均勻且細(xì)小(圖10e、圖10f)，其他無(wú)明顯特征的組織為粒狀貝氏體。張永濤等[26]在研究中發(fā)現(xiàn)：2.25Cr-1Mo-0.25V鋼的鑄態(tài)基體組織主要由貝氏體構(gòu)成，其典型組織特征為不連續(xù)的、形狀不規(guī)則的小島相互趨于平行地分布于鐵素體基體上。本文中沉積態(tài)直壁件因多次增材熱循環(huán)使部分晶粒出現(xiàn)粗化，部分區(qū)域形成枝晶和板條貝氏體。

(a)增材區(qū)頂部 (b)增材區(qū)中上部

(c)增材區(qū)中部 (d)增材區(qū)中下部

(e)增材區(qū)底部熔合區(qū) (f)熱影響區(qū)圖10 沉積態(tài)金相組織Fig.10 Microstructure of the as-deposited specimen

實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示“最小焊后熱處理”工藝也可以減小2.25Cr-1Mo-0.25V直壁件在沉積方向上的微觀組織差異。圖11顯示：經(jīng)過(guò)“最小焊后熱處理”，直壁件增材區(qū)上、中、下部的組織差異相比沉積態(tài)明顯減小。增材區(qū)底部熔合線(xiàn)及以下部位可觀察到晶界分明的板條馬氏體(圖11f)，增材區(qū)整體組織經(jīng)過(guò)“最小焊后熱處理”之后主要為粒狀貝氏體。實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示，“最小焊后熱處理”可以使沉積態(tài)直壁件中的板條貝氏體較為充分地轉(zhuǎn)變成粒狀貝氏體。蔣中華等[27]研究發(fā)現(xiàn)：2.25Cr-1Mo-0.25V鋼在500～750 ℃區(qū)間內(nèi)回火時(shí)，隨著回火溫度升高，鐵素體邊界趨于平直，板條結(jié)構(gòu)逐漸消失，鐵素體基體上的針狀或片條狀碳化物聚集長(zhǎng)大并球化。相比未進(jìn)行“最小焊后熱處理”的沉積態(tài)組織，熱處理之后的組織晶粒更加細(xì)小，增材區(qū)板條狀貝氏體組織的含量變少，相對(duì)的粒狀貝氏體組織增加。粒狀貝氏體為鉻鉬、鉻鉬釩、鉬錳等低碳低合金鋼中常見(jiàn)的典型組織[28-29]。研究表明，粒狀貝氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度高于板條貝氏體，相比板條貝氏體，其形成需要更慢的冷速[30]。綜上所述，經(jīng)歷過(guò)多次增材熱循環(huán)后，沉積態(tài)直壁件主要分布著板條貝氏體、板條馬氏體等。經(jīng)過(guò)“最小焊后熱處理”，增材區(qū)不同部位之間的組織特征差異減小，板條貝氏體減少、粒狀貝氏體增加，整體組織更加均勻。

(a)增材區(qū)上部 (b)增材區(qū)中上部

(c)增材區(qū)中部 (d)增材區(qū)中下部

(e)增材區(qū)底部 (f)增材區(qū)底部熔合區(qū)圖11 最小焊后熱處理后金相組織Fig.11 Microstructure of the CMT-WAAM specimen after the minimum post-weld heat treatment

2.4 最小焊后熱處理對(duì)顯微硬度的影響

采用TMVS-1顯微維氏硬度計(jì)對(duì)沉積態(tài)和“最小焊后熱處理”態(tài)的金相樣分別進(jìn)行顯微硬度測(cè)量。從直壁件增材區(qū)的頂部向下至母材區(qū)，每隔0.5 mm打點(diǎn)，施加載荷為4.9 kN。硬度分布如圖12所示。

圖12 最小焊后熱處理前后樣品顯微硬度分布Fig.12 Micro-hardness distribution of the specimens before and after minimum post-weld heat treatment

測(cè)量結(jié)果表明：“最小焊后熱處理”之后，樣品的表面硬度整體下降，硬度平均值從沉積態(tài)的360.53 HV下降至208.80 HV；此外，“最小焊后熱處理”后，硬度的波動(dòng)程度降低，硬度標(biāo)準(zhǔn)差由沉積態(tài)的32.04HV下降到8.98HV。結(jié)合“最小焊后熱處理”前后成形件微觀組織結(jié)果分析：“最小焊后熱處理”之后樣品表面硬度整體下降的主要原因在于板條貝氏體的減少、粒狀貝氏體的增加。板條貝氏體的硬度要高于粒狀貝氏體。宋立平等[31]研究后發(fā)現(xiàn)：板條狀貝氏體中有大量的高密度位錯(cuò)，其間細(xì)小的針狀碳化物對(duì)位錯(cuò)具有較強(qiáng)的釘扎能力，可以阻止位錯(cuò)滑移，使得塑性較低、硬度較高。經(jīng)過(guò)705 ℃的高溫回火之后，板條貝氏體內(nèi)部的位錯(cuò)重新排列且密度降低，碳化物的球化致使其阻礙位錯(cuò)的能力下降，同時(shí)碳化物的析出也使基體發(fā)生軟化，致使基體的硬度降低。本文中沉積態(tài)直壁件的中下部區(qū)域，顯微硬度出現(xiàn)局部波動(dòng)，這是因?yàn)樵谥邢虏繀^(qū)域存在明顯的粗晶區(qū)，而晶內(nèi)分布有板條貝氏體，晶界與晶內(nèi)的組織差異導(dǎo)致硬度波動(dòng)較大。

通過(guò)拉伸試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，沉積態(tài)的2.25Cr-1Mo-0.25V直壁件在強(qiáng)度方面要顯著高于母材，這是由于沉積態(tài)的微觀組織主要為板條貝氏體結(jié)構(gòu)。研究表明，板條貝氏體具有較高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度[32-33]。相比母材中的粒狀貝氏體，沉積態(tài)直壁件因板條貝氏體的存在展現(xiàn)出更高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。不過(guò)，由于板條貝氏體的塑性低于粒狀貝氏體的塑性，而且沉積態(tài)直壁件存在晶粒粗化區(qū)，綜合來(lái)看使得沉積態(tài)的塑韌性低于母材。經(jīng)過(guò)“最小焊后熱處理”(705 ℃×8 h)，沉積態(tài)的板條貝氏體和板條馬氏體轉(zhuǎn)變成細(xì)小均勻的粒狀貝氏體，使得硬度分布更加均勻，伴隨著硬度值的下降，但斷裂延伸率卻得到了顯著提高，最終力學(xué)性能達(dá)到了服役指標(biāo)。

3 結(jié)論

(1)CMT電弧熔絲增材成形的2.25Cr-1Mo-0.25V鋼直壁件內(nèi)部顯微組織主要為板條貝氏體和粒狀貝氏體以及部分馬氏體，母材區(qū)存在的“M-A島”在多次熱循環(huán)后基本分解，豎直方向不同部位間存在組織差異。相比母材，沉積態(tài)直壁件的拉伸強(qiáng)度高約116.8～236.5 MPa，而斷裂延伸率較母材低0.5%～3.2%。

(2)對(duì)沉積態(tài)直壁件進(jìn)行“消氫處理+中間去應(yīng)力”處理，拉伸強(qiáng)度下降到母材水平，斷裂延伸率僅有1%的提高。“最小焊后熱處理”可將沉積態(tài)的斷裂延伸率從14.8%顯著提高至21.6%，雖然抗拉強(qiáng)度和顯微硬度出現(xiàn)降低，但仍然高出性能指標(biāo)約91.3～136.1 MPa，整體性能提升效果顯著優(yōu)于“消氫處理+去應(yīng)力處理”。

(3)“最小焊后熱處理”使電弧熔絲增材成形的2.25Cr-1Mo-0.25V直壁件中，條狀鐵素體間的長(zhǎng)條狀碳化物顆粒發(fā)生球化，部分板條狀貝氏體轉(zhuǎn)變成均勻分布的粒狀貝氏體，接近基體組織，表明“最小焊后熱處理”能減小增材區(qū)與基體區(qū)之間的組織差異。

(4)利用自行研發(fā)的2.25Cr-1Mo-0.25V藥芯絲材，采用CMT電弧熔絲增材的工藝堆積直壁件，并對(duì)其進(jìn)行“最小焊后熱處理”，基本消除了組織間的各向異性，并將延伸率最大程度地提升至母材水平。相比澆鑄-鍛造成形工藝，開(kāi)發(fā)CMT電弧熔絲增材工藝有望大幅節(jié)約石化容器筒體根部止口的生產(chǎn)成本，提高制造效率。