張文明, 韓嘉偉

(沈陽(yáng)大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院, 遼寧 沈陽(yáng) 110044)

電弧增材制造[1](WAAM)是一種利用金屬絲材作為填充材料的新型工藝,它以電弧作為熱源,通過(guò)電腦進(jìn)行軌跡的設(shè)定,將材料熔化并沉積成所需要的尺寸,來(lái)達(dá)到生產(chǎn)需求.不同于激光增材制造和電子束增材制造,電弧增材制造所用的設(shè)備價(jià)格經(jīng)濟(jì),且使用穩(wěn)定.和傳統(tǒng)工藝相比無(wú)需使用模具,能夠達(dá)到或者優(yōu)于傳統(tǒng)工藝所生產(chǎn)的零部件,且生產(chǎn)效率更為高效.因此,在制造大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的工程中得以應(yīng)用.WAAM的過(guò)程可分為熔化極和非熔化極.熔化極又可分為長(zhǎng)弧和短弧2種,熔化極氣體保護(hù)焊MIG(metal inert-gas)電弧屬于長(zhǎng)弧,而冷金屬過(guò)渡焊CMT(cold metal transfer)電弧屬于短弧.非熔化極主要是鎢極惰性氣體保護(hù)焊TIG(tungsten inert-gas)電弧.

近年來(lái),學(xué)者對(duì)鋁合金的電弧增材制造技術(shù)的研究更加關(guān)注.黃丹等[2]采用TIG電弧作為增材熱源,使用5A06絲材和AA6061基板進(jìn)行試驗(yàn),主要分析預(yù)熱溫度、電流對(duì)其成型、組織和力學(xué)性能的影響.試驗(yàn)結(jié)果表明,成形件的高度變化很明顯,從起始層的3.4 mm開(kāi)始驟降,從第8層后開(kāi)始達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài),高度為1.7 mm.層間微觀組織為細(xì)小的樹(shù)枝晶和等軸晶.由于每層反復(fù)加熱致使層間結(jié)合處組織最粗大,為柱狀樹(shù)枝晶,頂部組織由于沒(méi)有經(jīng)過(guò)2次加熱,所以晶粒最細(xì)小,由細(xì)小的樹(shù)枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶.成形件的力學(xué)性能呈現(xiàn)各向同性,抗拉強(qiáng)度為291 MPa,伸長(zhǎng)率為36%.從保強(qiáng)等[3]在氣孔缺陷、成型尺寸和組織性能3個(gè)方面進(jìn)行改善,以獲得更好的力學(xué)性能.選用2319和4043兩種鋁合金進(jìn)行試驗(yàn).在氣孔問(wèn)題方面選擇AC-GMAW工藝,提出熱輸入、工作環(huán)境和送絲速度是影響氣孔率的3種因素,熱輸入的影響最為顯著,同時(shí)選擇純氬作為保護(hù)氣體能夠改善氣孔缺陷.采用北京航空航天大學(xué)自主研制的HPVP-GMAW工藝[4]來(lái)控制成型尺寸,通過(guò)控制送絲速度(WFS)與焊接速度(TS)的比來(lái)觀察成型尺寸的變化,最后確定WFS/TS在7～10的范圍內(nèi)成型最佳.閆峘宇等[5]建立了電弧增材制造單層單道半橢圓焊縫模型,在建立了焊道熔寬和熔高的回歸模型之后,得到了焊縫尺寸與焊接電壓、增材速度和送絲速度之間的關(guān)系,對(duì)之前的模型進(jìn)行了有效驗(yàn)證.

鋁合金因其成本低廉、耐蝕性、密度小等優(yōu)點(diǎn)成為近幾十年被廣泛應(yīng)用的材料,其焊接性和成型工藝性良好使得在焊接過(guò)程中易達(dá)到較好的效果.CMT電弧焊技術(shù)[6]有效地將焊絲回抽和熔滴過(guò)渡進(jìn)行結(jié)合,在熔滴過(guò)渡的過(guò)程中電弧熄滅,焊接電流的驟降也使得焊接熱輸入大大降低.因此,與TIG電弧焊和MIG電弧焊相比,CMT電弧焊技術(shù)更適合鋁合金這類(lèi)低熔點(diǎn)金屬進(jìn)行電弧增材制造.由于2系鋁合金[7]屬于硬鋁合金,強(qiáng)度硬度性能良好.因此,本文選用2319鋁合金作為填充材料,以更適合鋁合金增材制造的福尼斯公司的3200型號(hào)CMT焊機(jī)(Fronius TransPuls Synergic 3200 CMT)作為成型熱源進(jìn)行試驗(yàn),分析焊接速度、送絲速度、層間冷卻時(shí)間等參數(shù)對(duì)于2319鋁合金電弧增材制造中成型的影響,得到優(yōu)于其他焊接方法的構(gòu)件.

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)采用2319鋁合金焊絲(?1.6 mm,VBC公司生產(chǎn))作為填充材料,將5B06鋁合金板材(4 mm,荔碩公司生產(chǎn))作為基板,焊絲及基板的各化學(xué)成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)如表1所示,使用400#的砂紙將表面打磨,選擇丙酮和無(wú)水乙醇(均為AR,百盛化工有限公司生產(chǎn))進(jìn)行清洗.試驗(yàn)過(guò)程中選擇Ar(體積分?jǐn)?shù)99.99%,15.2 MPa,氣密型,源恒通公司)作為保護(hù)氣體,氣體流量為20 L·min-1.

表1 焊絲與基板各化學(xué)成分質(zhì)量分?jǐn)?shù)

首先將基板固定在操作平臺(tái)上,將焊槍移動(dòng)到起始位置,選擇Mach 3作為運(yùn)行軟件,選擇Fronius TransPuls Synergic 3200 CMT作為成型熱源,如圖1所示,與其配合的控制系統(tǒng)如圖2所示.選擇TS 300～600 mm·min-1,WFS從1.6～6.0 m·min-1逐漸改變,將層間停留時(shí)間設(shè)定為80 s,每層升高2 mm.

圖1FroniusTransPulsSynergic3200CMT成型熱源

Fig.1FroniusTransPulsSynergic3200CMTformingheatsource

單道多層直接堆積態(tài)[8]WAAM 2319鋁合金試件是在本試驗(yàn)基板的第一道焊縫往返增材形成的,它的外形如圖3所示,尺寸為長(zhǎng)150 mm、寬6 mm、高65 mm.由于增材之前基板溫度較低,WFS過(guò)低會(huì)導(dǎo)致焊接的不連續(xù).因此,選擇5.5 m·min-1作為第1層的WFS, 第2～4層將參數(shù)逐漸降低至預(yù)定參數(shù), 在第5層以上保持預(yù)定參數(shù)進(jìn)行送絲. 因此,在觀察組織和性能取材的時(shí)候從第5層以上開(kāi)始進(jìn)行. 焊接過(guò)程中, 應(yīng)盡量減少實(shí)驗(yàn)室的空氣流動(dòng), 防止保護(hù)氣無(wú)法起到良好作用而產(chǎn)生大量氣孔, 致使其表面兩側(cè)產(chǎn)生黑色渣狀物質(zhì),無(wú)法堆積成型. 焊絲角度也要保證和基板處于垂直狀態(tài), 否則堆積10層以上時(shí), 在中部區(qū)域會(huì)產(chǎn)生黑色雜質(zhì), 使其無(wú)法再向上堆積. 在堆積過(guò)程中還需要控制焊絲干伸長(zhǎng)度, 在10層之后要不斷對(duì)焊槍高度進(jìn)行調(diào)整, 用來(lái)適應(yīng)堆積墻的高度,總共堆積32層.

圖2 Fronius TransPuls Synergic 3200 CMT控制系統(tǒng)

圖3單道多層直接堆積態(tài)WAAM2319鋁合金試件

Fig.3WAAM2319aluminumalloytestpieceinsingle-channelmulti-layerdirectstackingstate

將堆積后的墻體通過(guò)線(xiàn)切割進(jìn)行處理,制備10 mm×10 mm的金相試樣并使用砂紙打磨,之后使用Kroll(V(HNO3)∶V(HF)∶V(H2O)=3∶1∶96)溶液浸蝕試樣,時(shí)間為6～8 s.使用HITACHI公司S-4800型號(hào)的SEM掃描電鏡觀察顯微組織并測(cè)試能譜圖.從堆積方向取長(zhǎng)10 mm、寬6 mm、高65 mm的試樣進(jìn)行硬度試驗(yàn).對(duì)于剩余試樣兩側(cè)進(jìn)行銑削至光滑平整厚度為2 mm,之后同樣使用線(xiàn)切割沿堆積方向和高度方向分別取得2個(gè)試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn),切割試樣如圖4所示.

圖4WAAM2319鋁合金試件切割試樣(單位:mm)

Fig.4WAAM2319aluminumalloycuttingsample(unit:mm)

2 結(jié)果與討論

2.1 WAAM 2319鋁合金試件成型控制

按照上述實(shí)驗(yàn)參數(shù)進(jìn)行實(shí)驗(yàn),可以得知送絲速度(WFS)、焊接速度(TS)是主要的控制因素,層間停留時(shí)間、焊絲干伸長(zhǎng)度、基板的潔凈程度等也對(duì)成型有一定的影響,如果基板未清潔或者清潔不佳就會(huì)使表面出現(xiàn)黑色渣狀物質(zhì)導(dǎo)致無(wú)法堆積成型,文獻(xiàn)[9-11]也得出此結(jié)論.焊絲的干伸長(zhǎng)度要控制在12 mm以下,過(guò)長(zhǎng)的干伸長(zhǎng)度會(huì)導(dǎo)致保護(hù)氣的保護(hù)效果變差,產(chǎn)生大量氣孔.而干伸長(zhǎng)度過(guò)短會(huì)導(dǎo)致焊絲粘結(jié)在基板上無(wú)法抽動(dòng).層間停留時(shí)間主要是對(duì)于層間溫度的控制,需要保證60 s以上,否則導(dǎo)致兩端過(guò)熱發(fā)黑.WFS和TS作為主要因素,兩者具有一定的關(guān)聯(lián),WFS過(guò)慢而TS過(guò)快會(huì)導(dǎo)致焊接的不連續(xù), 如一串豆?fàn)畹念w粒.WFS過(guò)快而TS過(guò)慢會(huì)導(dǎo)致焊機(jī)抽絲困難,造成堆積而焊槍無(wú)法行進(jìn).因此,將WFS的最低速度設(shè)定在1.6 m·min-1以上,TS的最低速度設(shè)定在300 mm·min-1以上,以保證增材過(guò)程的正常進(jìn)行.不同送絲速度與焊接速度構(gòu)件的尺寸數(shù)據(jù)見(jiàn)表2.得出最佳的成型效果的一組是WFS為2.0 m·min-1,TS為300 mm·min-1.

表2 不同送絲速度與焊接速度構(gòu)件的尺寸數(shù)據(jù)

2.2 WAAM 2319 鋁合金試件顯微組織

電弧增材制造的2319鋁合金的顯微組織影響因素為溫度梯度和其冷卻速度,除第1層外,每一層對(duì)于前一層都相當(dāng)于進(jìn)行一次短暫的熱處理.依照傳統(tǒng)冶金學(xué)的原理可將顯微組織劃分為熔化區(qū)、部分熔化區(qū)和熱影響區(qū)[11].本次試驗(yàn)從堆積的高度方向?qū)⒎譃樯现邢?個(gè)部分來(lái)分析,如圖5所示.

(a) 上部(b) 中部(c) 下部

圖5WAAM2319鋁合金SEM圖
Fig.5WAAM2319aluminumalloySEMspecimen

構(gòu)件的下部(圖5c)為靠近基板處的組織,它的晶粒較為細(xì)小,這是由于CMT工藝的獨(dú)特方式,在熔滴過(guò)渡的末端電流降為0,熔滴接觸基板時(shí)驟冷,過(guò)冷度高促使細(xì)小的等軸晶形成,如圖6所示.晶粒長(zhǎng)大需要能量,由于增材方向是與基板方向垂直,所以晶粒有向上生長(zhǎng)的趨勢(shì).與母材垂直方向不斷有熱輸入,晶粒呈柱狀晶.構(gòu)件的中部組織見(jiàn)圖5b,由于電弧增材制造存在層間等待時(shí)間,溫度開(kāi)始下降時(shí),中間部位溫度下降速度最快,所以晶粒得不到足夠的能量,未來(lái)得及成為柱狀晶,成為了等軸晶;因?yàn)殇X合金具有很好的導(dǎo)熱能力,兩側(cè)部位得到中間部位傳遞過(guò)來(lái)的能量,形成一部分等軸枝晶,還會(huì)形成一小部分二次支晶,不過(guò)兩者相差很小.這是CMT工藝與GMAW工藝等之間的區(qū)別,在熔滴過(guò)渡到基板時(shí),電流幾乎為零,限制了熱輸入,不會(huì)使晶粒變得粗化.

其次,根據(jù)Dong[12]的研究得知,Ti和Zr的少許添加,也是產(chǎn)生細(xì)小等軸枝晶的原因.由于晶粒是沿著溫度升高方向生長(zhǎng)的,因此會(huì)形成高度方向的柱狀晶,本試驗(yàn)與文獻(xiàn)[13]得出的結(jié)論一致.但是,由于層間等待時(shí)間期間沒(méi)有持續(xù)的熱量輸入,溫度急劇下降,沒(méi)有足夠的能量供應(yīng)柱狀晶繼續(xù)向上生長(zhǎng)而逐漸凝固.殘余在工件內(nèi)部的熱量只能起到熱處理的作用,使原本的柱狀晶逐漸向兩側(cè)擴(kuò)展形成大量的等軸晶.但由于堆積層數(shù)的逐漸增加,工件內(nèi)部的熱量不斷積累,晶粒尺寸也會(huì)增大,冷卻速度的不同導(dǎo)致有些等軸晶會(huì)變成等軸枝晶.出現(xiàn)柱狀晶的區(qū)域是冷卻速度最慢的區(qū)域,而出現(xiàn)細(xì)小等軸晶的區(qū)域則是冷卻速度最快的區(qū)域.因此,處于融合線(xiàn)附近的顯微組織主要由均勻分布的等軸晶和等軸枝晶組成,同時(shí)包含少許柱狀晶和非常細(xì)小的等軸晶.

圖6基板處的細(xì)小等軸晶SEM圖

Fig.6FineequiaxedcrystalatthesubstrateSEMspecimen

構(gòu)件的上部(圖5a)熔合線(xiàn)附近的微觀組織最為復(fù)雜,因?yàn)樵谠霾闹圃爝^(guò)程中的瞬時(shí)溫度峰值會(huì)超過(guò)548 ℃(2319鋁合金的共晶溫度),所以組織會(huì)發(fā)生改變,θ相會(huì)發(fā)生重熔減少,等軸枝晶也因?yàn)楂@得能量重新變?yōu)榈容S晶.此結(jié)論與文獻(xiàn)[14]所得結(jié)論一致.但這個(gè)溫度持續(xù)時(shí)間很短,只能一小部分發(fā)生改變.部分熔化區(qū)以下的熱影響區(qū)由于溫度不會(huì)超過(guò)共晶溫度,不會(huì)發(fā)生組織上的改變.由于電弧增材制造過(guò)程通常會(huì)超過(guò)1 h,對(duì)比GMAW工藝在第2層會(huì)對(duì)第1層的熱影響區(qū)產(chǎn)生組織破壞,CMT工藝還有一個(gè)熱處理的作用,使等軸晶的晶粒更為細(xì)小均勻,從而提高性能.

WAAM過(guò)程屬于非平衡態(tài)冷卻,所以會(huì)產(chǎn)生枝晶結(jié)構(gòu),當(dāng)使用熱電偶控制層間溫度時(shí),原子能夠擴(kuò)散充分,減少枝晶結(jié)構(gòu)甚至消除,θ相全部存在在晶界上.

在2319鋁合金中,Al元素的含量最多,含量第二多的是Cu元素,也正是因?yàn)镃u元素的存在,2系鋁合金才被稱(chēng)為硬鋁合金.根據(jù)Al和Cu二元相圖可知, Cu可以溶解在Al基體之中形成固溶體,當(dāng)溫度低于548 ℃,Cu元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)處于5.65%～52.5%時(shí),Cu和Al將形成固溶體α相和θ相.它們沿著晶界生長(zhǎng),最初呈顆粒狀,當(dāng)吸收外界能量后會(huì)長(zhǎng)大,呈現(xiàn)骨骼狀,最終受到晶界與能量的限制呈網(wǎng)狀.EDS能譜圖如圖7a所示,樣品Al質(zhì)量分?jǐn)?shù)為61.59%,Cu質(zhì)量分?jǐn)?shù)為38.31%.能譜圖主要呈現(xiàn)3個(gè)峰,其中Al和Cu為樣品的主要成分,C峰由于制備樣品時(shí)使用了碳導(dǎo)電膠(主要成分是C),使樣品表面被污染所致.樣品中Cu的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為38.31%,處于5.65%～52.5%之間,可確定此時(shí)樣品中Cu和Al已經(jīng)形成固溶體α相和θ相.同時(shí),通過(guò)SEM圖(圖7b)觀察可以確定存在形式為固溶體α相和θ相共存,與文獻(xiàn)[15]得出的結(jié)論一致.瞬時(shí)溫度超過(guò)548 ℃時(shí),固溶體α相和θ相的形態(tài)將會(huì)發(fā)生改變,而且多出現(xiàn)在缺陷處.隨著WAAM過(guò)程的進(jìn)行,構(gòu)件之中的溫度很難下降,長(zhǎng)時(shí)間的熱輸入使θ相也變得粗大,溶質(zhì)原子貧化區(qū)[16]就會(huì)出現(xiàn)在θ相附近,造成組織的不均勻性,直接影響的是構(gòu)件的力學(xué)性能.

(a) EDS(b) SEM

圖7樣品的SEM-EDS圖
Fig.7SEM-EDSchartoftestsample

3 結(jié) 論

1) 2319鋁合金在電弧增材制造過(guò)程中,對(duì)于成型影響最大的因素為送絲速度和焊接速度,且二者需要互相匹配,相差過(guò)多會(huì)導(dǎo)致增材效果變差.最佳的成型效果的是送絲速度為2.0 m·min-1,焊接速度為300 mm·min-1.

2) 2319鋁合金的晶粒主要由等軸晶和等軸支晶組成,包含少量的柱狀晶和極其細(xì)小的等軸晶,可以看到明顯的分層現(xiàn)象,但組織的差別不大,使得力學(xué)性能較好.

3) 經(jīng)過(guò)EDS分析可知,電弧增材制造的2319鋁合金主要成分Al和Cu的組織形式為固溶體α相和θ相共存.