王會(huì)霞 王松濤 王天順

摘要：為了研究CMT電弧特性對(duì)鋁合金增材制造構(gòu)件組織與性能的影響，采用CMT、CMT-VP及CMT-P三種電弧形式分別對(duì)5A56鋁合金進(jìn)行電弧增材制造。通過(guò)高速攝像同步采集系統(tǒng)分析增材制造中的電弧形態(tài)及熔滴過(guò)渡過(guò)程進(jìn)行跟蹤，研究電弧特性對(duì)鋁合金增材制造構(gòu)件微觀組織與力學(xué)性能的影響。試驗(yàn)結(jié)果表明：電弧特性對(duì)電弧行為和熔滴過(guò)渡都產(chǎn)生影響，CMT-VP電弧的EN階段電弧形態(tài)發(fā)生變化，弧根上爬包裹熔滴，極區(qū)熱量使焊絲熔化量增加;CMT-P中脈沖階段電弧電壓和電流都處于峰值且電流峰值較高，導(dǎo)致電弧力較大，熔滴過(guò)渡呈滴狀，熔池振蕩;在焊接電流與熔敷速度相同情況下電弧的線能量大小為CMT-P>CMT>CMT-VP，較低的熱輸入量使得CMT-VP電弧下薄壁試樣的晶粒尺寸最小，組織分布較為均勻，且CMT-VP電弧下試樣的力學(xué)性能更為優(yōu)異，硬度均值最高，達(dá)到86.01 HV，橫向與縱向抗拉強(qiáng)度均最大，分別為344.68 MPa和324.61 MPa，其延伸率分別為30.33%和21.04%。而CMT-P電弧的熱輸入最大，易形成粗晶組織，力學(xué)性能較差。

關(guān)鍵詞：電弧增材制造;電弧特性;微觀組織;力學(xué)性能

0? ? 前言

鋁鎂合金為非熱處理強(qiáng)化鋁合金，密度低、強(qiáng)度高，具有良好的成型性和抗腐蝕性，廣泛應(yīng)用于航空航天、船舶制造、壓力容器和軍工裝備等工業(yè)領(lǐng)域。如今，金屬增材制造已經(jīng)被廣泛關(guān)注，出現(xiàn)了如選區(qū)激光熔融技術(shù)、選區(qū)激光燒結(jié)技術(shù)、激光近凈成形技術(shù)、電子束選區(qū)熔融技術(shù)、電子束自由成形技術(shù)等多種金屬增材制造技術(shù)[1]。金屬增材制造工藝按材料進(jìn)給方式主要有鋪粉、送粉和送絲三種，其中基于送絲的電弧增材制造技術(shù)（WAAM）[2-3]相比于激光或電子束增材制造工藝具有生產(chǎn)成本低、沉積效率高等特點(diǎn)，能量效率高達(dá)90%[4]，沉積速率最高可達(dá)10 kg/h[5]。在制造大型金屬構(gòu)件特別是在汽車制造、軌道交通和航空航天等領(lǐng)域，一些產(chǎn)量需求較少，強(qiáng)度和力學(xué)性能要求較高，機(jī)械加工困難等，且具有復(fù)雜幾何圖形、高比強(qiáng)度和耐腐蝕性良好的大型鋁合金構(gòu)件方面具有廣闊的應(yīng)用前景。

金屬增材制造技術(shù)焊絲電弧增材制造（WAAM）工藝是一種直接供給工藝，它使用電弧作為熱源，金屬焊絲作為供給材料。冷金屬過(guò)渡（CMT）通過(guò)優(yōu)化的脈沖電弧波形和焊絲回抽運(yùn)動(dòng)之間的耦合幫助熔滴實(shí)現(xiàn)過(guò)渡，具有焊接飛濺小、熱輸入較低、弧長(zhǎng)控制精確、電弧穩(wěn)定等優(yōu)勢(shì)。采用CMT作為鋁合金WAAM過(guò)程的熱源，可有效減少熔敷過(guò)程中裂紋、氣孔和粗大晶粒的形成。因此研究鋁合金WAAM大型構(gòu)件中的工程應(yīng)用有著重要意義。

Zhang等[6]采用CMT-VP等多種電弧模式作為熱源對(duì)Al-6Mg合金進(jìn)行增材制造。結(jié)果表明，CMT-VP試樣抗拉強(qiáng)度為333 MPa，高于使用其他電弧模式獲得的合金或Al-6Mg合金（315 MPa），變極性CMT電弧模式可以有效地將柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，細(xì)化晶粒尺寸，從而提高了合金力學(xué)性能。Fang等[7]采用CMT電弧為熱源，同時(shí)通過(guò)自研的氣動(dòng)錘擊裝置錘擊焊道，增材制造了三類具有不同層間變形應(yīng)變的試樣。分析發(fā)現(xiàn)，與沉積樣品相比，試樣的屈服強(qiáng)度和拉伸強(qiáng)度可分別從148.4 MPa和288.6 MPa增加到240.9 MPa和334.6 MPa，具有層間錘擊的試樣的微觀結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出高度細(xì)化的晶粒。姚云飛等[8]采用四種不同的CMT電弧模式進(jìn)行2219鋁合金增材制造研究，結(jié)果表明，CMT-PADV模式下試樣氣孔面積分布率最小，且尺寸較小，晶粒更加均勻細(xì)密，析出了細(xì)小的第二相Al2Cu顆粒，橫向與縱向抗拉強(qiáng)度差小于5 MPa。文中采用ER5A56鋁合金焊絲作為熔敷金屬，使用Fronius 公司的CMT Advanced 4000R 型焊接電源，分別采用CMT、CMT-VP和CMT-P三種電弧工藝進(jìn)行WAAM制備薄壁試樣，分析電弧形態(tài)及熔滴過(guò)渡形式的變化，研究CMT電弧特性對(duì)5A56鋁合金增材制造構(gòu)件微觀組織與力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)使用尺寸為300 mm×150 mm×10 mm 的5A06鋁合金作為基板，采用直徑為φ1.2 mm 的ER5A56鋁合金焊絲，其化學(xué)成分如表1所示，焊接過(guò)程中選用99.99%的純氬氣作為保護(hù)氣體，保護(hù)氣流量為18 L/min。

1.2 試驗(yàn)參數(shù)

分別采用CMT、CMT-VP和CMT-P三種不同CMT電弧模式進(jìn)行WAAM制備鋁合金薄壁試樣，為探究增材制造過(guò)程中CMT電弧特性對(duì)薄壁試樣微觀組織和力學(xué)性能的影響，選定相同的焊接電流和熔敷速度，但由于采用一元化焊接工藝，所以送絲速度各不相同，同時(shí)每熔敷一層后待層道溫度冷卻至35 ℃左右再進(jìn)行下一層的熔敷，如表2所示。

1.3 試驗(yàn)方法

1.3.1 電弧行為與電弧電信號(hào)數(shù)據(jù)采集

增材制造試驗(yàn)中電弧行為與電弧電信號(hào)數(shù)據(jù)采集是利用高速攝像技術(shù)對(duì)WAAM過(guò)程中的電弧形態(tài)及熔滴過(guò)渡過(guò)程進(jìn)行觀察，并通過(guò)高速攝像數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)同步采集電流電壓信號(hào)，對(duì)CMT焊接電弧及熔滴過(guò)渡行為進(jìn)行綜合分析。焊接電弧同步采集系統(tǒng)示意如圖1所示。高速攝像系統(tǒng)[13]包括高速攝像機(jī)、數(shù)據(jù)采集卡，減光片和窄帶濾光片。數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)包括電壓傳感器、電流傳感器和數(shù)據(jù)采集計(jì)算機(jī)。數(shù)據(jù)采集計(jì)算機(jī)中選用NI公司的PCI 6251數(shù)據(jù)采集卡。圖像采集軟件采用 C 語(yǔ)言編寫，數(shù)據(jù)采集軟件基于LabVIEW平臺(tái)開發(fā)，可以實(shí)現(xiàn)圖像與電流電壓信號(hào)同步采集。試驗(yàn)焊接設(shè)備包括 Fronius 公司的CMT Advanced 4000R 型交流CMT焊機(jī)、FANUC焊接機(jī)器人及變位機(jī)等。

（1）金相實(shí)驗(yàn)。

金相試樣取樣位置如圖2所示，試樣尺寸為15 mm×15 mm×2 mm，取沿薄壁試樣熔敷方向截面為觀測(cè)表面。使用1000#、1500#和2000#水磨砂紙對(duì)金相觀測(cè)表面進(jìn)行打磨，并用自動(dòng)研磨拋光機(jī)對(duì)金相試樣進(jìn)行機(jī)械拋光，然后采用酸性腐蝕液[9]通過(guò)陽(yáng)極覆膜方法電解腐蝕金相試樣，利用偏光顯微鏡對(duì)金相試樣進(jìn)行觀察，并采用線截距法計(jì)算出觀測(cè)面的平均晶粒尺寸。

（2）顯微硬度實(shí)驗(yàn)。

采用維氏顯微硬度計(jì)測(cè)量試樣硬度，實(shí)驗(yàn)按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2654-2008進(jìn)行。實(shí)驗(yàn)所用加載載荷為500 g，加載時(shí)間為10 s，點(diǎn)間距為0.5 mm。

（3）拉伸試驗(yàn)。

拉伸試驗(yàn)按照國(guó)際標(biāo)準(zhǔn)ISO 6892-1-2009執(zhí)行，分別從沿熔敷層方向和垂直于熔敷層方向各取3個(gè)拉伸試樣，取樣位置如圖2所示，試樣尺寸如圖3所示。采用INSTRON 5966 萬(wàn)能材料力學(xué)性能試驗(yàn)機(jī)于室溫下進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm/min。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果和討論

2.1 電弧行為及熔滴過(guò)渡分析

CMT焊接熔滴過(guò)渡方式屬于特殊的短路過(guò)渡，通過(guò)送絲機(jī)構(gòu)機(jī)械抽拉焊絲來(lái)促進(jìn)熔滴過(guò)渡到熔池中，消除了傳統(tǒng)短路過(guò)渡過(guò)程中通過(guò)液態(tài)金屬“ 小橋 ”爆斷使熔滴進(jìn)入熔池而產(chǎn)生的飛濺，并在保證焊接速度和金屬熔敷量的同時(shí)，降低了焊接線能量。CMT電弧中的熔滴利用與其熔池間的表面張力及自身重力使熔滴脫離焊絲端頭，并穩(wěn)定地過(guò)渡到熔池當(dāng)中，CMT電弧低線能量和低電弧力為WAAM過(guò)程中熔池穩(wěn)定提供了前提條件，有效實(shí)現(xiàn)了對(duì)熔池線能量和流動(dòng)的控制。

CMT電弧過(guò)渡過(guò)程[10-11]為燃弧-短路-燃弧交替進(jìn)行，高速攝像系統(tǒng)拍攝到的CMT電弧圖像及數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)同步采集的電流電壓波形如圖4所示。在短路末期，焊絲與熔池接觸并迅速回抽，電流維持在極低值，電壓幾乎為0，如圖4a所示;隨著熔滴完全過(guò)渡后，焊絲脫離熔池并引燃電弧，此時(shí)電弧電壓和電流值迅速爬升，電弧形態(tài)見圖4b;焊絲已脫離熔池，電壓的突然升高使得電弧迅速被引燃，峰值階段電流維持在最大值，而電壓仍在上升，電弧在焊絲端頭穩(wěn)定燃燒形成較大的電弧空間，電弧析出的熱量熔化焊絲并在焊絲端頭形成熔滴，如圖4c所示;電壓達(dá)到峰值后開始下降，而電流驟降并穩(wěn)定在基值階段，熔滴的體積不斷長(zhǎng)大，隨著焊絲不斷向熔池送進(jìn)，使得熔滴逐漸接近熔池，弧光逐漸減弱，如圖4d所示;當(dāng)熔滴與熔池接觸發(fā)生短路后，電弧熄滅，弧光消失，進(jìn)入到短路階段，電流和電壓迅速下降，電壓幾乎降至0，如圖4e和圖4f所示;此時(shí)焊絲不再送進(jìn)并開始做回抽運(yùn)動(dòng)，通過(guò)熔滴的表面張力與重力作用使熔滴完全脫離焊絲端頭。在熔滴過(guò)渡到熔池的過(guò)程中，焊接電弧處于熄滅狀態(tài)，電弧力也趨近于0，此時(shí)電弧對(duì)熔池不再加熱，熔池處于“ 冷 ”階段，如圖4g所示。當(dāng)熔滴已大部分過(guò)渡到熔池后，電弧重新引燃，進(jìn)入到下一個(gè)CMT周期。CMT電弧對(duì)熔池加熱呈冷-熱交替變換，在熔池上的熱量比傳統(tǒng)熔化極氣體保護(hù)焊要低，因而焊縫呈現(xiàn)窄而高的形態(tài)。

CMT-VP電弧是在CMT電弧的基礎(chǔ)上增加了負(fù)極性階段，電弧分別處于EP（Electrode positive）和EN（Electrode negative）兩個(gè)階段[12-13]，EN階段的峰值電流和峰值電壓都低于EP階段，但由于電弧此階段在焊絲上的加熱量超過(guò)EP階段，因而能夠增加焊絲的熔敷量，同時(shí)對(duì)焊絲具有陰極清理作用。CMT-VP周期中變極性階段的電流電壓波形及熔滴過(guò)渡高速攝像如圖5所示。

圖5a～圖5f展示了在EP階段的熔滴過(guò)渡過(guò)程，與上述直流CMT的熔滴過(guò)渡過(guò)程基本一致;而圖5g～圖5i則展示了EN階段完整的熔滴過(guò)渡過(guò)程，同樣整個(gè)過(guò)程分為燃弧和短路兩個(gè)階段，燃弧過(guò)程經(jīng)歷了峰值電流和基值電流，短路過(guò)程焊絲回抽，熔滴脫離焊絲端頭進(jìn)入熔池，當(dāng)焊絲極性由EP轉(zhuǎn)變?yōu)镋N后，此時(shí)焊絲接電源的負(fù)極，電流陡升至90 A，電壓也隨之迅速爬升，電弧在空間再次引燃，如圖5g和5h所示;當(dāng)電流和電壓達(dá)到峰值后電弧穩(wěn)定燃燒，但電弧形態(tài)與EP階段有所差異，電弧弧根沿焊絲發(fā)生上爬并將熔滴包裹，電弧空間收縮，弧光較弱，如圖5i所示;在電弧加熱狀態(tài)下，熔滴在焊絲端部不斷長(zhǎng)大，由于焊絲極區(qū)熱量高于傳統(tǒng)CMT電弧，導(dǎo)致焊絲熔化速度增加，熔滴尺寸要明顯大于EP階段，如圖5j和5k所示;隨后焊絲不斷送進(jìn)，熔滴與熔池接觸發(fā)生短路，電弧熄滅，熔滴完成過(guò)渡，如圖5l所示。熔滴過(guò)渡完成后，電弧極性再次發(fā)送轉(zhuǎn)變。為了使進(jìn)入EP階段電弧能夠順利引燃，上升電流迅速提升至50 A再次引燃電弧。CMT-VP電弧極性發(fā)生變化，在焊絲處于EN階段時(shí)，較EP階段電弧極區(qū)熱量增加，使得焊絲熔化量隨之增加。

CMT-P電弧是在CMT電弧的基礎(chǔ)上增加了脈沖階段，將傳統(tǒng)的CMT與脈沖MIG相結(jié)合[14-15]，改變了電弧的加熱模式。一個(gè)CMT-P周期內(nèi)電弧分別處于脈沖和CMT兩個(gè)階段，其電流電壓波形及熔滴過(guò)渡高速攝像如圖6所示。圖6a～圖6g展示了脈沖階段熔滴過(guò)渡過(guò)程，在基值電流階段電弧弧光較暗，如圖6a所示。但此時(shí)焊絲與熔池之間穩(wěn)定建立電弧且焊絲距熔池有一段距離，電壓約15 V，電流維持在50～60 A，可以觀察到焊絲熔化聚集在焊絲端部;進(jìn)入脈沖電流階段，電流電壓迅速爬升，發(fā)出爍亮的弧光，焊絲加速熔化，如圖6b、6c所示;到達(dá)峰值電流后電流電壓迅速下降，弧光逐漸減弱，同時(shí)焊絲熔化量增加并聚集呈球狀熔滴。經(jīng)過(guò)脈沖峰值后，熔滴在電弧力作用下迅速過(guò)渡到熔池中，如圖6d、6e和6f所示;在脈沖階段，脈沖峰值持續(xù)時(shí)間很短，但峰值電流卻達(dá)到了480 A，電弧中等離子流力作用在熔滴上，每個(gè)脈沖過(guò)渡一個(gè)熔滴，形成了射滴過(guò)渡模式。脈沖結(jié)束后進(jìn)入下一個(gè)基值電流階段，焊絲開始向熔池送進(jìn)。當(dāng)焊絲端頭的少量熔滴與熔池發(fā)生接觸時(shí)，電壓值陡降至趨近于0，發(fā)生短路，而電流仍處于基值，此時(shí)電弧熄滅進(jìn)入到CMT階段，如圖6g、6h所示;當(dāng)熔滴完全進(jìn)入熔池后隨著焊絲回抽運(yùn)動(dòng)，焊絲端頭脫離熔池，如圖6i所示;電壓迅速爬升并超過(guò)基值階段值，電弧再次引燃，隨后電壓值將會(huì)穩(wěn)定在基值，進(jìn)入到下一個(gè)脈沖階段，如圖6j、6k所示，完成一個(gè)CMT-P周期。CMT-P中脈沖階段電弧電壓和電流都處于峰值，導(dǎo)致電弧力比較大，熔滴過(guò)渡呈滴狀，熔敷金屬的線能量較上述兩種電弧狀態(tài)有顯著增加。

2.2 宏觀形貌分析

由于焊接電弧形態(tài)的變化，導(dǎo)致電弧電流和電壓在增材過(guò)程中也產(chǎn)生相應(yīng)的變化，三種不同電弧模式下WAAM制備的5A56鋁合金薄壁試樣如圖7所示。不同電弧下的薄壁試樣均表現(xiàn)出較好的成形性，熔敷層表面較為平滑。

從三種電弧形態(tài)和電弧電流電壓波形分析可知，在不同階段電弧加熱狀態(tài)存在顯著區(qū)別，而對(duì)熔敷金屬性能影響較大的是焊接線能量，沉積層單層焊接線能量用q來(lái)表示式中 q為焊接線能量;I為平均電流;U為平均電壓;v為熔敷速度。

通過(guò)上式可以計(jì)算出CMT電弧的單層線能量為1 311.6 J/cm，CMT-VP電弧為1 162.8 J/cm，CMT-P電弧為1 721.4 J/cm。由此可見，在不同的電弧工藝下雖然焊接電流和熔敷速度相同，但不同的電弧形態(tài)導(dǎo)致熔池的焊接線能量不同，表現(xiàn)為CMT-P>CMT>CMT-VP，進(jìn)而影響了金屬熔敷量和熔敷層成形，使得WAAM過(guò)程中熔敷金屬性能產(chǎn)生差異。

對(duì)WAAM制備的薄壁試樣進(jìn)行測(cè)量發(fā)現(xiàn)，熔敷層的熔寬和層高在不同電弧形態(tài)下呈現(xiàn)數(shù)據(jù)的差異性。CMT電弧下，熔敷層的熔寬和層高分別為7.11 mm和2.31 mm。而CMT-VP電弧下熔敷層的熔寬和層高較CMT電弧下有所增加，分別達(dá)到7.57 mm和2.40 mm。通過(guò)觀察電弧行為和熔滴過(guò)渡形態(tài)發(fā)現(xiàn)，在EN階段焊絲接電源負(fù)極，電弧陰極區(qū)產(chǎn)熱量大于陽(yáng)極區(qū)，使得焊絲熔化量增加，熔滴尺寸變大，相比于CMT金屬熔敷量增加，導(dǎo)致熔寬變寬;而在焊接電流和熔敷速度相同的情況下CMT-VP的送絲速度最大，因此金屬熔敷量最大，使得層高更高。在CMT-P電弧模式下，脈沖峰值電流遠(yuǎn)大于CMT和CMT-VP峰值電流，達(dá)到了480 A。瞬時(shí)的脈沖大電流構(gòu)成射滴過(guò)渡使焊絲端頭形成“ 一脈一滴 ”的大熔滴，CMT-P強(qiáng)大的電弧力對(duì)熔池產(chǎn)生強(qiáng)烈的振蕩，此時(shí)熔池線能量增加，而熔池流動(dòng)性和流動(dòng)范圍較大，導(dǎo)致熔寬最大，達(dá)到7.98 mm;同時(shí)在焊接電流和熔敷速度相同的情況下CMT-P的送絲速度最小，金屬熔敷量較低，導(dǎo)致層高降低，只有1.99 mm，如表3所示。

2.3 微觀組織分析

通過(guò)電化學(xué)腐蝕得到的在三種電弧工藝下薄壁試樣中部沿熔敷方向的金相顯微組織照片如圖8所示。從圖8中可以觀察到WAAM制備的鋁合金薄壁試樣存在著明顯的層狀組織結(jié)構(gòu)分布特征，圖8a從左往右為試樣的增材制造方向（Building direc-tion），焊絲隨著電弧移動(dòng)熔敷形成熔敷層，每相鄰兩個(gè)熔敷層（Deposition layer）之間即層間（Interlayer）都存在著一個(gè)重熔區(qū)組織（Remelting region）[6]，在熔敷的過(guò)程中新熔敷的熔敷層會(huì)使上一道熔敷層表面發(fā)生重熔。

晶體取向相同的晶粒在添加偏光鏡的金相顯微鏡下顏色分布相同，從圖中可以看出，沉積層內(nèi)的微觀組織主要由粗大的柱狀晶組成，且具有一定的方向性，呈現(xiàn)出沿垂直于重熔區(qū)邊界生長(zhǎng)的趨勢(shì)。分析認(rèn)為，這是由于沉積層外部與空氣接觸增加了散熱途徑，而內(nèi)部的成分過(guò)冷較小，結(jié)晶速度較慢，大量的焊接熱量將通過(guò)薄壁試樣基體散失，柱狀晶將沿溫度梯度最大方向向內(nèi)生長(zhǎng)[16]。而層間的重熔區(qū)主要表現(xiàn)為等軸晶組織，相關(guān)研究表明等軸晶的形成與較大的過(guò)冷度和異質(zhì)形核有關(guān)，沉積層的表面經(jīng)冷卻散熱后相對(duì)溫度較低，對(duì)新熔敷的金屬產(chǎn)生較大過(guò)冷度，同時(shí)Ganaban等人[17-19]認(rèn)為Ti和Zr的存在具有細(xì)化晶粒的作用，當(dāng)Ti含量大于0.01%時(shí)，易形成細(xì)小的等軸晶粒。實(shí)驗(yàn)采用的5A56鋁合金焊絲含有0.13%晶粒細(xì)化元素Ti和0.094%晶粒細(xì)化元素Zr，熔敷層上表面會(huì)為新的熔覆金屬提供異質(zhì)性核質(zhì)點(diǎn)，從而使得重熔區(qū)的形核率大于生長(zhǎng)速率，于是在層間得到大量細(xì)小的等軸晶組織。

通過(guò)截距法計(jì)算三種電弧模式下試樣的平均晶粒度，依次為23.51 μm、20.93 μm和33.07 μm。由圖8c可知，CMT-P電弧下的晶粒尺寸相比其他兩種電弧的晶粒明顯增大，晶粒尺寸的差別主要與電弧的線能量有關(guān)。通過(guò)焊接線能量的計(jì)算可知，CMT-P電弧的焊接線能量最大，在脈沖基值電流階段電弧仍在加熱熔池，焊接線能量要高于其他兩種電弧工藝，加之持續(xù)地熔敷使得薄壁試樣中部晶粒組織不斷經(jīng)受焊接熱循環(huán)的作用，所以晶粒較為粗大。CMT-VP電弧的焊接線能量最小，在短路過(guò)渡階段和EN階段電弧處于“ 冷 ”的過(guò)程，線能量低于其他兩種電弧，因此熔敷層的晶粒尺寸較為細(xì)小，且較低的線能量也使得熔敷層與重熔區(qū)晶粒尺寸差異減小。而CMT電弧的焊接線能量略高于CMT-VP，導(dǎo)致晶粒尺寸增加。

2.4 顯微硬度分析

三種不同電弧模式下WAAM制備的薄壁試樣沿垂直于沉積層方向上的顯微硬度分布如圖9所示。在CMT-VP電弧下測(cè)得的沉積組織顯微硬度分布較為均勻，平均硬度值最大，為86.01 HV。CMT沉積試樣的顯微硬度略低于CMT-VP，分布也相對(duì)均勻，平均硬度值為84.93 HV。相比之下，CMT-P電弧模式下的沉積組織顯微硬度分布波動(dòng)較大，整體略低于前兩種電弧模式，平均硬度值僅81.49 HV。顯微硬度的差異主要與晶粒尺寸有關(guān)，電弧的狀態(tài)與熱輸入量會(huì)對(duì)晶粒尺寸產(chǎn)生直接影響，熱輸入量越大，越容易形成粗大的晶粒組織，導(dǎo)致硬度下降;熱輸入量越小，往往晶粒尺寸較小，硬度值上升。由于重熔區(qū)的過(guò)冷度較大和異質(zhì)形核，故易于形成細(xì)小的等軸晶，而熔敷層由于成分過(guò)冷度較小，易于形成粗大的柱狀晶，因此隨著位移增加，硬度分布出現(xiàn)波動(dòng)。CMT-VP電弧低的焊接線能量使得晶粒尺寸較小，熔敷層與重熔區(qū)晶粒尺寸相近，組織更為均勻，因此硬度較高。同時(shí)CMT-VP電弧具有變極性階段，在EN階段焊絲接負(fù)極性，電弧弧根上爬，陰極清理作用會(huì)去除掉焊絲表面的氧化膜，在形成熔滴過(guò)渡到熔池中后降低沉積層中氣孔缺陷的產(chǎn)生。CMT-P電弧的焊接線能量太高，熱輸入量較大，易形成粗大的柱狀晶組織，經(jīng)歷持續(xù)的焊接熱循環(huán)后晶粒組織過(guò)于粗大從而導(dǎo)致硬度下降。同時(shí)熔敷層與重熔區(qū)晶粒尺寸差異較大，較高的電弧電壓導(dǎo)致弧柱拉長(zhǎng)，電弧空間擴(kuò)展，電弧對(duì)熔池的保護(hù)作用減弱，熔池表面局部被氧化，在熔敷層中產(chǎn)生氣孔缺陷，使得硬度值出現(xiàn)較大波動(dòng)。

2.5 接頭力學(xué)試驗(yàn)性能分析

不同拉伸方向上的抗拉強(qiáng)度和延伸率分別如圖10、圖11所示。在三種不同電弧模式下，橫向拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度高于縱向拉伸試樣。通過(guò)擬合曲線可以看出，電流強(qiáng)度相同的情況下，CMT-VP電弧模式下橫向和縱向拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度最高，分別達(dá)到344.68 MPa和324.61 MPa，其延伸率也最大，達(dá)到30.33%和21.04%。而在CMT-P電弧模式下，橫向和縱向試樣的抗拉強(qiáng)度及延伸率最低。

CMT-VP電弧模式下橫向和縱向拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度差異非常小，因此各向異性百分比最小，僅為5.82%。分析認(rèn)為，晶粒組織分布的不連續(xù)性導(dǎo)致不同拉伸方向的拉伸性能出現(xiàn)差異。在橫向拉伸方向上，雖然細(xì)晶區(qū)與粗晶區(qū)晶粒尺寸存在差別，但晶區(qū)分布是連續(xù)的，且均沿著拉伸方向分布;而縱向拉伸試樣上晶區(qū)的分布則呈現(xiàn)出不連續(xù)性，細(xì)晶區(qū)與粗晶區(qū)的延伸方向均與拉伸方向不同，易導(dǎo)致試樣在細(xì)晶與粗晶間的薄弱環(huán)節(jié)斷裂，因此表現(xiàn)出橫向拉伸性能優(yōu)于縱向。Al-Mg合金為非熱處理強(qiáng)化鋁合金，析出相主要為金屬間化合物θ相（Al3Mg2）。Zhang[6]等人指出，鋁鎂合金析出相主要存在于晶界上，第二相強(qiáng)化不是主要強(qiáng)化機(jī)制，且固溶強(qiáng)化效果一致，實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明晶界偏轉(zhuǎn)角呈現(xiàn)隨機(jī)分布，因此細(xì)晶強(qiáng)化為主要影響拉伸性能的機(jī)制。而由霍爾-佩奇公式（Hall-Petch）可知，晶粒尺寸越小細(xì)晶強(qiáng)化作用越大。由圖8的金相組織可以看出，CMT-VP電弧下低的焊接線能量使得制備的薄壁試樣晶粒尺寸較小，熔敷層與重熔區(qū)組織晶粒尺寸差別較小，具有相對(duì)均勻的微觀組織結(jié)構(gòu)，因此力學(xué)性能更高;而CMT-P電弧下熔滴過(guò)渡尺寸較大，高的電弧電壓使得弧長(zhǎng)增加，電弧空間擴(kuò)展，向熔池析出更多的熱量，同時(shí)電弧長(zhǎng)時(shí)間地加熱熔池，最終導(dǎo)致熱輸入量最大。晶粒尺寸變大的同時(shí)不同晶區(qū)的差異更為明顯，使得拉伸性能降低，各向異性百分比達(dá)到21.94%;CMT電弧的焊接線能量略高于CMT-VP，晶粒尺寸略大，因此拉伸性能介于兩者之間。

3 結(jié)論

對(duì)CMT、CMT-VP和CMT-P三種不同工藝下的電弧特性及增材制造的5A56鋁合金構(gòu)件的宏觀形貌、微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行了對(duì)比分析，得出了以下結(jié)論：

（1）電弧模式的不同導(dǎo)致電弧行為和熔滴過(guò)渡形式產(chǎn)生改變，CMT-VP周期在EN階段弧根上爬包裹熔滴，極區(qū)的熱量加大了焊絲熔化量，使得熔滴尺寸變大。CMT-P中脈沖階段電弧電壓和電流都處于峰值，導(dǎo)致電弧力較大，熔滴過(guò)渡呈滴狀。

（2）三種電弧模式的單層焊接線能量大小為CMT-P >CMT>CMT-VP。由于EN階段焊絲熔化量增加，CMT-VP熔敷層熔寬和層高均較CMT電弧有所增加，分別為7.57 mm和2.40 mm。CMT-P電弧在脈沖階段電弧力對(duì)熔池產(chǎn)生強(qiáng)烈的震蕩，焊接線能量增加，使得熔寬最寬達(dá)到7.98 mm，而層高最低，僅為1.99 mm。

（3）觀察熔敷層金相組織發(fā)現(xiàn)，由于CMT-VP電弧的焊接線能量最小，晶粒組織較為細(xì)小，且分布相對(duì)均勻，平均晶粒度最小，為20.93 μm。CMT-VP電弧下的薄壁試樣的顯微硬度最高，為86.01 HV。其橫向和縱向拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度都優(yōu)于其他兩種電弧模式，分別為344.68 MPa和324.61 MPa，同時(shí)延伸率也最大，為30.33%和21.04%。

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