張文明, 韓嘉偉

(沈陽大學 機械工程學院, 遼寧 沈陽 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,通過電腦進行軌跡的設定,將材料熔化并沉積成所需要的尺寸,來達到生產需求.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備價格經濟,且使用穩(wěn)定.和傳統(tǒng)工藝相比無需使用模具,能夠達到或者優(yōu)于傳統(tǒng)工藝所生產的零部件,且生產效率更為高效.因此,在制造大型復雜結構件的工程中得以應用.WAAM的過程可分為熔化極和非熔化極.熔化極又可分為長弧和短弧2種,熔化極氣體保護焊MIG(metal inert-gas)電弧屬于長弧,而冷金屬過渡焊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焊TIG(tungsten inert-gas)電弧.

近年來,學者對鋁合金的電弧增材制造技術的研究更加關注.黃丹等[2]采用TIG電弧作為增材熱源,使用5A06絲材和AA6061基板進行試驗,主要分析預熱溫度、電流對其成型、組織和力學性能的影響.試驗結果表明,成形件的高度變化很明顯,從起始層的3.4 mm開始驟降,從第8層后開始達到穩(wěn)定狀態(tài),高度為1.7 mm.層間微觀組織為細小的樹枝晶和等軸晶.由于每層反復加熱致使層間結合處組織最粗大,為柱狀樹枝晶,頂部組織由于沒有經過2次加熱,所以晶粒最細小,由細小的樹枝晶轉變?yōu)榈容S晶.成形件的力學性能呈現(xiàn)各向同性,抗拉強度為291 MPa,伸長率為36%.從保強等[3]在氣孔缺陷、成型尺寸和組織性能3個方面進行改善,以獲得更好的力學性能.選用2319和4043兩種鋁合金進行試驗.在氣孔問題方面選擇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,同時選擇純氬作為保護氣體能夠改善氣孔缺陷.采用北京航空航天大學自主研制的HPVP-GMAW工藝[4]來控制成型尺寸,通過控制送絲速度(WFS)與焊接速度(TS)的比來觀察成型尺寸的變化,最后確定WFS/TS在7～10的范圍內成型最佳.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系,對之前的模型進行了有效驗證.

鋁合金因其成本低廉、耐蝕性、密度小等優(yōu)點成為近幾十年被廣泛應用的材料,其焊接性和成型工藝性良好使得在焊接過程中易達到較好的效果.CMT電弧焊技術[6]有效地將焊絲回抽和熔滴過渡進行結合,在熔滴過渡的過程中電弧熄滅,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電弧焊技術更適合鋁合金這類低熔點金屬進行電弧增材制造.由于2系鋁合金[7]屬于硬鋁合金,強度硬度性能良好.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CMT焊機(Fronius TransPuls Synergic 3200 CMT)作為成型熱源進行試驗,分析焊接速度、送絲速度、層間冷卻時間等參數對于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件.

1 試驗材料與方法

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

表1 焊絲與基板各化學成分質量分數

首先將基板固定在操作平臺上,將焊槍移動到起始位置,選擇Mach 3作為運行軟件,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,將層間停留時間設定為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150 mm、寬6 mm、高65 mm.由于增材之前基板溫度較低,WFS過低會導致焊接的不連續(xù).因此,選擇5.5 m·min-1作為第1層的WFS, 第2～4層將參數逐漸降低至預定參數, 在第5層以上保持預定參數進行送絲. 因此,在觀察組織和性能取材的時候從第5層以上開始進行. 焊接過程中, 應盡量減少實驗室的空氣流動, 防止保護氣無法起到良好作用而產生大量氣孔, 致使其表面兩側產生黑色渣狀物質,無法堆積成型. 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, 在中部區(qū)域會產生黑色雜質, 使其無法再向上堆積. 在堆積過程中還需要控制焊絲干伸長度, 在10層之后要不斷對焊槍高度進行調整, 用來適應堆積墻的高度,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線切割進行處理,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,時間為6～8 s.使用HITACHI公司S-4800型號的SEM掃描電鏡觀察顯微組織并測試能譜圖.從堆積方向取長10 mm、寬6 mm、高65 mm的試樣進行硬度試驗.對于剩余試樣兩側進行銑削至光滑平整厚度為2 mm,之后同樣使用線切割沿堆積方向和高度方向分別取得2個試樣進行拉伸試驗,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 結果與討論

2.1 WAAM 2319鋁合金試件成型控制

按照上述實驗參數進行實驗,可以得知送絲速度(WFS)、焊接速度(TS)是主要的控制因素,層間停留時間、焊絲干伸長度、基板的潔凈程度等也對成型有一定的影響,如果基板未清潔或者清潔不佳就會使表面出現(xiàn)黑色渣狀物質導致無法堆積成型,文獻[9-11]也得出此結論.焊絲的干伸長度要控制在12 mm以下,過長的干伸長度會導致保護氣的保護效果變差,產生大量氣孔.而干伸長度過短會導致焊絲粘結在基板上無法抽動.層間停留時間主要是對于層間溫度的控制,需要保證60 s以上,否則導致兩端過熱發(fā)黑.WFS和TS作為主要因素,兩者具有一定的關聯(lián),WFS過慢而TS過快會導致焊接的不連續(xù), 如一串豆狀的顆粒.WFS過快而TS過慢會導致焊機抽絲困難,造成堆積而焊槍無法行進.因此,將WFS的最低速度設定在1.6 m·min-1以上,TS的最低速度設定在300 mm·min-1以上,以保證增材過程的正常進行.不同送絲速度與焊接速度構件的尺寸數據見表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件的尺寸數據

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,每一層對于前一層都相當于進行一次短暫的熱處理.依照傳統(tǒng)冶金學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].本次試驗從堆積的高度方向將分為上中下3個部分來分析,如圖5所示.

(a) 上部(b) 中部(c) 下部

圖5WAAM2319鋁合金SEM圖
Fig.5WAAM2319aluminumalloySEMspecimen

構件的下部(圖5c)為靠近基板處的組織,它的晶粒較為細小,這是由于CMT工藝的獨特方式,在熔滴過渡的末端電流降為0,熔滴接觸基板時驟冷,過冷度高促使細小的等軸晶形成,如圖6所示.晶粒長大需要能量,由于增材方向是與基板方向垂直,所以晶粒有向上生長的趨勢.與母材垂直方向不斷有熱輸入,晶粒呈柱狀晶.構件的中部組織見圖5b,由于電弧增材制造存在層間等待時間,溫度開始下降時,中間部位溫度下降速度最快,所以晶粒得不到足夠的能量,未來得及成為柱狀晶,成為了等軸晶;因為鋁合金具有很好的導熱能力,兩側部位得到中間部位傳遞過來的能量,形成一部分等軸枝晶,還會形成一小部分二次支晶,不過兩者相差很小.這是CMT工藝與GMAW工藝等之間的區(qū)別,在熔滴過渡到基板時,電流幾乎為零,限制了熱輸入,不會使晶粒變得粗化.

其次,根據Dong[12]的研究得知,Ti和Zr的少許添加,也是產生細小等軸枝晶的原因.由于晶粒是沿著溫度升高方向生長的,因此會形成高度方向的柱狀晶,本試驗與文獻[13]得出的結論一致.但是,由于層間等待時間期間沒有持續(xù)的熱量輸入,溫度急劇下降,沒有足夠的能量供應柱狀晶繼續(xù)向上生長而逐漸凝固.殘余在工件內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擴展形成大量的等軸晶.但由于堆積層數的逐漸增加,工件內部的熱量不斷積累,晶粒尺寸也會增大,冷卻速度的不同導致有些等軸晶會變成等軸枝晶.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,同時包含少許柱狀晶和非常細小的等軸晶.

圖6基板處的細小等軸晶SEM圖

Fig.6FineequiaxedcrystalatthesubstrateSEMspecimen

構件的上部(圖5a)熔合線附近的微觀組織最為復雜,因為在增材制造過程中的瞬時溫度峰值會超過548 ℃(2319鋁合金的共晶溫度),所以組織會發(fā)生改變,θ相會發(fā)生重熔減少,等軸枝晶也因為獲得能量重新變?yōu)榈容S晶.此結論與文獻[14]所得結論一致.但這個溫度持續(xù)時間很短,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)由于溫度不會超過共晶溫度,不會發(fā)生組織上的改變.由于電弧增材制造過程通常會超過1 h,對比GMAW工藝在第2層會對第1層的熱影響區(qū)產生組織破壞,CMT工藝還有一個熱處理的作用,使等軸晶的晶粒更為細小均勻,從而提高性能.

WAAM過程屬于非平衡態(tài)冷卻,所以會產生枝晶結構,當使用熱電偶控制層間溫度時,原子能夠擴散充分,減少枝晶結構甚至消除,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,也正是因為Cu元素的存在,2系鋁合金才被稱為硬鋁合金.根據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,當溫度低于548 ℃,Cu元素質量分數處于5.65%～52.5%時,Cu和Al將形成固溶體α相和θ相.它們沿著晶界生長,最初呈顆粒狀,當吸收外界能量后會長大,呈現(xiàn)骨骼狀,最終受到晶界與能量的限制呈網狀.EDS能譜圖如圖7a所示,樣品Al質量分數為61.59%,Cu質量分數為38.31%.能譜圖主要呈現(xiàn)3個峰,其中Al和Cu為樣品的主要成分,C峰由于制備樣品時使用了碳導電膠(主要成分是C),使樣品表面被污染所致.樣品中Cu的質量分數為38.31%,處于5.65%～52.5%之間,可確定此時樣品中Cu和Al已經形成固溶體α相和θ相.同時,通過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[15]得出的結論一致.瞬時溫度超過548 ℃時,固溶體α相和θ相的形態(tài)將會發(fā)生改變,而且多出現(xiàn)在缺陷處.隨著WAAM過程的進行,構件之中的溫度很難下降,長時間的熱輸入使θ相也變得粗大,溶質原子貧化區(qū)[16]就會出現(xiàn)在θ相附近,造成組織的不均勻性,直接影響的是構件的力學性能.

(a) EDS(b) SEM

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

3 結 論

1) 2319鋁合金在電弧增材制造過程中,對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,相差過多會導致增材效果變差.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,使得力學性能較好.

3) 經過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.