（北京航空航天大學(xué)機(jī)械工程及自動(dòng)化學(xué)院, 北京 100191）

電弧填絲增材制造（Wire+Arc Additive Manufacturing， WAAM）技術(shù)采用電弧作為熱源，通過(guò)不斷熔化填充絲材并根據(jù)目標(biāo)構(gòu)件的數(shù)字模型沿成形軌跡逐層堆積出金屬零件，具有成形尺寸大、設(shè)備成本低、材料利用率和沉積效率高等優(yōu)點(diǎn)，是一種可實(shí)現(xiàn)高性能金屬零件經(jīng)濟(jì)快速成形的方法[1-4]。鋁合金因具有較高的比強(qiáng)度、比模量和良好的斷裂韌性、抗疲勞、耐腐蝕等性能，是航空航天領(lǐng)域重要的結(jié)構(gòu)材料，近年來(lái)國(guó)內(nèi)外研究人員采用交流鎢極氬弧焊（AC-TIG）、變極性鎢極氬弧焊（VP-GTAW）、脈沖熔化極氬弧焊（P-MIG）和冷金屬過(guò)渡技術(shù)（CMT）等工藝方法用于制造鋁合金WAAM構(gòu)件[5-11]，已有研究結(jié)果表明，作為WAAM技術(shù)的重要組成部分之一，電弧熱源對(duì)鋁合金填絲增材過(guò)程穩(wěn)定性、成形特征及構(gòu)件內(nèi)部質(zhì)量均會(huì)產(chǎn)生顯著影響。

復(fù)合超高頻脈沖方波變極性鎢極氬弧焊（Hybrid Pulse VP-GTAW， HPVP-GTAW）是北京航空航天大學(xué)自主研發(fā)的一種新型電弧焊接工藝方法，其用于高強(qiáng)鋁合金的焊接，可明顯細(xì)化焊縫組織，改善和提高接頭力學(xué)性能[12-13]。本文采用HPVP-GTAW電弧作為熱源，進(jìn)行Al-Cu合金的電弧填絲增材制造試驗(yàn)，一方面考察不同過(guò)程參數(shù)的成形特征，同時(shí)對(duì)比分析常規(guī)VPGTAW和HPVP-GTAW兩種熱源作用下Al-Cu成形構(gòu)件的微觀組織特征和力學(xué)性能，研究結(jié)果可為進(jìn)一步開(kāi)展鋁合金HPVP-GTAW電弧填絲增材制造研究提供參考依據(jù)。

1 試驗(yàn)及方法

基板選用尺寸為200mm×130mm×12mm的2A12-H112鋁合金平板，絲材材料選用直徑1.2mm ER2325（Al-6.3Cu），其主要合金元素及質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為：Cu 6.3，Mn 0.28，Zr 0.195，Ti 0.15，V 0.12，余量 Al。試驗(yàn)前鋁合金基板先用堿性溶液清洗去除油污，再采用機(jī)械打磨方法去除表面氧化膜，最后用丙酮擦拭干凈。圖1（a）為搭建的HPVP-GTAW電弧填絲增材試驗(yàn)系統(tǒng)，主要由HPVP-GTAW電源、TIG焊槍、送絲系統(tǒng)、保護(hù)氣系統(tǒng)、運(yùn)動(dòng)平臺(tái)及裝夾裝置等部分組成；圖1（b）為實(shí)際使用的HPVP-GTAW電弧電流波形。本文試驗(yàn)采用單道多層堆積成形的方式制備鋁合金薄壁試件，如圖2（a）所示。

保持電弧電流不變，考察焊槍運(yùn)動(dòng)速度（Travel Speed， TS）和送絲速度（Wire Feed Speed， WFS）對(duì)鋁合金成形件層高和層寬的影響；同時(shí)分別采用常規(guī)VPGTAW和HPVP-GTAW兩種熱源方式，考察鋁合金成形件的組織性能。具體試驗(yàn)參數(shù)為：變極性電流頻率100Hz，正負(fù)極性導(dǎo)通比4∶1，負(fù)極性電流120A；常規(guī)VP-GTAW正極性電流100A；HPVP-GTAW正極性脈沖基值電流70A、峰值電流120A，脈沖頻率20kHz，占空比50%。其他工藝過(guò)程參數(shù)分別為：直徑3.2mm W-0.2%Ce作電極，普通氬氣（99.99%）作為保護(hù)氣體，保護(hù)氣流量為15L/min，電弧長(zhǎng)度保持約5mm。圖2（b）為實(shí)際制備的Al-6.3Cu鋁合金WAAM試件外觀。

為考察WFS和TS對(duì)Al-6.3Cu成形層高H和層寬B的影響，WFS取1.68～2.80m/min共3個(gè)水平，TS取0.2～0.4m/min共3個(gè)水平，各成形試件均為20層（打底5層）。使用線切割方法垂直于沉積方向獲得試樣截面并用Nikon D5300單反相機(jī)拍照，采用Axio Vision SE64軟件測(cè)量試樣各特征尺寸，如圖3中所示。層高H依據(jù)公式：

圖1 HPVP-GTAW電弧填絲增材系統(tǒng)及電流波形Fig.1 HPVP-GTAW WAAM system and its actual current wave form

圖2 Al-6.3Cu合金WAAM成形原理圖及實(shí)際薄壁試樣Fig.2 Schematic diagram of WAAM deposit and Al-6.3Cu wall deposition

計(jì)算得出，層寬B直接測(cè)量成形件寬度確定。

分別采用常規(guī)VP-GTAW和HPVP-GTAW兩種熱源制備Al-6.3Cu鋁合金組織性能測(cè)試樣件，成形試件整體外觀尺寸約為280mm×110mm×7mm（圖2（b））。依據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)制備金相試樣，使用Kroll試劑（HNO36mL； HF 2mL； H2O 92mL）浸蝕試樣，并在OLYMPUS BX51M光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織并拍照。沿成形件橫截面中間部位使用FM-800顯微硬度計(jì)測(cè)定顯微硬度（HV）；對(duì)成形試件雙面銑削至厚度為3mm，然后采用線切割方法沿平行于成形件長(zhǎng)度方向制備拉伸性能測(cè)試試樣3件，拉伸試樣取樣位置如圖4所示。在WDW-200D電子式拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，拉伸速度2mm/min；使用CamScan-3400掃描電子顯微鏡觀察拉伸試樣斷口形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 成形尺寸

按照前述的試驗(yàn)過(guò)程參數(shù)和檢測(cè)方法獲得成形件層高H和層寬B的測(cè)試結(jié)果如表1中所示。根據(jù)實(shí)際測(cè)試結(jié)果制作對(duì)應(yīng)的變化曲線，如圖5所示?？梢钥闯觯３蛛娀‰娏鞑蛔儠r(shí)，通過(guò)控制WFS（1.68～2.8m/min）和TS（0.2～0.4m/min），對(duì)應(yīng)沉積層高度H和寬度B的變化范圍分別為0.8～1.97mm和6.5～9.6mm，H和B均表現(xiàn)出在較大范圍內(nèi)的變化，因此在保證良好成形外觀條件下，協(xié)調(diào)調(diào)節(jié)WFS和TS可以實(shí)現(xiàn)對(duì)Al-6.3Cu鋁合金成形構(gòu)件尺寸的有效控制。

在WAAM過(guò)程中，保持電弧電流和電弧長(zhǎng)度基本不變，電弧熱輸入按照公式ηUI/TS來(lái)計(jì)算，調(diào)節(jié)TS即可控制電弧熱輸入大小，由圖5中可知，層高H隨WFS增大而明顯增加，且隨著電弧熱輸入水平的提高（即減小TS），H變化幅度顯著增大，同時(shí)在WFS較高時(shí)（2.2m/min以上），層寬B則趨于穩(wěn)定，即TS=0.3m/min時(shí)B=8.0～8.2mm，TS=0.2m/min時(shí)B=9.5～9.6mm。當(dāng)熱輸入水平較低時(shí)（TS=0.4m/min），成形構(gòu)件的H和B與WFS之間均表現(xiàn)出很好的線性變化關(guān)系。

圖3 成形高度和寬度測(cè)量示意圖Fig.3 Schematic diagram of geometry measurement

圖4 制備試樣位置示意圖Fig.4 Schematic diagram of sample preparation

2.2 顯微組織

常規(guī)VP-GTAW和HPVP-GTAW兩種熱源條件下制備的Al-6.3Cu薄壁成形構(gòu)件顯微組織分別如圖6和圖7中所示，對(duì)比可知：與WAAM沉積成形過(guò)程的特點(diǎn)相對(duì)應(yīng)，兩種熱源方式下Al-6.3Cu鋁合金構(gòu)件內(nèi)部組織均呈現(xiàn)出典型的層狀分布特征，主要包括層間重熔區(qū)域和層中部區(qū)域兩部位，且各部位組織狀態(tài)相類(lèi)似，即層間重熔部位主要由細(xì)小的等軸晶粒組成，層中部區(qū)域由大部分晶粒尺寸介于20～50μm之間的等軸晶粒組成。同時(shí)從金相分析結(jié)果可以看出，與HPVP-GTAW用于2219鋁合金電弧對(duì)接焊縫組織表現(xiàn)出的晶粒明顯細(xì)化特征相比，HPVP-GTAW用于Al-6.3Cu鋁合金WAAM制造過(guò)程并未表現(xiàn)出明顯的高頻脈沖方波電流對(duì)成形構(gòu)件內(nèi)部組織的細(xì)化作用。

表1 不同WFS和TS條件下的成形尺寸

圖5 成形件層高層寬變化曲線Fig.5 Dimensions of wall depositions

分析認(rèn)為：進(jìn)行鋁合金焊接加工時(shí)，鋁合金母材溫度通常為室溫，在電弧熱作用下母材熔化形成熔池，熔池內(nèi)液態(tài)金屬在較大溫度梯度條件下快速凝固而形成焊縫；在鋁合金WAAM制造過(guò)程中，由于其層層堆積成形的過(guò)程特點(diǎn)，使得已冷卻凝固的前一層沉積金屬會(huì)在下一層堆積時(shí)被再次部分熔化，且由于連續(xù)堆積過(guò)程的熱積累作用，使整體增材成形試樣始終處于較高的溫度狀態(tài)，從而導(dǎo)致其液態(tài)金屬的凝固過(guò)程和模式明顯不同于焊接狀態(tài)，使得HPVP-GTAW的細(xì)化組織特征作用在鋁合金WAAM制造過(guò)程中并未充分體現(xiàn)，但該電弧具有的強(qiáng)烈攪拌作用仍將對(duì)鋁合金液態(tài)金屬的流動(dòng)狀態(tài)、合金元素分布均勻性等產(chǎn)生影響，這方面還有待開(kāi)展進(jìn)一步的研究。

圖6 常規(guī)VP-GTAW增材試樣顯微組織Fig.6 Microstructure of wall deposition produced by VP-GTAW

圖7 HPVP-GTAW增材試樣顯微組織Fig.7 Microstructure of wall deposition produced by HPVP-GTAW

2.3 力學(xué)性能

對(duì)常規(guī)VP-GTAW和HPVP-GTAW兩種熱源方式制備的Al-6.3Cu薄壁成形構(gòu)件在原始狀態(tài)下分別進(jìn)行顯微硬度和拉伸性能測(cè)試，結(jié)果分別如圖8和表2所示。與Al-6.3Cu（ER2325絲材）相對(duì)應(yīng)的2219鋁合金軋制板材，在T87熱處理狀態(tài)下其顯微硬度為140HV，屈服強(qiáng)度Rp0.2=350MPa，抗拉強(qiáng)度Rm=440MPa，斷后伸長(zhǎng)率A=12%。由力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果可知，相較于T87狀態(tài)的2219鋁合金軋制板材，原始狀態(tài)下兩種熱源制備Al-6.3Cu合金WAAM構(gòu)件的硬度和強(qiáng)度均顯著降低，顯微硬度平均值僅70HV左右，強(qiáng)度與焊縫強(qiáng)度相當(dāng)，但其斷后伸長(zhǎng)率與軋制板材相當(dāng)，表現(xiàn)出了很好的塑性性能，拉伸試樣斷口有大量韌窩，具有明顯的韌性斷裂特征，如圖9所示。同時(shí)還可以發(fā)現(xiàn)，與常規(guī)VP-GTAW WAAM增材構(gòu)件相比，HPVP-GTAW電弧用于WAAM過(guò)程，使得Al-6.3Cu成形構(gòu)件的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有一定程度的提高，分別提高約5.2%和18.3%。

3 結(jié)論

（1）Al-6.3Cu合金HPVP-GTAW WAAM制造過(guò)程中，保持電弧電流不變，調(diào)節(jié)送絲速度和運(yùn)動(dòng)速度可實(shí)現(xiàn)對(duì)成形層高和層寬的有效控制。

圖8 增材試樣顯微硬度Fig.8 Microhardness of wall deposition

表2 拉伸力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果

圖9 增材試樣斷口SEM圖片F(xiàn)ig.9 SEM graphs of wall deposition fracture

（2）Al-6.3Cu合金WAAM構(gòu)件內(nèi)部組織呈現(xiàn)出典型的層狀分布特征，各部位組織特征相類(lèi)似，主要由等軸晶粒組成。

（3）原始狀態(tài)下Al-6.3Cu合金WAAM構(gòu)件具有很好的塑性，但其強(qiáng)度較低。與常規(guī)VP-GTAW相比，HPVP-GTAW電弧有助于提高WAAM構(gòu)件的強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度分別提高約18.3%和5.2%。

參 考 文 獻(xiàn)

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