陳超，孫國瑞，馮天亭，范成磊，張慧婧

(1.東北林業(yè)大學(xué),哈爾濱,150040；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué),先進焊接與連接國家重點實驗室,哈爾濱,150001)

0 序言

鋁具有良好的耐腐蝕性、導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性和焊接性，可作結(jié)構(gòu)材料使用，廣泛應(yīng)用于運輸、電氣、機械、航空等領(lǐng)域，以鋁為基添加一定量其它合金化元素的合金，可以獲得不同性能的鋁合金材料[1].

隨著對金屬零件性能、制造成本和周期要求的日趨苛刻，傳統(tǒng)的加工方式很難滿足現(xiàn)有需求.絲材電弧增材制造(wire arc additive manufacturing，WAAM)在鋁及其鋁合金構(gòu)件制造上呈現(xiàn)出廣闊的應(yīng)用前景.與傳統(tǒng)制造技術(shù)相比，WAAM 技術(shù)能夠減少材料和能源的消耗，縮短加工周期生產(chǎn)出構(gòu)件.WAAM 常用熱源為：鎢極氬弧焊(gas tungsten arc welding，GTAW)、等離子弧焊(plasma arc welding，PAW)和熔化極氣體保護焊(gas metal arc welding，GMAW)[1-2]熱源.

當前，針對鋁合金WAAM 方面的研究備受關(guān)注.Guo 等人[3]使用WAAM 制備的Al-Si 合金的孔隙率、微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能，與傳統(tǒng)鑄造相比，WAAM 會導(dǎo)致更高體積分數(shù)的氣孔.WAAM 由于其快速凝固過程，實現(xiàn)了對α-Al 枝晶、共晶硅顆粒的有效細化，但微觀組織中仍包含大量柱狀晶粒.柏久陽等人[4]研究了鎢極惰性氣體(tungsten inert gas，TIG)焊增材制造鋁合金薄壁零件組織及力學(xué)性能.沉積態(tài)鋁合金中存在著大量的柱狀樹枝晶并可以穿越層間條紋區(qū)域.上述文獻表明，單一電弧增材制造存在組織粗大的現(xiàn)象.

針對組織粗大問題，許多學(xué)者提出了諸多細化晶粒、改善組織的方法.王磊磊等人[5]使用自研的熔化極氣體保護焊電弧進行了雙脈沖電弧增材制造試驗，通過數(shù)值模擬預(yù)測了晶粒細化現(xiàn)象，驗證了雙脈沖電弧的晶粒細化作用.Todaro 等人[6]研究了超聲輔助增材制造對不銹鋼的晶粒細化作用，超聲波通過降低熔體池的溫度梯度創(chuàng)造出利于晶粒形核的環(huán)境，從而細化晶粒.Jin 等人[7]研究了TiC 含量對WAAM 沉積的2219Al-Cu 合金組織和力學(xué)性能的影響，通過加入TiC 顆粒，將內(nèi)層區(qū)的柱狀顆粒轉(zhuǎn)化為等軸晶粒.Miao 等人[8]通過激光-電弧混合增材制造鋁硅合金構(gòu)件，結(jié)果表明激光能量輸入后，激光區(qū)域出現(xiàn)晶粒更細、Si 偏析減少的現(xiàn)象.Gu 等人[9]在鋁合金電弧增材制造過程中采用層間軋制工藝，共晶顆粒在軋制過程中破碎成更小的碎片，晶粒大小隨著軋制載荷的增加進一步細化.對現(xiàn)有工藝改進以及新工藝探索的研究不斷增加，眾多學(xué)者通過不同方式實現(xiàn)了對組織的細化.

外延結(jié)晶是WAAM 生產(chǎn)的構(gòu)件生成粗大顯微組織的主要原因之一[10].針對這一問題，提出了一種電弧增材復(fù)合層間高速摩擦(wire arc additive manufacturing hybrid interlayer high speed friction，WAAM-HSF)的方法.通過層間高速摩擦引入塑性變形層，破壞原始外延結(jié)晶組織可有效地抑制外延結(jié)晶，從而細化晶粒、改善組織.以φ1.2 mm 的鋁硅焊絲作為研究對象，采用WAAM-HSF 方法進行鋁合金薄壁構(gòu)件制備，研究了層間高速摩擦對薄壁鋁合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，并通過試驗和理論分析相結(jié)合的方式對構(gòu)件組織演變與改性機制進行討論.

1 試驗設(shè)計與方案

WAAM-HSF 試驗系統(tǒng)可以分別進行WAAM 和WAAM-HSF 兩種工藝的試驗，WAAM-HSF 試驗系統(tǒng)如圖1 所示，其中WAAM 試驗系統(tǒng)包括焊接電源(FastMig X 350)、送絲機(FastMig WFX 300T)、工作臺、驅(qū)動電源和MIG 焊焊槍，WAAM-HSF 試驗系統(tǒng)在WAAM 的基礎(chǔ)上加裝了高速摩擦系統(tǒng).試驗材料選擇直徑為1.2 mm 的4047 鋁合金焊絲，尺寸為150 mm × 100 mm × 8 mm 的2A12 鋁合金板材作為基板，4047 焊絲和2A12 基板的化學(xué)成分如表1 所示.由于表面油污雜質(zhì)和氧化會影響焊接質(zhì)量，并產(chǎn)生缺陷，因此采用百葉片打磨表面去除氧化層，增材試驗前使用丙酮清洗，在焊前將基板預(yù)熱至50 ℃.選擇脈沖MIG 模式，工藝參數(shù)如表2 所示.為了防止熱積累過多而發(fā)生坍塌現(xiàn)象，通過加大沉積速度的方式來減少層間熱輸入量.保持其余參數(shù)不變，每兩層沉積速度增加1 mm/s，沉積速度上限為19.5 mm/s，沉積40 層后增材結(jié)束.WAAM-HSF 系統(tǒng)主要包括高速摩擦系統(tǒng)和WAAM 系統(tǒng)，如圖1 所示，在WAAM-HSF 中，采用了與WAAM 相同的沉積參數(shù).在每層沉積完成后進行層間高速摩擦，層間高速摩擦參數(shù)的轉(zhuǎn)速為5 000 r/min，靜壓為200 N.

圖1 WAAM-HSF 試驗系統(tǒng)示意圖Fig.1 Schematic representation of the WAAM-HSF experimental system

表1 4047 焊絲和2A12 基板化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical compositions of 4047 wire and 2A12 substrate

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding process parameters

使用線切割機制備金相試樣和拉伸試樣，試樣切取位置和試樣尺寸如圖2 所示，金相試樣依次用400～ 1200 號砂紙橫向和縱向磨削并用金相拋光機進行拋光，至無明顯劃痕.按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1 部分：室溫試驗方法》使用WDW-100 型拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速率為1 mm/min.用Keller 試劑進行腐蝕，用工業(yè)酒精溶液清洗，用吹風(fēng)機吹干后.使用掃描電子顯微鏡(scanning electronic microscopy,SEM)和能譜儀(energy dispersive spectrometer,EDS)進行組織形貌觀察和成分分析.使用HVS-1000 型數(shù)顯顯微硬度計進行硬度測試，加載載荷1.96 N，加載時間15 s.硬度試驗的打點位置自上而下，間距為5 mm.

圖2 試樣切取位置和拉伸試樣尺寸圖Fig.2 Specimen cutting locations and tensile specimen dimensions.(a) cutting position of the specimen;(b) size of the tensile specimen

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 微觀組織

圖3 為WAAM 和WAAM-HSF 薄壁構(gòu)件不同區(qū)域的微觀組織.4047 鋁合金WAAM 構(gòu)件的底部、中部組織中有著大量的柱狀晶，柱狀晶細而長，如圖3a 和圖3b 所示.根據(jù)外延結(jié)晶理論[10]，在冷卻過程中以熔合線上局部半熔化的晶粒為核心向內(nèi)生長，生長方向為散熱最快方向，最終成長為柱狀晶粒.沉積層表面高速摩擦后，沉積層外延結(jié)晶過程被破壞.晶粒前沿伸展到焊縫中心，呈柱狀鑄態(tài)組織，對沉積態(tài)4047 鋁合金中條紋區(qū)域和非條紋區(qū)出現(xiàn)了晶粒連續(xù)生長的現(xiàn)象，層間高速摩擦后，細長的柱狀晶粒被打斷，形成大量細小晶粒，如圖3d 和圖3e 所示.與WAAM沉積態(tài)相比，層間高速摩擦后晶粒整體較為細小，頂部區(qū)域圖3c 和圖3f對比最為明顯，層間組織細化，阻斷了大部分柱狀晶粒的生長.此外，WAAM-HSF 構(gòu)件中部分區(qū)域柱狀晶粒的生長方向變得混亂，不再沿著構(gòu)建方向生長.

圖3 薄壁構(gòu)件不同區(qū)域的微觀組織Fig.3 Microstructure of different areas of thin wall member.(a) bottom of WAAM component;(b) middle of WAAM component;(c) top of WAAM component;(d) bottom of WAAM-HSF component;(e) middle of WAAM-HSF component;(f) top of WAAM-HSF component

圖4 為WAAM 和WAAM-HSF 薄壁構(gòu)件不同位置的EDS 面掃描圖像.圖4c 和圖4f 中Si 含量分別是14.42%和17.38%，該指標均大于4047 焊絲材料中Si 含量(約為12%)，產(chǎn)生上述現(xiàn)象的原因為WAAM-HSF 和WAAM 制備的薄壁構(gòu)件中發(fā)生了不同程度的偏析現(xiàn)象，液態(tài)金屬凝固速度過快，導(dǎo)致Si 元素來不及擴散，先凝固的位置Si 含量很高.從圖4 可以看出，從底部區(qū)域到頂部區(qū)域，兩個薄壁的柱狀晶粒都有所增大.初始層沉積后熱積累量最少，頂層的熱積累量接近飽和狀態(tài)，柱狀晶的尺寸增加.在相同區(qū)域，WAAM 構(gòu)件的晶粒尺寸大于WAAM-HSF 構(gòu)件的晶粒尺寸.

圖4 WAAM 和WAAM-HSF 構(gòu)件的不同位置EDS 掃描圖像Fig.4 EDS scan images of WAAM and WAAM-HSF at different positions.(a) top of WAAM;(b) middle of WAAM;(c) bottom of WAAM;(d) top of WAAM-HSF;(e) middle of WAAM-HSF;(f) bottom of WAAM-HSF

2.2 力學(xué)性能

沿構(gòu)建方向測量兩面薄壁中心的顯微硬度.圖5 為薄壁不同區(qū)域的顯微硬度.從圖5 可以看出，在同一區(qū)域WAAM-HSF 的平均顯微硬度比WAAM高9.96 HV.在頂部區(qū)域，在WAAM-HSF 中獲得的最大顯微硬度(86.9 HV)比WAAM 增加了18.4 HV.在中間(距頂部15 mm 位置)和底部區(qū)域(距頂部20 mm 位置)，WAAM-HSF 的最大顯微硬度分別比WAAM 增加了15.1 和11.8 HV.

圖5 薄壁不同區(qū)域的顯微硬度Fig.5 Microhardness in different regions of the thin wall

圖6 為1～ 6 號拉伸試樣的拉伸試驗結(jié)果.WAAM-HSF 試樣抗拉強度和屈服強度均高于WAAM 試樣.WAAM-HSF 試樣的平均抗拉強度為183 MPa，平均屈服強度為171 MPa，比WAAM試樣的平均抗拉強度166 MPa 高17 MPa，比WAAM 試樣的平均屈服強度155 MPa 高16 MPa.WAAM-HSF 的試樣斷后伸長率均低于WAAM，WAAM-HSF 試樣的平均斷后伸長率為6.0%，WAAM 試樣的平均斷后伸長率為11.0%.

從圖3 和圖4 可以看出，與WAAM 相比，WAAM-HSF 的微觀結(jié)構(gòu)和晶粒明顯細化，這主要是由層間高速摩擦引起的.在WAAM-HSF 沉積層的頂部區(qū)域形成了一個變形區(qū).文獻[11]結(jié)果表明，通過塑性變形處理(形變強化)可以得到細化的晶粒和大量的位錯，隨著塑性變形的進行，位錯密度不斷增加，導(dǎo)致位錯運動時的相互作用增強，位錯運動阻力增大，變形抗力增加.因此，與WAAM的原始結(jié)構(gòu)相比，WAAM-HSF 變形區(qū)域的晶粒尺寸有所減小.在部分熔化的區(qū)域，原有的結(jié)構(gòu)和變形部分可以作為形核點.根據(jù)外延結(jié)晶理論[12]，因為母材晶粒表面作為新相晶核的“基底”不僅所需能量小，而且在結(jié)晶點陣形式及點陣常數(shù)上均與新相接近一致，因而易于促進新相形核.外延結(jié)晶過程使化學(xué)成分和雜質(zhì)易在焊縫中心區(qū)產(chǎn)生偏析，引起焊縫金屬力學(xué)性能下降，層間高速摩擦可以有效抑制外延結(jié)晶.因此，WAAM-HSF 薄壁的組織細化，其抗拉強度和顯微硬度都得到了增強.

2.3 斷口形貌

圖7 和圖8 分別為WAAM 和WAAM-HSF試樣拉伸斷口的微觀形貌.從圖7a 可以看出，WAAM 工藝下拉伸試樣斷口中存在較大的深坑，該深坑的形成與熔池中未逸出的氣體有關(guān)，相比WAAM，WAAM-HSF 的微觀形貌中孔隙較少.從圖7b 和圖8b 可以發(fā)現(xiàn)，斷口中有著大量的韌窩和撕裂棱，這是明顯的韌性斷裂特征.使用Nano Measurer 對孔隙尺寸進行測量，其直徑一般在50 μm以下，部分孔隙的直徑在50 μm，一般來說50 μm以上的孔隙對薄壁件的力學(xué)性能會產(chǎn)生影響.WAAM 拉伸試樣中存在氣孔缺陷，導(dǎo)致橫向拉伸試樣在拉伸過程中易在氣孔附近造成應(yīng)力集中，最終導(dǎo)致試樣在氣孔附近斷裂.這也是其拉伸性能較低的主要原因，相比WAAM，WAAM-HSF 的孔隙問題得到改善，力學(xué)性能有所提高.

圖7 WAAM 試樣的斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of WAAM sample.(a)fracture morphology;(b) amplification of area B

圖8 WAAM-HSF 試樣的斷口形貌Fig.8 Fracture morphology of WAAM-HSF sample.(a)fracture morphology;(b) amplification of area D

3 結(jié)論

(1) WAAM 和WAAM-HSF 的微觀結(jié)構(gòu)中存在著大量的柱狀樹枝晶，晶粒沿著垂直于焊縫的方向定向生長.與WAAM 相比，WAAM-HSF 的顯微結(jié)構(gòu)明顯細化.晶粒直徑在兩個薄壁中從頂部到底部逐漸減小.

(2) WAAM 試樣的平均顯微硬度為64.7 HV，WAAM-HSF 試樣的平均顯微硬度則達到了74.67 HV，WAAM-HSF 試樣的平均斷后伸長率為6.0%，WAAM 試樣的平均斷后伸長率為11.0%.WAAM試樣的平均抗拉強度為166 MPa，平均屈服強度為155 MPa，而WAAM-HSF 試樣的平均抗拉強度為183 MPa，平均屈服強度為171 MPa，由于層間高速摩擦在頂部區(qū)域產(chǎn)生塑性變形，得到細化的晶粒和大量的位錯，從而提高鋁合金構(gòu)件的強度.

(3) WAAM 和WAAM-HSF 工藝下拉伸試樣斷口中均存在大量的韌窩，呈韌性斷裂特征，WAAM 工藝下產(chǎn)生大量氣孔，在氣孔附近造成應(yīng)力集中，最終導(dǎo)致試樣在氣孔附近斷裂，這是其拉伸性能較低的主要原因.相比WAAM，WAAMHSF 的孔隙問題得到改善，力學(xué)性能有所提高.