林三寶，夏云浩，董博倫，蔡笑宇，范成磊

(哈爾濱工業(yè)大學,先進焊接與連接國家重點實驗室,哈爾濱,150001)

0 序言

擁有良好比強度的鋁合金是現(xiàn)代工業(yè)的重要金屬材料，其中Al-Zn-Mg-Cu 鋁合金因其優(yōu)異性能在航空航天，高速機車等領(lǐng)域被廣泛應(yīng)用[1-2].然而目前大規(guī)模使用的Al-Zn-Mg-Cu 鋁合金構(gòu)件所采用的加工制造方法往往存在材料浪費嚴重、加工制造周期長的特點.為進一步提高材料利用率和制造效率以實現(xiàn)綠色智能化制造，近凈成型方法—電弧增材制造技術(shù)制備Al-Zn-Mg-Cu 合金受到了廣泛的關(guān)注.

除傳統(tǒng)的鑄造方法外，Zuo 等人利用液滴噴射成型的方法，制備了7 系鋁合金[3].隨后Kaufmann以及Martin 等人[4-5]先后采用以激光為熱源的增材制造方法制備了不同成分的7 系鋁合金，并且對于激光增材制造7 系鋁合金存在的熱裂紋問題進行優(yōu)化，分別采用了改變激光功率、Si 元素直接合金化以及納米薄膜合金化的方式一定程度上抑制了熱裂紋的產(chǎn)生.

Dong 等人[6]采用GTA 增材制造方法制備了7 系鋁合金，分析了電弧增材制備的沉積態(tài)鋁合金中存在的組織問題，揭示了電弧增材過程中的動態(tài)析出行為并且對其組織性能進行優(yōu)化.但是目前所制備的7 系鋁合金仍存在一定的組織問題，例如凝固縮孔，塑性過低等.傳統(tǒng)冶金學中，Sc 元素可以通過促進異質(zhì)形核的方式實現(xiàn)鋁合金組織細化，從而一定程度上消除凝固過程中存在的缺陷問題，優(yōu)化鋁合金組織并且形成納米級別析出相，通過彌散強化進一步提升力學性能[7].

有學者在7 系鋁合金的鑄造過程中加入Sc[8]，通過引入Sc 帶來的晶粒細化和彌散強化效果優(yōu)化了鑄態(tài)7 系鋁合金的性能.Zhu 和Wang 等人[9-10]嘗試在激光選區(qū)熔覆中加入Al、Sc 和Zr 的化合物顆粒，作為晶粒形核的孕育劑，通過晶粒細化的方式避免了裂紋的形成.其中Sc，Zr 元素還可通過時效過程與原本存在的時效后強化相共同發(fā)揮提升力學性能的作用.因此希望在電弧增材制造7 系鋁合金中引入Sc 元素實現(xiàn)高效高質(zhì)的7 系鋁合金電弧增材制造.

常見的電弧增材合金化方法有在保護氣中送進氣體合金化元素的保護氣合金化方式，在表面涂鋪含有合金化聚合物的表面涂敷方法以及多根送絲方法的多絲合金化方法[11-13].其中多絲合金化方法可高效制備成分均勻構(gòu)件，并可實現(xiàn)定量化成分設(shè)計[14].

多絲電弧增材制造過程中，在送進多種絲材時，通過控制工藝參數(shù)可以多絲的均勻混合，以實現(xiàn)特殊成分合金的均勻制備[15-16].此外，該方法可以進一步優(yōu)化工藝性能和組織缺陷情況.因此利用雙絲電弧增材制造技術(shù)制備Al-Mg-Zn-Cu-Sc 合金即實現(xiàn)Al-Zn-Mg-Cu 合金的Sc 微合金化，是改善該合金系工藝性能和組織成型情況的可行方法.

文中針對7 系鋁合金電弧增材合金化的問題，提出了利用送進含Sc 的第二根絲材，將Sc 元素引入7 系鋁合金的工藝方法，并對比分析不同工藝參數(shù)下的組織性能特點，以獲得高效快速的含Sc7 系鋁合金制備工藝.

1 試驗方法

試驗設(shè)計了雙絲GTA 增材制造系統(tǒng)，其中雙絲從同向單側(cè)不同角度送進(圖1)，GTA 電源采用Miller Dynasty 350 GTAW 變極性頻率可調(diào)電源.兩根鋁合金絲材分別從不同位置送進，經(jīng)過GTA 加熱融化形成熔池，在平臺運動過程中隨之凝固，完成沉積過程.沉積過程中為實現(xiàn)鋁合金表面氧化膜的清理，GTA 電源采用交流變極性模式，同時為研究掃描速度的影響，具體試驗參數(shù)如表1 所示.采用的送進絲材為Al-Zn-Mg-Cu 絲材和Al-Mg-Sc 絲材，具體成分如表2 所示.

表1 焊接工藝參數(shù)Table 1 Welding process parameters

表2 絲材和基板成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 2 Composition of welding wire and substrate

圖1 雙絲電弧增材制造系統(tǒng)示意圖Fig.1 Schematic of dual wire arc additive manufacturing system

沉積過程中，為觀察熔滴過渡情況和電弧穩(wěn)定性，利用Xiris 高動態(tài)相機以及其相關(guān)配套軟件對于沉積過程進行實時監(jiān)控.在沉積過程完成后，利用電火花線切割從沉積完成的試樣中切取不同尺寸的試樣進行組織觀察和力學性能測試，其中進行微觀組織觀察的試樣經(jīng)金相砂紙研磨和拋光過程后，利用HNO3∶HCl∶HF∶H2O 為5∶3∶2∶180 的凱勒試劑進行腐蝕.隨后利用KEYENCE-VHX-1000E超景深光學顯微鏡進行微觀組織觀察.利用Instron5569 電子萬能試驗機進行拉伸力學性能試驗，獲得拉伸力學性能并且利用蔡司Merlin Compact場發(fā)射掃描電鏡對于增材得到的沉積態(tài)試樣截面以及拉伸試驗獲得的斷口試樣進行觀察.拉伸試樣的尺寸如圖2 所示.

圖2 拉伸試樣的具體尺寸 (mm)Fig.2 The size of the tensile sample

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 送絲條件對成形和氣孔的影響

為實現(xiàn)同側(cè)雙絲在電弧的加熱作用下同步熔化，且能夠均勻過渡到熔池繼而凝固，文中工藝中采用了同側(cè)上下不同角度的送絲位置.其中兩送絲位置分別與基板成60°和30°的角度，電弧穩(wěn)定后同時送進兩根絲材.雖然兩根送進絲材均為鋁合金絲材，但是其工藝性能和熔化時物性明顯不同.其中Al-Mg-Sc 絲材的焊接工藝性能良好，Al-Zn-Mg-Cu 絲材的焊接工藝性較差，因而不同送進絲材采用不同的送進位置會對沉積過程產(chǎn)生較大影響，故采用分別在不同位置送進絲材并交換位置，以獲得不同送絲條件下的熔化凝固情況，最終確定兩根絲材送進的位置.

單絲送進時，7 系鋁合金絲材在上方送絲位置過渡情況不佳，而在下方送絲位置呈現(xiàn)順利的熔化凝固過程，而含Sc 的Al6Mg 絲材工藝性能十分良好，具有良好的流動性，其在靠近焊槍或靠近基板的送絲位置均有良好的工藝表現(xiàn).7 系鋁合金絲材從上方送絲送進時會受到提前加熱，呈現(xiàn)十分粘稠的質(zhì)地且絲材到熔池的距離較遠，無法實現(xiàn)良好過渡，易于堆積在送絲嘴處.隨后，采用兩根絲材同時送進的方式，分別對于兩根絲材在不同送絲位置進行試驗，如圖3 所示.其中上方1 號沉積層是Al-Zn-Mg-Cu 絲材在靠近熱源的位置，Al-Mg-Sc 絲材在靠近板材的位置，2 號反之.

圖3 不同送絲位置情況下的成形情況Fig.3 Forming under different wire feeding positions

可明顯看出圖3 中1 號沉積層以成形，在平臺行走過程中，受熱源加熱的兩根絲材熔化后聚集在一起，易匯聚形成較大液態(tài)金屬球(圖4).隨著絲材送進逐漸增大，難以過渡進入金屬熔池，凝固后呈現(xiàn)滴狀鋁合金球，難以實現(xiàn)送進絲材的沉積成形.

圖4 不良的雙絲過渡情況Fig.4 Poor weld drop transition conditions

圖3 中2 號沉積層是交換送絲位置后的沉積情況，成形良好，兩根絲材在受到加熱之后，自然平緩過渡，能夠在既定運動位置上穩(wěn)定成形，且表面較為光亮，邊緣較為整齊.因此，結(jié)合兩根絲材的不同送絲表現(xiàn)，在雙絲電弧增材制造含Sc 的7 系鋁合金時，7 系鋁合金絲材采用靠近基板的送絲位送進，含Sc 的Al6Mg 絲材采用靠近焊槍的送絲位送進.

此外，在雙絲電弧增材過程中，兩根同時送進的鋁合金絲材會存在一定的相互作用，對于不同送絲位置送進的絲材，其熔化前后的物性相差較大，當絲材送進過快時，會導(dǎo)致未完全熔化，絲材送進過慢時會導(dǎo)致絲材熔化后表面張力較小呈現(xiàn)黏度較低的質(zhì)地，流動性過大，亦不利于鋁合金的沉積過程.因此設(shè)計了送絲速度配合工藝試驗，確定了含Sc 的鋁合金絲材和7 系鋁合金絲材的送絲速度區(qū)間，試驗結(jié)果如圖5 所示.

圖5 不同送絲速度下的成形情況Fig.5 Forming under different wire feeding speeds

最終確定的送絲區(qū)間為單送絲位置為600 mm/min 至1 000 mm/min.穩(wěn)定沉積效率兩根鋁合金絲材的總送絲速度為1 600 mm/min.

2.2 不同變極性頻率下的試驗分析

利用電弧作為鋁合金增材制造的熱源，除了增材效率高，設(shè)備簡單等優(yōu)勢外，其能夠?qū)崿F(xiàn)陰極清理鋁合金表面氧化膜的特性亦是其重要優(yōu)勢.為了綜合鋁合金氧化膜的陰極清理的作用以及能量轉(zhuǎn)化情況，采用極性周期可變的變極性電弧策略.因此探明雙絲電弧增材過程中的變極性參數(shù)對于試驗的影響十分重要.

變極性參數(shù)一般包括正負半波的占比以及變極性頻率.首先是正負半波的占比，當負半波占比過大時，會造成電弧的鎢極產(chǎn)生燒損，而正半波占比過大時，也會發(fā)生陰極清理效果差的情況，經(jīng)過單因素試驗，綜合鎢極燒損和陰極清理作用情況，綜合選用EN/EP 比為7∶3，此時的陰極清理效果較好，且鎢極燒損情況較小.隨后采用不同參數(shù)分別制備了不同變極性頻率的雙絲鋁合金電弧增材試樣，并對其進行觀察.

首先是在不同的變極性頻率下的孔隙情況，對于采用不同變極性頻率制備的鋁合金沉積試樣進行分析，如圖6 所示.

由宏觀組織圖可明顯看出，孔隙的數(shù)量隨著電弧變極性頻率的增加呈現(xiàn)出先減少后增加的變化趨勢.其中在電弧的變極性頻率為100 Hz 和150 Hz 時，截面上的可見孔隙較少，進一步通過圖片計算孔隙尺寸，得到大致的孔隙分布趨勢如圖7 所示.結(jié)合孔隙分布情況，應(yīng)采用電弧的變極性頻率為100 Hz 或150 Hz.

圖7 不同變極性頻率下的孔隙占比變化Fig.7 Variation of pore area percentage at different variable polarity frequencies

圖8 展示了不同頻率下的宏觀成形情況，在不同的變極性頻率下，可看到各試樣的宏觀樣貌具有明顯不同.首先觀察表面潔凈情況以及周圍陰極清理的效果，隨著變極性頻率的增加，沉積層表面愈發(fā)光亮，并且在表面有明顯的魚鱗紋形狀.

圖8 不同變極性頻率下的宏觀形貌Fig.8 Macrostructure at different variable polarity frequencies

整體的成形隨著頻率的增加，成形愈發(fā)穩(wěn)定，成形更加順暢美觀.在較低的變極性頻率時雖然也具有良好成形，但是如在100 Hz 以及50 Hz 時的情況，很容易形成球狀，影響后續(xù)沉積.

由于電弧在極性變化過程中，會發(fā)生明顯的變化，電弧的形態(tài)會受到變極性頻率的影響.雙絲電弧增材過程中電弧穩(wěn)定性與熔滴過渡之間存在密切關(guān)系.圖9 展示了不同變極性頻率下雙絲電弧增材過程中的電弧形態(tài).當電弧在50 Hz 時，在電弧進行移動時，會出一定的偏移現(xiàn)象，而當電弧的變極性頻率高于200 Hz 時，電弧無偏移情況，剛度較好.能量較為集中，但此時電弧過于收束，雙絲在電弧處交匯易產(chǎn)生不良過渡情況.因此在雙絲電弧增材制備鋁合金中應(yīng)該選用100～ 150 Hz 的變極性頻率.盡管雙絲電弧增材工藝中變極性頻率的增加會增加電弧的挺度，并且使得電弧挺度增強，產(chǎn)生較大的電弧壓力，促進熔滴過渡，但是過于收束的電弧會使兩根高速不斷送進的絲材熔化不完全，發(fā)生相互干涉，難以進行沉積.

圖9 不同變極性頻率下的電弧形態(tài)Fig.9 Shape of arc at different variable polarity frequencies

2.3 不同掃描速度下的組織與力學性能

選用不同的熱源掃描速度，分別為100 mm/min，200 mm/min 和300 mm/min，其他條件不變進行試驗.觀察掃描速度為100 mm/min 時，Al-Mg-Zn-Cu-Sc 合金的組織基本特點，如圖10 所示.

圖10 雙絲電弧增材制備的Al-Mg-Zn-Cu-Sc 合金微觀組織Fig.10 Microstructure of Al-Mg-Zn-Cu-Sc alloy prepared by dual wire arc additive manufacturing.(a) the microstructure of Al-Mg-Zn-Cu-Sc;(b) eutectic second phase in grains boundaries;(c) distribution of Al3Sc particles

從微觀組織可觀察到在沉積態(tài)Al-Mg-Zn-Cu-Sc 合金的晶界上分布有大量銀白色襯度的共晶組織，由基體和第二相構(gòu)成，主要分布在晶界上，并且晶粒內(nèi)部也有一定分布.在放大倍數(shù)較高時，可以觀察到Al3Sc 相的存在，均勻分布在基體中，說明Sc 元素在該合金中主要以第二相的形式存在.該相呈現(xiàn)與基體共格的特征.納米尺度Al3Sc 相說明了雙絲電弧增材技術(shù)引入Sc 可以從彌散強化的角度進一步提升力學性能.成形尺寸方面，在送絲速度不變的情況下，隨著熱源掃描速度的增加，沉積層寬度明顯減小，沉積成形得到的薄壁厚度變小，從1.5 cm 減小至0.9 cm 表面趨于光滑.

在送絲速度不變的情況下，隨著熱源掃描速度的增加，單位時間內(nèi)的熔覆絲材減少，形成的熔池較小，在較快的散熱條件下，熔池凝固較快，較小的熔池凝固后形成的沉積層較窄，并且由于熔池處于高溫的時間較短，在其凝固的過程中由于鋪展時間較短，表面張力較大，無法較好的潤濕此前凝固的表面，使得側(cè)面出現(xiàn)不同程度的成形缺陷.

相同工藝參數(shù)下不含Sc 元素的7055 鋁合金與不同掃描速度下的雙絲電弧增材制備Al-Mg-Zn-Cu-Sc 合金的力學性能如圖11 所示，與沉積態(tài)7055 鋁合金相比，后者抗拉強度、斷后伸長率均有一定程度提高，抗拉強度提升30%，斷后伸長率平均提高40%，但是不同掃描速度下的拉伸性能差別不大，抗拉強度都在300 MPa 左右，斷后伸長率也都在達到5%以上.這種現(xiàn)象出現(xiàn)的原因是沉積態(tài)下的Al-Zn-Mg-Cu 合金在引入Sc 的情況下仍然在晶間富集第二相，容易發(fā)生斷裂.同時在不同掃描速度下，影響拉伸性能的大尺寸缺陷并不存在，因此說明掃描速度參數(shù)對于沉積態(tài)的力學性能影響較小，主要影響成形和沉積速率等情況.因此，在工藝區(qū)間內(nèi)的掃描速度的變化在雙絲電弧增材制造Al-Mg-Zn-Cu-Sc 合金過程中對于力學性能的影響不大.為進一步研究不同的掃描速度影響的組織變化，探究力學性能變化不大的原因，將進一步對于不同掃描速度下的制備沉積態(tài)Al-Mg-Zn-Cu-Sc 合金的微觀組織進行觀察.

圖11 不同掃描速度下的力學性能Fig.11 Mechanical properties at different scanning speeds

常規(guī)增材制造中為控制成形，掃描速度為恒定值.對于電弧增材過程，在不同的掃描速度下的產(chǎn)熱過程和散熱過程都會發(fā)生變化，同時對于工藝開發(fā)尚不明確的鋁合金雙絲電弧增材技術(shù)，由于鋁合金散熱較快，熔化后的熔池流動情況發(fā)生變化，凝固后的沉積態(tài)組織會受到熱變化的影響從而在不同的掃描速度下對應(yīng)出不同的組織情況.不同掃描速度下獲得的沉積樣品微觀組織如圖12 所示.

圖12 不同掃描速度下的微觀組織Fig.12 Microstructures at different scanning speeds.(a) 100 mm/min;(b) 200 mm/min;(c) 300 mm/min

隨著掃描速度的增加，組織中的柱狀晶的縱向生長程度減少，并且晶粒平均尺寸有所減小，但是差距不大.這是由于掃描速度增加時，單位時間熔覆的金屬量減少，熔池的尺寸減小，散熱條件發(fā)生變化.雖然掃描速度的增加使得熔池凝固速度進一步加快，但是由于散熱和產(chǎn)熱之間的差距變化不大，并未出現(xiàn)有利于等軸晶產(chǎn)生的散熱條件，因此組織仍然呈現(xiàn)大量柱狀晶的特征.與組織發(fā)生較小的變化相對應(yīng)，不同掃描速度下的力學性能變化較小.

進一步觀察拉伸試驗斷口，如圖13 所示.不同掃描速度下的斷口截面展示大致相同的斷裂情況，進一步對應(yīng)上述的組織特點，斷口的斷裂形式大多為由缺陷處開裂，并持續(xù)擴展，最終全部斷裂.其中斷口處主要呈現(xiàn)沿晶斷裂，從端口處的襯度可知，沿晶斷裂的原因是晶界處存在脆性的第二相，在受到應(yīng)力時會率先開裂.斷口處可見大量小尺寸韌窩，這些尺寸較小的韌窩反映了試樣相對較低的塑性.并且從斷口界面可見，組織內(nèi)部存在一定的氣孔，成為斷裂的裂紋源.

圖13 拉伸斷口的表面Fig.13 The fracture surface of the tensile tested sample.(a) characteristics of fracture;(b) the microstructure of fracture surfaces;(c) dimples in the fracture surface

3 結(jié)論

(1) 采用雙絲電弧增材系統(tǒng)，進行電弧增材制造7 系鋁合金過程中的Sc 合金化，實現(xiàn)了沉積態(tài)Al-Mg-Zn-Cu-Sc 鋁合金制備，通過不同送絲位置和送絲速度的對比試驗，確認每根絲的送絲速度在600 mm/min 到1 000 mm/min 范圍內(nèi)均可良好成形.

(2) 隨著變極性頻率的增加，組織內(nèi)部的氣孔含量呈現(xiàn)先減少后增加的趨勢，組織在100 Hz 到150 Hz 之間達到氣孔率小于0.1%的程度，且此時電弧穩(wěn)定性較高，可以穩(wěn)定實現(xiàn)雙絲電弧增材制備過程.

(3) Sc 元素以Al3Sc 相的形式存在于基體中.隨著掃描速度的增加，柱狀晶的生長趨勢在一定程度上被限制，單層沉積高度增加和沉積層寬度減小，力學性能變化不大.