喬柳平，王玉華，鄒楠，周俊杰，杜勇剛，夏令

上海飛機(jī)制造有限公司航空制造技術(shù)研究所 上海 201324

1 序言

隨著航空技術(shù)的飛速發(fā)展，航空工業(yè)對(duì)飛行器性能的要求逐漸提高，高性能輕質(zhì)整體結(jié)構(gòu)的需求量逐年提升[1]。為了適應(yīng)大飛機(jī)所需的大型、復(fù)雜結(jié)構(gòu)零部件的生產(chǎn)，對(duì)高效率低成本的制造方式提出了巨大需求[2，3]。

電弧熔絲增材制造技術(shù)（Wire Arc Additive Manufacturing，WAAM）是一種以電弧為載能束，以金屬絲材為成形材料，將熔化的金屬絲材逐層堆積成形的近凈成形工藝[4，5]。相比于傳統(tǒng)的鑄造工藝，該工藝生產(chǎn)過(guò)程高效且不需使用模具，大大縮短了產(chǎn)品制造周期，對(duì)復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的生產(chǎn)具有明顯優(yōu)勢(shì)，且對(duì)個(gè)性化產(chǎn)品的生產(chǎn)適應(yīng)性強(qiáng)。相比于其他的增材方式，例如，激光熔化沉積、電子束熔化沉積等，該工藝成本優(yōu)勢(shì)明顯、材料利用率高且適應(yīng)大尺寸結(jié)構(gòu)件的生產(chǎn)制造[6-8]。WAAM技術(shù)有兩種形式：一種是基于熔化極電弧的同軸送絲形式（見(jiàn)圖1a），采用工藝方法為常規(guī)的熔化極弧焊工藝（Melted Inert Gas Arc Welding，MIG）或冷金屬過(guò)渡焊工藝（Cold Metal Transfer，CMT）；另一種是基于等離子?。≒lasma Arc，PA）的旁軸送絲形式（見(jiàn)圖1b），其中等離子弧也可換作鎢極氬弧焊（Tungsten Inert Gas Arc Welding，TIG）[9]。基于MIG焊的WAAM雖然熱輸入較高，但成形速率更快，且以焊絲作為電極，電弧與焊絲具有同軸性，不存在如TIG電弧增材成形的送絲方向與焊接方向的相位關(guān)系，成形位置的可達(dá)性更高[3]。

Al6CuMg屬于高強(qiáng)鋁合金，專用于2系鋁合金航空零部件的焊接[10，11]。由于其具有優(yōu)良的斷裂韌度及抗應(yīng)力腐蝕性能等，因此獲得了國(guó)內(nèi)外相關(guān)學(xué)者的廣泛關(guān)注。近年來(lái)，雖然鈦合金、復(fù)合材料等新材料在飛機(jī)上的用量呈現(xiàn)增長(zhǎng)趨勢(shì)，但高強(qiáng)鋁合金由于其優(yōu)良的性能及豐富的儲(chǔ)量，因此在今后相當(dāng)長(zhǎng)一段時(shí)間內(nèi)仍會(huì)在航空領(lǐng)域有著不可替代的作用[12]。

目前，美國(guó)波音公司針對(duì)增材制造在航空制造方面的應(yīng)用已走在世界前列[13]。2017年2月，挪威鈦公司與波音公司合作改進(jìn)的專利工藝快速等離子電弧增材技術(shù)（RPD?）打印了首個(gè)獲得FAA認(rèn)證的航空用鈦合金結(jié)構(gòu)件。波音公司已決定采用該工藝部分替代鍛造等傳統(tǒng)制造工藝，預(yù)計(jì)將最終為每架Dreamliner飛機(jī)節(jié)省200～300萬(wàn)美元的成本，每年將節(jié)省3.6億美元。但是，WAAM工藝在國(guó)內(nèi)尚處于實(shí)驗(yàn)室研究階段，此技術(shù)應(yīng)用于航空鋁合金相關(guān)研究較少，工藝數(shù)據(jù)匱乏，其技術(shù)成熟度與許多傳統(tǒng)制造技術(shù)相比還存在較大差距，這在很大程度上限制了WAAM在航空航天領(lǐng)域的推廣應(yīng)用[14]。

本文以航空用Al6CuMg合金為研究對(duì)象，采用MIG增材制造方法制造Al6CuMg合金零件，并對(duì)沉積態(tài)及熱處理態(tài)Al6CuMg合金的組織及力學(xué)性能特征進(jìn)行研究。

2 試驗(yàn)

2.1 試驗(yàn)設(shè)備

本文進(jìn)行WAAM增材制造的系統(tǒng)如圖2所示，其基本組成包括工作臺(tái)、控制柜、機(jī)器人、MIG焊機(jī)、送絲機(jī)及保護(hù)氣等。其中，MIG焊機(jī)作為整個(gè)增材成形系統(tǒng)的熱源，配套選用穩(wěn)定的送絲裝置，以及精度高、運(yùn)行速度快及誤差小的工業(yè)機(jī)器人來(lái)實(shí)現(xiàn)精準(zhǔn)的WAAM增材制造?；逋ㄟ^(guò)工裝夾具固定在工作臺(tái)上，成形時(shí)工業(yè)機(jī)器人會(huì)依照離線編程中的預(yù)設(shè)軌跡在基板上完成構(gòu)件的增材打印。

圖2 WAAM增材制造系統(tǒng)

2.2 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為Al6CuMg合金焊絲，直徑1.2mm。Al6CuMg合金具有比強(qiáng)度高，以及低溫和高溫力學(xué)性能好、斷裂韌度高、抗應(yīng)力腐蝕性能好等特點(diǎn)，適用于在高溫315℃下工作的結(jié)構(gòu)件、高強(qiáng)度焊接件，在航空航天領(lǐng)域得到廣泛的應(yīng)用。選用Al6CuMg軋制態(tài)鋁合金板材作為基板，尺寸為300mm×300mm×38mm。試驗(yàn)前采用機(jī)械打磨后丙酮清洗的方法來(lái)去除基板表面油污和氧化膜。此外，為防止裂紋和減少變形，用加熱板對(duì)基板進(jìn)行預(yù)熱，使基板緩慢均勻升溫至100℃后進(jìn)行增材制造試驗(yàn)。

本文采用的WAAM工藝為MIG電弧增材，試驗(yàn)條件見(jiàn)表1。為避免起弧和收弧端的塌陷累積，每一道增材方向均采用循環(huán)往復(fù)的成形路徑。

表1 Al6CuMg合金的電弧增材試驗(yàn)條件

2.3 試驗(yàn)方案

本文主要研究了增材工藝參數(shù)對(duì)構(gòu)件的成形性、微觀組織的影響，熱處理工藝參數(shù)對(duì)構(gòu)件的微觀組織、力學(xué)性能的影響。旨在獲得Al6CuMg合金電弧增材工藝參數(shù)窗口，以及熱處理工藝參數(shù)對(duì)Al6CuMg合金電弧增材構(gòu)件的影響規(guī)律。

基于Al6CuMg合金電弧增材制造前期工藝積累，篩選出適合用于Al6CuMg合金進(jìn)行電弧增材制造試驗(yàn)的參數(shù)，通過(guò)控制變量法研究工藝參數(shù)對(duì)顯微組織的影響，探索Al6CuMg合金的增材工藝窗口，涉及到的變量主要為送絲速度和焊接速度，增材制造工藝參數(shù)及熱輸入見(jiàn)表2。

表2 增材制造工藝參數(shù)及熱輸入

由于電弧增材類似于堆焊工藝，所以文中通過(guò)用于計(jì)算焊接熱輸入的公式進(jìn)行電弧增材工藝熱輸入的預(yù)估，即

式中E——熱輸入（J/mm）；

I——焊接電流（A）；

U——電弧電壓（V）；

η——熱效率系數(shù)，取值為0.7；

v——焊接速度（mm/s）。

力學(xué)性能試樣的制備如圖3所示。在X、Z方向上取力學(xué)性能檢測(cè)試樣，并分別在試樣的頂部、中部和底部進(jìn)行金相試驗(yàn)取樣。

圖3 力學(xué)性能試樣

根據(jù)ASTM E8/E8M—2022《金屬材料拉伸試驗(yàn)方法》的力學(xué)試樣取樣標(biāo)準(zhǔn)，試樣尺寸如圖4所示。

圖4 力學(xué)試樣尺寸

采用“固溶＋時(shí)效”制度對(duì)增材構(gòu)件進(jìn)行熱處理。選取合適的增材制造工藝參數(shù)進(jìn)行沉積態(tài)成形，在溫度535℃固溶處理90min，研究拉伸試樣在175℃條件下時(shí)效處理3h、7h、11h、15h的力學(xué)性能變化，熱處理工藝參數(shù)見(jiàn)表3。

表3 熱處理工藝參數(shù)

3 試驗(yàn)結(jié)果分析

3.1 增材制造工藝參數(shù)對(duì)成形性及力學(xué)性能的影響

通過(guò)采用表2中的參數(shù)制造10層A l6Cu Mg合金，評(píng)估了不同工藝參數(shù)下單道多層的成形效果，如圖5所示。

圖5 不同參數(shù)下試樣的成形效果

從圖5可看出，各參數(shù)下Al6CuMg合金的成形性均較為良好，無(wú)明顯流淌及兩端塌陷問(wèn)題，這表明送絲速度和焊接速度匹配較為合適，且每組參數(shù)的熱輸入較小。因此，在進(jìn)行力學(xué)性能檢測(cè)試樣的制作時(shí)只需注意控制層間溫度就能順利完成。

在單道多層試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)，層間溫度對(duì)成形及性能的影響較大，層間溫度對(duì)成形的影響如圖6所示。從圖6可看出，當(dāng)不控制層間溫度、連續(xù)不間斷進(jìn)行沉積時(shí)，10層之后就發(fā)生熔滴向下流淌、兩端坍塌的現(xiàn)象。而將層間溫度控制在50～100℃（±10℃）之間，可以得到較好的成形強(qiáng)度，若溫度過(guò)低則會(huì)影響成形質(zhì)量，故本試驗(yàn)均將多層試樣的層間溫控制為50～100℃。

圖6 層間溫度對(duì)成形的影響

由各組試驗(yàn)參數(shù)的熱輸入計(jì)算值來(lái)看，6組適合于力學(xué)試樣制作的熱輸入均沒(méi)有超過(guò)300J/mm?？梢?jiàn)熱輸入也是衡量參數(shù)合理性的一個(gè)重要因素，一旦熱輸入過(guò)大就會(huì)發(fā)生成形過(guò)程中的扭曲、兩端塌陷等問(wèn)題。從相關(guān)文獻(xiàn)[15]了解到，焊接時(shí)增大熱輸入會(huì)粗化晶粒。

工藝參數(shù)對(duì)抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的影響如圖7所示。從圖7可看出，隨著送絲速度的增加，熱輸入變大、抗拉強(qiáng)度減小。這是因?yàn)榫Я＝M織與熱輸入量有關(guān)，同樣的焊接條件下，低的熱輸入會(huì)導(dǎo)致較高的成分過(guò)冷度，減少凝固時(shí)間，會(huì)形成更多的等軸（枝）晶，細(xì)小的晶粒一般可以改善焊縫的力學(xué)性能，因此選用較低的熱輸入?yún)?shù)，期望得到比較好的力學(xué)性能。

圖7 工藝參數(shù)對(duì)抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的影響

3.2 增材制造工藝參數(shù)對(duì)孔隙率的影響（沉積態(tài)）

從每組金相試樣中選取中間位置試樣，每個(gè)試樣拍4張圖片，圖8所示為每組參數(shù)中選取的一張金相圖片。采用光學(xué)顯微鏡在低倍下進(jìn)行拍攝，通過(guò)Image-pro Plus軟件進(jìn)行孔隙分析，統(tǒng)計(jì)6組參數(shù)下每4張圖片的孔隙個(gè)數(shù)、最大直徑及孔隙率，取平均值，結(jié)果見(jiàn)表4。

表4 孔隙率參數(shù)統(tǒng)計(jì)結(jié)果

圖8 不同參數(shù)下孔隙分布

不同送絲速度與焊接速度下成形試樣的內(nèi)部孔隙率分別如圖9、圖10所示。

圖9 不同送絲速度成形的試樣內(nèi)部孔隙率

圖10 不同焊接速度成形的試樣內(nèi)部孔隙率

由圖9、圖10可發(fā)現(xiàn)，采用較大的焊接速度時(shí)（10mm/s），試樣內(nèi)部的氣孔較小、數(shù)量較少，隨著送絲速度的增加，孔隙率略有下降。這是由于焊接速度較大時(shí)也需要匹配較大的送絲速度來(lái)保證成形過(guò)程中更為穩(wěn)定的熔滴過(guò)渡。當(dāng)送絲速度一定時(shí)（5.5m/min），隨著焊接速度的增加，孔隙率先增加后減小。同樣，這也是由于氣孔缺陷形成與成形過(guò)程是否穩(wěn)定密切相關(guān)，為實(shí)現(xiàn)較小的孔隙率，需要尋求合適的送絲速度和焊接速度的匹配。因此，從減小氣孔的角度出發(fā)，電弧增材制造時(shí)應(yīng)盡量采用較高的焊接速度。

3.3 增材制造工藝參數(shù)對(duì)顯微組織的影響（沉積態(tài)）

各組參數(shù)下試樣中部區(qū)域顯微組織如圖11所示。由圖11可發(fā)現(xiàn)，所有試樣的顯微組織均呈現(xiàn)明顯的分層形貌，這是由電弧增材制造的工藝特性導(dǎo)致的。隨著電弧增材制造的進(jìn)行，后一層金屬會(huì)熔化前一層的頂部金屬形成重熔區(qū)，而重熔區(qū)之間為熔覆組織。由于反復(fù)經(jīng)歷快速的加熱和冷卻，熔覆組織主要為柱狀晶，其晶粒會(huì)沿著溫度梯度方向生長(zhǎng)。而在重熔區(qū)，由于激冷作用和接觸面的異質(zhì)形核，則形成細(xì)小的等軸晶。晶粒大小與熱輸入有關(guān)，可以觀察發(fā)現(xiàn)圖11中c組參數(shù)熱輸入最小，因此其晶粒也更為致密。

對(duì)比同一送絲速度下，不同焊接速度對(duì)顯微組織的影響（見(jiàn)圖11a～c）。一方面，隨著焊接速度的增加，相對(duì)的熱輸入量減小，冷卻速度加快，過(guò)冷度增加，等軸晶比例提高，晶粒尺寸減小。另一方面，焊接速度的增加可能會(huì)造成保護(hù)氣體對(duì)熔池保護(hù)效果的減弱，導(dǎo)致氣孔增加。綜合考慮，當(dāng)送絲速度確定時(shí)，需要綜合考慮孔隙率以及晶粒尺寸對(duì)試樣力學(xué)性能的影響，從而選擇匹配的焊接速度。

對(duì)比同一焊接速度下，不同送絲速度對(duì)顯微組織的影響（見(jiàn)圖11d～f），由于焊接電流會(huì)隨著送絲速度的增加而增加，所以在送絲速度較大時(shí)，相對(duì)的熱輸入量也較大，冷卻速度較慢，過(guò)冷度較小，形成的等軸晶比例減少，更容易在垂直于增材制造方向上形成柱狀晶，且晶粒尺寸增大。因此，當(dāng)焊接速度一定時(shí)，在能保證成形質(zhì)量的前提下，送絲速度越小，其顯微組織中的等軸晶比例越高，晶粒尺寸也更為細(xì)小。

通過(guò)進(jìn)一步觀察可以發(fā)現(xiàn)，在等軸晶和柱狀晶的基體上，有沿晶界分布的網(wǎng)狀共晶組織（α-Al+θ-Al2Cu）以及在晶內(nèi)均勻分布的樹(shù)葉狀或顆粒狀的細(xì)小第二相（θ-Al2Cu），如圖12所示。

圖12 沿晶界析出的共晶組織及晶內(nèi)第二相組織

取d組參數(shù)試樣不同位置（頂部、中部和底部）進(jìn)行顯微組織觀察，如圖13所示。由圖13可發(fā)現(xiàn)，晶粒的尺寸由小到大依次為底部、頂部和中部。這是由于在工藝參數(shù)不變的情況下，熱輸入雖然保持不變，但是因各部位的散熱情況不同而造成的。由于底部靠近基板，基板通過(guò)熱傳導(dǎo)來(lái)散熱要優(yōu)于空氣通過(guò)對(duì)流來(lái)散熱，所以過(guò)冷度大，能夠形成一條細(xì)小的等軸晶帶，其上就是沿著堆積方向垂直生長(zhǎng)的柱狀晶。增材試樣中部的顯微組織中有明顯的分層現(xiàn)象，層間的重熔區(qū)會(huì)形成較為細(xì)小的等軸晶，而重熔區(qū)下方則由于上方的熱輸入發(fā)生晶粒長(zhǎng)大，形成沿堆積方向生長(zhǎng)的柱狀晶，且由于中部的散熱條件最差、熱循環(huán)次數(shù)多，因此形成的柱狀晶粒尺寸較大。增材制造試樣頂部經(jīng)歷的熱循環(huán)次數(shù)較少，因此其晶粒尺寸略小于中部。

圖13 d組參數(shù)下的不同部位顯微組織

3.4 熱處理對(duì)顯微組織的影響

取d組試樣進(jìn)行熱處理前后顯微組織對(duì)比，經(jīng)固溶處理后，分別進(jìn)行3h、7h、11h和15h時(shí)效，獲得顯微組織如圖14所示。由于固溶處理會(huì)促使Cu原子向α-Al晶粒中充分溶解，則經(jīng)過(guò)固溶后，沉積態(tài)時(shí)沿晶界分布的網(wǎng)狀共晶組織（α-Al+θ-Al2Cu）和部分顆粒狀第二相（θ-Al2Cu）會(huì)溶解到Al基體中，晶界處只有少量的共晶組織殘留。此外，時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)并未對(duì)晶粒尺寸和第二相的析出數(shù)量產(chǎn)生顯著作用，而是會(huì)增加針狀的細(xì)小亞穩(wěn)相θ'-Al2Cu和θ''-Al2Cu的析出量。

圖14 熱處理前后顯微組織對(duì)比

3.5 熱處理對(duì)力學(xué)性能的影響

從以上參數(shù)中選取d組參數(shù)進(jìn)行沉積態(tài)制造，在溫度535℃固溶處理90min后，研究拉伸試樣在175℃條件下時(shí)效處理3h、7h、11h、15h的力學(xué)性能變化。

以抗拉強(qiáng)度來(lái)表征材料的強(qiáng)度，以斷后伸長(zhǎng)率來(lái)表征材料的塑性，經(jīng)試驗(yàn)獲得，沉積態(tài)組織抗拉強(qiáng)度為240.6MPa，斷后伸長(zhǎng)率為11.9%。熱處理后試樣力學(xué)性能結(jié)果（取平均值）見(jiàn)表5。

表5 不同時(shí)效時(shí)間試樣力學(xué)性能

由表5可發(fā)現(xiàn)，與沉積態(tài)相比，熱處理可有效提升試樣的強(qiáng)度，但塑性有所降低。此外，隨著時(shí)效時(shí)間的增大，抗拉強(qiáng)度呈上升趨勢(shì)，伸長(zhǎng)率和孔隙率變化不顯著。可能的原因是隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，細(xì)小的針狀亞穩(wěn)定的第二相（θ'-Al2Cu和θ''-Al2Cu）析出量增加，起到了沉淀強(qiáng)化的作用，使得抗拉強(qiáng)度上升。

4 結(jié)束語(yǔ)

本文研究了Al6CuMg合金電弧增材制造工藝參數(shù)對(duì)顯微組織的影響，且通過(guò)對(duì)比不同時(shí)效時(shí)間下試樣的顯微組織與力學(xué)性能，研究了熱處理對(duì)Al6CuMg合金增材制造試樣的影響，并得出以下結(jié)論。

1）考慮到大熱輸入會(huì)引起晶粒粗化，從而導(dǎo)致力學(xué)性能降低，一方面應(yīng)選取熱輸入較小的工藝參數(shù)。另一方面，焊接速度與送絲速度的匹配顯著影響成形過(guò)程的穩(wěn)定性，從而影響孔隙率，因此綜合考慮孔隙率以及晶粒尺寸對(duì)試樣力學(xué)性能的影響，故應(yīng)在熱輸入較小的工藝參數(shù)中選擇合適的焊接速度與送絲速度匹配，從而達(dá)到最佳的力學(xué)性能。

2）Al6CuMg合金增材件經(jīng)熱處理后，有大量網(wǎng)狀共晶組織和第二相析出，且時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)并不會(huì)對(duì)晶粒尺寸和第二相的析出數(shù)量產(chǎn)生顯著作用。

3）經(jīng)熱處理后，Al6CuMg合金增材件力學(xué)性能有著顯著的提升，其中抗拉強(qiáng)度提升較為顯著，雖然伴隨著材料塑性的降低，但是在可接受范圍內(nèi)，因此建議Al6CuMg合金增材件在使用前進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚怼?/p>