吳濤，譚振，王立偉,2，梁志敏,2，汪殿龍,2

(1.河北科技大學(xué),石家莊,050018；2.河北省材料近凈成形技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,石家莊,050018)

0 序言

鋁合金具有較低的密度、高比強(qiáng)度、高比剛度、良好的耐腐蝕性能、良好的抗沖擊性[1]等特點(diǎn)，其中，Al-Mg-Cu 合金為可熱處理強(qiáng)化鋁合金，優(yōu)點(diǎn)是強(qiáng)度高、加工性能良好，廣泛應(yīng)用于航空航天及軍事工業(yè)領(lǐng)域[2-4].若采用傳統(tǒng)的減材工藝加工，對(duì)工藝路徑的設(shè)計(jì)有較大的挑戰(zhàn)，且減材加工造成嚴(yán)重的材料浪費(fèi)，增加了制造成本.電弧增材制造(wire arc additive manufacturing,WAAM)作為一種新興的近凈成形技術(shù)，材料利用率高，生產(chǎn)和設(shè)備成本相對(duì)較低，在成形結(jié)構(gòu)復(fù)雜產(chǎn)品上具有獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)和廣闊的應(yīng)用前景[5-6].

在鋁合金WAAM 中，采用傳統(tǒng)的電弧增材制造方法載流能力有限，因?yàn)樵谔嵘娏鬟M(jìn)行高效率增材制造的同時(shí)會(huì)帶來高的熱輸入，從而導(dǎo)致變形、應(yīng)力集中和晶粒粗大等問題，即傳熱和傳質(zhì)的固有局限性.雙絲間接電弧焊(twin-wire indirect arc welding,TWIAW)是將兩根焊絲分別連接到焊接電源正負(fù)兩極，兩個(gè)電極之間以點(diǎn)對(duì)點(diǎn)的形式建立電弧的焊接方法.由于母材不連接電源，因此可以控制較低的熱輸入至母材，熱輸入的減少將有效降低殘余應(yīng)力和變形，同時(shí)能夠最大程度上減少高熱輸入產(chǎn)生的粗大晶粒結(jié)構(gòu).因此，TWIAW 可以實(shí)現(xiàn)傳熱和傳質(zhì)的獨(dú)立調(diào)節(jié)，同時(shí)保證較高的沉積效率和較低的母材熱輸入，更有利于實(shí)現(xiàn)高速、高效焊接[7-9].

與傳統(tǒng)電弧“點(diǎn)對(duì)面”的形式不同，間接電弧呈“點(diǎn)對(duì)點(diǎn)”形式，因此穩(wěn)定電弧的工藝參數(shù)范圍較小.近年來，許多學(xué)者對(duì)其電弧穩(wěn)定性和工藝參數(shù)進(jìn)行了研究.Shi 等人[10]模擬了雙絲間接弧焊在不同弧長下的電弧行為，并測量了等離子體的溫度.結(jié)果表明，TWIAW 的等離子體溫度、電流密度、等離子體速度、熱流密度和電弧電壓等隨電弧長度的增加而增大；此外，Shi 等人[11]還討論了TWIAW在不同電流值下的電弧行為及其對(duì)焊接過程的影響，結(jié)果表明，電弧行為主要受焊接電流的控制.隨著電流的增大，陽極和陰極區(qū)域的最大等離子體溫度、最大電流密度和電弧電壓顯著增加，而弧柱區(qū)的電弧參數(shù)變化較小.Wu 等人[12]觀察了雙絲雙脈沖間接電弧焊(DP-GMAW)過程中雙脈沖同步和雙脈沖交流的熔滴過渡過程.在強(qiáng)脈沖和弱脈沖期間，熔滴過渡以一脈一滴的形式發(fā)生，不受相位影響.與雙脈沖同步相比，雙脈沖交流更容易獲得一脈一滴，提高了熔滴過渡的穩(wěn)定性.張?zhí)燹鹊热薣13]利用高速攝像研究了旁路耦合三絲間接電弧焊旁路電流變化對(duì)電弧特性的影響，探尋了合適的工藝區(qū)間，并應(yīng)用與增材制造優(yōu)化了增材件的組織和性能.以上研究說明了TWIAW 工藝電弧穩(wěn)定性的變化規(guī)律，為得到穩(wěn)定的間接電弧并進(jìn)行增材制造提供了借鑒.

Al-Mg-Cu 合金在導(dǎo)彈或航天飛行器的螺旋槳等制造領(lǐng)域有廣泛應(yīng)用.但是由于銅、鎂含量不同，Al-Mg-Cu 合金也表現(xiàn)出不同的性能，目前尚無成熟的不同銅鎂含量的Al-Mg-Cu 合金焊絲應(yīng)用于WAAM[2].王宣[14]分別采用基于Tandem 雙絲系統(tǒng)和基于TIG 的雙絲系統(tǒng)通過控制ER2319 焊絲和ER5356 焊絲的進(jìn)給速度制備了Al-2.4Mg-3.2Cu合金試樣，成分接近2A02 合金，達(dá)到了預(yù)期成分設(shè)計(jì)，并表現(xiàn)出不錯(cuò)的力學(xué)性能.Qi 等人[2]以TIG 電弧為熱源，采用ER2319 和ER5087 兩種焊絲制備了不同銅/鎂比值的三元Al-Mg-Cu 試樣，即Al-3.6Cu-2.2Mg，Al-4Cu-1.8Mg，Al-4.4Cu-1.5Mg，微觀組織主要由α-Al 和S 相(Al2CuMg)組成，力學(xué)性能表現(xiàn)出各向同性，水平和垂直方向的強(qiáng)度差別不大，但隨銅/鎂比值增加，存在枝晶偏析，θ 相在晶界的橫截面或晶粒內(nèi)部產(chǎn)生，力學(xué)性能變得不均勻.

上述研究主要集中在傳統(tǒng)電弧增材制造Al-Mg-Cu 合金和同質(zhì)雙絲間接電弧焊接等兩個(gè)方面[10-12]，但關(guān)于TWIAW 增材制造的研究很少.因此該研究提出了一種新型的異質(zhì)雙絲間接電弧增材制造(twin-wire indirect arc additive manufacturing,TWIA-AM)方法，用于原位合成Al-Mg-Cu 合金構(gòu)件.在TWIA-AM 系統(tǒng)中，采用非均質(zhì)Al-Cu 和Al-Mg 雙絲電極，取代傳統(tǒng)的同質(zhì)雙絲電極，實(shí)現(xiàn)對(duì)制備的Al-Mg-Cu 構(gòu)件的成分調(diào)控；系統(tǒng)分析了制備的Al-Mg-Cu 合金的化學(xué)成分、相組成、顯微組織和力學(xué)性能.該方法可豐富高效增材制造工藝，革新高性能材料制備方式.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)采用自行研制的可輸出交流/直流高頻脈沖電流的雙絲間接電弧恒流電源.試驗(yàn)原理如圖1 所示，試驗(yàn)采用ER2319 焊絲和ER5356 焊絲，分別以5.2 m/min 和14.3 m/min 的速度送給，采用往復(fù)沉積的方式進(jìn)行逐層堆積，層間停留時(shí)間150 s.將ER2319 焊絲和ER5356 焊絲分別連接到電源的正極和負(fù)極，在ER2319 和ER5356 焊絲之間建立間接電弧.使用99.999%氬氣作為保護(hù)氣體.ER2319 與ER5356 兩絲夾角為90 °，直徑均為1.2 mm.采用350 mm×80 mm×5 mm 的5083 鋁合金板作為基板.焊絲和基板的元素組成如表1 所示，具體的工藝參數(shù)如表2 所示.為了保證間接電弧的穩(wěn)定性，固定雙絲焊槍，基板以180 cm/min 的速度移動(dòng).

表1 基板和焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of substrate and welding wire

表2 Al-Mg-Cu 合金直壁墻增材制造工藝參數(shù)Table 2 Process parameters of straight wall additive manufacturing of Al-Mg-Cu alloy

圖1 雙絲間接電弧增材制造系統(tǒng)示意圖Fig.1 Schematic diagram of double wire indirect arc additive manufacturing system

用Horiba Ultima2 型電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法(ICP-AES)檢測所沉積試樣的化學(xué)成分.采用線切割從沉積試樣中制備金相和顯微硬度試樣、掃描電子顯微鏡(SEM)試樣、X 射線衍射儀(XRD)試樣和拉伸試樣，不同采樣位置示意圖如圖2 所示.金相樣品用Keller 試劑(2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+190 mLH2O)在18～23 ℃范圍內(nèi)刻蝕150 s，并用清水和酒精清洗，采用LEICA DMi8 型光學(xué)顯微鏡(OM)對(duì)制備的零件進(jìn)行金相觀察.用D/MAX-2500 型X 射線衍射儀測定沉積試樣的相組成，以2 °/min 的掃描速度掃描樣品，衍射角范圍為10°～120°.將制備合金的衍射圖樣與ICDD 數(shù)據(jù)庫中的圖樣進(jìn)行對(duì)比分析.采用JEOL JSM-6500F 型掃描電子顯微鏡對(duì)樣品的形貌進(jìn)行觀察，在進(jìn)行掃描電子顯微鏡測試時(shí)，利用能譜分析(EDS)附件進(jìn)行能譜測試.根據(jù)GB/T 2654—2008《焊接接頭硬度試驗(yàn)方法》采用THV-1MD 型自動(dòng)轉(zhuǎn)塔數(shù)顯維氏硬度計(jì)測定試樣的顯微硬度，以加載載荷4.9 N，持續(xù)時(shí)間10 s，構(gòu)件橫截面(yOz平面)選取8 列樣點(diǎn)，列間距1 mm，每列選取40 個(gè)樣點(diǎn)，各點(diǎn)間距0.5 mm.按照ASTM E8-08《Standard Test Methods for Tension Testing of Metallic Materials》標(biāo)準(zhǔn)采用ZWICK Z600E 型電子拉伸試驗(yàn)機(jī)在25 ℃、拉伸速率為1 mm/min 的條件下分別進(jìn)行3 個(gè)垂直(平行于BD 方向)和3 個(gè)水平(垂直于BD 方向)拉伸試樣的測試.

圖2 試樣取樣位置和拉伸試樣尺寸示意圖(mm)Fig.2 Schematic diagram of specimen sampling location and tensile specimen dimensions.(a)schematic diagram of multi-layer sampling locations；(b) size diagram of tensile specimen

2 結(jié)果與討論

2.1 微觀組織

圖3 為增材制備的Al-Mg-Cu 合金試樣的橫斷面和微觀組織形貌.從橫斷面整體觀察發(fā)現(xiàn)，試樣內(nèi)部由層間區(qū)域和層中心區(qū)域組成，層與層結(jié)合良好，在層間區(qū)域可觀察到明顯的熔合線，不同的區(qū)域呈現(xiàn)不同的顯微組織形貌.在層間區(qū)域，晶粒形態(tài)表現(xiàn)為柱狀晶(圖3b)；在靠近構(gòu)件邊緣的層間區(qū)域(圖3c)，晶粒生長更為嚴(yán)重，呈垂直于熔合線的細(xì)長柱狀晶分布.層間區(qū)域柱狀晶生長的原因是由于鋁合金具有良好的導(dǎo)熱和散熱性能，在凝固過程中的固液界面會(huì)產(chǎn)生較大的溫度梯度，為柱狀晶的生長提供了條件.圖3d 為構(gòu)件層中心區(qū)域，相對(duì)于層間區(qū)域有更小的溫度梯度，晶粒形態(tài)主要表現(xiàn)為等軸晶與較小的胞狀晶.同時(shí)，還可以觀察到少量的氣孔存在，相比而言，氣孔更容易在層間區(qū)域產(chǎn)生，這是由于氣泡在液態(tài)金屬凝固過程中會(huì)經(jīng)歷長大、上浮及逸出的過程，而電弧增材制造的熔池凝固過程是一個(gè)非平衡凝固過程，熔池凝固速度快，氣泡沒有充足的時(shí)間逸出熔池表面，導(dǎo)致試樣的層間區(qū)域更容易產(chǎn)生氣孔缺陷[15-16].

圖3 Al-Mg-Cu 合金試樣的顯微組織Fig.3 Microstructure of Al-Mg-Cu alloy samples.(a) cross section of sample；(b) interlayer structure in the middle;(c)interlayer structure at the edge;(d) layer center structure

2.2 化學(xué)成分及分布規(guī)律

經(jīng)ICP-AES 測試，制備的Al-Mg-Cu 合金試樣主要合金元素Cu，Mg 的含量分別為3.46%、1.69%.圖4 為Al-Mg-Cu 合金試樣的XRD 測試譜圖，結(jié)果表明沉積試樣內(nèi)部的相主要為α-Al 相和S 相(Al2CuMg).圖5 為Al-Mg-Cu 合金的凝固路徑示意圖[17].根據(jù)該模型并結(jié)合XRD 分析結(jié)果可以得出，Al-Mg-Cu 合金沉積試樣在凝固過程中發(fā)生的主要相轉(zhuǎn)變?yōu)長→L+α→α+S.

圖4 TWIA-AMed Al-Mg-Cu 合金XRD 結(jié)果Fig.4 XRD results of TWIA-AMed Al-Mg-Cu alloys

圖5 Al-Mg-Cu 合金的凝固途徑[17]Fig.5 Solidification pathways for Al-Mg-Cu alloys

為了研究Al-Mg-Cu 合金沉積試樣微觀結(jié)構(gòu)中的元素分布，對(duì)樣品橫斷面微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行了EDS 平面掃描分析，分析結(jié)果如圖6 所示.從圖6可以發(fā)現(xiàn)，Mg 元素分布是相對(duì)均勻的，這是由于Mg 元素與Al 元素的原子半徑和電負(fù)性最接近，在Al 合金中具有較強(qiáng)的固溶能力，具有明顯的固溶強(qiáng)化效果，因此除了以S 相析出以外，Mg 原子也可以均勻的分布在基體中.此外由于Al 元素是α 相的穩(wěn)定元素，因此Al 主要富集在α 相，而Cu 元素更多的分布在析出的第二相上.圖7 和表3分別顯示了試樣的SEM 圖和EDS 元素測試結(jié)果，白色第二相粒子均勻分布在基體中.EDS 測試結(jié)果表明點(diǎn)A 灰色顆粒相為α-Al 基體，白色相(B，C 點(diǎn))為S 相(Al2CuMg)，與XRD 測試結(jié)果一致，符合Al-Mg-Cu 合金系的凝固路徑模型[17].

表3 TWIA-AMed Al-Cu-Mg 合金的EDS 結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 3 EDS results of TWIA-AMed Al-Cu-Mg alloys

圖6 TWIA-AMed Al-Mg-Cu 合金EDS 面掃描結(jié)果Fig.6 EDS plane scanning results of TWIA-AMed Al-Mg-Cu alloy.(a) scanning position diagram；(b)Mg element distribution；(c) Al element distribution；(d) Cu element distribution

圖7 TWIA-AMed Al-Cu-Mg 合金的SEM 圖Fig.7 SEM images of TWIA-AMed Al-Cu-Mg alloys.(a) SEM test results;(b) high magnification SEM results;(c)partially enlarged of M Zone

2.3 顯微硬度

圖8 為Al-Mg-Cu 合金試樣的顯微硬度分布，其硬度值在66.8～81.9 HV 之間波動(dòng)，平均硬度為73.7 HV.從圖8 可以看出，試樣平行BD 方向存在周期性的低硬度區(qū)(low hardness zone,LHZ)，LHZ 的間距與層高基本吻合(5 mm)，該低硬度區(qū)大多分布在熔敷層間的過渡區(qū)域，與微觀結(jié)構(gòu)相對(duì)應(yīng).這是由于逐層沉積過程中，后一層的沉積會(huì)對(duì)前一層產(chǎn)生后熱作用，使層間區(qū)域經(jīng)歷循環(huán)往復(fù)的熱積累，致使層間的微觀組織粗化，從而使相邊界減少，相界的減少會(huì)降低對(duì)位錯(cuò)滑移的阻礙，從而降低樣品的顯微硬度[18]；此外，從圖3 可以觀察到試樣內(nèi)部存在氣孔，這些微小的孔洞或缺陷也普遍在層間重熔區(qū)域出現(xiàn)，進(jìn)而導(dǎo)致組織致密性下降，硬度降低.整體觀察硬度分布，可以發(fā)現(xiàn)底層熔敷層的平均硬度低于頂層的硬度，這種分布現(xiàn)象可以用第二相的演變來解釋.

圖8 Al-Mg-Cu 合金試樣的顯微硬度Fig.8 Microhardness of Al-Mg-Cu alloy sample

在試樣頂部區(qū)域，合金元素溶解在基體中，強(qiáng)化機(jī)制為固溶強(qiáng)化；對(duì)于下部經(jīng)歷多次熱循環(huán)的區(qū)域，強(qiáng)化機(jī)制逐漸變?yōu)槌恋韽?qiáng)化.對(duì)于第二相的強(qiáng)化效應(yīng)可以用奧羅萬機(jī)制[19]表示，即

式中：τc為位錯(cuò)所需的剪應(yīng)力；f和R分別為沉淀的體積分?jǐn)?shù)和半徑；G為剪切模量；ν為泊松比；b為伯格矢量；r0為位錯(cuò)核的半徑.

由此模型可知，第二相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)對(duì)強(qiáng)化效果影響較大.試樣下部熔敷層經(jīng)歷的多次熱循環(huán)可以看成是不同溫度條件下的等溫時(shí)效，因此增加了第二相的生長速度[20-21]，這就增加了第二相的尺寸.根據(jù)式(1)可知，相尺寸的增加降低了強(qiáng)化效果，導(dǎo)致試樣下部熔敷層硬度較低.

2.4 拉伸性能與斷裂機(jī)理

圖9 為垂直于BD 方向和沿BD 方向的極限抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率.由圖9 可以看出，Al-Mg-Cu 合金試樣垂直于BD 方向、平行BD 方向的極限抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別為235，225 MPa 和13.0%，9.0%，兩個(gè)不同方向的抗拉強(qiáng)度相差10 MPa，斷后伸長率有4.0%的差異，表現(xiàn)為各向異性.垂直BD 方向的性能略優(yōu)于平行BD 方向的性能，兩個(gè)方向性能存在差異有兩個(gè)原因.一方面在增材制造過程中，沿沉積方向會(huì)出現(xiàn)晶粒的定向生長，導(dǎo)致試樣力學(xué)性能不均勻；另一方面，試樣內(nèi)部存在氣孔缺陷，相比于垂直于BD 方向，平行BD 方向的層間區(qū)域存在氣孔聚集區(qū)，根據(jù)Ma 等人[22]的研究，內(nèi)部的孔隙減少了載荷面積，在拉伸過程中促進(jìn)了微裂紋的擴(kuò)展，甚至導(dǎo)致局部脆性斷裂，影響了力學(xué)性能，導(dǎo)致各向異性的出現(xiàn).

圖9 不同方向Al-Mg-Cu 合金試樣的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率Fig.9 Tensile strength and elongation of Al-Mg-Cu alloy samples in different directions

通過掃描電鏡觀察Al-Mg-Cu 合金拉伸試樣在水平和垂直方向的斷口形貌如圖10 所示，可以看出水平方向與垂直方向的斷面均存在大量韌窩，呈現(xiàn)典型的韌性斷裂特征.同時(shí)在拉伸斷口中有撕裂棱的存在，在施加靜載荷時(shí)，拉伸試樣斷裂容易從撕裂棱處萌生，并隨著載荷的增加逐漸擴(kuò)散，最終使試樣整體撕裂.

圖10 Al-Mg-Cu 合金斷口形貌特征Fig.10 Fracture morphology of Al-Mg-Cu alloy.(a)perpendicular to the BD direction;(b) parallel to the BD direction

3 結(jié)論

(1)采用異質(zhì)雙絲間接電弧增材制造方法制備了Al-3.5Mg-1.7Cu 合金，并對(duì)沉積合金構(gòu)件的組織和力學(xué)性能進(jìn)行了測試分析.顯微組織分析表明，試樣的晶粒形態(tài)分布呈現(xiàn)周期性特征，層間區(qū)域由粗大的柱狀晶組成，層中心區(qū)域由等軸晶及細(xì)小的胞狀晶組成.

(2)基于SEM，EDS 及XRD 的結(jié)果分析，合金試樣中主要由α-Al 相和S 相(Al2CuMg)組成，符合Al-Mg-Cu 合金的凝固路徑模型.

(3)通過顯微硬度及拉伸試樣的測試，試樣的平均硬度為73.7 HV，存在周期性的低硬度區(qū)，且下層平均硬度低于上層.試樣抗拉強(qiáng)度呈各向異性，平行BD 方向、垂直于BD 方向平均抗拉強(qiáng)度和斷后伸長率分別為225，235 MPa 和9.0%，13.0%，斷口形貌表現(xiàn)為典型的韌性斷裂特征.