于天健，強(qiáng)偉，路浩

西安石油大學(xué) 陜西西安 710065

1 序言

功能梯度材料具有先進(jìn)的工程特性，它的特點(diǎn)在于其成分和微觀結(jié)構(gòu)沿著一個(gè)或多個(gè)方向逐漸發(fā)生變化，從而導(dǎo)致其性能（導(dǎo)熱性、耐磨性、力學(xué)性能等）也隨之改變[1]。隨著工業(yè)水平的不斷提升，傳統(tǒng)的單一均質(zhì)材料已不能滿足人們對(duì)材料性能的需求，而功能梯度材料因其成分及性能局部可控的優(yōu)點(diǎn)而受到廣泛關(guān)注，在航空航天[2]、核能發(fā)電[3]、生物醫(yī)學(xué)[4]等領(lǐng)域的應(yīng)用潛力巨大。

目前，功能梯度材料的傳統(tǒng)制備方法主要包括氣相沉積法[5]、粉末冶金法[6]、離心鑄造法[7]。氣相沉積法分為化學(xué)氣相沉積和物理氣相沉積兩種技術(shù)，主要用于生產(chǎn)薄膜狀的功能梯度材料。然而，這種方法會(huì)伴隨有毒的副產(chǎn)物產(chǎn)生，并且能耗高，生產(chǎn)速度慢，因此不適用于批量生產(chǎn)[8]。相比于氣相沉積法，粉末冶金法和離心鑄造法更適用于制備塊狀功能梯度材料。SURYA等[9]利用粉末冶金法制備出Al-SiC功能梯度材料，并發(fā)現(xiàn)SiC在Al粉中分布均勻，粒子間黏結(jié)效果極好，沒(méi)有出現(xiàn)裂紋或分離傾向。然而，因?yàn)楣に囋硐拗疲诜勰┮苯鹬苽涞墓δ芴荻炔牧蠚饪酌舾行暂^高[10]。此外，粉末冶金法需要進(jìn)行粉末混合、堆積和燒結(jié)，制備復(fù)雜金屬構(gòu)件通常還需進(jìn)行電鍍、焊接等后續(xù)工序，經(jīng)濟(jì)性較差。雖然離心鑄造法制備出的梯度材料致密度高、缺陷少，但是由于離心力的作用，只能生產(chǎn)出圓柱形零件[11]。因此，傳統(tǒng)的制備方法因其自身局限性在制備具有復(fù)雜形狀或大尺寸功能梯度材料時(shí)存在一些無(wú)法避免的缺陷。

電弧增材制造作為一種先進(jìn)的制造技術(shù)，因其具有生產(chǎn)周期短、集成化程度高，以及設(shè)計(jì)自由度高等優(yōu)點(diǎn)而成為制備功能梯度材料的有效手段。SHEN等[12]研究了Fe-Al功能梯度材料的雙絲鎢極惰性氣體保護(hù)電弧（Gas Tungsten Arc， GTA）增材制造工藝，通過(guò)調(diào)整純鋁焊絲的送絲速度完成了預(yù)設(shè)梯度成分的材料制備。BARBIERATO等[13]也利用此技術(shù)成功制備出具有設(shè)計(jì)成分梯度的Ti-Al功能梯度材料，通過(guò)試驗(yàn)研究發(fā)現(xiàn)，在高度方向上隨Al含量的增加，相的形成順序?yàn)棣粒隆粒?→α2→α2＋γ→γ，且當(dāng)wAl達(dá)到31.3%時(shí)， 顯微硬度和抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值，分別為510HV和610MPa。

雖然研究人員已經(jīng)開(kāi)展了不少基于電弧增材的功能梯度材料制備工藝研究，然而涉及異種鋁合金梯度材料制備的研究工作較少。利用異種鋁合金制備的功能梯度材料，可以實(shí)現(xiàn)不同系列鋁合金材料的優(yōu)勢(shì)互補(bǔ)，在航空航天領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。本文采用旁軸填絲熔化極氣體保護(hù)電?。℅as Metal Arc， GMA）增材制造系統(tǒng)，通過(guò)改變旁軸填充焊絲ER1100的送絲速度（填充率），制備出了具有連續(xù)過(guò)渡界面不同梯度比例的ER2319/ER1100（以下簡(jiǎn)稱2319/1100）異種鋁合金功能梯度材料，并研究了材料不同部位組織結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能的演變規(guī)律。

2 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)使用的鋁合金焊絲為E R 2 3 1 9（A l-6.17%Cu）和ER1100（99%Al）。兩種焊絲的直徑均為1.2mm。采用旁軸填絲GMA增材制造系統(tǒng)進(jìn)行具有連續(xù)過(guò)渡界面的2319/1100功能梯度材料制備，該系統(tǒng)由ABB-IR2600六軸機(jī)器人搭配ESAB ARISTO 500ix焊接系統(tǒng)和一個(gè)獨(dú)立的送絲機(jī)組成，如圖1所示。EASB ARISTO 500ix電源具有先進(jìn)的脈沖功能，可以有效降低熱輸入和焊接飛濺，實(shí)現(xiàn)精準(zhǔn)的焊接過(guò)程控制。旁軸送絲夾具夾持在焊槍的前端，使旁軸填充焊絲1100與基板表面夾角為50°。在焊接過(guò)程中，焊槍由ABB機(jī)器人控制沿預(yù)設(shè)路徑移動(dòng)，1100作為填充焊絲通過(guò)旁軸填絲的方式送至電弧中。

圖1 旁軸填絲GMA增材制造系統(tǒng)

表1列出了通過(guò)預(yù)試驗(yàn)確定的旁軸填絲GMA增材制造最優(yōu)工藝參數(shù)。表2列出了1100旁路填充焊絲的不同送絲速度。因?yàn)閮煞N焊絲具有相同的直徑，所以只需改變旁路填充焊絲的送絲速度即可調(diào)整1100在整個(gè)焊道中的含量占比。

表1 2319鋁合金焊絲脈沖沉積參數(shù)

表2 1100旁路填充焊絲不同填充率下送絲速度

試驗(yàn)選取尺寸為350mm×150mm×5mm的5083鋁合金基板進(jìn)行多層單道梯度墻體的沉積。采用往復(fù)起弧的沉積策略，首先沉積10層100%2319，隨后1100旁軸焊絲填充率由10%增加至35%（對(duì)應(yīng)表2中送絲速度55～270cm/min），且每種填充率各沉積10層，共沉積70層，單層沉積路徑長(zhǎng)度為300mm。在沉積試驗(yàn)開(kāi)始前使用角磨機(jī)對(duì)基板進(jìn)行打磨并用丙酮和酒精擦拭去除基板表面氧化膜和污漬。為了避免連續(xù)沉積時(shí)熱量積累而導(dǎo)致焊道塌陷無(wú)法成形，選擇層間等待時(shí)間3min。2319/1100梯度墻體及取樣如圖2所示。

圖2 2319/1100梯度墻體及取樣示意

利用電火花線切割方法在制備的2319/1100梯度墻體上按圖2所示切割金相、硬度及拉伸試樣，金相試樣需包含不同梯度層間的過(guò)渡界面。將金相試樣表面研磨拋光至鏡面后使用Keller試劑（1%HF＋1.5%HCl＋2.5%HNO3＋95%H2O）腐蝕26s，采用Axio Vert.A.1光學(xué)顯微鏡拍攝并分析顯微組織。采用UTM5105X電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試梯度墻體不同填充率下的拉伸性能，拉伸試驗(yàn)加載速率為1mm/min。硬度試樣取自墻體整個(gè)橫截面，采用HVS-1000Z維氏硬度計(jì)沿試樣底部至頂部檢測(cè)硬度，施加載荷為0.98N，保壓時(shí)間為10s。

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 微觀組織

2319/1100功能梯度墻體橫截面宏觀形貌如圖3a所示，墻體成形質(zhì)量良好，無(wú)裂紋缺陷。當(dāng)填充比例為90%2319＋10%1100時(shí)，沉積10層的高度為18.2mm，當(dāng)填充比例為70%2319＋30%1100時(shí)，沉積10層的高度則增加至23.94mm，相比提高了約31.5%，即沉積效率隨著1100旁軸焊絲填充率的增加而增加。

圖3 2319/1100梯度墻體橫截面宏觀形貌及不同梯度層間過(guò)渡界面微觀組織

圖3b~g所示分別為旁軸焊絲1100不同填充率（0%、10%、15%、20%、25%、30%、35%）過(guò)渡界面區(qū)域的顯微組織。6種不同過(guò)渡界面處均未發(fā)現(xiàn)明顯的微裂紋或未熔合缺陷，這表明在沉積過(guò)程中2319與1100獲得了良好的冶金結(jié)合。2319/1100梯度墻體表現(xiàn)出層間等軸晶與層內(nèi)柱狀晶交替分布的非均勻帶狀組織，層內(nèi)區(qū)中上部平面晶區(qū)現(xiàn)象顯著，柱狀晶、胞狀晶沿垂直于熔合線的方向有序生長(zhǎng)，底部有較為明顯的枝晶破碎和晶界粗化現(xiàn)象。這種非均勻帶狀組織的晶粒演化與沉積過(guò)程中復(fù)雜的熱循環(huán)有關(guān)。從微觀組織圖像上還可看出，層間及層間周?chē)鷧^(qū)域存在黑色球形圓孔。ZHU等[14]研究證明了這些圓形孔隙中含有大量氫，由于氫在固態(tài)鋁和液態(tài)鋁中的溶解度不同，在熔池凝固過(guò)程中氫的溶解度下降，熔池中過(guò)飽和氫逸出速度小于熔池的凝固速度，導(dǎo)致這些氫在層間區(qū)域沒(méi)有完全溢出而形成氫氣孔。

隨著1100旁軸焊絲填充率的增加，不同梯度比例沉積層的高度隨之增高，如圖4所示。

圖4 不同填充率下沉積層區(qū)域高度

梯度墻體不同填充率沉積層的XRD試驗(yàn)結(jié)果如圖5所示。沉積層中形成的相均為α-Al和θ-Al2Cu，這表明1100旁軸焊絲的加入并不會(huì)影響2319鋁銅合金焊絲中相的形成。

圖5 2319/1100不同梯度層內(nèi)XRD結(jié)果分析

3.2 顯微硬度

2319/1100梯度墻體不同位置處硬度分布如圖6a所示。隨著1100純鋁焊絲填充率的增加，顯微硬度緩慢降低。這是因?yàn)?100填充率的增加使沉積層中主要合金元素Cu含量占比減小、位錯(cuò)移動(dòng)更加容易造成的。梯度界面處與相鄰點(diǎn)之間硬度值無(wú)突變現(xiàn)象，表現(xiàn)為平緩過(guò)渡。在不同填充率沉積層內(nèi)出現(xiàn)相鄰兩點(diǎn)差值10HV以上，這與硬度測(cè)試的微觀點(diǎn)位有關(guān)，由于晶界附近區(qū)域存在大量的θ-Al2Cu增強(qiáng)相偏聚，因此晶界附近的硬度檢測(cè)結(jié)果相對(duì)更高。圖6b所示為不同填充率沉積層內(nèi)硬度平均值，分析數(shù)據(jù)發(fā)現(xiàn)，1100純鋁含量的增加與梯度墻體硬度值的下降呈弱線性變化關(guān)系。

圖6 2319/1100梯度墻體顯微硬度

3.3 拉伸試驗(yàn)

梯度墻體不同填充率沉積層的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖7所示。從圖7可看出，應(yīng)力-應(yīng)變曲線存在明顯的波狀震蕩，這是拉伸過(guò)程中位錯(cuò)釘扎與解釘扎相互作用引起的，即Portevin-Le Chatelier（PLC）效應(yīng)。隨著1100焊絲填充率的增加，試樣抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度整體呈緩慢下降的趨勢(shì)，而伸長(zhǎng)率則逐漸增加。當(dāng)未添加1100純鋁焊絲時(shí)，試樣拉伸強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率分別為242.6MPa、143.97MPa和12.43%，當(dāng)1100wAl達(dá)到35%時(shí)，試樣抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別下降至222.7M P a和118.7MPa，伸長(zhǎng)率則增加至17.79%，優(yōu)于RAUCH等[15]制備的純2319沉積態(tài)墻體結(jié)構(gòu)的力學(xué)性能（抗拉強(qiáng)度218.3MPa、伸長(zhǎng)率8%）。

圖7 2319/1100墻體不同梯度層應(yīng)力-應(yīng)變曲線

4 結(jié)束語(yǔ)

1）采用旁軸填絲GMA增材制造工藝可制備出成形良好且具有連續(xù)過(guò)渡界面的2319/1100異種鋁合金功能梯度材料。

2）2319鋁銅合金與1100純鋁的冶金結(jié)合良好，微觀組織主要由α-Al基體與θ-Al2Cu析出相構(gòu)成，1100純鋁焊絲的添加并未影響沉積層的物相組成。

3）隨著1100純鋁焊絲填充率的增加，沉積效率逐漸提高；梯度墻體顯微硬度與抗拉強(qiáng)度呈緩慢下降趨勢(shì)，伸長(zhǎng)率逐漸增加。