齊善根，譚振，李建一，王及勻，王立偉，3，BALAJI Narayanaswamy

1.河北科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 河北石家莊 050018

2.華油鋼管有限公司 河北滄州 062658

3.河北省材料近凈成形技術(shù)重點(diǎn)試驗(yàn)室 河北石家莊 050018

4.悉尼大學(xué) 澳大利亞新南威爾士州 NSW2006

1 序言

電弧增材制造是根據(jù)零件的數(shù)字三維模型，以電弧為熱源將金屬焊絲熔化，并逐層沉積出零件的新型先進(jìn)數(shù)字化制造技術(shù)[1]。電弧增材制造的熱輸入和熔池體積大于激光增材，其成形精度相對(duì)較低，但成形效率高，制造成本低，適用于鋁合金、鈦合金、高強(qiáng)鋼等材料的中大型尺寸復(fù)雜金屬構(gòu)件的直接制造[2]。

6xxx系（Al-Mg-Si）鋁合金作為綜合性能良好的材料，因其較小的密度、良好的耐蝕性和成形性等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于汽車和建筑行業(yè)。隨著鋁合金工業(yè)的不斷發(fā)展，對(duì)于具有高強(qiáng)度和優(yōu)異塑性的Al-Mg-Si合金的需求也越來(lái)越迫切[3]。這種材料在航空、汽車等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用，因?yàn)樗鼈兗容p便又堅(jiān)固耐用。為了滿足這些要求，需要通過(guò)優(yōu)化合金配方、改進(jìn)生產(chǎn)工藝等手段來(lái)提高Al-Mg-Si合金的性能。在鋁合金增材制造中，組織缺陷和材料力學(xué)性能是主要問(wèn)題之一，而工藝參數(shù)對(duì)鋁合金增材制造直壁墻的組織形貌和力學(xué)性能有很大的影響。因此本文主要研究不同工藝參數(shù)對(duì)Al-Mg-Si合金電弧增材制造組織與力學(xué)性能的影響。

2 試驗(yàn)材料及方法

2.1 試驗(yàn)材料和設(shè)備

（1）試驗(yàn)材料 本次試驗(yàn)是以6061鋁合金焊絲和5083鋁合金基板為材料，使用一元脈沖MIG焊技術(shù)進(jìn)行Al-Mg-Si合金電弧增材制造試驗(yàn)。6061鋁合金焊絲和5083鋁合金基板的成分見表1。

表1 6061鋁合金焊絲和5083鋁合金基板化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

（2）試驗(yàn)設(shè)備 本試驗(yàn)的電弧增材制造系統(tǒng)由KUKA工業(yè)機(jī)器人（KR C4）作為主體、Fronius TPS 500i焊機(jī)作為焊接電弧熱源，送絲系統(tǒng)由TPS 500i焊機(jī)自身攜帶的送絲機(jī)構(gòu)成，與焊機(jī)搭配使用，保證送絲過(guò)程的穩(wěn)定，焊接方法選擇一元化脈沖MIG焊。Al-Mg-Si合金電弧增材制造試驗(yàn)的工藝參數(shù)見表2，增材制造系統(tǒng)如圖1所示。

圖1 電弧增材制造系統(tǒng)

表2 6061鋁合金焊絲基礎(chǔ)工藝參數(shù)

2.2 試驗(yàn)方法

采用線切割法制備金相試樣，將試樣從基板上切離，并采用砂紙逐步打磨表面，再添加2.5μm噴霧拋光劑進(jìn)行拋光。對(duì)金相試樣進(jìn)行陽(yáng)極覆膜試驗(yàn)，電壓控制在18V，時(shí)間120s左右。工件夾在正極，腐蝕時(shí)間到立刻用超純水沖洗覆膜液，然后用酒精清洗并用吹風(fēng)機(jī)吹干。采用智能倒置型金相顯微鏡觀察沉積試樣的微觀組織。采用維氏硬度計(jì)檢測(cè)試樣截面沿沉積方向的硬度變化。試驗(yàn)中涉及的試劑及其濃度和成分見表3。

表3 試驗(yàn)中用到的試劑

在萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，取樣位置如圖2所示。按照?qǐng)D3所示的尺寸進(jìn)行線切割，為了減小誤差，保證拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù)的可靠性，上部、中部、下部以及豎直區(qū)域均需要制備3個(gè)拉伸試樣進(jìn)行測(cè)試并計(jì)算平均值作為最終參考值。測(cè)量磨制好的試樣厚度和寬度數(shù)據(jù)輸入到電腦中，本試驗(yàn)試樣拉伸為位移模式，拉伸速度為1mm/min。

圖2 拉伸試樣取樣尺寸

圖3 試件取樣位置示意圖

3 試驗(yàn)結(jié)果與討論

3.1 工藝參數(shù)研究

首先研究的是單層單道電弧增材試驗(yàn)，利用一元脈沖MIG技術(shù)，其中保護(hù)氣為純度99.999%的Ar氣，保護(hù)氣流量為20L/min。采用6061鋁合金焊絲，焊絲直徑為1.2mm，焊絲干伸長(zhǎng)為12mm。Al-Mg-Si合金電弧增材直壁墻的長(zhǎng)度為150mm，焊后處理方式為空冷。通過(guò)調(diào)節(jié)焊接電流的大小來(lái)獲得不同的Al-Mg-Si合金電弧增材焊縫，隨后對(duì)焊縫的宏觀形貌進(jìn)行比較。

試驗(yàn)中的焊接參數(shù)見表4。單層單道電弧增材試驗(yàn)的焊接速度為50cm/min，焊接電流分別選擇100A、115A、125A、135A、145A、160A。由于焊接熱輸入能夠影響試樣的組織形貌和力學(xué)性能，當(dāng)焊接速度一定的條件下，熱輸入主要由焊接電流的大小來(lái)控制，所以通過(guò)研究單層單道焊接電流，得出一個(gè)合適的焊接電流的范圍是很重要的，可為多層單道試樣的成形打好基礎(chǔ)。

表4 單道單層焊接參數(shù)

圖4所示為單道單層試樣的宏觀組織形貌，沉積高度的大小決定了成形構(gòu)件的總高度，因此層高直接關(guān)系整體電弧增材制造成形效率，沉積高度的大小通常由沉積速率和成形時(shí)間決定，沉積速率越大，沉積高度也就越大。此外，成形時(shí)間也會(huì)影響沉積高度的大小。寬度不僅反映了單層單道焊道寬度，而且決定了后續(xù)增材制造構(gòu)件的厚度。當(dāng)電流為100A和115A時(shí)，焊絲熔融量不足，焊道鋪展不開，無(wú)法進(jìn)行后續(xù)沉積層的增材成形。當(dāng)電流升高至為125A時(shí)，焊縫寬度和高度都有所增加。當(dāng)電流為135A、145A時(shí)，熔池鋪展性變好，且焊縫形貌平整光滑，尺寸均勻，無(wú)明顯的外部缺陷，成形效果較好。當(dāng)電流繼續(xù)增大至160A時(shí)，焊縫質(zhì)量開始下降。因此合適的電流范圍在125～160A。

圖4 單道單層試驗(yàn)結(jié)果

隨后進(jìn)行的是多層單道試驗(yàn)，依據(jù)單層單道試驗(yàn)試驗(yàn)參數(shù)，采用逐層往復(fù)沉積方式，增材直壁墻，試樣的高度為65mm，長(zhǎng)度為150mm。試驗(yàn)中的焊接參數(shù)見表5，鋁合金電弧增材直壁墻試件如圖5所示。

圖5 直壁墻形貌變化

表5 多層單道焊接參數(shù)

在圖5中，當(dāng)焊接速度為50cm/min、焊接電流為130A和140A時(shí)，焊接電流較小，焊接熱輸入小，此時(shí)各沉積層熔寬穩(wěn)定，成形均勻，但由于頂層兩側(cè)位置的熱積累較為嚴(yán)重，因此導(dǎo)致熔池凝固時(shí)間增加，出現(xiàn)輕微金屬流淌現(xiàn)象，從而造成兩側(cè)位置輕微下凹。但大體形貌可觀，成形較為良好；當(dāng)焊接電流為150A時(shí)，焊接電流相對(duì)較大，過(guò)多的熱量輸入使增材試樣的熔寬變大、余高降低，導(dǎo)致直壁墻表面不平整。

最終焊接電流增大會(huì)導(dǎo)致沉積層熔融金屬量增加，液態(tài)金屬流淌增加，從而導(dǎo)致層寬進(jìn)一步增加，層高有所下降。此外，焊絲的干伸長(zhǎng)也會(huì)隨著焊接電流的增大而逐漸增加。因此，在改善試樣的宏觀形貌時(shí)要選擇適宜的焊接電流。

3.2 微觀組織

圖6所示為沉積態(tài)組織宏觀形貌。對(duì)于直壁墻進(jìn)行線切割之后的沉積態(tài)，經(jīng)拋光腐蝕后組織的宏觀形貌，層與層之間存在明顯的分界現(xiàn)象，有白色的亮紋出現(xiàn)，頂部形成半圓狀亮白色區(qū)域，為沉積態(tài)的頂部區(qū)域。中間部分的熔合區(qū)為中部區(qū)域，在中部區(qū)域內(nèi)還有一道道間距大致相等似直線的白色亮紋區(qū)域，其中白色亮紋是層間區(qū)域，在其左右的亮紋之間區(qū)域?yàn)閷觾?nèi)區(qū)域，而靠近基板的部分為底部區(qū)域[4]。

圖6 沉積態(tài)組織宏觀形貌

圖7所示為層內(nèi)區(qū)域顯微組織。相對(duì)于層間區(qū)域，其溫度梯度較小且沿著各個(gè)方向的溫度梯度分量相差不大，因此晶粒在各個(gè)方向上的生長(zhǎng)速度大致相同，從而生成較多的等軸晶和較小的柱狀晶。當(dāng)焊接電流較低時(shí)，熱輸入較低，晶粒更細(xì)小；當(dāng)電流較高時(shí)，晶粒則更為粗大。當(dāng)焊接速度為50cm/min、焊接電流為130A和140A時(shí)，焊接熱輸入的量較少，焊接區(qū)域的溫度上升速度較慢，晶粒生長(zhǎng)也相對(duì)較慢，因此獲得的晶粒尺寸較?。划?dāng)焊接電流為150A時(shí)，焊接熱輸入相對(duì)較多，焊接區(qū)域的溫度上升速度較快，晶粒生長(zhǎng)也相對(duì)較快，因此獲得的晶粒尺寸較大。

圖7 層內(nèi)顯微組織

圖8所示為層間微觀組織。由于層間存在較大的溫度梯度，當(dāng)晶粒生長(zhǎng)方向與溫度梯度最大的方向一致時(shí)生長(zhǎng)速度最快，容易生成較為粗大的柱狀晶。由于層間受到再熱作用，促進(jìn)晶粒長(zhǎng)大，因此該區(qū)域微觀組織以尺寸相似的較粗大柱狀晶為主。

從圖7和圖8可發(fā)現(xiàn)，無(wú)論是層間區(qū)域還是層內(nèi)區(qū)域，都有尺寸大小不一的氣孔，但兩個(gè)區(qū)域的氣孔分布存在不同。這是因?yàn)樵霾臅r(shí)熔池的不同區(qū)域具有不同的冷卻速率。層間區(qū)域位于熔池底部，距離已經(jīng)冷卻焊道或基板較近，熱量分散快，熔融金屬凝固速率快，氣體來(lái)不及逃逸，從而在層間形成了數(shù)量較多、體積較大的氣孔。而層內(nèi)位于熔池中上部區(qū)域，熔融金屬凝固速率相對(duì)較慢，這使得氣體有足夠的時(shí)間逸出到熔池外，因此氣孔數(shù)量較少[5]。

晶粒的生長(zhǎng)方向與定向冷卻有關(guān)，冷卻過(guò)程的溫度梯度方向?qū)Я５纳L(zhǎng)方向影響最為顯著。焊接電流對(duì)組織形貌有著非常顯著的影響，當(dāng)焊接電流增大時(shí)，焊接熱輸入也會(huì)相應(yīng)地增加，較大的焊接熱輸入就會(huì)造成晶粒粗大。因此，在進(jìn)行鋁合金電弧增材制造試驗(yàn)中，在固定的焊接速度下，要在合理的電流范圍內(nèi)選擇較小的焊接電流，降低焊接熱輸入，從而獲得更好的組織形貌。由金相圖可知140A與130A和150A增材出的試件微觀組織相比，晶粒尺寸更小，氣孔缺陷也較少。

3.3 力學(xué)性能分析

（1）硬度 不同焊接電流下的硬度值見表6。從表6可看出，試樣平均硬度在54～56HV范圍內(nèi)。

表6 不同焊接電流下的硬度數(shù)值

硬度試樣的顯微硬度檢測(cè)結(jié)果如圖9所示，平均硬度約為55HV。由圖9可知，隨著沉積高度的增加，成形件整體顯微硬度存在一定的波動(dòng)。由于層間存在相對(duì)更多氣孔缺陷和較粗大的柱狀晶，因此硬度值波動(dòng)更明顯，且硬度普遍低于層內(nèi)區(qū)域。硬度的高值大多數(shù)出現(xiàn)在試件的底部和頂部，這是因?yàn)轫敳渴艿较乱粚雍缚p熱影響的次數(shù)較少，底部則是因接近基板而散熱較快。兩者由于受到的熱影響較小，微觀組織更好，晶粒尺寸較小，硬度相對(duì)較高[6]。

圖9 層間和層內(nèi)區(qū)域硬度分布

沿BD方向的硬度值存在小幅度波動(dòng)，層間區(qū)域的硬度分布較分散，層內(nèi)區(qū)域的硬度分布較集中。層間由于受到再熱作用的影響，該區(qū)域的晶粒生長(zhǎng)形成直徑較大的柱狀晶，從而導(dǎo)致硬度下降。層內(nèi)區(qū)域各方向的溫度梯度分量差異較小，因此更容易生成等軸晶，從而保證較高的硬度。

從圖9可看出，焊接電流140A時(shí)，硬度均值較大，沉積態(tài)整體硬度分布更加集中，且熱輸入較小，晶粒較細(xì)小，因在其層內(nèi)區(qū)域分布著等軸晶，硬度更高。

（2）拉伸性能 圖10所示為3 種焊接電流（130A、140A、150A）增材出的直壁墻沿不同方向的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率。試樣水平方向（垂直于BD）的抗拉強(qiáng)度為171～176MPa，斷后伸長(zhǎng)率為8%左右。沿BD方向的抗拉強(qiáng)度為132～166MPa，斷后伸長(zhǎng)率為5%～9%。兩者相比，水平方向的拉伸試樣擁有更好的抗拉強(qiáng)度。這是因?yàn)檠爻练e方向的試樣在不同位置的組織有所差異，組織中有部分粗大的柱狀晶，會(huì)增加脆性、降低塑性，從而會(huì)降低試樣的拉伸性能。不同電流形成的層間柱狀晶也各不相同，使拉伸試樣在水平方向上的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率有一定差異。

圖10 抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率

圖11所示為沿BD方向（豎直）拉伸試樣的斷口形貌。從圖11可看出，沿BD方向試樣斷口上有少量較淺的韌窩，撕裂棱較少，表現(xiàn)為部分脆性斷裂特征。層間有氣孔分布，由于氣孔區(qū)域的承載能力較低，因此一旦受到拉力，就會(huì)導(dǎo)致應(yīng)力集中并增加材料開裂的風(fēng)險(xiǎn)，并使拉伸試樣在層間位置斷裂。圖12所示為垂直于BD方向（水平）拉伸試樣的斷口形貌。從圖12可看出，垂直于BD方向的斷口位置試樣斷口微觀形貌表面的韌窩和撕裂棱有所增加，但仍可觀察到層狀斷面，表現(xiàn)出部分脆性斷裂特征。

圖11 沿BD方向試樣的斷口形貌

圖12 垂直于BD方向試樣的斷口形貌

垂直于BD方向的層內(nèi)微觀組織主要為尺寸較小的等軸晶，而沿BD方向的層間區(qū)域存在較為粗大柱狀晶，抗拉強(qiáng)度有較大差別，且焊接電流140A相較于130A和150A，在垂直于BD方向和沿BD方向的抗拉強(qiáng)度差值較小。

4 結(jié)束語(yǔ)

1）通過(guò)研究單層單道電弧增材試驗(yàn)，得出合適的焊接電流為125～160A，在焊接速度為50cm/min的條件下，進(jìn)行多單道多層試驗(yàn)，當(dāng)焊接電流為130A和140A時(shí)，電流較小，焊接熱輸入小，直壁墻相對(duì)平整，成形較為均勻，且熔寬穩(wěn)定，大體形貌及成形較為良好。

2）層間區(qū)域組織以較為粗大的柱狀晶為主，層內(nèi)區(qū)域組織以細(xì)小等軸晶和柱狀晶為主。在焊接速度為50cm/min的條件下，焊接電流140A相比焊接電流130A的熱輸入較低，微觀組織晶粒尺寸更小，相比150A焊接電流的氣孔缺陷較少。

3）沿沉積方向的硬度變化不大，層間硬度低于層內(nèi)，且硬度波動(dòng)性更大；沿水平方向的強(qiáng)度高于沉積方向，斷后伸長(zhǎng)率分別為8%和5%～9%。在焊接速度為50cm/min的條件下，焊接電流為140A的制件相較于130A和150A，在沿沉積方向和水平方向的抗拉強(qiáng)度差值較小，且焊接電流為140A的硬度均值較大，熱輸入較小，晶粒尺寸更細(xì)小，在其層內(nèi)區(qū)域分布的等軸晶提高了硬度值，故其力學(xué)性能較好。