2319铝合金电弧增材制造成型和组织

张文明, 韩嘉伟

(沈阳大学 机械工程学院, 辽宁 沈阳 110044)

电弧增材制造[1](WAAM)是一种利用金属丝材作为填充材料的新型工艺,它以电弧作为热源,通过电脑进行轨迹的设定,将材料熔化并沉积成所需要的尺寸,来达到生产需求.不同于激光增材制造和电子束增材制造,电弧增材制造所用的设备价格经济,且使用稳定.和传统工艺相比无需使用模具,能够达到或者优于传统工艺所生产的零部件,且生产效率更为高效.因此,在制造大型复杂结构件的工程中得以应用.WAAM的过程可分为熔化极和非熔化极.熔化极又可分为长弧和短弧2种,熔化极气体保护焊MIG(metal inert-gas)电弧属于长弧,而冷金属过渡焊CMT(cold metal transfer)电弧属于短弧.非熔化极主要是钨极惰性气体保护焊TIG(tungsten inert-gas)电弧.

近年来,学者对铝合金的电弧增材制造技术的研究更加关注.黄丹等[2]采用TIG电弧作为增材热源,使用5A06丝材和AA6061基板进行试验,主要分析预热温度、电流对其成型、组织和力学性能的影响.试验结果表明,成形件的高度变化很明显,从起始层的3.4 mm开始骤降,从第8层后开始达到稳定状态,高度为1.7 mm.层间微观组织为细小的树枝晶和等轴晶.由于每层反复加热致使层间结合处组织最粗大,为柱状树枝晶,顶部组织由于没有经过2次加热,所以晶粒最细小,由细小的树枝晶转变为等轴晶.成形件的力学性能呈现各向同性,抗拉强度为291 MPa,伸长率为36%.从保强等[3]在气孔缺陷、成型尺寸和组织性能3个方面进行改善,以获得更好的力学性能.选用2319和4043两种铝合金进行试验.在气孔问题方面选择AC-GMAW工艺,提出热输入、工作环境和送丝速度是影响气孔率的3种因素,热输入的影响最为显著,同时选择纯氩作为保护气体能够改善气孔缺陷.采用北京航空航天大学自主研制的HPVP-GMAW工艺[4]来控制成型尺寸,通过控制送丝速度(WFS)与焊接速度(TS)的比来观察成型尺寸的变化,最后确定WFS/TS在7～10的范围内成型最佳.闫峘宇等[5]建立了电弧增材制造单层单道半椭圆焊缝模型,在建立了焊道熔宽和熔高的回归模型之后,得到了焊缝尺寸与焊接电压、增材速度和送丝速度之间的关系,对之前的模型进行了有效验证.

铝合金因其成本低廉、耐蚀性、密度小等优点成为近几十年被广泛应用的材料,其焊接性和成型工艺性良好使得在焊接过程中易达到较好的效果.CMT电弧焊技术[6]有效地将焊丝回抽和熔滴过渡进行结合,在熔滴过渡的过程中电弧熄灭,焊接电流的骤降也使得焊接热输入大大降低.因此,与TIG电弧焊和MIG电弧焊相比,CMT电弧焊技术更适合铝合金这类低熔点金属进行电弧增材制造.由于2系铝合金[7]属于硬铝合金,强度硬度性能良好.因此,本文选用2319铝合金作为填充材料,以更适合铝合金增材制造的福尼斯公司的3200型号CMT焊机(Fronius TransPuls Synergic 3200 CMT)作为成型热源进行试验,分析焊接速度、送丝速度、层间冷却时间等参数对于2319铝合金电弧增材制造中成型的影响,得到优于其他焊接方法的构件.

1 试验材料与方法

本试验采用2319铝合金焊丝(∅1.6 mm,VBC公司生产)作为填充材料,将5B06铝合金板材(4 mm,荔硕公司生产)作为基板,焊丝及基板的各化学成分质量分数如表1所示,使用400#的砂纸将表面打磨,选择丙酮和无水乙醇(均为AR,百盛化工有限公司生产)进行清洗.试验过程中选择Ar(体积分数99.99%,15.2 MPa,气密型,源恒通公司)作为保护气体,气体流量为20 L·min-1.

表1 焊丝与基板各化学成分质量分数

首先将基板固定在操作平台上,将焊枪移动到起始位置,选择Mach 3作为运行软件,选择Fronius TransPuls Synergic 3200 CMT作为成型热源,如图1所示,与其配合的控制系统如图2所示.选择TS 300～600 mm·min-1,WFS从1.6～6.0 m·min-1逐渐改变,将层间停留时间设定为80 s,每层升高2 mm.

图1FroniusTransPulsSynergic3200CMT成型热源

Fig.1FroniusTransPulsSynergic3200CMTformingheatsource

单道多层直接堆积态[8]WAAM 2319铝合金试件是在本试验基板的第一道焊缝往返增材形成的,它的外形如图3所示,尺寸为长150 mm、宽6 mm、高65 mm.由于增材之前基板温度较低,WFS过低会导致焊接的不连续.因此,选择5.5 m·min-1作为第1层的WFS, 第2～4层将参数逐渐降低至预定参数, 在第5层以上保持预定参数进行送丝. 因此,在观察组织和性能取材的时候从第5层以上开始进行. 焊接过程中, 应尽量减少实验室的空气流动, 防止保护气无法起到良好作用而产生大量气孔, 致使其表面两侧产生黑色渣状物质,无法堆积成型. 焊丝角度也要保证和基板处于垂直状态, 否则堆积10层以上时, 在中部区域会产生黑色杂质, 使其无法再向上堆积. 在堆积过程中还需要控制焊丝干伸长度, 在10层之后要不断对焊枪高度进行调整, 用来适应堆积墙的高度,总共堆积32层.

图2 Fronius TransPuls Synergic 3200 CMT控制系统

图3单道多层直接堆积态WAAM2319铝合金试件

Fig.3WAAM2319aluminumalloytestpieceinsingle-channelmulti-layerdirectstackingstate

将堆积后的墙体通过线切割进行处理,制备10 mm×10 mm的金相试样并使用砂纸打磨,之后使用Kroll(V(HNO3)∶V(HF)∶V(H2O)=3∶1∶96)溶液浸蚀试样,时间为6～8 s.使用HITACHI公司S-4800型号的SEM扫描电镜观察显微组织并测试能谱图.从堆积方向取长10 mm、宽6 mm、高65 mm的试样进行硬度试验.对于剩余试样两侧进行铣削至光滑平整厚度为2 mm,之后同样使用线切割沿堆积方向和高度方向分别取得2个试样进行拉伸试验,切割试样如图4所示.

图4WAAM2319铝合金试件切割试样(单位:mm)

Fig.4WAAM2319aluminumalloycuttingsample(unit:mm)

2 结果与讨论

2.1 WAAM 2319铝合金试件成型控制

按照上述实验参数进行实验,可以得知送丝速度(WFS)、焊接速度(TS)是主要的控制因素,层间停留时间、焊丝干伸长度、基板的洁净程度等也对成型有一定的影响,如果基板未清洁或者清洁不佳就会使表面出现黑色渣状物质导致无法堆积成型,文献[9-11]也得出此结论.焊丝的干伸长度要控制在12 mm以下,过长的干伸长度会导致保护气的保护效果变差,产生大量气孔.而干伸长度过短会导致焊丝粘结在基板上无法抽动.层间停留时间主要是对于层间温度的控制,需要保证60 s以上,否则导致两端过热发黑.WFS和TS作为主要因素,两者具有一定的关联,WFS过慢而TS过快会导致焊接的不连续, 如一串豆状的颗粒.WFS过快而TS过慢会导致焊机抽丝困难,造成堆积而焊枪无法行进.因此,将WFS的最低速度设定在1.6 m·min-1以上,TS的最低速度设定在300 mm·min-1以上,以保证增材过程的正常进行.不同送丝速度与焊接速度构件的尺寸数据见表2.得出最佳的成型效果的一组是WFS为2.0 m·min-1,TS为300 mm·min-1.

表2 不同送丝速度与焊接速度构件的尺寸数据

2.2 WAAM 2319 铝合金试件显微组织

电弧增材制造的2319铝合金的显微组织影响因素为温度梯度和其冷却速度,除第1层外,每一层对于前一层都相当于进行一次短暂的热处理.依照传统冶金学的原理可将显微组织划分为熔化区、部分熔化区和热影响区[11].本次试验从堆积的高度方向将分为上中下3个部分来分析,如图5所示.

(a) 上部(b) 中部(c) 下部

图5WAAM2319铝合金SEM图
Fig.5WAAM2319aluminumalloySEMspecimen

构件的下部(图5c)为靠近基板处的组织,它的晶粒较为细小,这是由于CMT工艺的独特方式,在熔滴过渡的末端电流降为0,熔滴接触基板时骤冷,过冷度高促使细小的等轴晶形成,如图6所示.晶粒长大需要能量,由于增材方向是与基板方向垂直,所以晶粒有向上生长的趋势.与母材垂直方向不断有热输入,晶粒呈柱状晶.构件的中部组织见图5b,由于电弧增材制造存在层间等待时间,温度开始下降时,中间部位温度下降速度最快,所以晶粒得不到足够的能量,未来得及成为柱状晶,成为了等轴晶;因为铝合金具有很好的导热能力,两侧部位得到中间部位传递过来的能量,形成一部分等轴枝晶,还会形成一小部分二次支晶,不过两者相差很小.这是CMT工艺与GMAW工艺等之间的区别,在熔滴过渡到基板时,电流几乎为零,限制了热输入,不会使晶粒变得粗化.

其次,根据Dong[12]的研究得知,Ti和Zr的少许添加,也是产生细小等轴枝晶的原因.由于晶粒是沿着温度升高方向生长的,因此会形成高度方向的柱状晶,本试验与文献[13]得出的结论一致.但是,由于层间等待时间期间没有持续的热量输入,温度急剧下降,没有足够的能量供应柱状晶继续向上生长而逐渐凝固.残余在工件内部的热量只能起到热处理的作用,使原本的柱状晶逐渐向两侧扩展形成大量的等轴晶.但由于堆积层数的逐渐增加,工件内部的热量不断积累,晶粒尺寸也会增大,冷却速度的不同导致有些等轴晶会变成等轴枝晶.出现柱状晶的区域是冷却速度最慢的区域,而出现细小等轴晶的区域则是冷却速度最快的区域.因此,处于融合线附近的显微组织主要由均匀分布的等轴晶和等轴枝晶组成,同时包含少许柱状晶和非常细小的等轴晶.

图6基板处的细小等轴晶SEM图

Fig.6FineequiaxedcrystalatthesubstrateSEMspecimen

构件的上部(图5a)熔合线附近的微观组织最为复杂,因为在增材制造过程中的瞬时温度峰值会超过548 ℃(2319铝合金的共晶温度),所以组织会发生改变,θ相会发生重熔减少,等轴枝晶也因为获得能量重新变为等轴晶.此结论与文献[14]所得结论一致.但这个温度持续时间很短,只能一小部分发生改变.部分熔化区以下的热影响区由于温度不会超过共晶温度,不会发生组织上的改变.由于电弧增材制造过程通常会超过1 h,对比GMAW工艺在第2层会对第1层的热影响区产生组织破坏,CMT工艺还有一个热处理的作用,使等轴晶的晶粒更为细小均匀,从而提高性能.

WAAM过程属于非平衡态冷却,所以会产生枝晶结构,当使用热电偶控制层间温度时,原子能够扩散充分,减少枝晶结构甚至消除,θ相全部存在在晶界上.

在2319铝合金中,Al元素的含量最多,含量第二多的是Cu元素,也正是因为Cu元素的存在,2系铝合金才被称为硬铝合金.根据Al和Cu二元相图可知, Cu可以溶解在Al基体之中形成固溶体,当温度低于548 ℃,Cu元素质量分数处于5.65%～52.5%时,Cu和Al将形成固溶体α相和θ相.它们沿着晶界生长,最初呈颗粒状,当吸收外界能量后会长大,呈现骨骼状,最终受到晶界与能量的限制呈网状.EDS能谱图如图7a所示,样品Al质量分数为61.59%,Cu质量分数为38.31%.能谱图主要呈现3个峰,其中Al和Cu为样品的主要成分,C峰由于制备样品时使用了碳导电胶(主要成分是C),使样品表面被污染所致.样品中Cu的质量分数为38.31%,处于5.65%～52.5%之间,可确定此时样品中Cu和Al已经形成固溶体α相和θ相.同时,通过SEM图(图7b)观察可以确定存在形式为固溶体α相和θ相共存,与文献[15]得出的结论一致.瞬时温度超过548 ℃时,固溶体α相和θ相的形态将会发生改变,而且多出现在缺陷处.随着WAAM过程的进行,构件之中的温度很难下降,长时间的热输入使θ相也变得粗大,溶质原子贫化区[16]就会出现在θ相附近,造成组织的不均匀性,直接影响的是构件的力学性能.

(a) EDS(b) SEM

图7样品的SEM-EDS图
Fig.7SEM-EDSchartoftestsample

3 结 论

1) 2319铝合金在电弧增材制造过程中,对于成型影响最大的因素为送丝速度和焊接速度,且二者需要互相匹配,相差过多会导致增材效果变差.最佳的成型效果的是送丝速度为2.0 m·min-1,焊接速度为300 mm·min-1.

2) 2319铝合金的晶粒主要由等轴晶和等轴支晶组成,包含少量的柱状晶和极其细小的等轴晶,可以看到明显的分层现象,但组织的差别不大,使得力学性能较好.

3) 经过EDS分析可知,电弧增材制造的2319铝合金主要成分Al和Cu的组织形式为固溶体α相和θ相共存.