电弧熔丝增材制造铝合金研究进展

韩启飞，符 瑞，胡锦龙，郭跃岭*，韩亚峰，王俊升,3，纪 涛，卢继平，刘长猛

(1 北京理工大学 材料学院，北京 100081；2 北京理工大学机械与车辆学院，北京 100081；3 北京理工大学 前沿交叉科学研究院，北京 100081；4 中国航空研究院中国航空工业空气动力研究院，沈阳 110034)

增材制造(additive manufacturing) 作为具有生产革命意义的新一代制造技术，被认为是推动制造业转型升级的驱动引擎。与传统减材或等材制造技术相比，增材制造具有快速近净成形技术优势，材料利用率高、制造成本低、生产周期短，特别是能够实现精密复杂零件的无模具、高自由度、定制化成型[1]。根据热源不同，金属增材制造主要分为激光增材制造、电子束增材制造和电弧增材制造。其中电弧增材制造技术因具有熔覆效率高、成型尺寸大、设备成熟且可扩展性高等优势，在金属结构材料领域具有广阔应用前景。

铝合金是产量仅次于钢铁的金属结构材料，在航空航天、交通运输、石油化工、能源动力等领域具有极为广泛的应用，已成为支撑国民经济发展的重要金属材料。铝及其合金至今已有100多年发展历史，形成了相对完善且不断更新的合金体系，包括工业纯铝、Al-Cu系、Al-Mn系、Al-Si系、Al-Mg系、Al-Mg-Si系、Al-Zn-Mg系合金等。制造加工技术(包括热处理)是促进铝合金成分不断优化、性能不断提升、应用不断成熟的重要因素，国内外也相继开发了铸造铝合金、变形铝合金、粉末冶金铝合金等与成形技术高度匹配的专用铝合金。但目前在传统减材或等材制造技术框架内，铝合金研发及应用均遭遇发展瓶颈，材料性能难以根本性提升，大型复杂精密铝合金零件制造效率低、模具依赖度高、结构设计快速响应能力不足的问题日渐凸显，因而铝合金对增材制造技术的需求十分强烈，迫切寻求铝合金颠覆性发展新机遇。

由于铝合金对激光能量吸收率低，电子束真空加工易引起Al元素挥发，并且铝合金以大型结构件为主，因而从材料、工艺、效率等方面考虑，电弧增材制造更加适用于制备铝合金。国内外对电弧增材制造铝合金已进行大量探索，在设备研制、成形特点、凝固特性、冶金缺陷和组织性能方面进展显著，技术应用前景日趋明朗。高效率自由制造固然是电弧增材制造技术的重要优势，但电弧增材制造特有的熔池累加成形、快速移动温度场、局部非均匀热输入等特点，必然赋予铝合金区别于传统制造过程独特的晶粒形核、长大以及相变行为，这有望成为开发高性能铝合金的重要途径。

电弧增材制造技术最早可以追溯到1925年，美国Baker[2]首次利用电弧作为热源，采用丝材熔化和逐层沉积的方法得到了金属制品；直至今日，国内外的学者已经对电弧增材制造做了大量的研究，理论和技术也都已经发展成熟。电弧增材制造铝合金不仅是当前研究的热点，还在诸多领域得到了广泛的应用[3]：在航空航天领域，可以用来制造飞机的机身壁板和肋板；在国防军工领域，可以用来制造导弹或者炮弹的壳体；在大型结构件方面，可以用来制造大型框架和大型的锥形筒等。

尽管电弧增材制造技术在制造铝合金方面具有显著优势，但目前仍存在着诸多亟须解决的问题，包括增材制造专用设备及控制系统研制、材料冶金缺陷控制、显微组织形成及调控方法、力学及耐腐蚀性能提升以及增材制造专用铝合金与专用热处理工艺研发等。本文对电弧熔丝增材制造铝合金成形工艺、相变特性、材料特点进行论述，重点讨论电弧增材铝合金的组织特征、冶金缺陷及力学性能的研究现状及控形控性瓶颈难题，并以专用材料体系、专用热处理技术开发为基础，对电弧熔丝增材制造铝合金发展方向进行展望，探寻冶金质量、制造精度、力学性能协同改善途径，推进电弧熔丝增材制造技术在铝合金领域的工程应用。

1 电弧增材制造技术发展

1.1 成形原理与技术优势

电弧增材制造技术以高能电弧为热源，以金属丝材为原材料，通过电弧产生大量的热将丝材熔化形成熔池，依据三维增材建模程序控制焊枪移动路径，使得熔池按照预先设定方式和形状累加成形，最终获得目标零件[4]。电弧增材制造技术由传统焊接技术发展而来，根据热源、载体、成形方式的不同，电弧增材制造技术具体包括熔化极惰性气体保护(metal inert gas,MIG)焊接增材制造技术、钨极惰性气体保护(tungsten inert gas,TIG)焊接增材制造技术、冷金属过渡(cold metal transfer,CMT)焊接增材制造技术和等离子弧焊接(plasma arc welding,PAW)增材制造技术及复合电弧增材制造技术(TIG-MIG) 等。

MIG增材制造[5]使用目标材料制作丝材，利用电弧将丝材熔化实现直接沉积成形，焊枪由热源系统与送丝系统组成，成形效率高，但存在熔滴飞溅严重、电弧稳定性对送丝系统的依赖度高的问题，如图1(a)所示。TIG增材制造[6]使用钨电极，一定程度上解决了MIG增材成形过程飞溅较大的问题，并且能够与机床集成，成形尺寸大，但由于其热源系统和送丝系统相互独立，送丝方向与焊枪移动方向匹配难度大，因而运动指令较为简单，在制造复杂零件方面受到限制，如图1(b)所示。CMT增材制造[7]是利用冷热交替的原理，通过时断热源和时换丝材，实现低热输入状态下的熔滴过渡，如图1(d)所示；热冷交替的方式避免了熔池中热量的大量积累，解决了MIG增材产生的飞溅和气孔问题，但由于其熔滴过渡形式不适用于层与层之间冶金搭接，这就使得CMT增材技术在制造厚壁零件方面受到限制。PAW增材制造技术[8]以挺度更高、热量更加集中的等离子电弧作为热源，有利于控制及降低成形热输入，提高成形尺寸精度，但不足之处在于制造效率相对较低，如图1(e)所示。复合电弧增材制造技术[4]主要采用两种不同的热源来控制热输入，将热输入充分利用起来熔化丝材，是一种较为高效的金属增材制造技术，但目前国内外相关的研究较少，如图1(c)所示。

图1 电弧熔丝增材制造原理图 (a)MIG;(b)TIG;(c)TIG-MIG;(d)CMT;(e)PAWFig.1 Schematic diagrams of wire arc additive manufacturing (a)MIG;(b)TIG;(c)TIG-MIG;(d)CMT;(e)PAW

1.2 热丝电弧增材制造技术

为提高TIG增材制造的沉积效率，国内外利用附加电流预先加热填充丝材，以提高丝材熔化速度，从而发展了热丝TIG增材制造技术，如图2所示。预热丝材热源的正极与丝材相连，负极连接基板，在电弧单独产热时丝材不能完全熔化，未熔化的丝材会被送进熔池中，未熔化的丝材与工件相接触，电阻产热的电路会被接通，产生的电阻热会导致丝材表面的温度升高，从而辅助电弧热继续熔化丝材，同时实现热输入控制。此外，直流电源会产生磁偏吹，导致加热电流、电弧摆动幅度以及丝材直径受限，而脉冲热丝TIG增材制造通过丝材熔化电流与预热电流交替出现，能够有效解决磁偏吹问题[9]。

图2 热丝电弧增材制造原理图Fig.2 Schematic diagram of hot wire arc additive manufacturing

作为一种低热输入成形工艺，热丝TIG增材制造的技术优势主要包括：(1)沉积速率与生产效率高。从制造效率角度进行分析，与冷丝相比，相同的电弧能量能熔化数量更多的热丝，从而提高丝材的沉积速率和工件的生产效率。(2)细化晶粒。从工艺的角度分析，使用热丝的方法可以减少电弧的热输入，液滴冷却更快，得到更细的晶粒。在相同的工艺参数下，与冷丝相比，热丝在熔化变成液滴时脱落的速度和频率更高，熔覆道宽度也更小，液滴的冷速更快，从而得到细小的晶粒[10]。(3)细化柱状晶及促进柱状晶向等轴晶转变。从显微组织的角度分析，热丝电弧增材制造技术可以促进柱状晶细化及向等轴晶转变，从而得到更加细小的柱状晶及等轴晶组织。Li等[10]研究发现热丝电弧增材制造Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金主要由粗柱状晶组成；而增加电阻热辅助之后，柱状晶的尺寸急剧减小，得到等轴晶和细柱状晶组织。(4)便于控制工件制造尺寸精度。Li等[10]还通过增加热丝电流，使得薄壁样品的宽度由8.5 mm降低至5.5 mm，薄壁的厚度由0.9 mm增加至1.7 mm，实现工件形貌与尺寸精度的控制。(5)减少气孔等冶金缺陷，提高合金致密度。热丝电阻热可以有效清除丝材表面的氢污染物，提高丝材的表面质量，从而使工件中气孔缺陷的数量减少。Fu等[11]通过控制热丝增材制造系统中的热丝电流获得致密度为99.6%的2024铝合金，随着热丝电流的增加，孔隙率呈现先减小后增加的趋势，且当热丝电流达到100 A时工件的孔隙率达到最小，工件致密度也随之达到最大。(6)获得具有综合力学性能的零件。由于冷丝电弧增材制造铝合金以柱状晶为主，其抗拉强度和伸长率在扫描方向与沉积方向上均有较大差异；但随着电阻热增加，合金形成了等轴晶组织，力学性能各向异性大幅度降低，有效改善了合金综合性能[10]。

1.3 双丝及多丝电弧增材制造技术

使用两根丝材同时进行焊接的方法被称为双丝焊，主要包括单电源双丝材和串联双电弧两种类型，其中单电源双丝材仅使用一个电源，而两个丝材接头只需集中在一个位置；而串联双电弧则使用两个电源，两根丝材均有一个独立的电源，与单电源相比，其产生两个电弧会相互作用，电弧之间不仅有电弧力之间的相互作用，还有电弧热之间的相互影响，因此需要考虑两个电弧之间的距离问题。双丝及多丝电弧增材制造技术在双丝焊的基础上发展而来，其中最为典型的是使用Tandem工艺，如图3(a)所示[12]，Tandem工艺也拥有两套送丝机构，可以使两根丝材交替产生电弧和熔滴冷热交替过渡[12]，避免了多个电弧相互影响的缺点，同时这种间接起弧的方法也可以有效地避免熔池的热量集中以及减少熔滴的飞溅。

图3 Tandem原理图[12](a)以及单电源四丝材原理图(b)Fig.3 Schematic diagrams of Tandem[12](a) and single power supply four wire material (b)

除了交替起弧的Tandem工艺外，目前基于TIG的多丝共熔技术逐渐受到业内关注。刘长猛等[13]开发了单电源、四丝材电弧增材制造技术及成形设备，其示意图如图3(b)所示，该技术以钨极作为电极，使用四个送丝机构，保证四根丝材接头集中在同一位置同时熔化，极大提高了丝材熔覆效率，改善了工件的成形效率。与基于Tandem多丝共熔增材制造系统相比，TIG多丝共熔技术能够有效控制冶金缺陷和提高铝合金力学性能。多丝电弧增材制造技术的重要优势在于能够制造新成分或丝材制造技术不成熟的铝合金，最典型的例子就是高强铝合金。对于高强度、低塑性铝合金，通过拉拔获得增材制造丝材的难度较大，因而无法通过单丝材技术成形，而多丝增材技术可采用异质多丝的方法将多种丝材通过成分设计合成所需的铝合金。陈树君等[14]通过TIG三丝电弧增材制造技术，使用ER2319,ER5356及Zn等三种商用丝材，成功实现了7050高强铝合金的高效率制备。

相对于单丝电弧增材制造，采用双丝或多丝电弧增材制造技术具有更高的熔覆效率，不仅能得到更细的组织结构，还具备更好的力学性能。何杰[15]采用双填丝钨极氩弧焊(gas tungsten arc welding,GTA)电弧增材制造技术得到了Al-Mg合金，与单填丝GTA电弧增材制造工艺进行对比，对其熔覆效率、组织结构及力学性能进行探究。结果表明：相对于单填丝GTA电弧增材制造，双填丝的熔覆效率提高了2倍左右。双填丝GTA电弧增材制造Al-Mg合金的组织比单丝的更细。当堆覆速度分别为30,40,50 cm/min时；相对于单填丝GTA电弧增材制造，双填丝试样的纵向抗拉强度依次增加了10,22,24 MPa，横向抗拉强度依次增加了10,23,19 MPa；纵向伸长率依次增加了6.8%,5%,3.4%，横向伸长率依次增加了4.6%,1%,5%。

2 电弧增材制造铝合金相变特征

2.1 非平衡凝固

与传统的铸造方法相比，电弧增材制造技术因热源能量密度高、熔池尺寸小且移动速度快、非均匀形核位置数量大等特点，具有显著的快速非平衡凝固效应，具体表现为：(1)固溶极限变大。从动力学上来讲，快速非平衡凝固界面前沿的溶质原子来不及扩散析出，导致其固溶极限显著提高，尤其是Al-Cu,Al-Si,Al-Mg在快速凝固时固溶量已经超过其平衡共晶点的成分，如表1所示[16]。Kumar等[17]已经证实利用快速凝固技术可以使得铝中硅的固溶极限扩展到共晶成分。(2)晶粒细化与相形态转变。快速非平衡凝固可以使晶粒细化，得到细晶、微晶甚至是纳米晶，这与合金过冷度及冷却速度密切相关，冷却速度或过冷度越大，形核率越高，合金在凝固过程中可以形成较多的晶核，晶粒得到细化，同时界面前沿产生成分过冷，引起晶粒或第二相形态的改变。Das等[18]发现快速凝固铝硅合金中最显著的结构变化是二次枝晶臂间距由普通凝固时的12 μm降低为1 μm，且共晶硅的生长形态也由传统铸造时的板状变成了球状。(3)偏析减少。快速凝固时液固界面的推进速度较快，溶质原子在界面前沿被截留下来[19]，从而使得结晶终了时合金中的显微偏析急剧减少；当凝固速率足够大的时候，溶质原子在凝固界面处于绝对稳定或完全截留状态，此时能获得完全不存在偏析的合金。(4)相选择与亚稳相。与传统铸造的合金相比，快速非平衡凝固因过冷度较大，能够抑制热力学稳定相的形成，同时通过凝固动力学改变相选择临界条件，亚稳相因具有较小的临界形核功和较高的形核率，从而优先形核和长大[20]。(5)性能提高。与传统铸造铝合金相比，由于快速凝固可以有效地细化晶粒和减少偏析，快速凝固铝合金的抗拉强度、延性和硬度均会增加。此外，快速凝固还可以提高铝合金的耐热性，目前较为热门的新型耐热铝合金就是通过采用快速凝固的技术来提高大部分过渡族金属元素和镧系元素在铝中的极限固溶度[21]，从而在合金中形成大量弥散分布并且具有热稳定性的析出相，以此来提高铝合金的耐热性能。

表1 铝合金的固溶极限[16]Table 1 Solubility limit of aluminum alloy[16]

2.2 固态相变与原位热处理

固态相变即热处理，对改善电弧增材制造铝合金的力学性能和组织有很大的作用，通过热处理可以细化铝合金的晶粒，从而提高铝合金的硬度、强度及塑韧性等力学性能，是铝合金强化的常用手段之一[22]。在退火、淬火、时效等众多热处理工艺之中，固溶和时效对提高电弧增材制造铝合金力学性能的贡献最大。彭晖杰[23]研究发现电弧增材制造的5356铝合金经均匀化退火后，合金内部的应力及元素偏析现象均已消除，且与退火前的抗拉强度相比，退火后合金的抗拉强度提高了约5%；柏久阳[24]探究了长时固溶+时效热处理对电弧增材制造2219铝合金性能的影响，结果表明，与沉积态相比，长时固溶+时效后2219铝合金的屈服强度提升了1.48倍。李承德等[25]将电弧增材制造和砂型铸造的ZL114A铝合金同时进行T6热处理，热处理之后的电弧熔丝增材制造铝合金，其抗拉强度和屈服强度比砂型铸造的提高了约32 MPa，伸长率甚至达到了砂型铸件的2.1倍。

循环热历史是电弧增材制造过程的重要特点，先凝固金属在后续成形过程中经历循环再加热，相当于对其进行了多次原位热处理，这对相变温度较低的铝合金显微组织产生显著的影响。典型电弧增材制造铝合金显微组织特点如图4所示[26]，工件顶部A位置处，由于不存在明显的循环热历史，并无析出相的产生；而随着与基底的距离减小，从位置B到位置C，热循环增大，析出相越发容易成核与长大；但随着与热源的距离越远，后续热循环的峰值温度越低，直至低于析出温度范围，析出相停止生长，其尺寸达到位置D的稳定状态[26]。

图4 电弧熔丝增材制造铝合金不同位置第二相的形成机理[26]Fig.4 Formation mechanism of the second phase of wire arc additive manufacturing of aluminum alloy at different locations[26]

2.3 多级显微组织

熔池与熔覆道层层累加是电弧熔丝增材制造特有的成形方式，凝固冶金条件的重复性与周期性必然引起显微组织的多级化。典型电弧熔丝增材制造2219铝合金的多级显微组织如图5所示[27]，可以看出每个沉积层可分为内层区和层间区，其中内层区以柱状晶为主，晶粒沿着垂直于熔体边界的方向定向生长，层间区主要为等轴晶。非均匀形核机制是铝合金中等轴晶形成的主要原因：Lin等[27]认为在电弧熔丝增材制造过程中，2219铝合金熔化后，未熔化的Al3Zr颗粒会促进等轴晶的形成；Mondol等[28]证明2219铝合金中的Al3Zr析出相是通过非均匀形核形成。层间区形成等轴晶的另一个原因是各层熔池底部温度较低，温度梯度和过冷度较小，有利于等轴晶的形成[27]。

图5 不同电弧移动速度下电弧熔丝增材制造铝合金的分层结构[27](a)150 mm/min;(b)250 mm/min;(c)350 mm/min;(d)450 mm/minFig.5 Layered structure of wire arc additive manufacturing of aluminum alloy at different arc travel speed[27](a)150 mm/min;(b)250 mm/min;(c)350 mm/min;(d)450 mm/min

由于电弧增材制造过程中焊接的温度要远高于铝合金的熔点，熔池过热度高，并且熔池内部形成径向的温度梯度，因而促使合金形成定向生长的柱状晶。柏久阳等在TIG增材制造2219铝合金[29]和4043铝合金[6]中发现铝合金内层区中存在着大量柱状晶，沿着垂直于熔覆道的方向定向生长，且有穿过层间等轴晶区(即外延生长)的趋势。

与定向生长且各向异性鲜明的柱状晶相比，自由生长且各向同性的等轴晶通常具有更加优异的力学性能。因而通过柱状晶转变为等轴晶或者细化柱状晶的晶粒尺寸，是提高电弧增材制造铝合金力学性能的重要途径，具体方法包括：(1)优化丝材成分。由于非均匀形核机制可以促进等轴晶的形成，因而可在铝合金中添加某些特定元素，增加析出相，从而促进等轴晶区的形成。Lin等[30]发现随着2090铝合金Li,Zr含量的增加，Al3Zr析出相增加，等轴晶区宽度增大。(2)调整工艺。如电弧的移动速度，电弧移动速度较高时，能得到细化的柱状晶和等轴晶；较高的移动速度会导致铝合金的凝固速率增加，凝固时间缩短，晶粒尺寸逐渐减小，晶粒逐渐细化。(3)控制成形工件尺寸。Kovacevic等[31]发现变极性钨极惰性气体保护焊(variable polarity tungsten inert gas welding,VP-TIG)增材制造5356铝合金随工件高度的增加，组织中的柱状晶逐渐转变为等轴晶。

3 电弧增材制造铝合金冶金缺陷控制

3.1 孔洞

孔洞是损害铝合金使役性能的主要冶金缺陷之一，包括氢气孔和凝固缩孔[32]。在电弧熔丝增材制造过程中，一方面，丝材表面碳氢化合物在高温下会变成氢原子，并溶解到熔池中，随着凝固时温度的降低，氢在铝中的固溶度急剧下降，从而致使大量的氢析出并以气孔的形式存在于工件中。另一方面，在凝固过程中由于体积收缩，导致液相无法完全填充固相间隙，这就使得铝合金在凝固过程中会产生大量孔洞。

在电弧熔丝增材制造铝合金的过程中，气孔的形成主要包括形核、生长、脱离、逸出等四个阶段。形核阶段：氢主要来源于丝材表面的氢化物及其周围的水分，当电弧产热时，氢分解逸出并被吸入熔池内部，在晶界处形核。生长阶段：在电弧压力与液体压力的共同作用下，气孔由球形变为扁状，曲率半径反而增大，随着熔池温度的升高，气孔内压力升高，体积增大。脱离阶段：随着气孔体积的增加，浮力逐渐增大，气孔会脱离基底慢慢上浮，然而，气孔是否能够脱离还要受到润湿角的影响，润湿角越小(θ<90°)，气孔越容易脱离，润湿角越大(θ>90°)，颈缩后才能脱离。逸出阶段：气孔慢慢上浮直至逸出熔池，然而，只有当熔池中的气孔逃逸速度大于冷却速度时，气孔才可以从熔池中逃逸出来[33]。

目前控制电弧增材制造铝合金孔洞缺陷的方法主要包括复合成形技术、工艺参数控制和丝材质量优化三类。

(1)复合成形技术

复合成形技术是指将其他加工方法与电弧熔丝增材制造技术结合，协同解决孔洞缺陷问题。Zhang等[34]采用边振动工件边进行电弧熔丝增材制造的方法，促进了熔池内的气泡逸出，将孔隙率从6.66%降到了1.52%。Gu等[35]采用层间轧制和线弧增材制造(wire arc additive manufacturing,WAAM)相结合的方法来消除孔洞，研究发现在一定压力范围内，随着压力的增大，铝合金中微孔的数量、体积、尺寸和球形度也随之减少，最终获得密度达到99.9%以上的铝合金。

(2)工艺参数控制

通过控制电流、电弧移动速度、送丝速度、保护气气体流量、层间压力、电弧脉冲频率等电弧熔丝增材制造参数能够有效降低气孔率。从保强等[36-38]发现低热输入和氩气环境及低送丝速度能显著减少电弧增材制造Al-Cu合金气孔数量及尺寸，且当电流为125 A，电弧移动速度为0.3 m/min，纯氩气流量为25 L/min，送丝速度为2 m/min时，合金中的气孔数量最少，尺寸也达到了最小。Gu等[35]通过研究层间碾压压力对WAAM铝合金气孔的影响发现随着层间压力的增加，气孔被压扁而消失，当层间压力达到45 kN时，电弧增材制造2219和5087铝合金中的气孔完全消失。Aboulkhair等[39]和Weingarten等[40]研究了扫描速度对增材制造铝合金气孔的影响，发现低扫描速度更有利于气孔从熔池逸出，从而降低了合金孔隙率。Wang等[41]通过控制电弧的脉冲频率和电流，有效地减少了Al-5Si合金中气孔数量。

(3)丝材质量优化

提高丝材质量，不仅要求丝材表面光洁无裂纹、毛刺等，还要求除去丝材表面的油脂、水分和氢化物等。一方面，若丝材表面无裂纹、毛刺，粗糙度低，则电弧熔丝增材过程中丝材不易断裂和成股流下，电弧和送丝速率稳定，孔隙率相对较低。另一方面，除去丝材表面的油脂、水分、氢化物等，是为了从源头上减少熔池中氢的含量。根据气孔形成机理，形核阶段来自丝材表面的氢原子溶入熔池，虽然初期大部分氢均固溶在基体之中，但随着凝固的进行，温度降低会引起氢在铝中的固溶度急剧下降，进而促进氢气孔的形成。Horgar等[42]认为孔洞形成主要是因为丝材表面粗糙并且存在碳氢化合物，熔化时会影响电弧的稳定性和氢含量，从而形成孔洞。

3.2 热裂缺陷

热裂是铝合金中比较常见的缺陷之一，对合金性能极为不利，甚至会造成极其严重的安全事故，主要包括凝固后期液相填充不足所致的结晶裂纹[43]和多次热作用下晶界液化引发的液化裂纹[44]。

结晶裂纹即凝固裂纹，某些不可焊的或高裂纹敏感性的铝合金在结晶后期，结晶过程将要完成，仅剩余少量液体，但由于固相的收缩，液相不足来不及填充，在收缩应力的作用下会沿晶开裂，甚至会产生贯穿整个柱状晶的热裂纹[45]。与结晶裂纹不同，液化裂纹的两边明显分布着许多低熔点的共晶相。电弧熔丝增材制造过程中，当电弧再次作用前一道已经凝固的组织时，由于晶界中低熔点元素的偏析，热影响区晶界的低熔点共晶相被重新熔化形成液膜，引起前一道材料的晶界发生液化，当其再次开始凝固时，由于热胀冷缩的作用，热影响区的热应力转变为拉应力，晶界处的液膜在该拉应力的作用下被撕开并最终形成液化裂纹。

铝合金热裂敏感性也会受到材料成分的影响，如Cu,Mg,Zn,Si等元素极易导致凝固过程中的热撕裂。王俊等[46]发现丝材中Si元素含量会直接影响铝合金中的热裂纹，当Si元素含量提高至12%(质量分数)左右时，热裂现象基本消失。由于电弧增材制造具有快速非平衡凝固效应，铝合金倾向形成柱状枝晶组织形貌，同时受熔池内部热聚集影响，凝固收缩会产生较大热应力，从而形成热裂纹。

成形工艺参数是影响铝合金热裂纹敏感性的重要因素。Cicală等[47]研究发现在各种成形工艺参数中，焊接速度对Al-Mg-Si合金激光焊接中热裂纹的影响最大；Fabrègue等[48]也发现降低焊接速度和凝固速率会减少6系铝合金激光对接焊接时焊缝的热裂纹。除了焊接速度外，Lu等[49]发现随着焊接中心线与切边的距离增加，焊缝中的热裂纹显著减少，而通过减小激光功率来降低热输入也会减少焊缝中的热裂纹。一般来说，通过降低焊接速度和减少热输入可以显著地减少焊接时铝合金中的热裂纹；然而，Hu等[50]经过研究发现，当焊接过程中需要较高的焊接速度时，也可以通过使用外加热源来改变焊缝的温度分布，减小焊缝中的应力水平，从而减少凝固过程中的热裂纹。

合金成分优化与显微组织调整是消除增材制造铝合金热裂缺陷的根本途径。Wang等[51]采用选择性激光熔化增材制造的Al-Zn-Mg-Cu合金，由于其快速凝固而易产生凝固裂纹，而在合金中同时掺入亚微米的Si和TiB2可以减少凝固收缩时产生的凝固裂纹，从而提高其断裂韧度。除添加特定元素外，纳米增强相改性也是近年来备受关注的热裂纹消除方法。一方面，纳米颗粒的加入能够降低形核功，促进非均匀形核；另一方面，纳米颗粒可通过钉扎晶界来抑制晶粒的长大[52]；这两方面因素的综合作用导致熔体凝固后会产生细小等轴晶，从而有利于消除热裂纹。自Choi等[53]研究发现纳米颗粒增强可以有效地消除A206的热撕裂之后；Oropeza等[54]研究发现使用纳米TiC颗粒填充的AA7075丝材后，得到了细小的胞状晶粒，大幅度降低了材料热裂纹敏感性；Zhang等[55]研究发现纳米钛孕育处理可有效地将粗大柱状晶转变为细小等轴晶，完全消除了SLM 2024铝合金的热裂纹，提高了合金的力学性能。

4 电弧增材制造铝合金力学性能

优异的力学性能是电弧增材制造铝合金工业应用的前提和保障。图6(a)对比了同成分电弧增材、铸造、变形铝合金的抗拉强度，包括Al-Cu,Al-Si和Al-Mg系合金。可以看出，电弧增材制造铝合金的力学性能已经接近甚至优于传统铸造及变形铝合金。图6(b)总结了电弧增材制造Al-Si(ZL114A,4043,4943,4047),Al-Cu (2219,2319,Al-6.3Cu,2204),Al-Zn-Mg-Cu(7055,7050,Al5-Mg3-Zn-Cu),Al-Mg(5356,5A06,5A56,5B06) 等系列典型牌号铝合金抗拉强度和伸长率分布范围。可以看出，电弧增材制造Al-Cu和Al-Si合金断裂伸长率相当，但Al-Si合金抗拉强度较低(200 MPa左右)；Al-Zn-Mg-Cu合金作为超硬铝合金，电弧增材制造后仍具有较高抗拉强度，但塑韧性较差；Al-Mg合金的抗拉强度接近于Al-Cu-Mg-Zn超硬铝合金，但断裂伸长率十分优异。

图6 电弧增材制造铝合金与铸造及变形铝合金性能对比(a)以及典型电弧增材制造铝合金力学性能(b)Fig.6 Performance comparison of wire arc additive manufacturing of aluminum alloy with cast and wrought aluminum alloys (a) and mechanical properties of wire arc additive manufacturing of typical aluminum alloy (b)

同时，电弧增材制造铝合金表现出明显的力学性能各向异性。王宣[12]和Yu等[56]均研究发现电弧增材制造7050铝合金在平行电弧扫描方向上的抗拉强度最高为241 MPa，远高于平行沉积方向的合金强度(160 MPa)；姜云禄[57]发现CMT增材制造5356铝合金抗拉强度和伸长率均表现出各向异性。Fu等[11]认为电弧增材制造铝合金力学性能各向异性的原因在于相邻熔覆层之间聚集大量孔洞，并且熔池内部形成定向生长柱状晶以及晶体织构，导致平行于沉积方向合金力学性能较差。

组织决定性能，正确认识二者之间的关系对提高电弧熔丝增材制造铝合金的力学性能具有非常重要的意义，也是未来重要的发展方向。首先，不同的铝合金经电弧熔丝增材制造处理之后会具有不同的组织和孔隙率，表现出的力学性能也有较大的差异；Haselhuhn等[58]采用MIG增材制造技术制备了1100,4043,4943,4047,5356系列铝合金，并通过拉伸、压缩实验及显微组织分析，评估了MIG增材制造不同铝合金的力学性能，分析结果表明：首先，高硅含量的铝合金，如4047铝合金，初生枝晶含量较少，液相充足并能在其完全凝固前填充枝晶间的空隙，枝晶间的收缩和开裂倾向较小，孔洞和热裂纹的数量最少，强度也最高。其次，丝材中Fe,Si等杂质的含量直接影响电弧熔丝增材制造铝合金的力学性能；丝材中Fe,Si等杂质的含量越多，电弧熔丝增材制造后的合金组织中杂质相(富Fe相与富Si相)的尺寸越大、数量越多，这些杂质相甚至会层间聚集形成层间薄弱区，直接降低沉积态铝合金的力学性能，也是电弧增材制造铝合金各向异性[59]产生的原因之一。最后，组织的不均匀性也是电弧增材制造铝合金各向异性的一个影响因素；电弧熔丝增材制造过程中，随着沉积层的增加，热量不断地在沉积层内部积累，导致先沉积的部分与后沉积的部分组织不一致，从整体上看，沉积件的组织表现出不均匀性，力学性能也有所差异；自基板往上，沉积态铝合金的晶粒尺寸逐渐减小，硬度逐渐增加[60]。

5 结束语

电弧熔丝增材制造技术由传统氩弧焊发展而来，工艺基础深厚，极具技术推广应用潜力，并且对铝合金展现出优异的材料/制造匹配性，不仅能够高效率实现铝合金无模壳近净成形，而且具有独特的凝固与固态相变特性，有望成为打破铝合金成分壁垒、突破性能瓶颈的重要手段。目前，电弧熔丝增材制造铝合金已有较大发展，但仍处于制造工艺与材料性能探索阶段，高层次、针对性、专有性的研究相对滞后，亟须在成形装备、冶金缺陷、新材料研发以及强韧机理展开深入和系统的研究。

(1)现有电弧增材制造装备基本是传统电弧焊系统的升级及改进，处于弱拘束态熔池对复杂成形轨迹的适应性和繁杂外界扰动的抵抗性有限，造成制造精度和稳定性不足，因而电弧增材制造技术未来发展的重点在于增材制造专用电弧热源及控制系统的研发，提高制造质量与成形效率，深入挖掘其在制造大型、变截面、复杂结构高端装备零件的应用潜力。

(2)孔洞、裂纹等冶金缺陷是降低电弧增材制造铝合金成形质量与使役性能的重要原因，但目前熔丝累加快速凝固成形过程中冶金缺陷形成机理与消除方法的研究仍不充分，特别是硬铝及超硬铝成形过程中热裂缺陷仍有待从材料改性与工艺控制方面加强研究。

(3)材料体系与制造工艺的匹配性是改善电弧增材制造铝合金性能的关键因素，但目前铝合金材料体系均针对传统铸造与塑性变形制造过程而研发，并不完全匹配电弧增材制造非平衡快速凝固、塑性变形受限的成形特点，因而开发专用材料体系以及多级显微组织设计是电弧增材制造铝合金未来发展的重要研究领域。

(4)热处理是促进强化相析出与提高铝合金力学性能的重要途径，但受凝固冶金过程独特性的影响，电弧增材制造铝合金固态相变驱动力和动力学能垒不同于传统铝合金，因而有必要深入研究电弧增材制造铝合金的凝固与固态相变特性，并结合其短时原位循环加热工艺特点，开发专用热处理制度，最大化挖掘铝合金性能潜力。