靳 鵬，任惠圣，劉一搏，李軍兆，李富祥，孫清潔

（1.哈爾濱工業(yè)大學(xué)先進(jìn)焊接與連接國家重點實驗室，哈爾濱 150001；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)（威海）山東省特種焊接技術(shù)重點實驗室，威海 264209）

鋁合金具有低密度、高比強(qiáng)度及耐腐蝕等優(yōu)點，被廣泛應(yīng)用于航空航天及汽車制造等領(lǐng)域[1-2]。目前，應(yīng)用于航空航天飛行器上的大型鋁合金結(jié)構(gòu)件（燃料儲箱、導(dǎo)引頭、索繞器殼體、支架等）通常采用鑄造+鍛造+焊接的方法來獲得[3-4]。然而，鑄—鍛—焊制造過程復(fù)雜，生產(chǎn)周期較長，且在鑄造過程中易產(chǎn)生溶質(zhì)偏析，使得材料的力學(xué)性能降低。為了滿足生產(chǎn)效率提升的需求，增材制造技術(shù)被廣泛應(yīng)用到大型鋁合金結(jié)構(gòu)件及復(fù)雜零件的制造中，應(yīng)用前景廣闊。用于合金材料增材制造的方法主要包括激光增材[5]、電子束增材[6]、攪拌摩擦增材[7]及電弧增材[8]等。

電弧+絲材增材制造方法具有高效、廉價、成形精度高、周期短等優(yōu)勢，被應(yīng)用到鋁合金燃料儲箱、導(dǎo)引頭、飛機(jī)銜梁等大型結(jié)構(gòu)件的制造中。然而，鋁合金增材過程中持續(xù)熱累積效應(yīng)導(dǎo)致構(gòu)件微觀組織不均勻且晶界偏析嚴(yán)重，進(jìn)而使得力學(xué)性能呈各向異性。Gu 等[9-11]采用電弧增材方法進(jìn)行了單道多層2219 鋁合金增材制造試驗，并對試樣不同位置的組織進(jìn)行了表征。結(jié)果表明，增材試樣底層區(qū)為柱狀晶，層間過渡區(qū)為平面晶，層內(nèi)區(qū)為粗大胞狀晶及共晶組織。大量氣孔和晶界偏析使構(gòu)件的力學(xué)性能大幅度降低。Wang 等[12]研究了不同工藝參數(shù)對AlSi5 合金構(gòu)件組織及性能的影響，結(jié)果表明，無論層間位置還是層內(nèi)，晶界處均為Al-Si 共晶。底層和中間層為粗大的柱狀晶，表面層為細(xì)小的等軸晶，從頂層到底層的硬度逐漸減小，且沿沉積方向和掃描方向試樣的機(jī)械性能存在較大差異，最高為170MPa，最低為140MPa。Huang等[8]認(rèn)為，5A06 鋁合金在增材制造過程中的冷卻速度及溫度梯度是影響其組織的關(guān)鍵。Zhao 等[13]認(rèn)為冷金屬過渡-脈沖變極性（CMT-PADV）工藝能夠有效地細(xì)化晶粒，解決組織不均勻等問題。上述研究表明，鋁合金在增材過程中的組織差異和晶界偏析是導(dǎo)致其力學(xué)性能各向異性的關(guān)鍵因素。目前，大多數(shù)研究者主要通過降低熱輸入和促進(jìn)熔池流動的方式來優(yōu)化增材組織，但強(qiáng)化效果并不顯著。在電弧增材制造過程中，通過向合金中添加納米顆粒，能夠引入異質(zhì)形核質(zhì)點來產(chǎn)生多位點形核，進(jìn)而起到細(xì)化晶粒及均勻化組織的效果。Girish 等[14]在A356.1鋁合金中添加了ZrO2納米顆粒，結(jié)果表明，ZrO2納米顆粒質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.0%時，合金組織得到細(xì)化且硬度提高。Xi 等[15]采用激光選區(qū)熔化的方法在Al-12Si 鋁合金粉末中加入了TiB2納米顆粒，鋁合金對TiB2顆粒具有良好的潤濕性，添加2.0%的顆粒使得晶粒細(xì)化為5.8μm，且其強(qiáng)度從144MPa 增加到247MPa。Aboulkhair 等[16]和Yang 等[17]同 樣采用激光選區(qū)熔化的方法將納米TiB2顆粒添加到AlSi10Mg中，納米顆粒的添加促進(jìn)了晶粒內(nèi)部納米尺度的Si 析出，且誘導(dǎo)亞微米晶胞產(chǎn)生，合金的最高強(qiáng)度達(dá)到530MPa。介于顆粒與熔池差的潤濕性導(dǎo)致顆粒添加困難，目前，在鋁合金電弧增材領(lǐng)域通過顆粒添加的方式來獲得高性能增材試樣的相關(guān)研究工作相對較少。本文將納米陶瓷顆粒引入到電弧增材制造中，以期解決持續(xù)熱累積引起的AlSi5 鋁合金組織差異，改善結(jié)晶過程，從而提高合金的綜合性能。

試驗及方法

本文采用厚度為6mm的6061鋁合金作為基板，選用直徑為1.2mm的AlSi5 焊絲作為填充材料，其化學(xué)成分如表1所示。TiB2顆粒平均粒徑為～ 40nm。增材試驗前，用鋼絲刷對基板表面進(jìn)行打磨去除基板表面的氧化膜，將打磨好的基板放置在盛有丙酮的容器中超聲清洗3min，以確?；灞砻鏉崈?。

增材制造設(shè)備由Fronius 焊接電源、送絲機(jī)（Magic Wave 5000 Job G/F）、六軸Fanuc 機(jī)器人、自制水冷夾具、表面涂覆裝置組成，如圖1所示。焊槍和涂覆裝置由機(jī)械手臂裝卡，通過示教器對工藝參數(shù)和涂覆量進(jìn)行設(shè)置。增材制造的電流為120A，沉積速度為0.15m/min，送絲速度為1.5m/min，納米TiB2顆粒涂覆量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）分別為1.0%、1.5%及2.0%，通過涂覆速度和涂層寬度參量變化來實現(xiàn)涂層質(zhì)量的控制。試驗時，先將納米TiB2顆粒涂覆在基板表面，然后設(shè)置起弧點及熄弧點，并且設(shè)置增材參數(shù)，采用99.999%的高純氬氣作為保護(hù)氣，氣流量為15L/min，重復(fù)上述過程完成增材試驗。本試驗采用單道增材制造過程中添加TiB2納米顆粒的方式來研究顆粒含量對鋁合金組織及性能的影響，無顆粒添加時增材墻體表面呈條紋狀規(guī)則分布，顆粒添加后表面呈波浪形且沉積層寬度有所減小，但顆粒添加不影響整個增材過程，墻體垂直度不受顆粒添加的影響，如圖1（b）～（c）所示。

表1 基板及焊絲的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table1 Chemical composition of substrate and welding wire %

圖1 增材制造設(shè)備及試樣形貌圖Fig.1 Additive manufacturing device and macroscopic morphologies

試驗結(jié)束后，在垂直增材制造方向取樣，經(jīng)打磨拋光后進(jìn)行金相、微觀組織及力學(xué)性能分析。拋光后的試樣用凱勒試劑腐蝕15s，并用金相顯微鏡（Olympus-GX51）對試樣進(jìn)行觀察，用Image-J 軟件對胞狀晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計，用配備電子背散射衍射儀（EBSD）的掃描電鏡（Zeiss MERLIN Compact）對微觀組織及織構(gòu)進(jìn)行分析，用納米壓痕儀（Nano Indenter G2000）對微觀硬度及彈性模量進(jìn)行測試，最大加載力為15mN，加載速率為60mN/min。

結(jié)果與討論

1 組織演變

添加不同質(zhì)量的TiB2納米顆粒后，增材鋁合金試樣中間區(qū)域微觀組織如圖2所示。無TiB2顆粒時，AlSi5 合金組織以柱狀晶或枝晶、粗大的胞狀晶為主，而在沉積過程中添加納米TiB2顆粒后，其枝晶消失，整個組織變?yōu)榘麪罹Ш蜅l棒狀晶粒。當(dāng)添加1.5 %的納米TiB2顆粒時，晶粒得到顯著細(xì)化，隨著顆粒含量的增加，胞狀晶粒尺寸呈現(xiàn)先減小后增加的趨勢（圖3），胞狀晶平均晶粒尺寸由無顆粒添加時的25μm 細(xì)化到12μm。而隨著顆粒含量的繼續(xù)增加，柱狀枝晶開始形成，且細(xì)化效果被削弱，微觀組織呈柱狀枝晶和胞狀晶相間分布。導(dǎo)致組織均勻性變差、晶粒粗化的原因在于，表面涂覆納米顆粒含量過高后會惡化鋁合金熔滴潤濕顆粒，且熔池中高的顆粒含量增大了顆粒間的相遇概率，在范德華引力的作用下相遇的顆粒容易發(fā)生團(tuán)聚現(xiàn)象，從而弱化細(xì)晶效果。在AlSi5 合金電弧增材中，1.5%的顆粒添加后組織均勻性得到明顯改善，且細(xì)化效果最佳。

對試樣全貌進(jìn)行EBSD 分析，結(jié)果如圖4所示。由圖4可知，無顆粒添加的鋁合金增材試樣中，柱狀晶和粗大等軸晶相間分布。顆粒添加后，組織以等軸晶為主，并且隨著顆粒含量的增加，等軸晶尺寸逐漸減小。該晶粒形貌與光鏡獲得的晶粒形貌存在差異，原因在于光鏡中的晶界大部分為非連續(xù)的小角度晶界，EBSD 檢測過程中將同一晶向的胞狀或柱狀晶粒統(tǒng)一識別，從而以較大的柱狀或等軸晶的形式體現(xiàn)出來。同時，對晶粒的尺寸范圍進(jìn)行了統(tǒng)計，如圖5所示。無顆粒添加的增材試樣中，晶粒尺寸集中分布在100～400μm 范圍內(nèi)，平均晶粒尺寸為226μm，柱狀晶的產(chǎn)生使得組織均勻性變差。添加1.0%、1.5%和2.0%的TiB2后，晶粒尺寸集中分布區(qū)間為20～160μm，平均晶粒尺寸分別為94μm、86μm 和91μm。與無顆粒添加增材試樣相比，平均晶粒尺寸顯著降低，粗大的柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶且組織均勻性得到顯著改善。由此可知，納米TiB2顆粒作為異質(zhì)形核質(zhì)點，能夠有效細(xì)化晶粒，多位點形核破壞了柱狀晶沿最大溫度梯度方向的生長，從而促使柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。EBSD 圖譜分析同樣驗證了最佳納米TiB2顆粒添加量為1.5%，此時鋁合金晶粒為細(xì)小的等軸晶且分布更加均勻。

圖2 不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的TiB2顆粒添加后的AlSi5 合金的金相圖Fig.2 OM images of deposited AlSi5 alloy samples with different mass fraction of TiB2 nanoparticles

圖3 胞狀晶尺寸隨TiB2顆粒添加量的變化Fig.3 Variations of grain size with addition of TiB2 nanoparticles

圖4 不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的TiB2顆粒添加后的AlSi5 合金的EBSD 圖Fig.4 EBSD maps of WAAM-deposited AlSi5 alloy with different mass fraction of TiB2 nanoparticles

圖5 不同TiB2顆粒添加量下的AlSi5 增材試樣晶粒尺寸變化圖Fig.5 Variation of average grain size for AlSi5 alloy samples with different addition of TiB2 nanoparticles

2 織構(gòu)特征

上述分析表明，納米TiB2顆粒添加后的鋁合金晶粒形貌和組織存在較大差異，因此有必要對鋁合金的織構(gòu)特征進(jìn)行分析。對不同顆粒添加后鋁合金增材試樣進(jìn)行EBSD檢測，獲得的極面特征如圖6所示。由圖6（a）可知，鋁合金在（001）、（110）、（111）及（112）晶面上存在織構(gòu)特征，最大取向密度為4.975，顆粒的添加使得鋁合金在（110）及（112）方向的織構(gòu)特征被消除，而（001）及（112）方向的織構(gòu)被削弱，最大取向密度為2.092。因此，顆粒添加能夠細(xì)化晶粒并且抑制鋁合金在低指數(shù)晶面上的定向生長，從而改善由組織不均勻引起的性能各向異性。

圖6 不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的TiB2顆粒添加后鋁合金增材試樣的極面圖Fig.6 Pole figures for Al-matrix samples with different mass fraction of TiB2 nanoparticles

3 力學(xué)性能

對不添加納米TiB2顆粒及添加1.5%納米TiB2顆粒的AlSi5 試樣進(jìn)行納米壓痕試驗，結(jié)果如圖7所示。無顆粒添加的試樣硬度為879MPa，彈性模 量為81.9GPa，而添加1.5% 納米TiB2顆粒后試樣的硬度增加到1253MPa，彈性模量為88.3GPa。納米TiB2顆粒添加使得AlSi5 合金的晶粒得到顯著細(xì)化，并且削弱了織構(gòu)特征，組織均勻性得到改善，從而使得TiB2/AlSi5 復(fù)合材料的硬度和彈性模量增加，硬度及彈性模量的增加將為提高構(gòu)件的綜合性能提供了可能。

結(jié)論

（1）納米TiB2顆粒的添加使得AlSi5 合金的柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，并且使晶粒得到顯著細(xì)化，晶粒尺寸從226μm 減小到86μm，納米TiB2顆粒的最佳添加量為1.5%。

圖7 AlSi5 合金的納米壓痕測試曲線Fig.7 Nanometer indentation maps for AlSi5 alloy with different mass fraction of TiB2 nanoparticles

（2）在增材制造的AlSi5 合金中添加納米TiB2顆粒能夠有效削弱AlSi5 合金的（001）及（111）方向的織構(gòu)，并且使（110）及（112）方向的織構(gòu)消失。

（3）添加1.5% 納米TiB2顆粒后，AlSi5 合金試樣的硬度從879MPa 增加到1253MPa，彈性模量從81.9GPa增加到88.3GPa。