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電弧熔絲增材制造鋁合金研究進(jìn)展

2022-05-23 04:53韓啟飛胡錦龍郭躍嶺韓亞峰王俊升盧繼平劉長猛
材料工程 2022年4期
關(guān)鍵詞:柱狀晶熔絲熔池

韓啟飛,符 瑞,胡錦龍,郭躍嶺*,韓亞峰,王俊升,3,紀(jì) 濤,盧繼平,劉長猛

(1 北京理工大學(xué) 材料學(xué)院,北京 100081;2 北京理工大學(xué)機械與車輛學(xué)院,北京 100081;3 北京理工大學(xué) 前沿交叉科學(xué)研究院,北京 100081;4 中國航空研究院中國航空工業(yè)空氣動力研究院,沈陽 110034)

增材制造(additive manufacturing) 作為具有生產(chǎn)革命意義的新一代制造技術(shù),被認(rèn)為是推動制造業(yè)轉(zhuǎn)型升級的驅(qū)動引擎。與傳統(tǒng)減材或等材制造技術(shù)相比,增材制造具有快速近凈成形技術(shù)優(yōu)勢,材料利用率高、制造成本低、生產(chǎn)周期短,特別是能夠?qū)崿F(xiàn)精密復(fù)雜零件的無模具、高自由度、定制化成型[1]。根據(jù)熱源不同,金屬增材制造主要分為激光增材制造、電子束增材制造和電弧增材制造。其中電弧增材制造技術(shù)因具有熔覆效率高、成型尺寸大、設(shè)備成熟且可擴展性高等優(yōu)勢,在金屬結(jié)構(gòu)材料領(lǐng)域具有廣闊應(yīng)用前景。

鋁合金是產(chǎn)量僅次于鋼鐵的金屬結(jié)構(gòu)材料,在航空航天、交通運輸、石油化工、能源動力等領(lǐng)域具有極為廣泛的應(yīng)用,已成為支撐國民經(jīng)濟(jì)發(fā)展的重要金屬材料。鋁及其合金至今已有100多年發(fā)展歷史,形成了相對完善且不斷更新的合金體系,包括工業(yè)純鋁、Al-Cu系、Al-Mn系、Al-Si系、Al-Mg系、Al-Mg-Si系、Al-Zn-Mg系合金等。制造加工技術(shù)(包括熱處理)是促進(jìn)鋁合金成分不斷優(yōu)化、性能不斷提升、應(yīng)用不斷成熟的重要因素,國內(nèi)外也相繼開發(fā)了鑄造鋁合金、變形鋁合金、粉末冶金鋁合金等與成形技術(shù)高度匹配的專用鋁合金。但目前在傳統(tǒng)減材或等材制造技術(shù)框架內(nèi),鋁合金研發(fā)及應(yīng)用均遭遇發(fā)展瓶頸,材料性能難以根本性提升,大型復(fù)雜精密鋁合金零件制造效率低、模具依賴度高、結(jié)構(gòu)設(shè)計快速響應(yīng)能力不足的問題日漸凸顯,因而鋁合金對增材制造技術(shù)的需求十分強烈,迫切尋求鋁合金顛覆性發(fā)展新機遇。

由于鋁合金對激光能量吸收率低,電子束真空加工易引起Al元素?fù)]發(fā),并且鋁合金以大型結(jié)構(gòu)件為主,因而從材料、工藝、效率等方面考慮,電弧增材制造更加適用于制備鋁合金。國內(nèi)外對電弧增材制造鋁合金已進(jìn)行大量探索,在設(shè)備研制、成形特點、凝固特性、冶金缺陷和組織性能方面進(jìn)展顯著,技術(shù)應(yīng)用前景日趨明朗。高效率自由制造固然是電弧增材制造技術(shù)的重要優(yōu)勢,但電弧增材制造特有的熔池累加成形、快速移動溫度場、局部非均勻熱輸入等特點,必然賦予鋁合金區(qū)別于傳統(tǒng)制造過程獨特的晶粒形核、長大以及相變行為,這有望成為開發(fā)高性能鋁合金的重要途徑。

電弧增材制造技術(shù)最早可以追溯到1925年,美國Baker[2]首次利用電弧作為熱源,采用絲材熔化和逐層沉積的方法得到了金屬制品;直至今日,國內(nèi)外的學(xué)者已經(jīng)對電弧增材制造做了大量的研究,理論和技術(shù)也都已經(jīng)發(fā)展成熟。電弧增材制造鋁合金不僅是當(dāng)前研究的熱點,還在諸多領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[3]:在航空航天領(lǐng)域,可以用來制造飛機的機身壁板和肋板;在國防軍工領(lǐng)域,可以用來制造導(dǎo)彈或者炮彈的殼體;在大型結(jié)構(gòu)件方面,可以用來制造大型框架和大型的錐形筒等。

盡管電弧增材制造技術(shù)在制造鋁合金方面具有顯著優(yōu)勢,但目前仍存在著諸多亟須解決的問題,包括增材制造專用設(shè)備及控制系統(tǒng)研制、材料冶金缺陷控制、顯微組織形成及調(diào)控方法、力學(xué)及耐腐蝕性能提升以及增材制造專用鋁合金與專用熱處理工藝研發(fā)等。本文對電弧熔絲增材制造鋁合金成形工藝、相變特性、材料特點進(jìn)行論述,重點討論電弧增材鋁合金的組織特征、冶金缺陷及力學(xué)性能的研究現(xiàn)狀及控形控性瓶頸難題,并以專用材料體系、專用熱處理技術(shù)開發(fā)為基礎(chǔ),對電弧熔絲增材制造鋁合金發(fā)展方向進(jìn)行展望,探尋冶金質(zhì)量、制造精度、力學(xué)性能協(xié)同改善途徑,推進(jìn)電弧熔絲增材制造技術(shù)在鋁合金領(lǐng)域的工程應(yīng)用。

1 電弧增材制造技術(shù)發(fā)展

1.1 成形原理與技術(shù)優(yōu)勢

電弧增材制造技術(shù)以高能電弧為熱源,以金屬絲材為原材料,通過電弧產(chǎn)生大量的熱將絲材熔化形成熔池,依據(jù)三維增材建模程序控制焊槍移動路徑,使得熔池按照預(yù)先設(shè)定方式和形狀累加成形,最終獲得目標(biāo)零件[4]。電弧增材制造技術(shù)由傳統(tǒng)焊接技術(shù)發(fā)展而來,根據(jù)熱源、載體、成形方式的不同,電弧增材制造技術(shù)具體包括熔化極惰性氣體保護(hù)(metal inert gas,MIG)焊接增材制造技術(shù)、鎢極惰性氣體保護(hù)(tungsten inert gas,TIG)焊接增材制造技術(shù)、冷金屬過渡(cold metal transfer,CMT)焊接增材制造技術(shù)和等離子弧焊接(plasma arc welding,PAW)增材制造技術(shù)及復(fù)合電弧增材制造技術(shù)(TIG-MIG) 等。

MIG增材制造[5]使用目標(biāo)材料制作絲材,利用電弧將絲材熔化實現(xiàn)直接沉積成形,焊槍由熱源系統(tǒng)與送絲系統(tǒng)組成,成形效率高,但存在熔滴飛濺嚴(yán)重、電弧穩(wěn)定性對送絲系統(tǒng)的依賴度高的問題,如圖1(a)所示。TIG增材制造[6]使用鎢電極,一定程度上解決了MIG增材成形過程飛濺較大的問題,并且能夠與機床集成,成形尺寸大,但由于其熱源系統(tǒng)和送絲系統(tǒng)相互獨立,送絲方向與焊槍移動方向匹配難度大,因而運動指令較為簡單,在制造復(fù)雜零件方面受到限制,如圖1(b)所示。CMT增材制造[7]是利用冷熱交替的原理,通過時斷熱源和時換絲材,實現(xiàn)低熱輸入狀態(tài)下的熔滴過渡,如圖1(d)所示;熱冷交替的方式避免了熔池中熱量的大量積累,解決了MIG增材產(chǎn)生的飛濺和氣孔問題,但由于其熔滴過渡形式不適用于層與層之間冶金搭接,這就使得CMT增材技術(shù)在制造厚壁零件方面受到限制。PAW增材制造技術(shù)[8]以挺度更高、熱量更加集中的等離子電弧作為熱源,有利于控制及降低成形熱輸入,提高成形尺寸精度,但不足之處在于制造效率相對較低,如圖1(e)所示。復(fù)合電弧增材制造技術(shù)[4]主要采用兩種不同的熱源來控制熱輸入,將熱輸入充分利用起來熔化絲材,是一種較為高效的金屬增材制造技術(shù),但目前國內(nèi)外相關(guān)的研究較少,如圖1(c)所示。

圖1 電弧熔絲增材制造原理圖 (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 熱絲電弧增材制造技術(shù)

為提高TIG增材制造的沉積效率,國內(nèi)外利用附加電流預(yù)先加熱填充絲材,以提高絲材熔化速度,從而發(fā)展了熱絲TIG增材制造技術(shù),如圖2所示。預(yù)熱絲材熱源的正極與絲材相連,負(fù)極連接基板,在電弧單獨產(chǎn)熱時絲材不能完全熔化,未熔化的絲材會被送進(jìn)熔池中,未熔化的絲材與工件相接觸,電阻產(chǎn)熱的電路會被接通,產(chǎn)生的電阻熱會導(dǎo)致絲材表面的溫度升高,從而輔助電弧熱繼續(xù)熔化絲材,同時實現(xiàn)熱輸入控制。此外,直流電源會產(chǎn)生磁偏吹,導(dǎo)致加熱電流、電弧擺動幅度以及絲材直徑受限,而脈沖熱絲TIG增材制造通過絲材熔化電流與預(yù)熱電流交替出現(xiàn),能夠有效解決磁偏吹問題[9]。

圖2 熱絲電弧增材制造原理圖Fig.2 Schematic diagram of hot wire arc additive manufacturing

作為一種低熱輸入成形工藝,熱絲TIG增材制造的技術(shù)優(yōu)勢主要包括:(1)沉積速率與生產(chǎn)效率高。從制造效率角度進(jìn)行分析,與冷絲相比,相同的電弧能量能熔化數(shù)量更多的熱絲,從而提高絲材的沉積速率和工件的生產(chǎn)效率。(2)細(xì)化晶粒。從工藝的角度分析,使用熱絲的方法可以減少電弧的熱輸入,液滴冷卻更快,得到更細(xì)的晶粒。在相同的工藝參數(shù)下,與冷絲相比,熱絲在熔化變成液滴時脫落的速度和頻率更高,熔覆道寬度也更小,液滴的冷速更快,從而得到細(xì)小的晶粒[10]。(3)細(xì)化柱狀晶及促進(jìn)柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變。從顯微組織的角度分析,熱絲電弧增材制造技術(shù)可以促進(jìn)柱狀晶細(xì)化及向等軸晶轉(zhuǎn)變,從而得到更加細(xì)小的柱狀晶及等軸晶組織。Li等[10]研究發(fā)現(xiàn)熱絲電弧增材制造Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金主要由粗柱狀晶組成;而增加電阻熱輔助之后,柱狀晶的尺寸急劇減小,得到等軸晶和細(xì)柱狀晶組織。(4)便于控制工件制造尺寸精度。Li等[10]還通過增加熱絲電流,使得薄壁樣品的寬度由8.5 mm降低至5.5 mm,薄壁的厚度由0.9 mm增加至1.7 mm,實現(xiàn)工件形貌與尺寸精度的控制。(5)減少氣孔等冶金缺陷,提高合金致密度。熱絲電阻熱可以有效清除絲材表面的氫污染物,提高絲材的表面質(zhì)量,從而使工件中氣孔缺陷的數(shù)量減少。Fu等[11]通過控制熱絲增材制造系統(tǒng)中的熱絲電流獲得致密度為99.6%的2024鋁合金,隨著熱絲電流的增加,孔隙率呈現(xiàn)先減小后增加的趨勢,且當(dāng)熱絲電流達(dá)到100 A時工件的孔隙率達(dá)到最小,工件致密度也隨之達(dá)到最大。(6)獲得具有綜合力學(xué)性能的零件。由于冷絲電弧增材制造鋁合金以柱狀晶為主,其抗拉強度和伸長率在掃描方向與沉積方向上均有較大差異;但隨著電阻熱增加,合金形成了等軸晶組織,力學(xué)性能各向異性大幅度降低,有效改善了合金綜合性能[10]。

1.3 雙絲及多絲電弧增材制造技術(shù)

使用兩根絲材同時進(jìn)行焊接的方法被稱為雙絲焊,主要包括單電源雙絲材和串聯(lián)雙電弧兩種類型,其中單電源雙絲材僅使用一個電源,而兩個絲材接頭只需集中在一個位置;而串聯(lián)雙電弧則使用兩個電源,兩根絲材均有一個獨立的電源,與單電源相比,其產(chǎn)生兩個電弧會相互作用,電弧之間不僅有電弧力之間的相互作用,還有電弧熱之間的相互影響,因此需要考慮兩個電弧之間的距離問題。雙絲及多絲電弧增材制造技術(shù)在雙絲焊的基礎(chǔ)上發(fā)展而來,其中最為典型的是使用Tandem工藝,如圖3(a)所示[12],Tandem工藝也擁有兩套送絲機構(gòu),可以使兩根絲材交替產(chǎn)生電弧和熔滴冷熱交替過渡[12],避免了多個電弧相互影響的缺點,同時這種間接起弧的方法也可以有效地避免熔池的熱量集中以及減少熔滴的飛濺。

圖3 Tandem原理圖[12](a)以及單電源四絲材原理圖(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工藝外,目前基于TIG的多絲共熔技術(shù)逐漸受到業(yè)內(nèi)關(guān)注。劉長猛等[13]開發(fā)了單電源、四絲材電弧增材制造技術(shù)及成形設(shè)備,其示意圖如圖3(b)所示,該技術(shù)以鎢極作為電極,使用四個送絲機構(gòu),保證四根絲材接頭集中在同一位置同時熔化,極大提高了絲材熔覆效率,改善了工件的成形效率。與基于Tandem多絲共熔增材制造系統(tǒng)相比,TIG多絲共熔技術(shù)能夠有效控制冶金缺陷和提高鋁合金力學(xué)性能。多絲電弧增材制造技術(shù)的重要優(yōu)勢在于能夠制造新成分或絲材制造技術(shù)不成熟的鋁合金,最典型的例子就是高強鋁合金。對于高強度、低塑性鋁合金,通過拉拔獲得增材制造絲材的難度較大,因而無法通過單絲材技術(shù)成形,而多絲增材技術(shù)可采用異質(zhì)多絲的方法將多種絲材通過成分設(shè)計合成所需的鋁合金。陳樹君等[14]通過TIG三絲電弧增材制造技術(shù),使用ER2319,ER5356及Zn等三種商用絲材,成功實現(xiàn)了7050高強鋁合金的高效率制備。

相對于單絲電弧增材制造,采用雙絲或多絲電弧增材制造技術(shù)具有更高的熔覆效率,不僅能得到更細(xì)的組織結(jié)構(gòu),還具備更好的力學(xué)性能。何杰[15]采用雙填絲鎢極氬弧焊(gas tungsten arc welding,GTA)電弧增材制造技術(shù)得到了Al-Mg合金,與單填絲GTA電弧增材制造工藝進(jìn)行對比,對其熔覆效率、組織結(jié)構(gòu)及力學(xué)性能進(jìn)行探究。結(jié)果表明:相對于單填絲GTA電弧增材制造,雙填絲的熔覆效率提高了2倍左右。雙填絲GTA電弧增材制造Al-Mg合金的組織比單絲的更細(xì)。當(dāng)堆覆速度分別為30,40,50 cm/min時;相對于單填絲GTA電弧增材制造,雙填絲試樣的縱向抗拉強度依次增加了10,22,24 MPa,橫向抗拉強度依次增加了10,23,19 MPa;縱向伸長率依次增加了6.8%,5%,3.4%,橫向伸長率依次增加了4.6%,1%,5%。

2 電弧增材制造鋁合金相變特征

2.1 非平衡凝固

與傳統(tǒng)的鑄造方法相比,電弧增材制造技術(shù)因熱源能量密度高、熔池尺寸小且移動速度快、非均勻形核位置數(shù)量大等特點,具有顯著的快速非平衡凝固效應(yīng),具體表現(xiàn)為:(1)固溶極限變大。從動力學(xué)上來講,快速非平衡凝固界面前沿的溶質(zhì)原子來不及擴散析出,導(dǎo)致其固溶極限顯著提高,尤其是Al-Cu,Al-Si,Al-Mg在快速凝固時固溶量已經(jīng)超過其平衡共晶點的成分,如表1所示[16]。Kumar等[17]已經(jīng)證實利用快速凝固技術(shù)可以使得鋁中硅的固溶極限擴展到共晶成分。(2)晶粒細(xì)化與相形態(tài)轉(zhuǎn)變??焖俜瞧胶饽炭梢允咕Я<?xì)化,得到細(xì)晶、微晶甚至是納米晶,這與合金過冷度及冷卻速度密切相關(guān),冷卻速度或過冷度越大,形核率越高,合金在凝固過程中可以形成較多的晶核,晶粒得到細(xì)化,同時界面前沿產(chǎn)生成分過冷,引起晶粒或第二相形態(tài)的改變。Das等[18]發(fā)現(xiàn)快速凝固鋁硅合金中最顯著的結(jié)構(gòu)變化是二次枝晶臂間距由普通凝固時的12 μm降低為1 μm,且共晶硅的生長形態(tài)也由傳統(tǒng)鑄造時的板狀變成了球狀。(3)偏析減少??焖倌虝r液固界面的推進(jìn)速度較快,溶質(zhì)原子在界面前沿被截留下來[19],從而使得結(jié)晶終了時合金中的顯微偏析急劇減少;當(dāng)凝固速率足夠大的時候,溶質(zhì)原子在凝固界面處于絕對穩(wěn)定或完全截留狀態(tài),此時能獲得完全不存在偏析的合金。(4)相選擇與亞穩(wěn)相。與傳統(tǒng)鑄造的合金相比,快速非平衡凝固因過冷度較大,能夠抑制熱力學(xué)穩(wěn)定相的形成,同時通過凝固動力學(xué)改變相選擇臨界條件,亞穩(wěn)相因具有較小的臨界形核功和較高的形核率,從而優(yōu)先形核和長大[20]。(5)性能提高。與傳統(tǒng)鑄造鋁合金相比,由于快速凝固可以有效地細(xì)化晶粒和減少偏析,快速凝固鋁合金的抗拉強度、延性和硬度均會增加。此外,快速凝固還可以提高鋁合金的耐熱性,目前較為熱門的新型耐熱鋁合金就是通過采用快速凝固的技術(shù)來提高大部分過渡族金屬元素和鑭系元素在鋁中的極限固溶度[21],從而在合金中形成大量彌散分布并且具有熱穩(wěn)定性的析出相,以此來提高鋁合金的耐熱性能。

表1 鋁合金的固溶極限[16]Table 1 Solubility limit of aluminum alloy[16]

2.2 固態(tài)相變與原位熱處理

固態(tài)相變即熱處理,對改善電弧增材制造鋁合金的力學(xué)性能和組織有很大的作用,通過熱處理可以細(xì)化鋁合金的晶粒,從而提高鋁合金的硬度、強度及塑韌性等力學(xué)性能,是鋁合金強化的常用手段之一[22]。在退火、淬火、時效等眾多熱處理工藝之中,固溶和時效對提高電弧增材制造鋁合金力學(xué)性能的貢獻(xiàn)最大。彭暉杰[23]研究發(fā)現(xiàn)電弧增材制造的5356鋁合金經(jīng)均勻化退火后,合金內(nèi)部的應(yīng)力及元素偏析現(xiàn)象均已消除,且與退火前的抗拉強度相比,退火后合金的抗拉強度提高了約5%;柏久陽[24]探究了長時固溶+時效熱處理對電弧增材制造2219鋁合金性能的影響,結(jié)果表明,與沉積態(tài)相比,長時固溶+時效后2219鋁合金的屈服強度提升了1.48倍。李承德等[25]將電弧增材制造和砂型鑄造的ZL114A鋁合金同時進(jìn)行T6熱處理,熱處理之后的電弧熔絲增材制造鋁合金,其抗拉強度和屈服強度比砂型鑄造的提高了約32 MPa,伸長率甚至達(dá)到了砂型鑄件的2.1倍。

循環(huán)熱歷史是電弧增材制造過程的重要特點,先凝固金屬在后續(xù)成形過程中經(jīng)歷循環(huán)再加熱,相當(dāng)于對其進(jìn)行了多次原位熱處理,這對相變溫度較低的鋁合金顯微組織產(chǎn)生顯著的影響。典型電弧增材制造鋁合金顯微組織特點如圖4所示[26],工件頂部A位置處,由于不存在明顯的循環(huán)熱歷史,并無析出相的產(chǎn)生;而隨著與基底的距離減小,從位置B到位置C,熱循環(huán)增大,析出相越發(fā)容易成核與長大;但隨著與熱源的距離越遠(yuǎn),后續(xù)熱循環(huán)的峰值溫度越低,直至低于析出溫度范圍,析出相停止生長,其尺寸達(dá)到位置D的穩(wěn)定狀態(tài)[26]。

圖4 電弧熔絲增材制造鋁合金不同位置第二相的形成機理[26]Fig.4 Formation mechanism of the second phase of wire arc additive manufacturing of aluminum alloy at different locations[26]

2.3 多級顯微組織

熔池與熔覆道層層累加是電弧熔絲增材制造特有的成形方式,凝固冶金條件的重復(fù)性與周期性必然引起顯微組織的多級化。典型電弧熔絲增材制造2219鋁合金的多級顯微組織如圖5所示[27],可以看出每個沉積層可分為內(nèi)層區(qū)和層間區(qū),其中內(nèi)層區(qū)以柱狀晶為主,晶粒沿著垂直于熔體邊界的方向定向生長,層間區(qū)主要為等軸晶。非均勻形核機制是鋁合金中等軸晶形成的主要原因:Lin等[27]認(rèn)為在電弧熔絲增材制造過程中,2219鋁合金熔化后,未熔化的Al3Zr顆粒會促進(jìn)等軸晶的形成;Mondol等[28]證明2219鋁合金中的Al3Zr析出相是通過非均勻形核形成。層間區(qū)形成等軸晶的另一個原因是各層熔池底部溫度較低,溫度梯度和過冷度較小,有利于等軸晶的形成[27]。

圖5 不同電弧移動速度下電弧熔絲增材制造鋁合金的分層結(jié)構(gòu)[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

由于電弧增材制造過程中焊接的溫度要遠(yuǎn)高于鋁合金的熔點,熔池過熱度高,并且熔池內(nèi)部形成徑向的溫度梯度,因而促使合金形成定向生長的柱狀晶。柏久陽等在TIG增材制造2219鋁合金[29]和4043鋁合金[6]中發(fā)現(xiàn)鋁合金內(nèi)層區(qū)中存在著大量柱狀晶,沿著垂直于熔覆道的方向定向生長,且有穿過層間等軸晶區(qū)(即外延生長)的趨勢。

與定向生長且各向異性鮮明的柱狀晶相比,自由生長且各向同性的等軸晶通常具有更加優(yōu)異的力學(xué)性能。因而通過柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶或者細(xì)化柱狀晶的晶粒尺寸,是提高電弧增材制造鋁合金力學(xué)性能的重要途徑,具體方法包括:(1)優(yōu)化絲材成分。由于非均勻形核機制可以促進(jìn)等軸晶的形成,因而可在鋁合金中添加某些特定元素,增加析出相,從而促進(jìn)等軸晶區(qū)的形成。Lin等[30]發(fā)現(xiàn)隨著2090鋁合金Li,Zr含量的增加,Al3Zr析出相增加,等軸晶區(qū)寬度增大。(2)調(diào)整工藝。如電弧的移動速度,電弧移動速度較高時,能得到細(xì)化的柱狀晶和等軸晶;較高的移動速度會導(dǎo)致鋁合金的凝固速率增加,凝固時間縮短,晶粒尺寸逐漸減小,晶粒逐漸細(xì)化。(3)控制成形工件尺寸。Kovacevic等[31]發(fā)現(xiàn)變極性鎢極惰性氣體保護(hù)焊(variable polarity tungsten inert gas welding,VP-TIG)增材制造5356鋁合金隨工件高度的增加,組織中的柱狀晶逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。

3 電弧增材制造鋁合金冶金缺陷控制

3.1 孔洞

孔洞是損害鋁合金使役性能的主要冶金缺陷之一,包括氫氣孔和凝固縮孔[32]。在電弧熔絲增材制造過程中,一方面,絲材表面碳?xì)浠衔镌诟邷叵聲兂蓺湓樱⑷芙獾饺鄢刂?,隨著凝固時溫度的降低,氫在鋁中的固溶度急劇下降,從而致使大量的氫析出并以氣孔的形式存在于工件中。另一方面,在凝固過程中由于體積收縮,導(dǎo)致液相無法完全填充固相間隙,這就使得鋁合金在凝固過程中會產(chǎn)生大量孔洞。

在電弧熔絲增材制造鋁合金的過程中,氣孔的形成主要包括形核、生長、脫離、逸出等四個階段。形核階段:氫主要來源于絲材表面的氫化物及其周圍的水分,當(dāng)電弧產(chǎn)熱時,氫分解逸出并被吸入熔池內(nèi)部,在晶界處形核。生長階段:在電弧壓力與液體壓力的共同作用下,氣孔由球形變?yōu)楸鉅睿拾霃椒炊龃?,隨著熔池溫度的升高,氣孔內(nèi)壓力升高,體積增大。脫離階段:隨著氣孔體積的增加,浮力逐漸增大,氣孔會脫離基底慢慢上浮,然而,氣孔是否能夠脫離還要受到潤濕角的影響,潤濕角越小(θ<90°),氣孔越容易脫離,潤濕角越大(θ>90°),頸縮后才能脫離。逸出階段:氣孔慢慢上浮直至逸出熔池,然而,只有當(dāng)熔池中的氣孔逃逸速度大于冷卻速度時,氣孔才可以從熔池中逃逸出來[33]。

目前控制電弧增材制造鋁合金孔洞缺陷的方法主要包括復(fù)合成形技術(shù)、工藝參數(shù)控制和絲材質(zhì)量優(yōu)化三類。

(1)復(fù)合成形技術(shù)

復(fù)合成形技術(shù)是指將其他加工方法與電弧熔絲增材制造技術(shù)結(jié)合,協(xié)同解決孔洞缺陷問題。Zhang等[34]采用邊振動工件邊進(jìn)行電弧熔絲增材制造的方法,促進(jìn)了熔池內(nèi)的氣泡逸出,將孔隙率從6.66%降到了1.52%。Gu等[35]采用層間軋制和線弧增材制造(wire arc additive manufacturing,WAAM)相結(jié)合的方法來消除孔洞,研究發(fā)現(xiàn)在一定壓力范圍內(nèi),隨著壓力的增大,鋁合金中微孔的數(shù)量、體積、尺寸和球形度也隨之減少,最終獲得密度達(dá)到99.9%以上的鋁合金。

(2)工藝參數(shù)控制

通過控制電流、電弧移動速度、送絲速度、保護(hù)氣氣體流量、層間壓力、電弧脈沖頻率等電弧熔絲增材制造參數(shù)能夠有效降低氣孔率。從保強等[36-38]發(fā)現(xiàn)低熱輸入和氬氣環(huán)境及低送絲速度能顯著減少電弧增材制造Al-Cu合金氣孔數(shù)量及尺寸,且當(dāng)電流為125 A,電弧移動速度為0.3 m/min,純氬氣流量為25 L/min,送絲速度為2 m/min時,合金中的氣孔數(shù)量最少,尺寸也達(dá)到了最小。Gu等[35]通過研究層間碾壓壓力對WAAM鋁合金氣孔的影響發(fā)現(xiàn)隨著層間壓力的增加,氣孔被壓扁而消失,當(dāng)層間壓力達(dá)到45 kN時,電弧增材制造2219和5087鋁合金中的氣孔完全消失。Aboulkhair等[39]和Weingarten等[40]研究了掃描速度對增材制造鋁合金氣孔的影響,發(fā)現(xiàn)低掃描速度更有利于氣孔從熔池逸出,從而降低了合金孔隙率。Wang等[41]通過控制電弧的脈沖頻率和電流,有效地減少了Al-5Si合金中氣孔數(shù)量。

(3)絲材質(zhì)量優(yōu)化

提高絲材質(zhì)量,不僅要求絲材表面光潔無裂紋、毛刺等,還要求除去絲材表面的油脂、水分和氫化物等。一方面,若絲材表面無裂紋、毛刺,粗糙度低,則電弧熔絲增材過程中絲材不易斷裂和成股流下,電弧和送絲速率穩(wěn)定,孔隙率相對較低。另一方面,除去絲材表面的油脂、水分、氫化物等,是為了從源頭上減少熔池中氫的含量。根據(jù)氣孔形成機理,形核階段來自絲材表面的氫原子溶入熔池,雖然初期大部分氫均固溶在基體之中,但隨著凝固的進(jìn)行,溫度降低會引起氫在鋁中的固溶度急劇下降,進(jìn)而促進(jìn)氫氣孔的形成。Horgar等[42]認(rèn)為孔洞形成主要是因為絲材表面粗糙并且存在碳?xì)浠衔?,熔化時會影響電弧的穩(wěn)定性和氫含量,從而形成孔洞。

3.2 熱裂缺陷

熱裂是鋁合金中比較常見的缺陷之一,對合金性能極為不利,甚至?xí)斐蓸O其嚴(yán)重的安全事故,主要包括凝固后期液相填充不足所致的結(jié)晶裂紋[43]和多次熱作用下晶界液化引發(fā)的液化裂紋[44]。

結(jié)晶裂紋即凝固裂紋,某些不可焊的或高裂紋敏感性的鋁合金在結(jié)晶后期,結(jié)晶過程將要完成,僅剩余少量液體,但由于固相的收縮,液相不足來不及填充,在收縮應(yīng)力的作用下會沿晶開裂,甚至?xí)a(chǎn)生貫穿整個柱狀晶的熱裂紋[45]。與結(jié)晶裂紋不同,液化裂紋的兩邊明顯分布著許多低熔點的共晶相。電弧熔絲增材制造過程中,當(dāng)電弧再次作用前一道已經(jīng)凝固的組織時,由于晶界中低熔點元素的偏析,熱影響區(qū)晶界的低熔點共晶相被重新熔化形成液膜,引起前一道材料的晶界發(fā)生液化,當(dāng)其再次開始凝固時,由于熱脹冷縮的作用,熱影響區(qū)的熱應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)槔瓚?yīng)力,晶界處的液膜在該拉應(yīng)力的作用下被撕開并最終形成液化裂紋。

鋁合金熱裂敏感性也會受到材料成分的影響,如Cu,Mg,Zn,Si等元素極易導(dǎo)致凝固過程中的熱撕裂。王俊等[46]發(fā)現(xiàn)絲材中Si元素含量會直接影響鋁合金中的熱裂紋,當(dāng)Si元素含量提高至12%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))左右時,熱裂現(xiàn)象基本消失。由于電弧增材制造具有快速非平衡凝固效應(yīng),鋁合金傾向形成柱狀枝晶組織形貌,同時受熔池內(nèi)部熱聚集影響,凝固收縮會產(chǎn)生較大熱應(yīng)力,從而形成熱裂紋。

成形工藝參數(shù)是影響鋁合金熱裂紋敏感性的重要因素。Cical?等[47]研究發(fā)現(xiàn)在各種成形工藝參數(shù)中,焊接速度對Al-Mg-Si合金激光焊接中熱裂紋的影響最大;Fabrègue等[48]也發(fā)現(xiàn)降低焊接速度和凝固速率會減少6系鋁合金激光對接焊接時焊縫的熱裂紋。除了焊接速度外,Lu等[49]發(fā)現(xiàn)隨著焊接中心線與切邊的距離增加,焊縫中的熱裂紋顯著減少,而通過減小激光功率來降低熱輸入也會減少焊縫中的熱裂紋。一般來說,通過降低焊接速度和減少熱輸入可以顯著地減少焊接時鋁合金中的熱裂紋;然而,Hu等[50]經(jīng)過研究發(fā)現(xiàn),當(dāng)焊接過程中需要較高的焊接速度時,也可以通過使用外加熱源來改變焊縫的溫度分布,減小焊縫中的應(yīng)力水平,從而減少凝固過程中的熱裂紋。

合金成分優(yōu)化與顯微組織調(diào)整是消除增材制造鋁合金熱裂缺陷的根本途徑。Wang等[51]采用選擇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產(chǎn)生凝固裂紋,而在合金中同時摻入亞微米的Si和TiB2可以減少凝固收縮時產(chǎn)生的凝固裂紋,從而提高其斷裂韌度。除添加特定元素外,納米增強相改性也是近年來備受關(guān)注的熱裂紋消除方法。一方面,納米顆粒的加入能夠降低形核功,促進(jìn)非均勻形核;另一方面,納米顆??赏ㄟ^釘扎晶界來抑制晶粒的長大[52];這兩方面因素的綜合作用導(dǎo)致熔體凝固后會產(chǎn)生細(xì)小等軸晶,從而有利于消除熱裂紋。自Choi等[53]研究發(fā)現(xiàn)納米顆粒增強可以有效地消除A206的熱撕裂之后;Oropeza等[54]研究發(fā)現(xiàn)使用納米TiC顆粒填充的AA7075絲材后,得到了細(xì)小的胞狀晶粒,大幅度降低了材料熱裂紋敏感性;Zhang等[55]研究發(fā)現(xiàn)納米鈦孕育處理可有效地將粗大柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小等軸晶,完全消除了SLM 2024鋁合金的熱裂紋,提高了合金的力學(xué)性能。

4 電弧增材制造鋁合金力學(xué)性能

優(yōu)異的力學(xué)性能是電弧增材制造鋁合金工業(yè)應(yīng)用的前提和保障。圖6(a)對比了同成分電弧增材、鑄造、變形鋁合金的抗拉強度,包括Al-Cu,Al-Si和Al-Mg系合金??梢钥闯?,電弧增材制造鋁合金的力學(xué)性能已經(jīng)接近甚至優(yōu)于傳統(tǒng)鑄造及變形鋁合金。圖6(b)總結(jié)了電弧增材制造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) 等系列典型牌號鋁合金抗拉強度和伸長率分布范圍。可以看出,電弧增材制造Al-Cu和Al-Si合金斷裂伸長率相當(dāng),但Al-Si合金抗拉強度較低(200 MPa左右);Al-Zn-Mg-Cu合金作為超硬鋁合金,電弧增材制造后仍具有較高抗拉強度,但塑韌性較差;Al-Mg合金的抗拉強度接近于Al-Cu-Mg-Zn超硬鋁合金,但斷裂伸長率十分優(yōu)異。

圖6 電弧增材制造鋁合金與鑄造及變形鋁合金性能對比(a)以及典型電弧增材制造鋁合金力學(xué)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)

同時,電弧增材制造鋁合金表現(xiàn)出明顯的力學(xué)性能各向異性。王宣[12]和Yu等[56]均研究發(fā)現(xiàn)電弧增材制造7050鋁合金在平行電弧掃描方向上的抗拉強度最高為241 MPa,遠(yuǎn)高于平行沉積方向的合金強度(160 MPa);姜云祿[57]發(fā)現(xiàn)CMT增材制造5356鋁合金抗拉強度和伸長率均表現(xiàn)出各向異性。Fu等[11]認(rèn)為電弧增材制造鋁合金力學(xué)性能各向異性的原因在于相鄰熔覆層之間聚集大量孔洞,并且熔池內(nèi)部形成定向生長柱狀晶以及晶體織構(gòu),導(dǎo)致平行于沉積方向合金力學(xué)性能較差。

組織決定性能,正確認(rèn)識二者之間的關(guān)系對提高電弧熔絲增材制造鋁合金的力學(xué)性能具有非常重要的意義,也是未來重要的發(fā)展方向。首先,不同的鋁合金經(jīng)電弧熔絲增材制造處理之后會具有不同的組織和孔隙率,表現(xiàn)出的力學(xué)性能也有較大的差異;Haselhuhn等[58]采用MIG增材制造技術(shù)制備了1100,4043,4943,4047,5356系列鋁合金,并通過拉伸、壓縮實驗及顯微組織分析,評估了MIG增材制造不同鋁合金的力學(xué)性能,分析結(jié)果表明:首先,高硅含量的鋁合金,如4047鋁合金,初生枝晶含量較少,液相充足并能在其完全凝固前填充枝晶間的空隙,枝晶間的收縮和開裂傾向較小,孔洞和熱裂紋的數(shù)量最少,強度也最高。其次,絲材中Fe,Si等雜質(zhì)的含量直接影響電弧熔絲增材制造鋁合金的力學(xué)性能;絲材中Fe,Si等雜質(zhì)的含量越多,電弧熔絲增材制造后的合金組織中雜質(zhì)相(富Fe相與富Si相)的尺寸越大、數(shù)量越多,這些雜質(zhì)相甚至?xí)娱g聚集形成層間薄弱區(qū),直接降低沉積態(tài)鋁合金的力學(xué)性能,也是電弧增材制造鋁合金各向異性[59]產(chǎn)生的原因之一。最后,組織的不均勻性也是電弧增材制造鋁合金各向異性的一個影響因素;電弧熔絲增材制造過程中,隨著沉積層的增加,熱量不斷地在沉積層內(nèi)部積累,導(dǎo)致先沉積的部分與后沉積的部分組織不一致,從整體上看,沉積件的組織表現(xiàn)出不均勻性,力學(xué)性能也有所差異;自基板往上,沉積態(tài)鋁合金的晶粒尺寸逐漸減小,硬度逐漸增加[60]。

5 結(jié)束語

電弧熔絲增材制造技術(shù)由傳統(tǒng)氬弧焊發(fā)展而來,工藝基礎(chǔ)深厚,極具技術(shù)推廣應(yīng)用潛力,并且對鋁合金展現(xiàn)出優(yōu)異的材料/制造匹配性,不僅能夠高效率實現(xiàn)鋁合金無模殼近凈成形,而且具有獨特的凝固與固態(tài)相變特性,有望成為打破鋁合金成分壁壘、突破性能瓶頸的重要手段。目前,電弧熔絲增材制造鋁合金已有較大發(fā)展,但仍處于制造工藝與材料性能探索階段,高層次、針對性、專有性的研究相對滯后,亟須在成形裝備、冶金缺陷、新材料研發(fā)以及強韌機理展開深入和系統(tǒng)的研究。

(1)現(xiàn)有電弧增材制造裝備基本是傳統(tǒng)電弧焊系統(tǒng)的升級及改進(jìn),處于弱拘束態(tài)熔池對復(fù)雜成形軌跡的適應(yīng)性和繁雜外界擾動的抵抗性有限,造成制造精度和穩(wěn)定性不足,因而電弧增材制造技術(shù)未來發(fā)展的重點在于增材制造專用電弧熱源及控制系統(tǒng)的研發(fā),提高制造質(zhì)量與成形效率,深入挖掘其在制造大型、變截面、復(fù)雜結(jié)構(gòu)高端裝備零件的應(yīng)用潛力。

(2)孔洞、裂紋等冶金缺陷是降低電弧增材制造鋁合金成形質(zhì)量與使役性能的重要原因,但目前熔絲累加快速凝固成形過程中冶金缺陷形成機理與消除方法的研究仍不充分,特別是硬鋁及超硬鋁成形過程中熱裂缺陷仍有待從材料改性與工藝控制方面加強研究。

(3)材料體系與制造工藝的匹配性是改善電弧增材制造鋁合金性能的關(guān)鍵因素,但目前鋁合金材料體系均針對傳統(tǒng)鑄造與塑性變形制造過程而研發(fā),并不完全匹配電弧增材制造非平衡快速凝固、塑性變形受限的成形特點,因而開發(fā)專用材料體系以及多級顯微組織設(shè)計是電弧增材制造鋁合金未來發(fā)展的重要研究領(lǐng)域。

(4)熱處理是促進(jìn)強化相析出與提高鋁合金力學(xué)性能的重要途徑,但受凝固冶金過程獨特性的影響,電弧增材制造鋁合金固態(tài)相變驅(qū)動力和動力學(xué)能壘不同于傳統(tǒng)鋁合金,因而有必要深入研究電弧增材制造鋁合金的凝固與固態(tài)相變特性,并結(jié)合其短時原位循環(huán)加熱工藝特點,開發(fā)專用熱處理制度,最大化挖掘鋁合金性能潛力。

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