5A06鋁合金TIG絲材-電弧增材制造工藝

黃 丹，朱志華，耿海濱，熊江濤，李京龍，張賦升

(1 西北工業(yè)大學 凝固技術國家重點實驗室，西安 710072； 2 西北工業(yè)大學 摩擦焊接陜西省重點實驗室，西安 710072； 3 北京航天動力研究所，北京 100076)

5A06鋁合金TIG絲材-電弧增材制造工藝

黃 丹1,2，朱志華3，耿海濱2，熊江濤2，李京龍2，張賦升2

(1 西北工業(yè)大學 凝固技術國家重點實驗室，西安 710072； 2 西北工業(yè)大學 摩擦焊接陜西省重點實驗室，西安 710072； 3 北京航天動力研究所，北京 100076)

選用φ1.2mm的5A06鋁焊絲為成形材料，研究TIG絲材-電弧增材制造工藝。以TIG焊機為電源(交流模式)，以四軸聯(lián)動數(shù)控機床為運動機構，研究單層和多層成形時預熱溫度和電流對成形形貌的影響，觀察成形件微觀組織，并測試其力學性能。建立了單層單道基板預熱溫度和電弧峰值電流工藝規(guī)范帶判據(jù)，以保證良好成形。結果表明：成形件的高度從第一層的3.4mm急劇下降，直到第8層后高度穩(wěn)定在1.7mm。層間組織為細小的樹枝晶和等軸晶；層間結合處組織最粗大，為柱狀樹枝晶；頂部組織最細小，由細小的樹枝晶轉變?yōu)榈容S晶。成形件的力學性能各向同性，抗拉強度為295MPa，伸長率為36%。

TIG；絲材-電弧增材制造；5A06鋁合金；成形；微觀組織；力學性能

絲材-電弧增材制造(WAAM)是以電弧為熱源，以氬氣等惰性氣體作保護，通過填充焊絲逐層沉積堆敷，從而獲得近凈成形的制造技術[1,2]。相比粉末-激光增材制造，即激光立體成形技術(Laser Solid Forming, LSF)，WAAM是一種快速、低成本制造技術，適用于航空、航海、能源等領域復雜構件大尺寸、小批量制造[3]；同時，由于激光在鋁合金表面的反射率達80%以上，沉積效率低，因此，WAAM在鋁合金增材制造中具有顯著技術優(yōu)勢。WAAM實際上是將氣體保護電弧焊方法應用到了增材制造領域，主要分為熔化極和不熔化極。熔化極包含長弧和短弧兩種工藝，前者為熔滴自由過渡的MIG(metal inert-gas)電弧，后者為熔滴短路過渡的冷金屬過渡(Cold Metal Transfer, CMT)電弧。不熔化極為TIG電弧[4]，焊絲側向送進，熔滴過渡采用搭橋過渡。劉望蘭[5]采用TIG-WAAM研究了工藝參數(shù)對5356鋁合金單道成形宏觀形貌和微觀組織形態(tài)的影響，結果表明，成形組織為α固溶體上彌散分布大量β(Mg5Al8)相，焊接間隔時間為2～5min時成形良好。Ouyang等[6,7]采用TIG-WAAM工藝成形了4043和5356鋁合金零件，研究指出，獲得良好成形的關鍵在于基板的預熱、焊接弧長的監(jiān)控和焊接熱輸入的精確控制。姜云祿[8]基于CMT研究了5356鋁合金的快速成形工藝，研究表明，層間冷卻一定時間可以保證成形效率和成形精度，試樣平行于成形方向上的力學性能高于垂直成形方向上的力學性能，但并未解釋力學性能各向異性的原因，且CMT設備成本較高，TIG設備則相對簡單，成本低。Wang等[9]和Baufeld等[10-12]的研究表明，TIG-WAAM成形的鈦合金零件在平行和垂直于成形方向上的力學性能同樣存在各向異性，這是由于初生的β相貫穿整個試樣外延生長，組織存在各向異性所導致。由于鋁合金易氧化、熱導率高、強度不高的特性，決定了它的成形工藝不同于鈦合金與鎳基高溫合金[13-15]等。

本工作以φ1.2mm的5A06(Al-6Mg-Mn-Si)鋁焊絲作為實驗材料，研究單層單道良好成形時基板預熱溫度和峰值電流規(guī)范帶判據(jù)，以及多層成形中每層高度變化的規(guī)律及原因。采用金相顯微鏡觀察成形件在不同部位的組織特征，同時測試其力學性能。

1 實驗材料及方法

實驗選用φ1.2mm的5A06鋁合金為焊絲，以AA6061為基板，基板尺寸為300mm×200mm×15mm，采用400#砂紙打磨，用丙酮和酒精清洗，固定于水冷板上，焊絲和基板名義化學成分如表1所示。WAAM成形裝置由TIG電源和四軸聯(lián)動數(shù)控機床構建而成，TIG焊機為EWM Tetrix 521 Synergic AC/DC焊接電源，配備EWM TETRIX drive 4L送絲機，送絲速率為0～4m/min。

表1 5A06焊絲和AA6061基板的名義化學成分(質量分數(shù)/%)

采用純度為99.99%的氬氣作為保護氣體，氣體流量為10L/min。沉積過程中，基板隨數(shù)控機床在成形方向運動，焊槍則固定于數(shù)控機床上，僅上下移動，焊絲位于焊槍前方，沿著同一方向逐層堆敷。焊接速率為250mm/min，送絲速率為2m/min，弧長為5mm。實驗選用脈沖交流電流，脈沖頻率為50Hz，峰值電流占比為50%。單層單道的峰值電流大于240A，基值電流為200A；隨后的2～8道次過渡階段電流每道次減小10A，直至穩(wěn)定階段峰值/基值電流恒定在160/80A。采用k-型熱電偶在焊道起始部位測量基板溫度及層間溫度，控制層間溫度為60℃。

實驗沉積了多層單道試樣A和B。試樣A沉積12道，尺寸為180mm×15mm×7.3mm，其橫截面經(jīng)剖切、打磨、拋光、Keller試劑(HF∶HCl∶HNO3∶H2O=1∶1.5∶2.5∶95)腐蝕15s后，采用光學金相顯微鏡(OLYMPUS)觀察各部分組織形貌。試樣B沉積210道，尺寸為180mm×350mm×6.2mm，分別在其不同部位各取3個垂直(即沿焊槍運動方向，z方向)和平行(即機床運動方向，x方向)于成形方向的拉伸試樣。由于成形件較薄，拉伸試樣是非標準的，其尺寸示意圖如圖1所示。在INSTRON 3382拉伸試驗機上進行拉伸實驗，加載速率為2mm/min;采用掃描電子顯微鏡(SEM，SUPRA-55)觀察斷口形貌。

圖1 拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Diagram of tensile specimen

2 結果與討論

2.1 沉積工藝與形貌

圖2為不同預熱次數(shù)下獲得的單道沉積層形貌?；逦搭A熱時(基板溫度為20℃)，其成形形貌呈現(xiàn)非連續(xù)特征?；孱A熱一次后，保持起弧處溫度為50℃，成形初期仍呈一定長度的不連續(xù)形貌，隨后在熱積累作用下可連續(xù)成形，但表面波動起伏仍較大。當基板預熱兩次后，控制起弧處溫度達100℃，其成形表面質量良好，可以看到均勻的魚鱗紋。

圖2 不同預熱次數(shù)下單層單道沉積形貌 (a)未預熱，20℃；(b)預熱一次，50℃；(c)預熱兩次，100℃Fig.2 Morphologies of single layer deposited under different preheating times(a)no preheat,20℃;(b)preheat once,50℃;(c)preheat twice,100℃

觀察發(fā)現(xiàn)，當基板不預熱時，電弧陽極斑點常常出現(xiàn)粘連現(xiàn)象，即電弧釘扎在一個點燃燒，使該處堆高增大。隨著工件的移動，電弧被拉長、傾斜，陽極斑點又突然跳到電弧的下方，并繼續(xù)釘扎在該處燃燒。這樣就形成一個個的山峰狀焊縫形貌。以上現(xiàn)象說明陽極斑點隨工件的移動是不均勻的，呈現(xiàn)一種被動跳躍前進的現(xiàn)象。這在基板溫度較低時或使用的電流較小時表現(xiàn)明顯。陽極斑點跳動的本質，是熔池移動失穩(wěn)的結果。電弧需要低電離電位的金屬蒸汽(即Al)補充到陽極區(qū)和電弧弧柱區(qū)充當電弧介質，以實現(xiàn)最小的能量消耗，這就是陽極斑點穩(wěn)定在熔池上的原因。當熔池的連續(xù)移動受到阻礙時，就發(fā)生陽極斑點的粘連、釘扎現(xiàn)象。熔池的移動停止，是由于熔池向前潤濕鋪展受到了阻礙，其中熔池的冷卻速率過快，是導致固壁表面不潤濕的常見原因，如同焊接中的咬邊現(xiàn)象。增大電弧的熱輸入可以部分解決這一問題，而提升基板和層間溫度才是解決問題的根本方法。由此可以理解，當沉積到多道次后，層間達到了一定的溫度，反而使焊縫成形改善。由此說明，在沉積最初幾道次時，需要基板或層間達到一定的預熱溫度，如50～100℃。

峰值電流會影響熱輸入，從而影響基板或層間溫度。圖3是單層單道基板溫度-峰值電流工藝規(guī)范帶判據(jù)。曲線右上方(大電流、高預熱溫度)為良好成形區(qū)域，即能形成良好形貌沉積層規(guī)范區(qū)域，單層單道成形表面波動較小，呈圓滑過渡。曲線左下方為不連續(xù)成形區(qū)域。該判據(jù)圖呈雙曲線規(guī)律，暗示了電弧的峰值電流(即熱輸入)與基板預熱溫度的互補匹配關系，從而建立穩(wěn)定的熔池溫度場；并且，該溫度場所建立的沿沉積方向移動的溫度梯度存在一個最大值的極值判據(jù)，小于這一極值才能夠保證熔池的連續(xù)潤濕鋪展移動。

圖3 單層單道基板預熱溫度-峰值電流成形判據(jù)Fig.3 Single layer forming criterion of correlated between substrate preheating temperature and peak current

不同層沉積高度的一致性，是衡量WAAM工藝質量的重要參量。圖4為每層沉積高度隨道次演變的規(guī)律。第1層沉積高度較大，達3.4mm；之后的2～8道為過渡階段，散熱由原來的厚板三維散熱變?yōu)槎S，散熱逐漸變差，故隨后每道次逐漸減小10A電流，直至所需電流，這樣既能保證尺寸的一致性又能減小熱輸入。直接第8層后高度穩(wěn)定在1.7mm。

因為熔池散熱條件由三維向二維過渡，因此過渡階段的存在一般不可避免。因為焊接速率和送絲速率不變，單位時間、單位長度上金屬的沉積量是定值，所以，沉積高度的降低暗示了沉積層形貌由瘦高變?yōu)榘?，即沉積寬度增大。這實際上是熔池的冷卻速率與鋪展速率的競爭結果。然而，第8層后的穩(wěn)定態(tài)沉積高度(1.7mm)僅為第一道次(3.4mm)的1/2，表明上述競爭關系已不明顯，即沉積層的形貌已不受控于二者，此時熔池的溫度已足夠高(溫度場和緩)，熔池是在自身表面張力、重力和電弧排斥力作用下達到平衡。這三個力是相對穩(wěn)定的量，因此容易達到穩(wěn)態(tài)，而保證成形尺寸的一致性。

圖4 第1～20層的每道次層高Fig.4 Height of each layer ranging from the 1st to the 20th layer

圖5為成形件正面和側面的形貌?？芍尚渭秸群痛怪倍容^好，表面波動小，工藝穩(wěn)定。由于采用了起弧預熱和熄弧逐漸減小電流的策略，起弧端和收弧端無翹曲和塌陷現(xiàn)象。

2.2 組織形貌觀察

成形件的微觀組織由熔池及熔池周邊的溫度梯度、冷卻速率所決定。其中，冷卻速率是決定組織形態(tài)、尺寸的最重要因素。由于成形件不同部位經(jīng)歷的熱過程不同，決定了其組織的差異性。

圖5 成形件正面(a)和側面形貌(b)Fig.5 Multi-deposited specimen shown by front view(a) and side view(b)

圖6為5A06鋁合金成形件不同位置的組織形貌圖。圖6(a)為層與層之間的宏觀組織形貌圖，虛線為層間結合處，可以看出不同位置處的組織形貌明顯不同。如圖6(b)中Ⅱ區(qū)所示，層間結合處是一個過渡區(qū)域，其高度約為500μm，組織為粗大的柱狀樹枝晶，沉淀物析出分布于枝晶間和晶界處。由于熔池底部與已沉積焊道相接觸，熱流由已沉積焊道流向基板方向，該方向為最大溫度梯度方向，因此，此處組織生長方向與熱流方向相反，即垂直于基板方向生長，形成柱狀樹枝晶。由于熔池冷卻速率很快，溫度梯度較大，致使焊縫處的柱狀樹枝晶快速生長。熔池中部溫度梯度逐漸變小，結晶速率逐漸增大，形成較為細小樹枝晶，如圖6的Ⅲ區(qū)所示，晶粒具有一定的方向性。熔池頂部與空氣接觸，溫度梯度小，組織為等軸晶，晶粒生長無方向性，如圖6的Ⅲ區(qū)所示(該處為前一道次頂部)。圖6(c),(d),(e)分別為Ⅰ,Ⅱ,Ⅲ區(qū)的放大組織?？芍獜浬⒌摩孪?Mg5Al8)均勻地分布于α基體上，細小而致密的β相(Mg5Al8)有利于提高合金性能。圖6(d)中的β相較為粗大，有著明顯的方向性。層間結合處組織最為粗大，其次是層間組織，頂部組織最細小。

圖6 5A06鋁合金成形件不同位置的組織形貌 (a)層與層之間；(b)層間及結合處；(c)，(d)，(e)Ⅰ，Ⅱ，Ⅲ區(qū)域放大組織Fig.6 Microstructure features in different locations of the deposited 5A06 aluminum alloy(a)build-up of layers;(b)interior of layers and bonding zone;(c),(d),(e)higher magnification of region Ⅰ,Ⅱ,Ⅲ

圖7為成形件頂部組織形貌圖?？芍敳看嬖诿黠@的組織轉變，頂層下部(Ⅰ區(qū))為細小樹枝晶，逐漸轉變?yōu)轫攲由喜?Ⅱ區(qū))細小的等軸晶，這是因為熔池上層液體直接與空氣接觸，散熱較好。與中間道次的沉積不同，頂層由于沒有經(jīng)歷反復再熱作用，組織更為細小。成形過程中，沉積后一道次時會將前一道次金屬重熔，隨后焊絲熔化形成沉積，兩道次之間形成良好的冶金結合，不存在孔洞、裂紋、夾雜等缺陷。

2.3 力學性能測試

對5A06鋁合金成形件垂直和平行成形方向的試樣進行拉伸強度測試，結果如表2所示。同時給出了退火態(tài)鋁合金(5A06-O)的力學性能數(shù)據(jù)作為參考。成形件在x，z方向的抗拉強度σb分別為295.13MPa和293.37MPa，伸長率δ分別為36.0%和35.0%，說明5A06鋁合金成形件具有較高的強度，同時塑性較好，平行和垂直于焊接方向的力學性能無各向異性。這與鈦合金力學性能特征明顯不同，鈦合金在平行方向的強度明顯高于垂直方向，但塑性低于垂直方向。

圖7 5A06鋁合金成形件頂部組織Fig.7 Microstructure of top region of 5A06 aluminum alloy specimen

表2 5A06-O和成形件的拉伸性能

造成鈦合金與鋁合金性能差異的原因：當溫度從液相線下降至β固相線時，鈦合金生成柱狀β相，溫度繼續(xù)降低時發(fā)生固態(tài)相變，α相(片層、網(wǎng)籃狀、針狀等)從β相晶界析出。在沉積下一道次時，熔池邊界粗大的β相作為形核位置，凝固前向后外延生長進入熔池，新生的β相在先前的β相上繼續(xù)生長，因此初生柱狀β相貫穿整個試樣外延生長，幾乎垂直于焊接方向，如圖8所示。在z方向上，β相晶界平行于拉伸方向，成為裂紋源；在x方向，β相晶界垂直于拉伸方向，阻礙裂紋擴展[16,17]。鋁合金則明顯不同，凝固過程中，首先從液相中生成α相，冷卻過程中再析出細小而彌散的β相，為彌散強化。β相的分布不受焊接方向和溫度梯度的影響，雖然存在組織各向異性，但沒有貫穿整個試樣的外延晶界。對比分析圖6(a)和圖8，可發(fā)現(xiàn)兩者組織上的差異。由此導致5A06鋁合金的強度在垂直和平行于焊接方向基本相同，不存在各向異性。

圖8 外延生長的柱狀初生β相晶界Fig.8 Epitaxial prior-β phase columnar boundary

WAAM成形件全由焊縫逐層堆敷而成，由于焊接熱源的預熱和再熱作用，成形件得以充分淬透和回火，可消除大型鑄件的不易淬透、宏觀偏析、性能各向異性等問題。圖9為成形件在平行和垂直方向的應力-應變曲線。成形件具有良好的塑性變形能力，屈服強度較低，存在較長的加工硬化過程，沒有明顯的頸縮現(xiàn)象。成形件的伸長率為36%，高于退火態(tài)5A06鋁合金的伸長率，說明其塑性較好。圖10為成形件的斷口掃描圖?？梢娒黠@的等軸韌窩，其為韌性斷裂，進一步說明其塑性較好。

圖9 成形件在平行和垂直方向的應力-應變曲線Fig.9 Stress-strain curves of specimens in parallel and vertical direction

圖10 鋁合金試樣拉伸斷口形貌Fig.10 Tensile fracture morphology of aluminum alloy specimen

3 結論

(1)獲得了5A06鋁合金單層和過渡層焊道成形工藝。建立了單層單道的基板溫度和峰值電流工藝規(guī)范帶判據(jù)，滿足該判據(jù)能保證成形連續(xù)且平整良好。成形高度從第一道次的3.4mm急劇下降，直到第8層后高度穩(wěn)定在1.7mm。

(2)成形件微觀組織中不存在焊接缺陷，層間組織為細小樹枝晶及等軸晶；層間結合處組織為粗大的柱狀樹枝晶，晶粒方向垂直于基板，組織最為粗大；頂部組織由樹枝晶轉變?yōu)榈容S晶，組織最為細小。

(3)成形件的抗拉強度為295MPa，達到了退火態(tài)5A06鋁合金強度的85%以上，伸長率為36%。成形件在不同的取樣方向和位置均表現(xiàn)出一致的強度和塑性，斷口為韌性斷裂。

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(本文責編：王 晶)

TIG Wire and Arc Additive Manufacturing of 5A06 Aluminum Alloy

HUANG Dan1,2，ZHU Zhi-hua3，GENG Hai-bin2XIONG Jiang-tao2，LI Jing-long2，ZHANG Fu-sheng2

(1 State Key Laboratory of Solidification Processing,Northwestern Polytechnical University,Xi’an 710072,China;2 Shaanxi Key Laboratory of Friction Welding Technology,Northwestern Polytechnical University,Xi’an 710072,China; 3 Beijing Aerospace Propulsion Institute,Beijing 100076,China)

Wire and arc additive manufacturing(WAAM) was investigated by tungsten inert gas arc welding method(TIG), in which φ1.2mm filler wire of aluminum alloy 5A06(Al-6Mg-Mn-Si) was selected as deposition metal. The prototyping process was conducted by a TIG power source (working in AC mode) manipulated by a four-axis linkage CNC machine. Backplate preheating temperature and arc current on deposited morphologies of single layer and multi-layer were researched. The microstructure was observed and the sample tensile strength was tested. For single layer, a criterion that describes the correlation between backplate preheating temperature and arc peak current, of which both contribute to the smoothening of the deposited layer. The results show that the layer height drops sharply from the first layer of 3.4mm and keeps at 1.7mm after the 8th layer. Fine dendrite grain and equiaxed grain are found inside a layer and coarsest columnar dendrite structure at layer boundary zone; whereas the microstructure of top region of the deposited sample changes from fine dendrite grain to equiaxed grain that turns to be the finest structure. Mechanical property of the deposited sample is isotropic, in which the tensile strength is approximately 295MPa with the elongation around 36%.

TIG;WAAM;5A06 aluminum alloy;prototyping;microstructure;mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000552

TG455

A

1001-4381(2017)03-0066-07

國家自然科學基金資助項目(51475376)；西北工業(yè)大學凝固技術國家重點實驗室自主研究課題資助項目(109-QP-2014)

2015-05-04；

2016-07-30

李京龍(1964-)，男，教授，博士，從事專業(yè)：摩擦焊與增材制造，聯(lián)系地址：陜西省西安市碑林區(qū)友誼西路127號西北工業(yè)大學公字樓(710072)，E-mail:lijinglg@nwpu.edu.cn