TIG堆焊TiB2增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的工藝與性能

馮 楊，曾宏祥，孫煥煥，王 嶄，巴豪強(qiáng)，任益博

(1.沈陽理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110159；2.北京中資燕京汽車有限公司技術(shù)中心，北京 102413)

原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料采用混合鹽反應(yīng)方法制備，TiB2增強(qiáng)相在鋁合金基體中原位生成，尺寸細(xì)小、形狀圓整，與鋁基體之間具有良好的相容性，對(duì)基體有顯著的強(qiáng)化效果[1-4]。TiB2/7050因具有密度小、比強(qiáng)度高、模量大等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、國(guó)防軍工、機(jī)械制造等領(lǐng)域均具有廣闊的應(yīng)用前景[5]。

增材制造技術(shù)近些年來快速發(fā)展，該方法可以按照設(shè)計(jì)的規(guī)劃路徑自下而上、逐點(diǎn)逐層累積，能夠一次性成形出任意復(fù)雜形狀的部件，且成形的零件化學(xué)成分均勻、致密度高[6]。實(shí)現(xiàn)原位自生TiB2顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的增材制造，將有望滿足眾多應(yīng)用領(lǐng)域?qū)Σ牧细咝阅芎徒Y(jié)構(gòu)復(fù)雜性提出的新要求。

堆焊成形屬于增材制造的范疇，其中以電弧為熱源的堆焊方法，即電弧增材技術(shù)(Wire Arc Additive Manufacturing，WAAM)，具有效率高、成本低等優(yōu)點(diǎn)，近些年受到了廣泛的關(guān)注[7-8]。本文以脈沖交流TIG電弧為熱源，在ZL102上進(jìn)行TiB2/7050鋁基復(fù)合材料的堆焊工藝與堆焊層組織性能研究，為高性能TiB2增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的電弧增材成形進(jìn)行初期探索。

1 試驗(yàn)材料及方法

堆焊試驗(yàn)采用尺寸200mm×150mm×10mm的ZL102板材作為基材，其主要化學(xué)成分為12%Si、0.3%Cu、0.5%Mn和余量Al。堆焊材料為TiB2/7050鋁基復(fù)合材料，其中TiB2增強(qiáng)相的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為6%，基體7050鋁合金的主要化學(xué)成分為0.15%Zr、6.5%Zn、2.0%Mg、2.3%Cu和余量的Al。TiB2/7050采用混合鹽反應(yīng)方法制成坯錠[3]，又經(jīng)擠壓變形和T6熱處理后被裁剪為截面尺寸2.5mm×2.5mm的細(xì)條作為焊材備用。

試驗(yàn)所用的焊接電源是WSE-500型交直流脈沖氬弧焊機(jī)，電極直徑為4.0mm鈰鎢極，噴嘴直徑20mm，保護(hù)氬氣純度99.999%。焊前分別將基材和焊材用砂紙清除表面氧化膜，并用丙酮進(jìn)行擦拭，之后立即進(jìn)行手工TIG堆焊試驗(yàn)。堆焊試驗(yàn)中，主要通過改變焊接電流來改變焊接時(shí)的熱輸入，電流的變化范圍為180～40A，焊接速度控制在4.1～4.2mm/s，保護(hù)氣體流量18L/min，每組參數(shù)焊接1道，具體工藝參數(shù)見表1。

表1 堆焊試驗(yàn)工藝參數(shù)

將堆焊好的試樣用線切割切成不同的尺寸備用。采用Axiocam 105 color體式顯微鏡觀察堆焊焊道的截面形貌；采用Axiovert 200 MAT光學(xué)顯微鏡(OM)分析堆焊層焊縫區(qū)和熱影響區(qū)微觀組織；采用S-3400N型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察復(fù)合材料中TiB2增強(qiáng)顆粒的形貌；采用HVS-50型顯微硬度儀分別測(cè)量堆焊層焊縫中心區(qū)和熔合區(qū)的顯微硬度；加載載荷為5kg，加載時(shí)間為10s，各區(qū)域顯微硬度值均取5個(gè)數(shù)據(jù)的平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 復(fù)合材料堆焊焊道成形特點(diǎn)

2.1.1 焊道的外觀形貌

圖1為不同焊接電流下獲得的復(fù)合材料堆焊焊道的外觀形貌。

圖1 不同焊接電流獲得的復(fù)合材料堆焊焊道外觀形貌

由圖1可以看出，采用TIG焊方法堆焊的復(fù)合材料焊道沿著焊接方向成形良好，表面魚鱗紋較均勻，除了起弧和收弧位置，肉眼觀察均未在焊道表面發(fā)現(xiàn)明顯的氣孔和焊接裂紋等缺陷。比較焊道1～4的外觀形貌可以發(fā)現(xiàn)，隨著焊接電流的增加(見表1)，焊接熱輸入增加，焊縫表面變得光滑。

2.1.2 焊道的截面形貌

圖2為不同焊接電流下獲得的堆焊復(fù)合材料焊道的截面形貌。

圖2 復(fù)合材料堆焊焊道的截面形貌

由圖2可以看出，采用TIG堆焊獲得的TiB2/7050鋁基復(fù)合材料與ZL102基材實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，但堆焊層中有少許氣孔，其形成原因：一是堆焊層鋁基復(fù)合材料較強(qiáng)的散熱能力和堆焊基材的ZL102具有較強(qiáng)的導(dǎo)熱共同作用，使得堆焊層焊后發(fā)生快速冷卻和凝固，焊接中產(chǎn)生的少許氣體來不及溢出；二是在焊接過程中熔池中復(fù)合材料的7050鋁合金熔化，而高熔點(diǎn)的TiB2增強(qiáng)相未熔化，增強(qiáng)相的存在使得熔池金屬的流動(dòng)性較差[9]，在一定程度上阻礙了氣體的溢出。

圖3給出了TIG堆焊電流對(duì)焊道截面尺寸的影響。

圖3 堆焊層焊道尺寸

由圖3可以看出，隨著焊接電流的增大，復(fù)合材料焊道的熔寬增大。當(dāng)焊接電流180A時(shí)，熔寬約9.0mm；焊接電流200A時(shí)，熔寬增大到12.0mm，隨著焊接電流的繼續(xù)增加，熔寬呈緩慢增加。TIG電流對(duì)復(fù)合材料堆焊焊道余高的影響不明顯，隨著焊接電流的增大，余高僅稍有增加。但隨著焊接電流的增加，焊道的熔深則顯著增大，當(dāng)焊接電流240A時(shí)，熔深已增大到8.5mm，此時(shí)堆焊處的ZL102基材已全部熔化。在堆焊過程中，焊接電流的增大使得復(fù)合材料焊材的熔化速度增加[10]，單位時(shí)間液態(tài)金屬的填充量增多，堆焊焊道的熔寬增加。同時(shí)焊接電流的增大，也增大了基材ZL102的熔化熱量，導(dǎo)致焊道熔深顯著增加。

2.2 復(fù)合材料堆焊層微觀組織

2.2.1 焊縫區(qū)金相組織

圖4為TiB2/7050復(fù)合材料焊材微觀組織。圖4a為堆焊試驗(yàn)所用焊材TiB2/7050復(fù)合材料垂直于擠壓方向的微觀組織，TiB2增強(qiáng)相主要呈聚集態(tài)分布于α-Al的晶間，掃描電鏡(SEM)下TiB2增強(qiáng)相的形貌見圖4b，顆粒尺寸50～1000nm，呈較為圓整的六角狀、球狀、片狀等。

圖4 TiB2/7050復(fù)合材料焊材微觀組織

圖5為不同焊接電流下獲得的堆焊層焊縫中心區(qū)的微觀組織照片。

圖5 復(fù)合材料堆焊層焊縫中心區(qū)微觀組織

將圖5與圖4比較可以發(fā)現(xiàn)，其與堆焊前的原始焊材微觀形貌不同，復(fù)合材料堆焊層呈“鑄態(tài)”枝晶組織。當(dāng)焊接電流較小時(shí)，焊道1和焊道2的堆焊層中的α-Al枝晶較為細(xì)小，增強(qiáng)顆粒呈團(tuán)聚態(tài)分布于晶間區(qū)域，焊縫區(qū)整體組織致密。這是由于焊接電流較小時(shí)，熔池尺寸較小，焊縫金屬在隨后的冷卻過程中，受自身的散熱和基材的導(dǎo)熱作用，冷卻速度較快。同時(shí)，由于來自復(fù)合材料焊材中的顆粒尺寸較小，比表面能大，當(dāng)α-Al 基體還未凝固時(shí)，TiB2顆粒已經(jīng)聚集并隨凝固過程的進(jìn)行被排斥到了凝固前沿，最終在α-Al 基體的晶界上富集。被推斥到凝固前沿的TiB2顆粒，大大阻礙了α-Al 晶粒的生長(zhǎng)，從而使α-Al 晶粒得到細(xì)化[11]。仔細(xì)比較還可以發(fā)現(xiàn)，焊道2的微觀組織比焊道1的微觀組織僅稍有長(zhǎng)大。結(jié)合圖2、圖3微觀形貌和焊道尺寸可知，焊道2的焊縫成形系數(shù)(熔寬與熔深的比值)，要明顯大于焊道1，這表明焊道2堆焊層中復(fù)合材料焊材的比例要大于焊道1中的復(fù)合材料。這是由于增加焊接電流使得焊材的熔化速度增加，導(dǎo)致更多的復(fù)合材料過渡到堆焊層中，故焊道2中增強(qiáng)顆粒的比例要略高于焊道1。堆焊層中的增強(qiáng)顆粒，在熔池中不熔化，也能作為α-Al形核的質(zhì)點(diǎn)，增加新晶核的數(shù)量[12]。

當(dāng)焊道3焊縫區(qū)的微觀組織中的α-Al呈現(xiàn)明顯的樹枝狀形貌，且枝晶尺寸與焊接電流較小的焊縫相比明顯粗大。這是由于焊接電流的增大，導(dǎo)致焊絲的熔化速度繼續(xù)增加，同時(shí)基材的熔化量也增加，結(jié)果整個(gè)熔池中的金屬量增加，熔池金屬的冷卻速度減慢，焊縫中的α-Al迅速地呈樹枝狀長(zhǎng)大。當(dāng)焊接電流達(dá)到240A時(shí)，熔池尺寸進(jìn)一步增加，焊縫金屬的冷卻速度進(jìn)一步降低，α-Al枝晶有充分的時(shí)間長(zhǎng)大，同時(shí)堆焊層的焊縫成形系數(shù)顯著減小，這表明大量的基材金屬熔入焊道，造成增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)的顯著下降，堆焊層中增強(qiáng)顆粒對(duì)枝晶生長(zhǎng)的阻礙作用也大大降低，焊道4的焊縫區(qū)形成粗大的胞狀晶組織。

2.2.2 熔合區(qū)金相組織

圖6為不同焊接電流下獲得的復(fù)合材料堆焊層焊縫熔合區(qū)的微觀組織。

圖6 復(fù)合材料堆焊層焊縫熔合區(qū)微觀組織

由圖6可以發(fā)現(xiàn)，焊縫熔合區(qū)組織與焊縫中心區(qū)組織有明顯的不同。觀察焊道1的熔合區(qū)(圖6a)可以發(fā)現(xiàn)，靠近熔合線的焊縫金屬垂直于熔合線晶粒呈柱狀排列，這是由于受基材傳熱的影響，焊道1的焊縫熔合區(qū)金屬冷卻速度最快，液相中存在一定的過冷度，并在較大的溫度梯度下，新生晶格沿堆焊層表面冷卻速度較大的方向生長(zhǎng)，使堆焊層與基體界面形成柱狀晶[13]。隨著焊接電流的增大，熔池金屬的數(shù)量增加，堆焊金屬的冷卻減慢，液相界面變小，熔合區(qū)附近金屬呈樹枝狀長(zhǎng)大，且枝晶尺寸也變得越來越粗大。

2.3 復(fù)合材料堆焊層顯微硬度

圖7a和7b分別給出了復(fù)合材料堆焊層的焊縫中心區(qū)和熔合區(qū)的顯微硬度值。

由圖7可見，不同焊接電流下焊縫中心區(qū)和熔合區(qū)的硬度值均高于堆焊基材ZL102，且同一焊接電流獲得的焊縫中心區(qū)的硬度均要明顯高于熔合區(qū)。在復(fù)合材料堆焊層的焊縫區(qū)，其組織為α-Al和分布于晶間的TiB2顆粒；在焊縫凝固過程中，TiB2對(duì)組織的細(xì)化和強(qiáng)化作用使得堆焊層比ZL102具有更高的硬度。焊縫熔合區(qū)受焊材熔化的加熱作用，使得一定含量的ZL102基材熔入焊縫，該區(qū)域?yàn)楹覆暮突牡幕旌铣煞?，故硬度值比?fù)合材料焊縫區(qū)低。隨著焊接電流的增大，焊道1到焊道4的焊縫中心區(qū)硬度逐漸下降，這與前面的焊縫區(qū)組織觀察結(jié)果相一致。當(dāng)焊接電流為200A時(shí)，焊道2的熔合區(qū)硬度值最大。焊道3和焊道4的熔合區(qū)則因枝晶的逐漸粗大和ZL102成分的逐漸增加而減小。

圖7 復(fù)合材料堆焊層與ZL102的顯微硬度比較

3 結(jié)論

(1)采用TIG方法制備TiB2增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料堆焊層，隨著焊接電流的增大，焊縫的熔寬、熔深和余高尺寸都隨之增加。

(2)復(fù)合材料堆焊層與ZL102基體冶金結(jié)合，焊縫中有少許氣孔，整體組織較致密。焊縫區(qū)組織由α-Al枝晶和分布于晶間的TiB2顆粒組成。焊接電流較小時(shí)，焊縫區(qū)的組織很細(xì)小，隨著焊接電流的增大，焊縫區(qū)和熔合區(qū)組織變得粗大。

(3)復(fù)合堆焊層的焊縫中心區(qū)的硬度要顯著高于熔合區(qū)和堆焊基材，這歸因于TiB2顆粒對(duì)組織的細(xì)化和強(qiáng)化作用。