MIG 電弧增材制造6061 鋁合金的組織和性能

何鵬，柏興旺，周祥曼，張海鷗

(1.南華大學(xué),衡陽(yáng),421001；2.南華大學(xué)核燃料循環(huán)技術(shù)與裝備湖南省協(xié)同創(chuàng)新中心,衡陽(yáng),421001；3.三峽大學(xué),宜昌,443002；4.華中科技大學(xué),武漢,430074)

0 序言

電弧增材制造技術(shù)是根據(jù)零件的數(shù)字三維模型，通過(guò)電弧為熱源將金屬焊絲熔化，并逐層堆積出零件的新型先進(jìn)數(shù)字化制造技術(shù).電弧增材制造的熱輸入和熔池體積大于激光增材，其成形精度相對(duì)更低，但成形效率高，制造成本低，適用于鋁合金、鈦合金、高強(qiáng)鋼等材料的中大型尺寸復(fù)雜金屬零構(gòu)件的直接制造[1-2].6061 鋁合金屬于Al-Mg-Si 系，具有中等強(qiáng)度、抗腐蝕性強(qiáng)、焊接性能好等特點(diǎn)；在固溶加人工時(shí)效處理的條件下，具有較高的硬度、較好的塑性以及優(yōu)良的冷加工性，可用作結(jié)構(gòu)材料[3]，因此6061 鋁合金被廣泛應(yīng)用在航天航空、船舶、農(nóng)業(yè)、汽車(chē)等領(lǐng)域中作為中大型、強(qiáng)度和耐蝕性能要求高的工業(yè)型材[4].

目前鋁合金的電弧增材制造的研究主要有兩個(gè)方面：成形件的形貌控制以及其力學(xué)性能控制.在形貌控制上主要研究電流方式、焊槍角度等工藝條件對(duì)成形件形貌及尺寸的影響規(guī)律[5-7].在力學(xué)性能控制上研究通過(guò)輔助措施或熱處理來(lái)優(yōu)化成形件微觀組織和力學(xué)性能[8-9].而關(guān)于6061 鋁合金電弧增材制造的研究至今未見(jiàn)文獻(xiàn)報(bào)道，僅見(jiàn)一些關(guān)于6061 鋁合金焊接接頭性能的研究[10-13]，其焊接接頭的拉伸性能一般小于基材，并且在焊道與基材交界處硬度高于焊道區(qū)域.

文中開(kāi)展對(duì)MIG 電弧增材制造6061 鋁合金的工藝、微觀組織和力學(xué)性能的研究，設(shè)計(jì)試驗(yàn)探索不同工藝參數(shù)下的焊道形貌和堆積成形可行性，采用優(yōu)化的工藝參數(shù)堆積成形薄壁件，并研究薄壁件不同區(qū)域的微觀組織與力學(xué)性能，為電弧增材制造6061 鋁合金中大型零構(gòu)件的工業(yè)應(yīng)用提供工藝研究基礎(chǔ).

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用原材料包括：6061 鋁合金焊絲(直徑是1.2 mm)和6061 鋁合金焊接基板(450 mm ×150 mm × 8 mm)，焊絲化學(xué)成分如表1 所示.電弧增材制造系統(tǒng)主要由ABB 工業(yè)機(jī)器人(IRB1600)、沙福全數(shù)字控制MIG 焊機(jī)(DIGIPULS III 420)等組成，焊接模式選用2T+一元化焊接成形.堆積結(jié)束后，分別在上部、中部和下部3 個(gè)區(qū)域用線(xiàn)切割機(jī)取立方體金相試樣(15 mm × 10 mm × 10 mm)和拉伸試樣(依據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB2651—89，試樣總長(zhǎng)50 mm，標(biāo)距部分長(zhǎng)38 mm，寬度3 mm，厚度2 mm).金相試樣經(jīng)過(guò)砂紙研磨和高氯酸電解拋光后，用凱樂(lè)試劑腐蝕處理并在光學(xué)顯微鏡下觀察微觀組織.采用維氏硬度計(jì)測(cè)量試樣截面沿堆積方向的硬度變化.在萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn).拉伸測(cè)試結(jié)束后使用掃描電鏡分別觀察3 個(gè)區(qū)域拉伸試樣的斷口形貌.所有試樣的取樣位置如圖1 所示，其中上部、中部、下部試樣沿著水平方向，與焊接方向平行；豎直試樣沿著堆積方向，與焊接方向垂直.

表1 焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of welding wire

圖1 拉伸及金相試樣位置Fig.1 Positions of tensile and metallographic samples

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 成形可行性

電弧增材制造的焊道形貌受到多個(gè)工藝參數(shù)影響，其中受送絲速度和焊接速度的影響最大.為了探究電弧增材6061 鋁合金堆積可行的工藝參數(shù)窗口，設(shè)計(jì)一系列的探究試驗(yàn)(表2).其中焊接電壓固定為20 V，焊絲伸出長(zhǎng)度為15 mm，保護(hù)氣體(純氬氣)流量為15 L/min，每層堆積結(jié)束后調(diào)整焊絲長(zhǎng)度，確保焊絲底端到工件的距離為3 mm.利用機(jī)器人控制焊槍垂直于基板進(jìn)行堆積，電弧增材制造工藝試驗(yàn)結(jié)果如圖3 所示.

表2 探究試驗(yàn)工藝參數(shù)Table 2 Used process parameters in experiments

圖2 所示結(jié)果表明，當(dāng)MIG 送絲速度小于3 m/min 時(shí)，改變焊接速度，都不能完整成形，并且極易燒壞導(dǎo)電嘴；當(dāng)送絲速度為3～ 4 m/min 時(shí)，由于電流太小導(dǎo)致焊接過(guò)程不穩(wěn)定，焊道會(huì)呈不規(guī)則的間歇環(huán)狀，增大焊接速度則不規(guī)則的程度減弱.

圖2 焊接工藝參數(shù)匹配下的單層單道成形Fig.2 Single-layer single-pass deposition with matched welding parameters

當(dāng)送絲速度介于5～ 7 m/min，且送絲速度和焊接速度的比值在0.5～ 1 倍之間時(shí)可以獲得寬度適中、成形良好的焊道.當(dāng)比值在0.5 以下時(shí)，送絲速度相對(duì)焊接速度偏小，導(dǎo)致熱輸入量小，且單位時(shí)間內(nèi)金屬填充量不足，故焊道形狀細(xì)窄，不利于多層堆積成形.若比值增大至1 以上，送絲速度相對(duì)焊接速度過(guò)高，導(dǎo)致單位時(shí)間內(nèi)金屬填充量偏多，這將造成焊道變粗和容易發(fā)生熔池塌陷，亦不利于堆積成形.綜上所述，電弧增材6061 鋁合金MIG焊接參數(shù)在送絲速度和焊接速度的比值在0.5～ 1之間，且送絲速度選擇5～ 7 m/min 之間時(shí)可獲得良好焊道形貌.

2.2 微觀組織

堆積微觀組織和力學(xué)性能成形試樣時(shí)，選擇堆積形貌最佳的焊接參數(shù).其中送絲速度為6 m/min，焊接速度為6 mm/s，采用逐層往復(fù)堆積的方式，層數(shù)為60 層.圖3 為堆積成形薄壁件宏觀形貌，圖中可以看出薄壁件起弧端和熄弧端略微坍塌，薄壁件側(cè)壁有明顯的層間條紋特征.薄壁件兩端坍塌是因?yàn)楹附訂⑼r(shí)焊接參數(shù)的非線(xiàn)性變化，焊道首尾部支撐不良而在電弧沖擊下引起的熔池失穩(wěn).

圖3 堆積成形件的宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of deposition

堆積前先對(duì)基板進(jìn)行預(yù)熱，有利于焊絲的充分熔化減少誤差；起弧之前保護(hù)氣提前打開(kāi)，使堆積起弧端焊前被純氬氣充分保護(hù)；電弧熄滅階段，停止送絲并且保護(hù)氣體延遲關(guān)閉，能夠避免多余的焊絲堆積，有利于形成均勻的堆積層；每層堆積結(jié)束后用鋼刷清理焊道表面的黑黃色氧化物，當(dāng)成形件整體溫度降至75 ℃左右時(shí)再進(jìn)行下一道堆積.

圖4 為腐蝕過(guò)后的金相試樣表面，焊道層與層之間的交界處為結(jié)合層，結(jié)合層大致位于下一層堆積對(duì)已堆積焊道的重熔區(qū)域，對(duì)應(yīng)的主要是堆積熔池的底部區(qū)域.截面上，除結(jié)合層外的其余區(qū)域?yàn)槌练e層，沉積層主要對(duì)應(yīng)的是堆積熔池的中上部區(qū)域.如圖4 所示，在亮光照射下，結(jié)合層和沉積層呈現(xiàn)出沿堆積高度方向灰白色帶依次交替的形貌.

圖4 腐蝕后試樣表面Fig.4 Surface of the sample after corrosion

圖5 表示不同區(qū)域金相試樣的微觀組織.從圖中可以發(fā)現(xiàn)，無(wú)論是沉積層還是結(jié)合層都呈現(xiàn)出各種尺寸大小的氣孔多發(fā)的狀態(tài)，但二者的氣孔分布具有不同的特點(diǎn)，這與堆積成形時(shí)熔池不同區(qū)域具有不同的冷卻速率有關(guān).結(jié)合層對(duì)應(yīng)的是熔池底部，靠近已有的冷卻焊道和基板，熱傳導(dǎo)面積大，冷卻速率快，凝固界面上析出的氣體不易逃逸出來(lái)，從而在結(jié)合層形成了數(shù)量多、以小孔為主的密集氣孔分布.而沉積層對(duì)應(yīng)的是熔池中上部，冷卻速率相對(duì)較慢，熔池對(duì)流更充分，更有利于氣體逸出到熔池外，因此沉積層氣孔數(shù)量比結(jié)合層少.部分從結(jié)合層逃逸出來(lái)的小氣泡以及沉積層中析出的氣體，不斷上浮、聚合、長(zhǎng)大，若最終未能從熔池表面逃逸出來(lái)，則被俘獲在沉積層中，形成體積更大、數(shù)量相對(duì)更少的氣泡分布[14].

圖5 試樣上部、中部和下部區(qū)域的微觀組織Fig.5 Microstructure of the upper,middle and lower regions

在試樣下部區(qū)域還出現(xiàn)了“液滴”狀物質(zhì)，這是由于在堆積成形過(guò)程中，當(dāng)焊道的溫度處在共晶溫度與液相線(xiàn)溫度之間時(shí)，材料會(huì)發(fā)生共晶反應(yīng)，造成一種局部“液化”現(xiàn)象[15].相比于其它金屬，鋁合金有著更快的冷卻速率，且電弧增材制造過(guò)程中有著復(fù)雜的熱環(huán)境，因此有更能滿(mǎn)足“液化”現(xiàn)象所需的條件：堆積成形過(guò)程中，若已堆積焊道對(duì)下一層堆積焊道的散熱速率較慢，當(dāng)溫度達(dá)到液化線(xiàn)溫度時(shí)，固態(tài)擴(kuò)散會(huì)使組織中的β 相溶解到α-Al 基體中.在6061 鋁合金的電弧增材制造過(guò)程中，已堆積焊道對(duì)新一層焊道的冷卻速率很快，導(dǎo)致這一過(guò)程會(huì)很快完成，從而使β 相不能完全溶解到α-Al 基體中，當(dāng)溫度達(dá)到共晶反應(yīng)溫度時(shí)，未溶解的β 相會(huì)和α-Al 基體發(fā)生共晶反應(yīng)，形成共晶液相，焊道冷卻后就會(huì)在原β 相位置處形成“液化”現(xiàn)象[16].這種現(xiàn)象一般發(fā)生在堆積成形件的下部區(qū)域.

2.3 力學(xué)性能分析

2.3.1 硬度

硬度試樣的顯微硬度測(cè)試結(jié)果如圖6 所示，由圖可知，隨著堆積高度的增加，成形件整體顯微硬度存在一定的波動(dòng)但變化不大，上、中、下部區(qū)域沉積層的平均顯微硬度值分別為78.3，77.4 和75.4 HV，而結(jié)合層硬度值波動(dòng)更明顯，最低硬度值為67 HV，這是由于結(jié)合層存在氣孔缺陷，導(dǎo)致硬度值下降.對(duì)比全部測(cè)試點(diǎn)發(fā)現(xiàn)，硬度最高出現(xiàn)在最頂端和最底端的沉積層，這是因?yàn)槎逊e開(kāi)始和結(jié)束時(shí)接觸基板和空氣，散熱條件良好，焊道冷卻速度快，顯微組織穩(wěn)定，晶粒細(xì)化導(dǎo)致其硬度略有提高[17].

圖6 顯微硬度Fig.6 Microhardness chart

2.3.2 拉伸性能

如圖1 所示，分別在成形件上中下3 區(qū)域各取5 個(gè)拉伸試樣測(cè)試，測(cè)試結(jié)果計(jì)算平均值如表3 所示.表4 則列出了其它焊接工藝得到6061 鋁合金焊接接頭強(qiáng)度作為對(duì)比[10-13].可以看出，MIG 電弧增材堆積的薄壁件屈服強(qiáng)度會(huì)略低，但抗拉強(qiáng)度高于其它工藝方式.這是因?yàn)?，與其它焊接工藝相比，MIG 電弧增材制造過(guò)程的穩(wěn)定性更差，氣孔缺陷產(chǎn)生的機(jī)率更高，降低了疲勞性能；而電弧增材多層堆積的熱循環(huán)過(guò)程類(lèi)似于對(duì)材料的一個(gè)反復(fù)熱處理，提高了強(qiáng)韌性.由表3 可知，在水平方向上不同區(qū)域的強(qiáng)度沒(méi)有明顯差異，其平均抗拉強(qiáng)度約為

表3 不同位置拉伸性能對(duì)比Table 3 Comparison of tensile properties in different position

表4 不同工藝焊接接頭性能對(duì)比Table 4 Properties comparison of welding joints by different processes

244.3MPa，屈服強(qiáng)度約為123.5 MPa.與水平方向的均值相比，豎直方向上的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均略低，而斷后伸長(zhǎng)率更高.這說(shuō)明MIG 電弧增材制造的6061 鋁合金存在各向異性.

圖7 為堆積成形薄壁件不同區(qū)域的拉伸斷口形貌圖.圖7a，7b 為豎直拉伸的斷裂位置，豎直試樣的斷口一般在結(jié)合層，此處氣孔密集數(shù)量眾多.圖中可以看出豎直斷口處不僅有大量的中小型氣孔，放大后還能看到大量的直徑3 μm 以下的微細(xì)氣孔.相對(duì)地，在圖7c，7d 所示的水平試樣位于沉積層的斷口截面上，表現(xiàn)出數(shù)量相對(duì)更少、但體積卻更大的氣孔分布.此外豎直和水平試樣的斷口表面都均勻分布著細(xì)密的韌窩，這是典型的韌性斷裂特征.電弧增材制造過(guò)程中，由于氫在固液態(tài)鋁中的溶解度差別大，而且鋁材料的導(dǎo)熱率高，熔池冷卻快，熔池中的氫不能及時(shí)逸出，以氣體的形式存在于熔池中形成氣孔，故氣孔缺陷是鋁合金電弧增材制造常見(jiàn)的現(xiàn)象，拉伸試樣的氣孔聚集位置會(huì)引起應(yīng)力集中，更容易造成斷裂[18].

圖7 拉伸試樣斷口形貌Fig.7 Fracture morphology of tensile samples.(a) vertical sample(low);(b) vertical sample(high);(c) horizontal specimen(low);(d) horizontal specimen(high)

通過(guò)變形加工+熱處理的方式可以使多數(shù)氣孔閉合，大幅提高增材制造鋁合金構(gòu)件的疲勞性能[19].MIG 電弧增材制造6061 鋁合金的后處理工藝將在后續(xù)研究中進(jìn)行.

3 結(jié)論

(1) 6061 鋁合金的MIG 電弧增材制造中，當(dāng)送絲速度和焊接速度的比值介于0.5～ 1 之間，且送絲速度在5～ 7 m/min 之間時(shí)，可以獲得良好的多層堆積形貌.

(2) 焊道層與層之間交界處為結(jié)合層，其余區(qū)域?yàn)槌练e層，結(jié)合層和沉積層呈現(xiàn)出沿堆積高度方向灰白色帶依次交替的形貌，并都呈現(xiàn)出各種尺寸大小的氣孔多發(fā)的狀態(tài).下部區(qū)域成形過(guò)程中溫度更快達(dá)到共晶溫度，會(huì)使β 相來(lái)不及溶解與α-Al 基體發(fā)生共晶反應(yīng)，形成“液化”現(xiàn)象.

(3) 沿著堆積方向硬度變化不大，結(jié)合層硬度低于沉積層，且硬度波動(dòng)性更大.不同區(qū)域水平方向強(qiáng)度差異不大，豎直和水平方向斷后伸長(zhǎng)率分別為22.6%和18%，成形件的力學(xué)性能存在各向異性.