超聲振動(dòng)對CMT電弧增材制造鋁合金組織與性能的影響

張?bào)K俊， 邢彥鋒， 曹菊勇

(上海工程技術(shù)大學(xué) 機(jī)械與汽車工程學(xué)院， 上海 201620)

增材制造(Additive manufacturing, AM)是將金屬熔化再逐層堆積成工件的新型制造工藝，具有材料利用率高、復(fù)雜結(jié)構(gòu)直接成型等優(yōu)點(diǎn),已被應(yīng)用于航天航空及軍工領(lǐng)域[1]。冷金屬過渡(Cold metal transfer, CMT)焊作為一種新型焊接工藝，具有焊接過程中弧長控制較為精確，熱輸入量小、飛濺少等工藝特點(diǎn)，適用于鋁合金等低熔點(diǎn)金屬的增材制造[2]。然而，電弧增材制造(Wire arc additive manufacturing, WAAM)過程中會(huì)出現(xiàn)的氣孔、裂紋、晶粒粗大等缺陷，會(huì)降低材料的力學(xué)性能。目前主要有引入顆粒[3]、工藝優(yōu)化[4]、焊后熱處理[5]、機(jī)械處理[6]以及超聲振動(dòng)輔助等方法來減少缺陷。Zhang等[7]利用工作臺(tái)振動(dòng)實(shí)現(xiàn)了高強(qiáng)度鋁合金的增材制造，發(fā)現(xiàn)隨著振動(dòng)增強(qiáng)，熔池產(chǎn)生強(qiáng)烈攪拌作用，細(xì)化晶粒、減少氣孔、降低孔隙率，提高拉伸性能。何智等[8]發(fā)現(xiàn)超聲沖擊使得鈦合金沉積層內(nèi)的粗大柱狀晶轉(zhuǎn)化為細(xì)小等軸晶粒，各向異性減小。陳偉等[9]研究了不同層間溫度下超聲振動(dòng)對電弧增材制造Cu-8Al-2Ni-2Fe-2Mn合金組織及力學(xué)性能的影響。Yuan等[10]發(fā)現(xiàn)高強(qiáng)度超聲波的引入有效地中斷了激光線材增材制造中pre-β晶體的外延生長趨勢，削弱了pre-β晶體的織構(gòu)強(qiáng)度，從而細(xì)化晶粒。Jian等[11]發(fā)現(xiàn)超聲振動(dòng)在熔體中產(chǎn)生的空化效應(yīng)促進(jìn)了鋁合金液相線溫度附近熔體的異質(zhì)形核。

目前眾多學(xué)者對超聲振動(dòng)電弧增材制造不同材料進(jìn)行了研究，而對于影響超聲振動(dòng)產(chǎn)生的能量，諸如頻率、振幅、距焊縫距離等參數(shù)的研究較少。因此本文以CMT電弧增材制造工藝作為基礎(chǔ)，以4043鋁合金作為試驗(yàn)對象，在電弧增材制造過程中對基板施加超聲振動(dòng)，研究了振幅對電弧增材制造鋁合金中微觀組織及力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)基板選用6061-T6鋁合金板材，尺寸為200 mm×200 mm×6 mm。填充材料選用ER4043鋁硅焊絲，直徑為φ1.2 mm，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 ER4043鋁硅焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

焊接前，用砂紙打磨基板以去除表面氧化膜，并用酒精去除表面污漬。CMT電弧增材制造系統(tǒng)由Fronius CMT TPS4000焊接系統(tǒng)和6軸KUKA機(jī)器人組成。保護(hù)氣體為純氬氣(99.99%)，氣體流速為20 L/min，層間等待時(shí)間為60 s。超聲波振動(dòng)頭的振動(dòng)頻率為20.1 kHz，振動(dòng)頭的直徑為φ12 mm，具體焊接參數(shù)如表2所示。本次試驗(yàn)使超聲振動(dòng)頭對基板直接振動(dòng)，振動(dòng)頭距離焊縫105 mm，具體如圖1所示。

表2 超聲振動(dòng)輔助焊接的工藝參數(shù)

使用Keller試劑(95 mL H2O+2.5 mL HNO3+1.5 mL HCl+1.0 mL HF)對拋光后的樣品橫截面進(jìn)行30 s的腐蝕。使用Leica光學(xué)顯微鏡分析焊接接頭的顯微組織。在本研究中，氣孔尺寸以及孔隙率是通過金相試樣的顯微切片進(jìn)行測量的，截取試樣中間80 mm×60 mm 的部分，對直徑大于0.1 mm的氣孔使用Image pro plus軟件進(jìn)行檢測。使用萬能試驗(yàn)機(jī)對截取的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣(見圖1)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm/min。

圖1 試驗(yàn)平臺(tái)示意圖Fig.1 Schematic diagram of test platform

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 超聲振動(dòng)對微觀組織的影響

CMT電弧增材制造堆積試樣的微觀組織如圖2所示。圖2(a)為未使用超聲振動(dòng)輔助的試樣，其組織中存在大量柱狀晶，晶粒細(xì)而長，且有連續(xù)生長的現(xiàn)象。由于在焊接過程中溫度梯度過大，組織中存在大量的樹枝結(jié)構(gòu)，富鋁硅共晶組織大量存在于樹枝晶結(jié)構(gòu)間隙中。在沒有超聲振動(dòng)的情況下產(chǎn)生的鋁硅共晶組織主要以長條狀形式出現(xiàn)。觀察發(fā)現(xiàn)，在熔合線附近存在大量柱狀晶以及少量等軸晶粒，且柱狀晶穿越熔合線進(jìn)行生長，平均晶粒大小為30.2 μm，最大晶粒尺寸可達(dá)102.0 μm。圖2(b)為施加振幅為25 μm的超聲振動(dòng)輔助的試樣，其微觀組織由大量等軸晶粒組成，同時(shí)隨機(jī)分布了少量柱狀晶粒。

圖2 增材制造試樣的微觀組織(a)未施加超聲振動(dòng)輔助；(b)施加振幅為25 μm的超聲振動(dòng)輔助Fig.2 Microstructure of the additive manufactured specimens (a) without ultrasonic vibration； (b) ultrasonic vibration assisted with amplitude of 25 μm

對于使用超聲振動(dòng)輔助的試樣，圖3分析了振幅為20 μm時(shí)試樣的焊縫頂端以及熔合線附近區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)。在焊接過程中，熔覆金屬使得焊縫下方金屬發(fā)生熔化，在層與層之間形成明顯的熔合線。圖3(a)所示試樣焊縫頂部的顯微組織，可以看出，焊縫頂部微觀組織主要由細(xì)長的柱狀晶粒構(gòu)成。由于焊接過程中溫度梯度較大，且位于頂部的晶粒距離基板較遠(yuǎn)，其冷卻速率較慢，導(dǎo)致晶粒呈柱狀。圖3(b)所示為單層焊縫中間部分的顯微組織，主要由大量等軸晶粒以及少量枝晶組成，且在富鋁硅共晶組織附近的等軸晶粒更為細(xì)小。在超聲振動(dòng)的作用下，富鋁硅共晶組織以球狀顆粒形式出現(xiàn)。圖3(c)為熔合線處的顯微組織，熔合線下方的等軸晶粒在熱輸入的作用下長大，平均晶粒尺寸為24.3 μm。熔合線上方的晶粒以細(xì)小的等軸晶粒組成，平均晶粒尺寸為9.2 μm，總體較未使用超聲振動(dòng)輔助的堆積試樣平均晶粒尺寸下降了22.5%。圖3(d)為增材制造中間層的顯微組織，受到下一層熔覆時(shí)熱輸入的影響，等軸晶粒長大。

圖3 超聲振動(dòng)輔助增材制造試樣的微觀組織 (振幅20 μm)(a)焊縫頂部;(b)單層焊縫中部;(c)熔合線處;(d)中間層Fig.3 Microstructure of the WAAM specimen with ultrasonic vibration assistance (amplitude of 20 μm)(a) top of the weld; (b) middle of single layer weld; (c) fusion line; (d) middle layer

在距離基板20 mm的位置截取試樣進(jìn)行平均晶粒大小的測量，結(jié)果如圖4所示。未施加超聲振動(dòng)的試樣，其焊縫內(nèi)部的平均晶粒尺寸為30.2 μm。在超聲振動(dòng)的作用下試樣的平均晶粒大小明顯降低，但隨著振幅增大，平均晶粒尺寸呈現(xiàn)先減小后增大的趨勢。當(dāng)振幅為20 μm時(shí)，平均晶粒尺寸為18.2 μm。當(dāng)振幅為25 μm時(shí)，平均晶粒尺寸為15.4 μm，而當(dāng)振幅為28 μm時(shí)，平均晶粒大小增大至24.6 μm。

圖4 增材制造試樣的平均晶粒尺寸Fig.4 Average grain size of the additive manufactured specimens

超聲振動(dòng)促進(jìn)熔池內(nèi)部攪拌，正在長大的枝晶在空化作用產(chǎn)生的高溫高壓下破碎，并被隨機(jī)分散至熔池內(nèi)部形成新的成核點(diǎn)，從而增大形核率，細(xì)化了晶粒。同時(shí)，固相與液相之間的界面在聲流效應(yīng)的影響下趨于不穩(wěn)定，部分粗大柱狀晶粒在高聲流的作用下破碎，因此存在柱狀晶粒周圍隨機(jī)分布等軸晶粒的現(xiàn)象。熔池中的氣泡在空化效應(yīng)的作用下長大、破裂，使附近熔體發(fā)生劇烈流動(dòng)，并產(chǎn)生高溫、高壓。這有利于晶核的形成，并抑制枝晶生長，亦能使晶粒細(xì)化。但隨著振幅增加，超聲波在介質(zhì)產(chǎn)生的能量也就越高，熱輸入的增高促使熔池內(nèi)部的冷卻速度減緩，導(dǎo)致晶粒粗化。

2.2 超聲振動(dòng)對氣孔的影響

鋁合金WAAM過程中主要的氣孔為氫氣孔，氫元素主要來源于鋁基板表面、焊絲以及保護(hù)氣氛圍[12]。圖5所示為焊縫中氣孔的宏觀照片，可以看出，未施加超聲振動(dòng)輔助的焊縫表面氣孔較少，其氣孔均位于焊縫下方。而施加超聲振動(dòng)輔助的試樣焊縫表面積聚了較多氣孔，且大多聚集于焊縫中線處，氣孔平均尺寸為0.3 mm，最大氣孔尺寸可達(dá)0.8 mm。

圖5 增材制造試樣焊縫淺表面處氣孔的宏觀形貌(a)未施加超聲振動(dòng)輔助；(b)施加振幅為20 μm的超聲振動(dòng)輔助Fig.5 Macromorphologies of the pores on the weld surface of the additivel manufactured specimens(a) without ultrasonic vibration； (b) ultrasonic vibration assisted with amplitude of 20 μm

氣孔的形成包括成核、漂浮以及成長3個(gè)過程。隨著凝固的進(jìn)行，由于固相區(qū)與液相區(qū)氫元素溶解度的不同，在凝固過程中存在于熔池內(nèi)部的氫元素不斷從固相區(qū)相液相區(qū)轉(zhuǎn)移。在結(jié)晶過程中，氫元素會(huì)在富鋁硅共晶組織附近聚集，隨著熔池內(nèi)氫濃度不斷增加，當(dāng)液相區(qū)不能維持過飽和狀態(tài)時(shí)，氣泡隨之產(chǎn)生。由于鋁的熱傳導(dǎo)能力強(qiáng)，熔池冷卻速度過快，氣泡不能及時(shí)從焊縫表面逸出，致使焊縫內(nèi)部存在大量氣孔。當(dāng)施加超聲振動(dòng)輔助后，超聲波在熔池中傳播，空化作用促進(jìn)氣泡的形成與長大，當(dāng)聲壓達(dá)到一定值時(shí)，氣泡發(fā)生崩潰，附近熔體發(fā)生劇烈流動(dòng)，產(chǎn)生高溫及高壓促使晶核的形成，抑制枝晶生長。超聲振動(dòng)過程引起熔池?cái)嚢瑁龠M(jìn)氣泡向焊縫表面逸出[12]。在圖5(b)中，焊縫淺表面處積聚的氣孔現(xiàn)象可以解釋為在超聲波的促進(jìn)下，微小氣泡向上逸出，但由于熔池冷卻速度過快，來不及完全逸出，滯留在焊縫淺表面處，如圖6所示，氣泡在向上逸出的過程中，小氣泡可能會(huì)融合成大氣泡，在空化作用下破裂。在下一層熔覆時(shí)，熔覆金屬會(huì)使焊縫下方金屬熔化，大部分氣孔會(huì)被消除，只留下一些距離焊縫表面較遠(yuǎn)的氣孔。

圖6 施加超聲振動(dòng)輔助時(shí)熔池內(nèi)部氣孔逸出過程示意圖Fig.6 Schematic diagram of the escaping process of pores from molten pool with ultrasonic vibration assistance

圖7所示為施加不同振幅的超聲振動(dòng)輔助試樣中氣孔的宏觀形貌?？梢钥闯?，在引入超聲振動(dòng)輔助之后，試樣內(nèi)部的氣孔數(shù)量以及大小均有明顯減少。當(dāng)振幅為20 μm時(shí)，雖然氣孔已經(jīng)大幅減少，但仍有個(gè)別粗大氣孔存在。當(dāng)振幅為25 μm時(shí)，粗大氣孔幾乎不存在，最大氣孔尺寸僅為0.4 mm。當(dāng)振幅為28 μm時(shí)，氣孔數(shù)量有所增加，最大尺寸為1.2 mm。當(dāng)振幅超過30 μm時(shí)，超聲振動(dòng)產(chǎn)生的拉應(yīng)力大于焊縫未完全凝固狀態(tài)下所能承受的最大抗拉強(qiáng)度時(shí)，焊縫發(fā)生崩裂。

圖7 施加不同振幅超聲振動(dòng)輔助試樣的宏觀氣孔形貌Fig.7 Macromorphologies of the pores in the specimens ultrasonic vibration assisted with different amplitudes(a)未施加(without ultrasonic vibration)； (b) 20 μm； (c) 25 μm； (d) 28 μm

圖8所示為施加不同振幅的超聲振動(dòng)輔助試樣中的氣孔數(shù)量及孔隙率。可以看出，在引入超聲振動(dòng)輔助后，氣孔數(shù)量減少了80%～91%，且孔隙率也明顯降低。當(dāng)振幅為20 μm時(shí)，氣孔數(shù)量及孔隙率均降至最低，氣孔數(shù)量相較于未施加超聲振動(dòng)的試樣降低了90%。但當(dāng)振幅達(dá)到28 μm時(shí)，氣孔數(shù)量較振幅為25 μm的試樣有明顯提高。這是因?yàn)槿鄢貎?nèi)部聲壓隨著振幅的增大而逐漸增大，當(dāng)聲壓達(dá)到空閥值時(shí)，分子之間的距離超過極限值，液態(tài)金屬介質(zhì)結(jié)構(gòu)完整性遭到破壞，從而形成孔洞[13]。

圖8 施加不同振幅超聲振動(dòng)輔助試樣的氣孔數(shù)量及孔隙率Fig.8 Number and porosity of pores in the specimens ultrasonic vibration assisted with different amplitudes

2.3 超聲振動(dòng)對力學(xué)性能的影響

圖9所示為施加不同振幅的超聲振動(dòng)輔助試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及斷后伸長率?？梢钥闯?，孔隙率的減少以及晶粒的細(xì)化使得抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度提高了8.2%～16.3%。隨超聲振幅的增加，試樣抗拉強(qiáng)度呈先升高再降低的趨勢。當(dāng)振幅為25 μm時(shí)，水平方向平均抗拉強(qiáng)度可達(dá)到135.2 MPa。但是當(dāng)振幅為28 μm時(shí)，其抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度明顯降低，這與其晶粒變大以及存在的粗大氣孔有關(guān)。通過計(jì)算發(fā)現(xiàn)，在施加超聲振動(dòng)后，試樣抗拉強(qiáng)度的各向異性從4.4%降至3.1%。各向異性的減少主要是因?yàn)橹鶢罹Я＾D(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒，其水平方向上的晶粒尺寸與垂直方向上的晶粒尺寸基本相同。但隨著振幅的增加，當(dāng)振幅為28 μm時(shí)，各向異性上升至6.3%，這與其內(nèi)部存在的氣孔以及晶粒粗化有關(guān)。從圖9(c)可以看出，與未施加超聲振動(dòng)試樣相比，施加超聲振動(dòng)輔助試樣在平行于熔覆方向上的斷后伸長率有所降低，最多下降了43.1%。垂直于熔覆方向的試樣其斷后伸長率由5.8%提升至9.3%，但隨著振幅的增加，其斷后伸長率也不斷減小。導(dǎo)致斷后伸長率發(fā)生變化的因素有：在施加超聲振動(dòng)后，豎直向上生長的柱狀晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶粒，晶粒尺寸的減小導(dǎo)致晶界的增多，為裂紋的擴(kuò)展提供了路徑；氣孔在平行于豎直方向上的不同分布形式也會(huì)引起斷后伸長率發(fā)生變化。

圖9 施加不同振幅超聲振動(dòng)輔助試樣的力學(xué)性能(a)抗拉強(qiáng)度；(b)屈服強(qiáng)度；(c)斷后伸長率Fig.9 Mechanical properties of the specimens ultrasonic vibration assisted with different amplitudes(a) tensile strength; (b) yield strength; (c) elongation

3 結(jié)論

1) 施加于基板的超聲振動(dòng)引起熔池?cái)噭?dòng)，焊縫中的柱狀晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小等軸晶粒。當(dāng)振幅為25 μm時(shí)，平均晶粒尺寸為15.4 μm。隨著振幅增加，超聲波在介質(zhì)產(chǎn)生的能量也就越高，熱輸入的增高促使熔池內(nèi)部的冷卻速度減緩，導(dǎo)致晶粒粗化。

2) 超聲振動(dòng)的空化及聲流效應(yīng)使熔池中的氣泡崩潰或向焊縫表面逸出，試樣中氣孔尺寸減小，孔隙率減少。但隨著振幅的加大，當(dāng)聲壓達(dá)到空閥值時(shí)，液態(tài)金屬介質(zhì)結(jié)構(gòu)完整性遭到破壞，從而形成孔洞。當(dāng)振幅為25 μm時(shí)，氣孔數(shù)量最低，與未使用超聲振動(dòng)的試樣相比，氣孔數(shù)量減少了90%。

3) 施加超聲振動(dòng)輔助使試樣的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度提高了8.2%～16.3%，抗拉強(qiáng)度的各向異性由原先的4.4%降至3.1%，但隨著振幅的逐漸加大，各向異性逐漸增大。斷后伸長率的各向異性隨著振幅的增加而逐漸減小。