Invar合金超聲頻脈沖電弧增材修復(fù)界面組織特征

曾才有，于杰琳，張世偉，萬(wàn)曉慧，齊鉑金，從保強(qiáng)

1.北京航空航天大學(xué)，北京 100191

2.中國(guó)航空制造技術(shù)研究院航空焊接與連接技術(shù)航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100024

Ⅰnvar 合金（Fe-36wt.%Ni）具有與樹(shù)脂基復(fù)合材料相近的低熱膨脹系數(shù)（0.5～2.5/℃），可避免因膨脹系數(shù)差異所導(dǎo)致的型面超差與尺寸精度超差等問(wèn)題，國(guó)內(nèi)外航空制造領(lǐng)域已普遍采用Ⅰnvar合金用于制造復(fù)合材料熱壓模具[1]。在Ⅰnvar 合金成形模具實(shí)際使用過(guò)程中常出現(xiàn)磕碰傷以及氣孔增加、裂紋、接觸面磨損等缺陷，上述缺陷極易導(dǎo)致Ⅰnvar合金成形模具自身精度達(dá)不到設(shè)計(jì)要求，進(jìn)而使得模具壽命顯著縮短，甚至報(bào)廢?？紤]到Ⅰnvar合金成形模具的加工生產(chǎn)難度大并且成本高，為延長(zhǎng)模具的使用壽命，降低模具生產(chǎn)成本，亟須針對(duì)不滿足設(shè)計(jì)使用要求的Ⅰnvar合金成形模具開(kāi)展修復(fù)再制造技術(shù)的基礎(chǔ)研究。

目前，針對(duì)Ⅰnvar 鋼成形模具修復(fù)技術(shù)的研究相對(duì)較少。而且公開(kāi)報(bào)道的Ⅰnvar 鋼成形模具修復(fù)方法是基于激光粉末沉積的修復(fù)技術(shù)。南京航空航天大學(xué)占小紅團(tuán)隊(duì)采用激光熔化沉積技術(shù)開(kāi)展了Ⅰnvar合金修復(fù)研究[2]。結(jié)果表明，隨著熱輸入的提高，晶粒的平均尺寸增大，當(dāng)達(dá)到一定熱積累水平后，沉積層晶粒組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。但是研究過(guò)程中發(fā)現(xiàn)，在激光熔化沉積修復(fù)的Ⅰnvar合金模具構(gòu)件中存在有孔隙缺陷，主要分為兩類：一類是由未熔合導(dǎo)致的孔隙；另一類是由于保護(hù)氣體未能逃逸形成的氣孔。上海大學(xué)Chen Chaoyue[3]團(tuán)隊(duì)采用冷噴涂工藝進(jìn)行Ⅰnvar合金增材制造試驗(yàn)。結(jié)果表明，在氮?dú)獗Ｗo(hù)氛圍下采用冷噴涂制備Ⅰnvar 合金可獲得比傳統(tǒng)鑄造和激光增材制造更低的熱膨脹系數(shù)（25～200/℃，1.53×10-6/℃），采用相同工藝在氦氣保護(hù)氛圍下，所制備的Ⅰnvar 合金表現(xiàn)為負(fù)熱膨脹行為，并歸因于成形過(guò)程中引入的殘余壓應(yīng)力（272MPa）。伯明翰大學(xué)Qiu Chunlei等[4]采用激光選區(qū)熔融制備了Ⅰnvar合金，并發(fā)現(xiàn)氣孔和裂紋缺陷無(wú)法完全避免，且缺陷敏感性隨著激光功率增大而增強(qiáng)，顯微組織結(jié)果表明，所制備的Ⅰnvar 合金基體為粗大的γ柱狀晶，晶界分布有α析出相。

由于激光粉末沉積采用金屬粉末作為原材料，設(shè)備成本昂貴，成本相對(duì)較高；同時(shí)設(shè)備粉末沉積工作室需要惰性氣體保護(hù)氛圍，從而大大限制了可修復(fù)成形模具的尺寸規(guī)格[5]。電弧熔絲增材修復(fù)再制造技術(shù)以焊接電弧作為熱源，絲材作為填充材料，通過(guò)層層堆積的方式實(shí)現(xiàn)對(duì)受損部位的再修復(fù)，具有成本低廉、設(shè)備簡(jiǎn)單、沉積效率高、可修復(fù)大尺寸構(gòu)件等突出優(yōu)點(diǎn)[6]。近年來(lái)，對(duì)增材修復(fù)電弧進(jìn)行高頻脈沖或超聲能量的耦合，利用其獨(dú)特的“高頻效應(yīng)”或超聲振動(dòng)作用于熔池流動(dòng)及液態(tài)金屬凝固的過(guò)程，進(jìn)而獲得焊縫晶粒細(xì)化、組織均勻、缺陷減少的顯著效果被廣泛認(rèn)同[7-8]。其為Ⅰnvar合金成形模具低成本、高效高質(zhì)修復(fù)提供了新的選擇。

本研究采用電弧增材修復(fù)工藝對(duì)Ⅰnvar 合金進(jìn)行單層單道熔覆試驗(yàn)，對(duì)比研究了超聲頻脈沖（UFP）電弧和普通直流電弧對(duì)重熔界面的微觀組織和顯微硬度分布的影響，為Ⅰnvar 合金成形模具高效高質(zhì)電弧增材修復(fù)工藝開(kāi)發(fā)提供理論參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

本研究所使用的Ⅰnvar 合金電弧熔絲修復(fù)系統(tǒng)平臺(tái)主要包括：超聲頻脈沖GTAW 電源（北京航空航天大學(xué)-HPⅤP 550）、TBi AT 420S 焊槍系統(tǒng)、ABB ⅠRB1410 機(jī)器人、Fronius KD 7000 送絲系統(tǒng)和氣體保護(hù)系統(tǒng)。采用直徑3.2mm的鎢極作為電極，保護(hù)氣為純度為99.9992%的高純氬氣，氣體流量為20L/min。試驗(yàn)用基板為4J36 Ⅰnvar 合金板，尺寸為300mm×300mm×24.5mm。使用前通過(guò)機(jī)械打磨以去除氧化層。填充金屬選用直徑為1.15mm的Ⅰnvar 36絲材?；迮c絲材的合金成分見(jiàn)表1（wt%為質(zhì)量分?jǐn)?shù)）。

表1 基板和絲材合金成分（wt%）Table 1 Composition of substrate and wire（wt%）

本研究設(shè)置了兩種不同電弧電流模式對(duì)比試驗(yàn)，分別為超聲頻脈沖電弧模式和常規(guī)直流電弧模式，兩組試驗(yàn)電弧電流波形如圖1 所示。其中，超聲頻脈沖電弧熔覆工藝參數(shù)為：基值電流Ib1為70A，峰值電流Ib2為258A，低頻脈沖頻率fb為2Hz，超聲頻脈沖電流Ip為60A，超聲頻脈沖頻率fp為40kHz，送絲速度vf為3m/min，運(yùn)動(dòng)速度vw為100mm/min。同時(shí)，直流電弧試驗(yàn)作為對(duì)照組，直流電弧主要工藝參數(shù)為：直流幅值I為225A，送絲速度vf為3m/min，運(yùn)動(dòng)速度vw為100mm/min。電弧熔覆前采用電弧掃描方式對(duì)基板進(jìn)行預(yù)熱，將基板溫度控制在200℃左右，隨后進(jìn)行電弧熔絲沉積。熔覆層長(zhǎng)度為100mm。

采用線切割對(duì)電弧熔覆樣品進(jìn)行顯微組織表征樣品切取，通過(guò)體式顯微鏡對(duì)電弧熔覆金屬進(jìn)行宏觀形貌觀察。對(duì)電弧熔覆樣品截面進(jìn)行機(jī)械磨拋，然后采用10vol%（體積分?jǐn)?shù)）的硝酸酒精溶液對(duì)樣品侵蝕2min。通過(guò)ZEⅠSS Scope.A1 光學(xué)顯微鏡和JEOL JSM 7100F 場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（SEM）對(duì)重熔界面附近區(qū)域顯微組織進(jìn)行觀察。使用ⅠNNOⅤATEST FALCON 500型硬度計(jì)對(duì)焊接接頭進(jìn)行顯微維氏硬度測(cè)試，加載力1.96N，保載時(shí)間10s。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 宏觀成形

不同模式電弧熔覆層截面宏觀形貌如圖2 所示。兩種電弧模式都可以獲得平直且表面光滑平整的熔覆層金屬。但從截面視圖可以看出，采用超聲頻脈沖電弧獲得的熔覆層更加規(guī)則對(duì)稱。超聲頻脈沖有助于提高電弧形態(tài)和熔滴過(guò)渡的穩(wěn)定性，因此，有利于成形過(guò)程穩(wěn)定。熔覆金屬可分為兩個(gè)典型的重熔金屬區(qū)域：其一是位于下部的重熔母材金屬區(qū)，在預(yù)熱過(guò)程中形成；其二是位于上部的重熔填充金屬區(qū)，在熔覆過(guò)程中形成。因此，存在兩個(gè)典型的界面：一是重熔母材金屬與基板之間的界面，本文定義為重熔界面；二是重熔填充金屬與重熔母材金屬之間的熔合界面。

對(duì)熔覆金屬的重熔區(qū)寬度w、余高h(yuǎn)、潤(rùn)濕角θ、熔深d的4 個(gè)特征尺寸進(jìn)行測(cè)量統(tǒng)計(jì)，各特征值測(cè)量依據(jù)如圖2（a）所示，統(tǒng)計(jì)值見(jiàn)表2。從結(jié)果可以看出，兩種電弧模式獲得的成形幾何特征相差不大。熔深分別達(dá)到2.7mm 和2.8mm。

表2 電弧熔覆金屬特征尺寸Table 2 Characteristic sizes of deposited metals

電弧熔絲沉積熱輸入量Q可根據(jù)式（1）計(jì)算得到

式中，熱效率系數(shù)η=0.6；平均電壓-U= 11V；-I為平均電流；對(duì)于超聲頻脈沖電弧；-I可根據(jù)式（2）計(jì)算得到

根據(jù)式（1）和式（2），超聲頻脈沖電弧和直流電弧熔絲沉積熱輸入分別為768J/mm 和891J/mm。以上結(jié)果說(shuō)明，通過(guò)引入超聲頻脈沖電流，可在更低的熱輸入量條件（降低）下獲得與常規(guī)直流電弧相當(dāng)?shù)娜凵睢?/p>

2.2 微觀組織

Ⅰnvar合金基板微觀組織如圖3所示?；迥覆幕w組織為奧氏體γ(Fe,Ni)等軸晶，為典型的熱-力加工態(tài)組織。奧氏體平均晶粒尺寸為42.5μm±18.9μm。金相結(jié)果中未觀察到明顯的第二相組織。

超聲頻脈沖電弧熔覆層各區(qū)域微觀組織如圖4 所示。重熔填充金屬中部區(qū)域?yàn)槿鶢钪ЫY(jié)構(gòu)。枝晶主干呈長(zhǎng)條狀，沿著最大溫度梯度方向擇優(yōu)排列。二次枝晶臂之間充滿了晶間第二相（深色）。填充金屬/重熔母材熔合界面兩側(cè)區(qū)域都由胞狀晶構(gòu)成，胞狀晶晶界處為連續(xù)的網(wǎng)狀第二相組織。重熔填充金屬區(qū)胞狀晶尺寸呈現(xiàn)梯度變化，即靠近熔合界面為細(xì)晶，平均晶粒尺寸約5μm，隨著熔合界面距離增大，晶粒尺寸逐漸增大，并逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?。相較而言，重熔母材區(qū)胞狀結(jié)構(gòu)形態(tài)更加均勻且更具有等軸特征。重熔母材區(qū)大部分由胞狀晶構(gòu)成，平均晶粒尺寸為12.6μm±3.5μm。位于重熔界面附近的重熔母材主要由短棒狀的胞狀晶構(gòu)成。受電弧熱影響，靠近重熔界面的奧氏體γ(Fe,Ni)晶粒發(fā)生顯著粗化，平均晶粒尺寸約200μm。距重熔界面距離逐漸增大，晶粒粗化程度逐漸降低，熱影響區(qū)晶粒為部分粗化的奧氏體晶粒和少量細(xì)晶。此時(shí)觀察到的組織結(jié)構(gòu)與已報(bào)道的激光熔覆Ⅰnvar 合金的組織結(jié)構(gòu)十分相似[9-10]。

直流電弧熔覆金屬各區(qū)域微觀組織如圖5所示。重熔填充金屬中部區(qū)域?yàn)槿鶢钪ЫY(jié)構(gòu)。枝晶主干沿著最大溫度梯度方向擇優(yōu)排列。填充金屬/重熔母材熔合界面兩側(cè)區(qū)域都由胞狀晶構(gòu)成，重熔母材區(qū)胞狀結(jié)構(gòu)更具有等軸特征。重熔母材區(qū)由胞狀晶構(gòu)成，胞狀晶平均晶粒尺寸為11.8μm±4.7μm，與超聲頻脈沖電弧獲得的胞狀晶尺寸相當(dāng)。在重熔界面附近，重熔母材區(qū)完全由長(zhǎng)條的柱狀晶構(gòu)成。相較而言，超聲頻脈沖電弧工藝在重熔界面附近區(qū)域可獲得更加細(xì)小的短棒狀晶粒，說(shuō)明超聲頻脈沖對(duì)重熔組織具有抑制柱狀晶凝固生長(zhǎng)、細(xì)化晶粒的效果。直流電弧導(dǎo)致熱影響區(qū)由顯著粗化的奧氏體晶粒組成，隨著與母材距離逐漸減小，奧氏體晶粒尺寸逐漸減小。

對(duì)超聲頻脈沖電弧重熔母材區(qū)的胞狀結(jié)構(gòu)進(jìn)行掃描電鏡觀察和能譜分析，結(jié)果如圖6所示。根據(jù)能譜分析結(jié)果可知，胞狀組織存在較顯著的Ni元素偏聚。胞狀結(jié)構(gòu)中網(wǎng)狀分布的晶界第二相為富Ni區(qū)，而胞狀晶內(nèi)部為貧Ni區(qū)。定量元素能譜分析結(jié)果表明，胞狀晶內(nèi)部Ni元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為31wt%，晶界第二相Ni元素含量高達(dá)39wt%。

由凝固原理可知，胞狀晶的形成與成分過(guò)冷密切相關(guān)[11]。當(dāng)平面狀固液界面存在局部凸起部分，且溶質(zhì)原子沿凸起前沿方向擴(kuò)散比向兩側(cè)擴(kuò)散更快時(shí)，導(dǎo)致凸起兩側(cè)溶質(zhì)原子濃度更高，則將降低兩側(cè)平衡結(jié)晶溫度，使兩側(cè)過(guò)冷度減小，固液界面向兩側(cè)推進(jìn)速度小于向凸起前沿方向推進(jìn)速度，進(jìn)而導(dǎo)致局部凸起沿特定方向越長(zhǎng)越大，兩側(cè)形成狹窄的高濃度溶質(zhì)原子區(qū)域（網(wǎng)狀第二相），最終形成胞狀晶結(jié)構(gòu)。

不同電流模式下電弧熔覆金屬重熔界面附近區(qū)域典型成形缺陷如圖7所示。超聲頻脈沖電弧重熔金屬區(qū)粗大柱狀晶晶界結(jié)合良好，未觀察到明顯的成形缺陷。直流電弧導(dǎo)致重熔金屬區(qū)柱狀晶晶界處可觀察到大量微米尺度裂紋。Ⅰnvar合金熱導(dǎo)率較低且液態(tài)金屬流動(dòng)性較差，易引發(fā)晶界熱裂紋等缺陷。有些學(xué)者針對(duì)Ⅰnvar 合金焊接熱裂紋產(chǎn)生原因進(jìn)行了分析研究[12-13]。Ⅰnvar鋼焊縫區(qū)晶粒界面附近容易聚集中低熔點(diǎn)的共晶組織，降低了晶界強(qiáng)度，提高了晶間熱裂紋傾向。在焊縫金屬凝固后期，晶粒既會(huì)被連續(xù)的液態(tài)薄膜分隔開(kāi)，又存在固相網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的相互抵觸作用，因而在熱應(yīng)力的作用下極易產(chǎn)生熱裂紋[14]。

在獲得相同熔覆效果的前提下，通過(guò)超聲頻脈沖電弧可顯著降低熱輸入，有利于抑制熱裂紋的產(chǎn)生。另外，超聲頻脈沖電弧可引發(fā)“高頻超聲”效應(yīng)，有效促進(jìn)熔池?cái)噭?dòng)，促進(jìn)溶質(zhì)均勻分布，減少晶界共晶組織，進(jìn)而抑制熱裂紋或氣孔等缺陷產(chǎn)生。

2.3 顯微硬度

電弧熔覆金屬各區(qū)域顯微硬度分布如圖8 所示。母材平均顯微硬度為HⅤ（142±10）。電弧熔覆金屬顯微硬度較母材有所降低。兩種電弧電流模式下，重熔填充金屬區(qū)的平均硬度相當(dāng)，平均硬度約為HⅤ135。相比母材，重熔金屬顯微硬度降低的主要原因有：首先，重熔金屬經(jīng)歷了熔化+凝固過(guò)程，相比母材熱-力加工態(tài)組織，平均晶粒尺寸有所增大，尤其是長(zhǎng)條狀柱狀晶和枝晶，多柱或多枝平行排列，形成大面積集束結(jié)構(gòu)，且具有強(qiáng)烈的擇優(yōu)取向性；其次，重熔組織在凝固過(guò)程中存在顯著的元素偏析，導(dǎo)致大量第二相產(chǎn)生，降低了奧氏體基體的元素固溶度程度，導(dǎo)致基體強(qiáng)度降低。

直流電弧重熔母材區(qū)平均硬度達(dá)到HⅤ（135±12），與重熔填充金屬區(qū)硬度相當(dāng)。相較而言，超聲頻脈沖電弧制備的重熔母材區(qū)硬度相對(duì)更低，平均硬度為HⅤ(130±18)。從微觀組織表征結(jié)果可知，兩種電弧模式導(dǎo)致重熔母材區(qū)都由胞狀晶構(gòu)成，且胞狀晶平均晶粒尺寸相當(dāng)，可排除由晶粒尺寸差異引發(fā)的硬度差異。據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道，Ⅰnvar合金熔覆金屬中易產(chǎn)生γ'(Fe,Ni)相和FeNi3等析出相，可強(qiáng)化基體，直流電弧熔覆金屬硬度值更高，可能由析出相含量更高引起。但是，富Ni 析出相的產(chǎn)生會(huì)消耗基體中的Ni 元素，將對(duì)合金Ⅰnvar效應(yīng)產(chǎn)生不利影響[4]。

3 結(jié)論

通過(guò)研究，可以得出以下結(jié)論：

（1）采用超聲頻脈沖電弧可獲得良好的熔覆成形，熔深達(dá)到2.7mm。與普通直流電弧相比，超聲頻脈沖電流熱輸入降低123J/mm（約14%），可獲得相當(dāng)?shù)娜凵睢?/p>

（2）兩種電弧模式重熔填充金屬中部區(qū)域?yàn)槿鶢钪ЫY(jié)構(gòu)；重熔母材區(qū)大部分由胞狀晶構(gòu)成，但在超聲頻脈沖電弧作用下胞狀晶柱狀生長(zhǎng)可被有效阻斷，進(jìn)而獲得短棒狀胞狀晶，證明了超聲頻脈沖對(duì)重熔組織具有抑制柱狀晶凝固生長(zhǎng)、細(xì)化晶粒的效果。

（3）超聲頻脈沖電弧重熔金屬區(qū)粗大柱狀晶晶界結(jié)合良好，未觀察到明顯的成形缺陷。直流電弧導(dǎo)致重熔金屬區(qū)柱狀晶晶界處可觀察到大量微米尺度裂紋。超聲頻脈沖電弧可降低熱輸入，促進(jìn)熔池?cái)噭?dòng)，有利于抑制熱裂紋的產(chǎn)生。