Al-Mg-Si合金電弧增材制造工藝參數(shù)與性能研究

齊善根，譚振，李建一，王及勻，王立偉，3，BALAJI Narayanaswamy

1.河北科技大學材料科學與工程學院 河北石家莊 050018

2.華油鋼管有限公司 河北滄州 062658

3.河北省材料近凈成形技術(shù)重點試驗室 河北石家莊 050018

4.悉尼大學 澳大利亞新南威爾士州 NSW2006

1 序言

電弧增材制造是根據(jù)零件的數(shù)字三維模型，以電弧為熱源將金屬焊絲熔化，并逐層沉積出零件的新型先進數(shù)字化制造技術(shù)[1]。電弧增材制造的熱輸入和熔池體積大于激光增材，其成形精度相對較低，但成形效率高，制造成本低，適用于鋁合金、鈦合金、高強鋼等材料的中大型尺寸復雜金屬構(gòu)件的直接制造[2]。

6xxx系（Al-Mg-Si）鋁合金作為綜合性能良好的材料，因其較小的密度、良好的耐蝕性和成形性等優(yōu)點，被廣泛應(yīng)用于汽車和建筑行業(yè)。隨著鋁合金工業(yè)的不斷發(fā)展，對于具有高強度和優(yōu)異塑性的Al-Mg-Si合金的需求也越來越迫切[3]。這種材料在航空、汽車等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用，因為它們既輕便又堅固耐用。為了滿足這些要求，需要通過優(yōu)化合金配方、改進生產(chǎn)工藝等手段來提高Al-Mg-Si合金的性能。在鋁合金增材制造中，組織缺陷和材料力學性能是主要問題之一，而工藝參數(shù)對鋁合金增材制造直壁墻的組織形貌和力學性能有很大的影響。因此本文主要研究不同工藝參數(shù)對Al-Mg-Si合金電弧增材制造組織與力學性能的影響。

2 試驗材料及方法

2.1 試驗材料和設(shè)備

（1）試驗材料 本次試驗是以6061鋁合金焊絲和5083鋁合金基板為材料，使用一元脈沖MIG焊技術(shù)進行Al-Mg-Si合金電弧增材制造試驗。6061鋁合金焊絲和5083鋁合金基板的成分見表1。

表1 6061鋁合金焊絲和5083鋁合金基板化學成分（質(zhì)量分數(shù)） （%）

（2）試驗設(shè)備 本試驗的電弧增材制造系統(tǒng)由KUKA工業(yè)機器人（KR C4）作為主體、Fronius TPS 500i焊機作為焊接電弧熱源，送絲系統(tǒng)由TPS 500i焊機自身攜帶的送絲機構(gòu)成，與焊機搭配使用，保證送絲過程的穩(wěn)定，焊接方法選擇一元化脈沖MIG焊。Al-Mg-Si合金電弧增材制造試驗的工藝參數(shù)見表2，增材制造系統(tǒng)如圖1所示。

圖1 電弧增材制造系統(tǒng)

表2 6061鋁合金焊絲基礎(chǔ)工藝參數(shù)

2.2 試驗方法

采用線切割法制備金相試樣，將試樣從基板上切離，并采用砂紙逐步打磨表面，再添加2.5μm噴霧拋光劑進行拋光。對金相試樣進行陽極覆膜試驗，電壓控制在18V，時間120s左右。工件夾在正極，腐蝕時間到立刻用超純水沖洗覆膜液，然后用酒精清洗并用吹風機吹干。采用智能倒置型金相顯微鏡觀察沉積試樣的微觀組織。采用維氏硬度計檢測試樣截面沿沉積方向的硬度變化。試驗中涉及的試劑及其濃度和成分見表3。

表3 試驗中用到的試劑

在萬能材料試驗機上進行拉伸試驗，取樣位置如圖2所示。按照圖3所示的尺寸進行線切割，為了減小誤差，保證拉伸試驗數(shù)據(jù)的可靠性，上部、中部、下部以及豎直區(qū)域均需要制備3個拉伸試樣進行測試并計算平均值作為最終參考值。測量磨制好的試樣厚度和寬度數(shù)據(jù)輸入到電腦中，本試驗試樣拉伸為位移模式，拉伸速度為1mm/min。

圖2 拉伸試樣取樣尺寸

圖3 試件取樣位置示意圖

3 試驗結(jié)果與討論

3.1 工藝參數(shù)研究

首先研究的是單層單道電弧增材試驗，利用一元脈沖MIG技術(shù)，其中保護氣為純度99.999%的Ar氣，保護氣流量為20L/min。采用6061鋁合金焊絲，焊絲直徑為1.2mm，焊絲干伸長為12mm。Al-Mg-Si合金電弧增材直壁墻的長度為150mm，焊后處理方式為空冷。通過調(diào)節(jié)焊接電流的大小來獲得不同的Al-Mg-Si合金電弧增材焊縫，隨后對焊縫的宏觀形貌進行比較。

試驗中的焊接參數(shù)見表4。單層單道電弧增材試驗的焊接速度為50cm/min，焊接電流分別選擇100A、115A、125A、135A、145A、160A。由于焊接熱輸入能夠影響試樣的組織形貌和力學性能，當焊接速度一定的條件下，熱輸入主要由焊接電流的大小來控制，所以通過研究單層單道焊接電流，得出一個合適的焊接電流的范圍是很重要的，可為多層單道試樣的成形打好基礎(chǔ)。

表4 單道單層焊接參數(shù)

圖4所示為單道單層試樣的宏觀組織形貌，沉積高度的大小決定了成形構(gòu)件的總高度，因此層高直接關(guān)系整體電弧增材制造成形效率，沉積高度的大小通常由沉積速率和成形時間決定，沉積速率越大，沉積高度也就越大。此外，成形時間也會影響沉積高度的大小。寬度不僅反映了單層單道焊道寬度，而且決定了后續(xù)增材制造構(gòu)件的厚度。當電流為100A和115A時，焊絲熔融量不足，焊道鋪展不開，無法進行后續(xù)沉積層的增材成形。當電流升高至為125A時，焊縫寬度和高度都有所增加。當電流為135A、145A時，熔池鋪展性變好，且焊縫形貌平整光滑，尺寸均勻，無明顯的外部缺陷，成形效果較好。當電流繼續(xù)增大至160A時，焊縫質(zhì)量開始下降。因此合適的電流范圍在125～160A。

圖4 單道單層試驗結(jié)果

隨后進行的是多層單道試驗，依據(jù)單層單道試驗試驗參數(shù)，采用逐層往復沉積方式，增材直壁墻，試樣的高度為65mm，長度為150mm。試驗中的焊接參數(shù)見表5，鋁合金電弧增材直壁墻試件如圖5所示。

圖5 直壁墻形貌變化

表5 多層單道焊接參數(shù)

在圖5中，當焊接速度為50cm/min、焊接電流為130A和140A時，焊接電流較小，焊接熱輸入小，此時各沉積層熔寬穩(wěn)定，成形均勻，但由于頂層兩側(cè)位置的熱積累較為嚴重，因此導致熔池凝固時間增加，出現(xiàn)輕微金屬流淌現(xiàn)象，從而造成兩側(cè)位置輕微下凹。但大體形貌可觀，成形較為良好；當焊接電流為150A時，焊接電流相對較大，過多的熱量輸入使增材試樣的熔寬變大、余高降低，導致直壁墻表面不平整。

最終焊接電流增大會導致沉積層熔融金屬量增加，液態(tài)金屬流淌增加，從而導致層寬進一步增加，層高有所下降。此外，焊絲的干伸長也會隨著焊接電流的增大而逐漸增加。因此，在改善試樣的宏觀形貌時要選擇適宜的焊接電流。

3.2 微觀組織

圖6所示為沉積態(tài)組織宏觀形貌。對于直壁墻進行線切割之后的沉積態(tài)，經(jīng)拋光腐蝕后組織的宏觀形貌，層與層之間存在明顯的分界現(xiàn)象，有白色的亮紋出現(xiàn)，頂部形成半圓狀亮白色區(qū)域，為沉積態(tài)的頂部區(qū)域。中間部分的熔合區(qū)為中部區(qū)域，在中部區(qū)域內(nèi)還有一道道間距大致相等似直線的白色亮紋區(qū)域，其中白色亮紋是層間區(qū)域，在其左右的亮紋之間區(qū)域為層內(nèi)區(qū)域，而靠近基板的部分為底部區(qū)域[4]。

圖6 沉積態(tài)組織宏觀形貌

圖7所示為層內(nèi)區(qū)域顯微組織。相對于層間區(qū)域，其溫度梯度較小且沿著各個方向的溫度梯度分量相差不大，因此晶粒在各個方向上的生長速度大致相同，從而生成較多的等軸晶和較小的柱狀晶。當焊接電流較低時，熱輸入較低，晶粒更細?。划旊娏鬏^高時，晶粒則更為粗大。當焊接速度為50cm/min、焊接電流為130A和140A時，焊接熱輸入的量較少，焊接區(qū)域的溫度上升速度較慢，晶粒生長也相對較慢，因此獲得的晶粒尺寸較?。划敽附与娏鳛?50A時，焊接熱輸入相對較多，焊接區(qū)域的溫度上升速度較快，晶粒生長也相對較快，因此獲得的晶粒尺寸較大。

圖7 層內(nèi)顯微組織

圖8所示為層間微觀組織。由于層間存在較大的溫度梯度，當晶粒生長方向與溫度梯度最大的方向一致時生長速度最快，容易生成較為粗大的柱狀晶。由于層間受到再熱作用，促進晶粒長大，因此該區(qū)域微觀組織以尺寸相似的較粗大柱狀晶為主。

從圖7和圖8可發(fā)現(xiàn)，無論是層間區(qū)域還是層內(nèi)區(qū)域，都有尺寸大小不一的氣孔，但兩個區(qū)域的氣孔分布存在不同。這是因為增材時熔池的不同區(qū)域具有不同的冷卻速率。層間區(qū)域位于熔池底部，距離已經(jīng)冷卻焊道或基板較近，熱量分散快，熔融金屬凝固速率快，氣體來不及逃逸，從而在層間形成了數(shù)量較多、體積較大的氣孔。而層內(nèi)位于熔池中上部區(qū)域，熔融金屬凝固速率相對較慢，這使得氣體有足夠的時間逸出到熔池外，因此氣孔數(shù)量較少[5]。

晶粒的生長方向與定向冷卻有關(guān)，冷卻過程的溫度梯度方向?qū)Я５纳L方向影響最為顯著。焊接電流對組織形貌有著非常顯著的影響，當焊接電流增大時，焊接熱輸入也會相應(yīng)地增加，較大的焊接熱輸入就會造成晶粒粗大。因此，在進行鋁合金電弧增材制造試驗中，在固定的焊接速度下，要在合理的電流范圍內(nèi)選擇較小的焊接電流，降低焊接熱輸入，從而獲得更好的組織形貌。由金相圖可知140A與130A和150A增材出的試件微觀組織相比，晶粒尺寸更小，氣孔缺陷也較少。

3.3 力學性能分析

（1）硬度 不同焊接電流下的硬度值見表6。從表6可看出，試樣平均硬度在54～56HV范圍內(nèi)。

表6 不同焊接電流下的硬度數(shù)值

硬度試樣的顯微硬度檢測結(jié)果如圖9所示，平均硬度約為55HV。由圖9可知，隨著沉積高度的增加，成形件整體顯微硬度存在一定的波動。由于層間存在相對更多氣孔缺陷和較粗大的柱狀晶，因此硬度值波動更明顯，且硬度普遍低于層內(nèi)區(qū)域。硬度的高值大多數(shù)出現(xiàn)在試件的底部和頂部，這是因為頂部受到下一層焊縫熱影響的次數(shù)較少，底部則是因接近基板而散熱較快。兩者由于受到的熱影響較小，微觀組織更好，晶粒尺寸較小，硬度相對較高[6]。

圖9 層間和層內(nèi)區(qū)域硬度分布

沿BD方向的硬度值存在小幅度波動，層間區(qū)域的硬度分布較分散，層內(nèi)區(qū)域的硬度分布較集中。層間由于受到再熱作用的影響，該區(qū)域的晶粒生長形成直徑較大的柱狀晶，從而導致硬度下降。層內(nèi)區(qū)域各方向的溫度梯度分量差異較小，因此更容易生成等軸晶，從而保證較高的硬度。

從圖9可看出，焊接電流140A時，硬度均值較大，沉積態(tài)整體硬度分布更加集中，且熱輸入較小，晶粒較細小，因在其層內(nèi)區(qū)域分布著等軸晶，硬度更高。

（2）拉伸性能 圖10所示為3 種焊接電流（130A、140A、150A）增材出的直壁墻沿不同方向的抗拉強度和斷后伸長率。試樣水平方向（垂直于BD）的抗拉強度為171～176MPa，斷后伸長率為8%左右。沿BD方向的抗拉強度為132～166MPa，斷后伸長率為5%～9%。兩者相比，水平方向的拉伸試樣擁有更好的抗拉強度。這是因為沿沉積方向的試樣在不同位置的組織有所差異，組織中有部分粗大的柱狀晶，會增加脆性、降低塑性，從而會降低試樣的拉伸性能。不同電流形成的層間柱狀晶也各不相同，使拉伸試樣在水平方向上的抗拉強度和斷后伸長率有一定差異。

圖10 抗拉強度和伸長率

圖11所示為沿BD方向（豎直）拉伸試樣的斷口形貌。從圖11可看出，沿BD方向試樣斷口上有少量較淺的韌窩，撕裂棱較少，表現(xiàn)為部分脆性斷裂特征。層間有氣孔分布，由于氣孔區(qū)域的承載能力較低，因此一旦受到拉力，就會導致應(yīng)力集中并增加材料開裂的風險，并使拉伸試樣在層間位置斷裂。圖12所示為垂直于BD方向（水平）拉伸試樣的斷口形貌。從圖12可看出，垂直于BD方向的斷口位置試樣斷口微觀形貌表面的韌窩和撕裂棱有所增加，但仍可觀察到層狀斷面，表現(xiàn)出部分脆性斷裂特征。

圖11 沿BD方向試樣的斷口形貌

圖12 垂直于BD方向試樣的斷口形貌

垂直于BD方向的層內(nèi)微觀組織主要為尺寸較小的等軸晶，而沿BD方向的層間區(qū)域存在較為粗大柱狀晶，抗拉強度有較大差別，且焊接電流140A相較于130A和150A，在垂直于BD方向和沿BD方向的抗拉強度差值較小。

4 結(jié)束語

1）通過研究單層單道電弧增材試驗，得出合適的焊接電流為125～160A，在焊接速度為50cm/min的條件下，進行多單道多層試驗，當焊接電流為130A和140A時，電流較小，焊接熱輸入小，直壁墻相對平整，成形較為均勻，且熔寬穩(wěn)定，大體形貌及成形較為良好。

2）層間區(qū)域組織以較為粗大的柱狀晶為主，層內(nèi)區(qū)域組織以細小等軸晶和柱狀晶為主。在焊接速度為50cm/min的條件下，焊接電流140A相比焊接電流130A的熱輸入較低，微觀組織晶粒尺寸更小，相比150A焊接電流的氣孔缺陷較少。

3）沿沉積方向的硬度變化不大，層間硬度低于層內(nèi)，且硬度波動性更大；沿水平方向的強度高于沉積方向，斷后伸長率分別為8%和5%～9%。在焊接速度為50cm/min的條件下，焊接電流為140A的制件相較于130A和150A，在沿沉積方向和水平方向的抗拉強度差值較小，且焊接電流為140A的硬度均值較大，熱輸入較小，晶粒尺寸更細小，在其層內(nèi)區(qū)域分布的等軸晶提高了硬度值，故其力學性能較好。