MIG增材制造Al6CuMg合金薄壁構件的組織及力學性能研究

喬柳平，王玉華，鄒楠，周俊杰，杜勇剛，夏令

上海飛機制造有限公司航空制造技術研究所 上海 201324

1 序言

隨著航空技術的飛速發展，航空工業對飛行器性能的要求逐漸提高，高性能輕質整體結構的需求量逐年提升[1]。為了適應大飛機所需的大型、復雜結構零部件的生產，對高效率低成本的制造方式提出了巨大需求[2，3]。

電弧熔絲增材制造技術（Wire Arc Additive Manufacturing，WAAM）是一種以電弧為載能束，以金屬絲材為成形材料，將熔化的金屬絲材逐層堆積成形的近凈成形工藝[4，5]。相比于傳統的鑄造工藝，該工藝生產過程高效且不需使用模具，大大縮短了產品制造周期，對復雜結構件的生產具有明顯優勢，且對個性化產品的生產適應性強。相比于其他的增材方式，例如，激光熔化沉積、電子束熔化沉積等，該工藝成本優勢明顯、材料利用率高且適應大尺寸結構件的生產制造[6-8]。WAAM技術有兩種形式：一種是基于熔化極電弧的同軸送絲形式（見圖1a），采用工藝方法為常規的熔化極弧焊工藝（Melted Inert Gas Arc Welding，MIG）或冷金屬過渡焊工藝（Cold Metal Transfer，CMT）；另一種是基于等離子弧（Plasma Arc，PA）的旁軸送絲形式（見圖1b），其中等離子弧也可換作鎢極氬弧焊（Tungsten Inert Gas Arc Welding，TIG）[9]。基于MIG焊的WAAM雖然熱輸入較高，但成形速率更快，且以焊絲作為電極，電弧與焊絲具有同軸性，不存在如TIG電弧增材成形的送絲方向與焊接方向的相位關系，成形位置的可達性更高[3]。

Al6CuMg屬于高強鋁合金，專用于2系鋁合金航空零部件的焊接[10，11]。由于其具有優良的斷裂韌度及抗應力腐蝕性能等，因此獲得了國內外相關學者的廣泛關注。近年來，雖然鈦合金、復合材料等新材料在飛機上的用量呈現增長趨勢，但高強鋁合金由于其優良的性能及豐富的儲量，因此在今后相當長一段時間內仍會在航空領域有著不可替代的作用[12]。

目前，美國波音公司針對增材制造在航空制造方面的應用已走在世界前列[13]。2017年2月，挪威鈦公司與波音公司合作改進的專利工藝快速等離子電弧增材技術（RPD?）打印了首個獲得FAA認證的航空用鈦合金結構件。波音公司已決定采用該工藝部分替代鍛造等傳統制造工藝，預計將最終為每架Dreamliner飛機節省200～300萬美元的成本，每年將節省3.6億美元。但是，WAAM工藝在國內尚處于實驗室研究階段，此技術應用于航空鋁合金相關研究較少，工藝數據匱乏，其技術成熟度與許多傳統制造技術相比還存在較大差距，這在很大程度上限制了WAAM在航空航天領域的推廣應用[14]。

本文以航空用Al6CuMg合金為研究對象，采用MIG增材制造方法制造Al6CuMg合金零件，并對沉積態及熱處理態Al6CuMg合金的組織及力學性能特征進行研究。

2 試驗

2.1 試驗設備

本文進行WAAM增材制造的系統如圖2所示，其基本組成包括工作臺、控制柜、機器人、MIG焊機、送絲機及保護氣等。其中，MIG焊機作為整個增材成形系統的熱源，配套選用穩定的送絲裝置，以及精度高、運行速度快及誤差小的工業機器人來實現精準的WAAM增材制造。基板通過工裝夾具固定在工作臺上，成形時工業機器人會依照離線編程中的預設軌跡在基板上完成構件的增材打印。

圖2 WAAM增材制造系統

2.2 試驗材料

試驗材料為Al6CuMg合金焊絲，直徑1.2mm。Al6CuMg合金具有比強度高，以及低溫和高溫力學性能好、斷裂韌度高、抗應力腐蝕性能好等特點，適用于在高溫315℃下工作的結構件、高強度焊接件，在航空航天領域得到廣泛的應用。選用Al6CuMg軋制態鋁合金板材作為基板，尺寸為300mm×300mm×38mm。試驗前采用機械打磨后丙酮清洗的方法來去除基板表面油污和氧化膜。此外，為防止裂紋和減少變形，用加熱板對基板進行預熱，使基板緩慢均勻升溫至100℃后進行增材制造試驗。

本文采用的WAAM工藝為MIG電弧增材，試驗條件見表1。為避免起弧和收弧端的塌陷累積，每一道增材方向均采用循環往復的成形路徑。

表1 Al6CuMg合金的電弧增材試驗條件

2.3 試驗方案

本文主要研究了增材工藝參數對構件的成形性、微觀組織的影響，熱處理工藝參數對構件的微觀組織、力學性能的影響。旨在獲得Al6CuMg合金電弧增材工藝參數窗口，以及熱處理工藝參數對Al6CuMg合金電弧增材構件的影響規律。

基于Al6CuMg合金電弧增材制造前期工藝積累，篩選出適合用于Al6CuMg合金進行電弧增材制造試驗的參數，通過控制變量法研究工藝參數對顯微組織的影響，探索Al6CuMg合金的增材工藝窗口，涉及到的變量主要為送絲速度和焊接速度，增材制造工藝參數及熱輸入見表2。

表2 增材制造工藝參數及熱輸入

由于電弧增材類似于堆焊工藝，所以文中通過用于計算焊接熱輸入的公式進行電弧增材工藝熱輸入的預估，即

式中E——熱輸入（J/mm）；

I——焊接電流（A）；

U——電弧電壓（V）；

η——熱效率系數，取值為0.7；

v——焊接速度（mm/s）。

力學性能試樣的制備如圖3所示。在X、Z方向上取力學性能檢測試樣，并分別在試樣的頂部、中部和底部進行金相試驗取樣。

圖3 力學性能試樣

根據ASTM E8/E8M—2022《金屬材料拉伸試驗方法》的力學試樣取樣標準，試樣尺寸如圖4所示。

圖4 力學試樣尺寸

采用“固溶＋時效”制度對增材構件進行熱處理。選取合適的增材制造工藝參數進行沉積態成形，在溫度535℃固溶處理90min，研究拉伸試樣在175℃條件下時效處理3h、7h、11h、15h的力學性能變化，熱處理工藝參數見表3。

表3 熱處理工藝參數

3 試驗結果分析

3.1 增材制造工藝參數對成形性及力學性能的影響

通過采用表2中的參數制造10層A l6Cu Mg合金，評估了不同工藝參數下單道多層的成形效果，如圖5所示。

圖5 不同參數下試樣的成形效果

從圖5可看出，各參數下Al6CuMg合金的成形性均較為良好，無明顯流淌及兩端塌陷問題，這表明送絲速度和焊接速度匹配較為合適，且每組參數的熱輸入較小。因此，在進行力學性能檢測試樣的制作時只需注意控制層間溫度就能順利完成。

在單道多層試驗中發現，層間溫度對成形及性能的影響較大，層間溫度對成形的影響如圖6所示。從圖6可看出，當不控制層間溫度、連續不間斷進行沉積時，10層之后就發生熔滴向下流淌、兩端坍塌的現象。而將層間溫度控制在50～100℃（±10℃）之間，可以得到較好的成形強度，若溫度過低則會影響成形質量，故本試驗均將多層試樣的層間溫控制為50～100℃。

圖6 層間溫度對成形的影響

由各組試驗參數的熱輸入計算值來看，6組適合于力學試樣制作的熱輸入均沒有超過300J/mm。可見熱輸入也是衡量參數合理性的一個重要因素，一旦熱輸入過大就會發生成形過程中的扭曲、兩端塌陷等問題。從相關文獻[15]了解到，焊接時增大熱輸入會粗化晶粒。

工藝參數對抗拉強度和伸長率的影響如圖7所示。從圖7可看出，隨著送絲速度的增加，熱輸入變大、抗拉強度減小。這是因為晶粒組織與熱輸入量有關，同樣的焊接條件下，低的熱輸入會導致較高的成分過冷度，減少凝固時間，會形成更多的等軸（枝）晶，細小的晶粒一般可以改善焊縫的力學性能，因此選用較低的熱輸入參數，期望得到比較好的力學性能。

圖7 工藝參數對抗拉強度和伸長率的影響

3.2 增材制造工藝參數對孔隙率的影響（沉積態）

從每組金相試樣中選取中間位置試樣，每個試樣拍4張圖片，圖8所示為每組參數中選取的一張金相圖片。采用光學顯微鏡在低倍下進行拍攝，通過Image-pro Plus軟件進行孔隙分析，統計6組參數下每4張圖片的孔隙個數、最大直徑及孔隙率，取平均值，結果見表4。

表4 孔隙率參數統計結果

圖8 不同參數下孔隙分布

不同送絲速度與焊接速度下成形試樣的內部孔隙率分別如圖9、圖10所示。

圖9 不同送絲速度成形的試樣內部孔隙率

圖10 不同焊接速度成形的試樣內部孔隙率

由圖9、圖10可發現，采用較大的焊接速度時（10mm/s），試樣內部的氣孔較小、數量較少，隨著送絲速度的增加，孔隙率略有下降。這是由于焊接速度較大時也需要匹配較大的送絲速度來保證成形過程中更為穩定的熔滴過渡。當送絲速度一定時（5.5m/min），隨著焊接速度的增加，孔隙率先增加后減小。同樣，這也是由于氣孔缺陷形成與成形過程是否穩定密切相關，為實現較小的孔隙率，需要尋求合適的送絲速度和焊接速度的匹配。因此，從減小氣孔的角度出發，電弧增材制造時應盡量采用較高的焊接速度。

3.3 增材制造工藝參數對顯微組織的影響（沉積態）

各組參數下試樣中部區域顯微組織如圖11所示。由圖11可發現，所有試樣的顯微組織均呈現明顯的分層形貌，這是由電弧增材制造的工藝特性導致的。隨著電弧增材制造的進行，后一層金屬會熔化前一層的頂部金屬形成重熔區，而重熔區之間為熔覆組織。由于反復經歷快速的加熱和冷卻，熔覆組織主要為柱狀晶，其晶粒會沿著溫度梯度方向生長。而在重熔區，由于激冷作用和接觸面的異質形核，則形成細小的等軸晶。晶粒大小與熱輸入有關，可以觀察發現圖11中c組參數熱輸入最小，因此其晶粒也更為致密。

對比同一送絲速度下，不同焊接速度對顯微組織的影響（見圖11a～c）。一方面，隨著焊接速度的增加，相對的熱輸入量減小，冷卻速度加快，過冷度增加，等軸晶比例提高，晶粒尺寸減小。另一方面，焊接速度的增加可能會造成保護氣體對熔池保護效果的減弱，導致氣孔增加。綜合考慮，當送絲速度確定時，需要綜合考慮孔隙率以及晶粒尺寸對試樣力學性能的影響，從而選擇匹配的焊接速度。

對比同一焊接速度下，不同送絲速度對顯微組織的影響（見圖11d～f），由于焊接電流會隨著送絲速度的增加而增加，所以在送絲速度較大時，相對的熱輸入量也較大，冷卻速度較慢，過冷度較小，形成的等軸晶比例減少，更容易在垂直于增材制造方向上形成柱狀晶，且晶粒尺寸增大。因此，當焊接速度一定時，在能保證成形質量的前提下，送絲速度越小，其顯微組織中的等軸晶比例越高，晶粒尺寸也更為細小。

通過進一步觀察可以發現，在等軸晶和柱狀晶的基體上，有沿晶界分布的網狀共晶組織（α-Al+θ-Al2Cu）以及在晶內均勻分布的樹葉狀或顆粒狀的細小第二相（θ-Al2Cu），如圖12所示。

圖12 沿晶界析出的共晶組織及晶內第二相組織

取d組參數試樣不同位置（頂部、中部和底部）進行顯微組織觀察，如圖13所示。由圖13可發現，晶粒的尺寸由小到大依次為底部、頂部和中部。這是由于在工藝參數不變的情況下，熱輸入雖然保持不變，但是因各部位的散熱情況不同而造成的。由于底部靠近基板，基板通過熱傳導來散熱要優于空氣通過對流來散熱，所以過冷度大，能夠形成一條細小的等軸晶帶，其上就是沿著堆積方向垂直生長的柱狀晶。增材試樣中部的顯微組織中有明顯的分層現象，層間的重熔區會形成較為細小的等軸晶，而重熔區下方則由于上方的熱輸入發生晶粒長大，形成沿堆積方向生長的柱狀晶，且由于中部的散熱條件最差、熱循環次數多，因此形成的柱狀晶粒尺寸較大。增材制造試樣頂部經歷的熱循環次數較少，因此其晶粒尺寸略小于中部。

圖13 d組參數下的不同部位顯微組織

3.4 熱處理對顯微組織的影響

取d組試樣進行熱處理前后顯微組織對比，經固溶處理后，分別進行3h、7h、11h和15h時效，獲得顯微組織如圖14所示。由于固溶處理會促使Cu原子向α-Al晶粒中充分溶解，則經過固溶后，沉積態時沿晶界分布的網狀共晶組織（α-Al+θ-Al2Cu）和部分顆粒狀第二相（θ-Al2Cu）會溶解到Al基體中，晶界處只有少量的共晶組織殘留。此外，時效時間的延長并未對晶粒尺寸和第二相的析出數量產生顯著作用，而是會增加針狀的細小亞穩相θ'-Al2Cu和θ''-Al2Cu的析出量。

圖14 熱處理前后顯微組織對比

3.5 熱處理對力學性能的影響

從以上參數中選取d組參數進行沉積態制造，在溫度535℃固溶處理90min后，研究拉伸試樣在175℃條件下時效處理3h、7h、11h、15h的力學性能變化。

以抗拉強度來表征材料的強度，以斷后伸長率來表征材料的塑性，經試驗獲得，沉積態組織抗拉強度為240.6MPa，斷后伸長率為11.9%。熱處理后試樣力學性能結果（取平均值）見表5。

表5 不同時效時間試樣力學性能

由表5可發現，與沉積態相比，熱處理可有效提升試樣的強度，但塑性有所降低。此外，隨著時效時間的增大，抗拉強度呈上升趨勢，伸長率和孔隙率變化不顯著。可能的原因是隨著時效時間的延長，細小的針狀亞穩定的第二相（θ'-Al2Cu和θ''-Al2Cu）析出量增加，起到了沉淀強化的作用，使得抗拉強度上升。

4 結束語

本文研究了Al6CuMg合金電弧增材制造工藝參數對顯微組織的影響，且通過對比不同時效時間下試樣的顯微組織與力學性能，研究了熱處理對Al6CuMg合金增材制造試樣的影響，并得出以下結論。

1）考慮到大熱輸入會引起晶粒粗化，從而導致力學性能降低，一方面應選取熱輸入較小的工藝參數。另一方面，焊接速度與送絲速度的匹配顯著影響成形過程的穩定性，從而影響孔隙率，因此綜合考慮孔隙率以及晶粒尺寸對試樣力學性能的影響，故應在熱輸入較小的工藝參數中選擇合適的焊接速度與送絲速度匹配，從而達到最佳的力學性能。

2）Al6CuMg合金增材件經熱處理后，有大量網狀共晶組織和第二相析出，且時效時間的延長并不會對晶粒尺寸和第二相的析出數量產生顯著作用。

3）經熱處理后，Al6CuMg合金增材件力學性能有著顯著的提升，其中抗拉強度提升較為顯著，雖然伴隨著材料塑性的降低，但是在可接受范圍內，因此建議Al6CuMg合金增材件在使用前進行適當的熱處理。