脈沖電流強度對TIG增材制造2219鋁合金顯微組織與拉伸性能的影響

鄧 威 ,武 永 ,吳汝波 ,肖劍燁

(1.南京航空航天大學機電學院,南京 210016;2.中國船舶集團有限公司第七二五研究所,洛陽 471023)

0 引言

2219高強鋁合金廣泛應用于航空航天領域[1-2],其常規制造工藝為高溫鍛造[3],存在著難以成形復雜結構、小批量開模成本高等問題。電弧增材制造(WAAM)是一種以熔化極氣體保護焊(GMAW)、鎢極氬弧焊(TIG)或等離子弧焊(PAW)為熱源,絲材為原料,逐層熔融堆積的成形技術,其優勢在于設計自由度高、材料利用率高、不需要模具等,尤其適合于小批量大型鋁合金復雜結構件的制造[4-5]。2219鋁合金焊接性能優異,TIG是其常用連接方式,設備稍加改造即可用于WAAM。在WAAM 過程中鋁合金經過多次凝固重熔,易產生顯微氣孔[6]、脆性θ相(Al2Cu)聚集[7]、元素偏析等缺陷,導致力學性能不穩定;并且增材制造的構件表現出明顯的性能各向異性[8],嚴重影響構件的服役能力。目前,消除上述缺陷的主要途徑包括調控電流參數、引入活性劑以及焊后熱處理等[9]。

在WAAM 過程中采用普通交流電源時,持續的熱輸入會積累過多熱量,導致晶粒粗大,因此通常使用脈沖電流以降低熱輸入、細化晶粒以及減小孔隙率,從而得到理想的組織和性能[10]。在脈沖電流持續作用時間內,材料的一個點熔化,直到熔池達到所需的熔深;在基值電流持續作用時間內,只需提供足夠的能量來維持電弧。脈沖TIG增材制造過程中通過控制脈沖電流和基值電流的周期性切換,在不影響熔池深度的前提下調控熱輸入,可獲得晶粒尺寸均勻、飛濺少的高質量構件[11-12]。對于整個WAAM 過程,改變有效電流大小能夠調節熱輸入,從而調節熔池幾何形狀與熔融金屬凝固過程[13]。WU等[14]利用脈沖電流進行低熱輸入沉積Ti-6Al-4V合金,獲得了細小的α相,合金的抗拉強度和屈服強度都有所提高。姚云飛等[15]分別選用4種電流模式沉積2219鋁合金構件,比較了電流模式對冷金屬過渡(CMT)增材制造過程的影響,其中高級脈沖CMT工藝顯著降低了孔隙率。PAL等[16]分析了電流脈沖對焊接質量的影響,認為電弧壓力變化影響熔池中氣體溶解,在有效電流保持不變時,熔池凝固后的孔隙率由于熔滴溫度和熔池中氣體溶解度的降低而降低。

目前,關于2219鋁合金TIG 增材制造工藝參數的研究已有很多[17-18],但有關脈沖電流對構件組織與性能影響的研究還較少。因此,作者采用ER2319鋁合金焊絲在無脈沖、弱脈沖及強脈沖交流電下進行了TIG增材制造,研究了脈沖電流強度對構件顯微組織和拉伸性能的影響,以期為2219鋁合金的WAAM 工藝優化提供理論參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗基板為5004鋁合金軋板,厚度為5 mm。TIG增材制造用材料為ER2319鋁合金焊絲,直徑為1.2 mm,化學成分如表1所示[19-20]。使用ADP-400型焊機、WF007型送絲機和ER6-1600型機械臂進行TIG增材制造,工藝如圖1所示,其中SD為焊槍掃描方向,TD 為垂直于焊墻平面方向,BD 為增材方向,具體工藝參數見表2。其中,AC工藝采用無脈沖的常規交流電,P1和P2工藝分別采用弱脈沖和強脈沖交流電,焊接電流為脈沖電流。在TIG增材制造過程中,焊絲從熔池前方送入熔池,送入角度與焊槍保持在大約60°,每層的起弧點在同側,待堆積體冷卻至100℃后掃描下一層。

圖1 TIG增材制造工藝及取樣位置示意Fig.1 Diagram of TIG additive manufacturing process and sampling location

表2 TIG增材制造工藝參數Table 2 Parameters of TIG additive manufacturing process

在BD-SD平面,沿BD方向上每隔20 mm 取金相試樣,不同工藝下各取3個,經鑲嵌、打磨后電化學拋光,電解液為體積分數10%高氯酸+90%甲醇溶液,拋光電流為0.7 A,拋光電壓為30 V,拋光時間為10～15 s。拋光后的試樣使用體積分數1%氫氟酸+1.5%鹽酸+2.5%硝酸+95%水組成的溶液腐蝕8～10 s,用MR5000G 型光學顯微鏡(OM)和HITACHI TM3000型掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織,使用掃描電鏡附帶的能譜儀(EDS)進行微區成分分析,使用ZEISSSupra 55SAPPHIRE型掃描電鏡進行電子背散射衍射(EBSD)測試,使用CHANNAL軟件分析EBSD數據。

使用Image-Pro Plus 6.0軟件統計孔隙率,不同工藝下各取24個區域。孔隙率的計算公式為

式中:εp為孔隙率;Pp為氣孔所占像素點數量;Pi為圖片像素點數量。

分別沿BD和SD方向取如圖2所示的拉伸試樣。對部分伸試樣進行T6熱處理,具體工藝為535℃固溶6 h+175℃時效20 h。根據GB/T 228.1—2010,使用UTM5504X 型拉伸試驗機和YYU5-20型引伸計對沉積態和熱處理態試樣進行拉伸試驗,拉伸速度為2 mm·min-1。

圖2 拉伸試樣的形狀和尺寸Fig.2 Shape and size of tensile specimen

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

不同TIG增材制造工藝制備試樣的主要組成相均為基體相α(Al)與第二相θ(Al2Cu),僅在含量上略有區別,因此只取AC試樣進行分析。由圖3可見,AC試樣主要由2種相組成:區域A為基體α相,基本為鋁元素,銅元素含量較少;區域B雖為富銅相,但未達到θ相的理論銅含量,因此為α+θ共晶相。

圖3 AC試樣的SEM 形貌和不同區域EDS分析結果Fig.3 SEM morphology(a)and EDSanalysis results of different regions(b-c)of ACspecimen：(b)region A and(c)region B

由圖4可見,無脈沖和強脈沖交流電下TIG增材制造堆積體相同位置處顯微組織一致。頂部區域的晶粒主要呈等軸枝狀,枝晶結構茂密繁多且多次枝晶發達,但數量和大小難以辨別。這是因為熔融過程中的熱量主要沿著堆積體進行傳遞,頂部區域的一次枝晶沿熱量傳遞方向生長形成細長的柱狀晶,熱源離開后堆積體急冷,柱狀晶未完全生長,形成了大量的枝狀晶;對于熔池外延的液態金屬,由于熱傳導介質從鋁合金變為空氣,冷卻速率降低,晶粒朝著熔池外延生長為等軸枝晶。中部區域的晶粒呈等軸晶狀,晶粒的數量和大小可較為容易地辨別。由于經歷多個熱循環,2種試樣的組織分層無法通過晶粒尺寸形狀判斷得到,僅能通過氣孔密集處判斷層與層之間的結合區域。

2.2 氣孔缺陷與孔隙率

增材制造過程中產生的氣孔主要分為卷入型氣孔與逸出型氣孔。卷入型氣孔是在增材制造過程中由于熔池移動、保護氣流卷入等引入的氣孔,可以通過改進工藝參數避免;而鋁合金焊接過程中的氣孔大多為逸出型氫氣孔,大多數氣孔呈橢圓形或圓形,為典型的冶金孔隙形態特征[21]。

由圖5可見,P1、P2試樣中的氣孔數量明顯少于AC試樣。引入脈沖電流后,電流在基值與脈沖電流間周期變換,產生的電弧力會擊碎鋁合金表面氧化膜,攪拌熔池,促使氣孔逸出。AC試樣中的氣孔主要為橢圓形或圓形的逸出氣孔,這是因為660℃下氫在液相鋁中的溶解度為固相的20倍[22],凝固過程中氫氣逸出,形成規則的橢圓形或圓形氣孔。P1試樣中存在一定的不規則氣孔,這是因為P1試樣在增材制造過程中的脈沖電流較小,熱輸入較低,金屬熔融較無脈沖交流電和強脈沖交流電下差,更容易發生冷縮,從而產生不規則氣孔。P2試樣中的氣孔數量較P1試樣少,但同時也存在明顯的夾雜物缺陷,這是因為P2試樣在增材制造過程中的脈沖電流更大,基值電流與脈沖電流轉換幅度更大,導致飛濺,從而引入更多夾雜物。

由圖6可見,相較于AC試樣,P1試樣的孔隙率相同但氣孔平均直徑更大,P2試樣的孔隙率和氣孔平均直徑均有所減小,這說明在較強脈沖交流電作用下氣孔缺陷得到了改善。

圖6 不同沉積態試樣的氣孔平均直徑、氣孔數量和孔隙率Fig.6 Average diameter and number of pores and porosity in different as-deposited specimens

2.3 顯微織構

由圖7可見,無脈沖AC試樣的晶粒尺寸較為粗大,沿SD方向的尺寸大于沿TD方向。P1試樣采用了脈沖交流電,晶粒得到細化,尺寸較AC試樣更加均勻,且出現了部分較細小的晶粒。這是因為脈沖電弧力擊碎了初級晶體和生長中的枝晶,并將其轉變為結晶粒子;部分破碎晶粒在熔池中重新熔化,部分破碎晶粒在攪拌時分散在熔池中,增加了異質形核的比例,形成較細小的晶粒。脈沖電流強度進一步增大后(P2試樣),晶粒形狀與尺寸變得更加均勻。

圖7 不同沉積態試樣的反極圖Fig.7 Inverse pole figures of different as-deposited specimens：(a)ACspecimen，BD-TD plane；(b)AC specimen，BD-SD plane；(c)P1 specimen，BD-TD plane；(d)P1 specimen，BD-SD plane；(e)P2 specimen，BD-TD plane and(f)P2 specimen，BD-SD plane

由圖8可見,除AC試樣的BD-SD平面平均晶粒尺寸為26μm 外,其余測試區域平均晶粒尺寸均在16～19μm。這是由于在無脈沖交流電下的熔池凝固時,熱源在熔池上方沿掃描方向離開,熱量梯度由熱源指向四周,同時晶粒呈現出與SD方向有一定夾角的斜柱狀,即晶粒沿熱量梯度大的方向生長;而在脈沖電流作用下,熱輸入降低,同時脈沖電流破碎晶粒,柱狀晶在生長方向被電弧打斷,晶粒生長受到抑制。

圖8 不同沉積態試樣的平均晶粒尺寸Fig.8 Average grain size distribution of different as-deposited specimens

由圖9可見,3種試樣的測試區域均表現為弱織構,最大密度僅為3.42,脈沖電流強度對構件晶粒取向無明顯作用。

圖9 不同沉積態試樣的極圖Fig.9 Pole figures of different as-deposited specimens：(a)ACspecimen，SD direction；(b)AC specimen，TD direction；(c)P1 specimen，SD direction；(d)P1 specimen，TD direction；(e)P2 specimen，SD direction and(f)P2 specimen，TD direction

2.4 拉伸性能

由圖10和圖11可見,沉積態和T6熱處理態試樣的拉伸性能均表現出各向異性。T6熱處理后試樣拉伸性能均得到提高,其中AC試樣和P2試樣在SD 方向的抗拉強度均達到400 MPa,滿足DB45/T 1990-2019中1.0～3.5 mm 厚度T6態試樣的要求。雖然P1試樣脈沖電流與AC試樣焊接電流相同,但其有效電流較低,增材制造過程中的熱輸入過低,金屬熔融效果差,因此熱處理前后拉伸性能均最差,抗拉強度不達標。適當提高脈沖電流后,P2試樣的拉伸性能達標,SD方向抗拉強度減小,但其BD方向抗拉強度較AC試樣增大,各向異性減弱。

圖10 不同狀態、不同方向試樣的室溫工程應力-應變曲線Fig.10 Engineering stress-strain curves in different directions of specimens in different states at room temperature：(a)as-deposited and(b)T6 heat treatment

圖11 不同狀態、不同方向試樣的室溫拉伸性能Fig.11 Tensile properties in different directions of specimens in different states at room temperature：(a)as-deposited and(b)T6 heat treatment

由前文可知,3種沉積態試樣內部晶粒基本呈均勻分布排列,即在不同方向上取向概率相同,表現出各向同性,但在性能上卻表現出明顯的各向異性。這說明這種各向異性并非熔池凝固過程中晶體的生長排序導致,推測是受氣孔、夾雜物等缺陷在層間密集分布的影響。

計算沉積態和熱處理態試樣抗拉強度、屈服強度、斷后伸長率的各向異性百分比IPA[23]公式如下:

式中:XSD,XBD分別為試樣在SD 方向和BD 方向的拉伸性能。

由圖12可見,引入脈沖電流后,沉積態和熱處理態試樣抗拉強度和屈服強度的各向異性百分比降低,脈沖電流作用更強的P2試樣的各向異性百分比更小,更趨于各向同性。

圖12 不同狀態試樣室溫拉伸性能的各向異性百分比Fig.12 Anisotropy percentage of tensile properties of specimens in different states at room temperature：(a)as-deposited and(b)T6 heat treatment

3 結論

(1)無脈沖、弱脈沖及強脈沖TIG 增材制造2219鋁合金試樣均主要由基體相α(Al)與第二相θ(Al2Cu)構成;3種工藝下的堆積體中部區域顯微組織均為等軸晶;相比在無脈沖電流下制備的試樣,弱脈沖和強脈沖電流下制備試樣的晶粒尺寸更小更均勻。

(2)無脈沖、弱脈沖及強脈沖TIG 增材制造2219鋁合金試樣均表現為弱織構,最大密度僅為3.42,脈沖電流強度對試樣晶粒取向無明顯作用。

(3)在T6熱處理后,相比于無脈沖TIG 增材制造2219鋁合金試樣,強脈沖電流下制備試樣在掃描方向的抗拉強度降低,增材方向的抗拉強度提高,整體各向異性得到改善。