旁軸填絲GMA增材制造異種鋁合金功能梯度材料組織與性能分析

于天健，強偉，路浩

西安石油大學 陜西西安 710065

1 序言

功能梯度材料具有先進的工程特性，它的特點在于其成分和微觀結構沿著一個或多個方向逐漸發生變化，從而導致其性能（導熱性、耐磨性、力學性能等）也隨之改變[1]。隨著工業水平的不斷提升，傳統的單一均質材料已不能滿足人們對材料性能的需求，而功能梯度材料因其成分及性能局部可控的優點而受到廣泛關注，在航空航天[2]、核能發電[3]、生物醫學[4]等領域的應用潛力巨大。

目前，功能梯度材料的傳統制備方法主要包括氣相沉積法[5]、粉末冶金法[6]、離心鑄造法[7]。氣相沉積法分為化學氣相沉積和物理氣相沉積兩種技術，主要用于生產薄膜狀的功能梯度材料。然而，這種方法會伴隨有毒的副產物產生，并且能耗高，生產速度慢，因此不適用于批量生產[8]。相比于氣相沉積法，粉末冶金法和離心鑄造法更適用于制備塊狀功能梯度材料。SURYA等[9]利用粉末冶金法制備出Al-SiC功能梯度材料，并發現SiC在Al粉中分布均勻，粒子間黏結效果極好，沒有出現裂紋或分離傾向。然而，因為工藝原理限制，基于粉末冶金制備的功能梯度材料氣孔敏感性較高[10]。此外，粉末冶金法需要進行粉末混合、堆積和燒結，制備復雜金屬構件通常還需進行電鍍、焊接等后續工序，經濟性較差。雖然離心鑄造法制備出的梯度材料致密度高、缺陷少，但是由于離心力的作用，只能生產出圓柱形零件[11]。因此，傳統的制備方法因其自身局限性在制備具有復雜形狀或大尺寸功能梯度材料時存在一些無法避免的缺陷。

電弧增材制造作為一種先進的制造技術，因其具有生產周期短、集成化程度高，以及設計自由度高等優點而成為制備功能梯度材料的有效手段。SHEN等[12]研究了Fe-Al功能梯度材料的雙絲鎢極惰性氣體保護電弧（Gas Tungsten Arc， GTA）增材制造工藝，通過調整純鋁焊絲的送絲速度完成了預設梯度成分的材料制備。BARBIERATO等[13]也利用此技術成功制備出具有設計成分梯度的Ti-Al功能梯度材料，通過試驗研究發現，在高度方向上隨Al含量的增加，相的形成順序為α＋β→α＋α2→α2→α2＋γ→γ，且當wAl達到31.3%時， 顯微硬度和抗拉強度達到最大值，分別為510HV和610MPa。

雖然研究人員已經開展了不少基于電弧增材的功能梯度材料制備工藝研究，然而涉及異種鋁合金梯度材料制備的研究工作較少。利用異種鋁合金制備的功能梯度材料，可以實現不同系列鋁合金材料的優勢互補，在航空航天領域具有廣闊的應用前景。本文采用旁軸填絲熔化極氣體保護電弧（Gas Metal Arc， GMA）增材制造系統，通過改變旁軸填充焊絲ER1100的送絲速度（填充率），制備出了具有連續過渡界面不同梯度比例的ER2319/ER1100（以下簡稱2319/1100）異種鋁合金功能梯度材料，并研究了材料不同部位組織結構與力學性能的演變規律。

2 試驗方法

試驗使用的鋁合金焊絲為E R 2 3 1 9（A l-6.17%Cu）和ER1100（99%Al）。兩種焊絲的直徑均為1.2mm。采用旁軸填絲GMA增材制造系統進行具有連續過渡界面的2319/1100功能梯度材料制備，該系統由ABB-IR2600六軸機器人搭配ESAB ARISTO 500ix焊接系統和一個獨立的送絲機組成，如圖1所示。EASB ARISTO 500ix電源具有先進的脈沖功能，可以有效降低熱輸入和焊接飛濺，實現精準的焊接過程控制。旁軸送絲夾具夾持在焊槍的前端，使旁軸填充焊絲1100與基板表面夾角為50°。在焊接過程中，焊槍由ABB機器人控制沿預設路徑移動，1100作為填充焊絲通過旁軸填絲的方式送至電弧中。

圖1 旁軸填絲GMA增材制造系統

表1列出了通過預試驗確定的旁軸填絲GMA增材制造最優工藝參數。表2列出了1100旁路填充焊絲的不同送絲速度。因為兩種焊絲具有相同的直徑，所以只需改變旁路填充焊絲的送絲速度即可調整1100在整個焊道中的含量占比。

表1 2319鋁合金焊絲脈沖沉積參數

表2 1100旁路填充焊絲不同填充率下送絲速度

試驗選取尺寸為350mm×150mm×5mm的5083鋁合金基板進行多層單道梯度墻體的沉積。采用往復起弧的沉積策略，首先沉積10層100%2319，隨后1100旁軸焊絲填充率由10%增加至35%（對應表2中送絲速度55～270cm/min），且每種填充率各沉積10層，共沉積70層，單層沉積路徑長度為300mm。在沉積試驗開始前使用角磨機對基板進行打磨并用丙酮和酒精擦拭去除基板表面氧化膜和污漬。為了避免連續沉積時熱量積累而導致焊道塌陷無法成形，選擇層間等待時間3min。2319/1100梯度墻體及取樣如圖2所示。

圖2 2319/1100梯度墻體及取樣示意

利用電火花線切割方法在制備的2319/1100梯度墻體上按圖2所示切割金相、硬度及拉伸試樣，金相試樣需包含不同梯度層間的過渡界面。將金相試樣表面研磨拋光至鏡面后使用Keller試劑（1%HF＋1.5%HCl＋2.5%HNO3＋95%H2O）腐蝕26s，采用Axio Vert.A.1光學顯微鏡拍攝并分析顯微組織。采用UTM5105X電子萬能試驗機測試梯度墻體不同填充率下的拉伸性能，拉伸試驗加載速率為1mm/min。硬度試樣取自墻體整個橫截面，采用HVS-1000Z維氏硬度計沿試樣底部至頂部檢測硬度，施加載荷為0.98N，保壓時間為10s。

3 試驗結果與分析

3.1 微觀組織

2319/1100功能梯度墻體橫截面宏觀形貌如圖3a所示，墻體成形質量良好，無裂紋缺陷。當填充比例為90%2319＋10%1100時，沉積10層的高度為18.2mm，當填充比例為70%2319＋30%1100時，沉積10層的高度則增加至23.94mm，相比提高了約31.5%，即沉積效率隨著1100旁軸焊絲填充率的增加而增加。

圖3 2319/1100梯度墻體橫截面宏觀形貌及不同梯度層間過渡界面微觀組織

圖3b~g所示分別為旁軸焊絲1100不同填充率（0%、10%、15%、20%、25%、30%、35%）過渡界面區域的顯微組織。6種不同過渡界面處均未發現明顯的微裂紋或未熔合缺陷，這表明在沉積過程中2319與1100獲得了良好的冶金結合。2319/1100梯度墻體表現出層間等軸晶與層內柱狀晶交替分布的非均勻帶狀組織，層內區中上部平面晶區現象顯著，柱狀晶、胞狀晶沿垂直于熔合線的方向有序生長，底部有較為明顯的枝晶破碎和晶界粗化現象。這種非均勻帶狀組織的晶粒演化與沉積過程中復雜的熱循環有關。從微觀組織圖像上還可看出，層間及層間周圍區域存在黑色球形圓孔。ZHU等[14]研究證明了這些圓形孔隙中含有大量氫，由于氫在固態鋁和液態鋁中的溶解度不同，在熔池凝固過程中氫的溶解度下降，熔池中過飽和氫逸出速度小于熔池的凝固速度，導致這些氫在層間區域沒有完全溢出而形成氫氣孔。

隨著1100旁軸焊絲填充率的增加，不同梯度比例沉積層的高度隨之增高，如圖4所示。

圖4 不同填充率下沉積層區域高度

梯度墻體不同填充率沉積層的XRD試驗結果如圖5所示。沉積層中形成的相均為α-Al和θ-Al2Cu，這表明1100旁軸焊絲的加入并不會影響2319鋁銅合金焊絲中相的形成。

圖5 2319/1100不同梯度層內XRD結果分析

3.2 顯微硬度

2319/1100梯度墻體不同位置處硬度分布如圖6a所示。隨著1100純鋁焊絲填充率的增加，顯微硬度緩慢降低。這是因為1100填充率的增加使沉積層中主要合金元素Cu含量占比減小、位錯移動更加容易造成的。梯度界面處與相鄰點之間硬度值無突變現象，表現為平緩過渡。在不同填充率沉積層內出現相鄰兩點差值10HV以上，這與硬度測試的微觀點位有關，由于晶界附近區域存在大量的θ-Al2Cu增強相偏聚，因此晶界附近的硬度檢測結果相對更高。圖6b所示為不同填充率沉積層內硬度平均值，分析數據發現，1100純鋁含量的增加與梯度墻體硬度值的下降呈弱線性變化關系。

圖6 2319/1100梯度墻體顯微硬度

3.3 拉伸試驗

梯度墻體不同填充率沉積層的拉伸應力-應變曲線如圖7所示。從圖7可看出，應力-應變曲線存在明顯的波狀震蕩，這是拉伸過程中位錯釘扎與解釘扎相互作用引起的，即Portevin-Le Chatelier（PLC）效應。隨著1100焊絲填充率的增加，試樣抗拉強度與屈服強度整體呈緩慢下降的趨勢，而伸長率則逐漸增加。當未添加1100純鋁焊絲時，試樣拉伸強度，屈服強度和伸長率分別為242.6MPa、143.97MPa和12.43%，當1100wAl達到35%時，試樣抗拉強度和屈服強度分別下降至222.7M P a和118.7MPa，伸長率則增加至17.79%，優于RAUCH等[15]制備的純2319沉積態墻體結構的力學性能（抗拉強度218.3MPa、伸長率8%）。

圖7 2319/1100墻體不同梯度層應力-應變曲線

4 結束語

1）采用旁軸填絲GMA增材制造工藝可制備出成形良好且具有連續過渡界面的2319/1100異種鋁合金功能梯度材料。

2）2319鋁銅合金與1100純鋁的冶金結合良好，微觀組織主要由α-Al基體與θ-Al2Cu析出相構成，1100純鋁焊絲的添加并未影響沉積層的物相組成。

3）隨著1100純鋁焊絲填充率的增加，沉積效率逐漸提高；梯度墻體顯微硬度與抗拉強度呈緩慢下降趨勢，伸長率逐漸增加。