摘 要:研究了2319鋁合金冷金屬過渡焊電弧增材成型試樣沉積態(tài)及熱處理態(tài)的顯微組織、力 學性能,以及不同溫度對彈性模量的影響。結果表明:沉積態(tài)縱向試樣的抗拉強度比橫向試樣小 9.3%,縱向試樣的抗拉強度存在各向異性;熱處理后,試樣的抗拉強度提高了約35%,縱向試樣的 抗拉強度仍然存在各向異性;熱處理后,縱向試樣和橫向試樣的彈性模量基本一致,隨著試驗溫度 的升高,彈性模量均呈下降趨勢。
關鍵詞:電弧增材制造;冷金屬過渡焊;顯微組織;力學性能;彈性模量
中圖分類號:TB31 文獻標志碼:A 文章編號:1001-4012(2023)05-0005-04
電弧增材制造(WAAM)是在傳統(tǒng)的焊接工藝 基礎上升級而成的,具體流程為:按照計算機上規(guī)劃 好的模型堆積,將材料熔化并沉積成所需要的尺寸, 以達到生產(chǎn)需求[1]。冷金屬過渡焊(CMT)是一種 新型焊接工藝,具有焊接過程弧長控制精確、熱輸入 量小、飛濺少等工藝特點,適用于低熔點金屬的增材 制造[2]。普通的CMT工藝不適合焊接厚度較大的 板材,因此在 CMT 基礎上開發(fā)了 CMT+PADV (交流脈沖焊接模式)工藝,該工藝增大了熱輸入,可 以焊接更厚的板材,且表面成型質(zhì)量更好。
2319鋁合金屬于2系鋁合金,強度和硬度較 高,可進行熱處理,是良好的航空航天工業(yè)材料。 2319鋁合金與典型的航空航天用2219鋁合金相 比,化學成分相差不大,但價格較低。目前,國內(nèi)許 多學者對CMT電弧增材成型2319鋁合金的顯微 組織和力學性能進行了大量的研究,張文明等[3]研 究了送絲速率、焊接速率、層間等待時間等因素對 2319鋁合金成型組織的影響,以獲得最佳成型參 數(shù);任惠圣等[4]對不同熱處理工藝下,CMT電弧增 材成型2319鋁合金構件的組織和力學性能進行了 研究,發(fā) 現(xiàn) 熱 處 理 后 構 件 的 最 高 抗 拉 強 度 為 386.2MPa。目 前,國 內(nèi) 對 CMT 電 弧 增 材 制 造2319鋁合金彈性模量的研究較少。
筆者對 CMT 電弧增材成型2319鋁合金沉積 態(tài)及熱處理態(tài)的顯微組織、力學性能進行研究,并對 不同溫度下試樣彈性模量的變化情況進行研究,結 果可為提高 CMT電弧增材成型2319鋁合金的力 學性能提供理論基礎。
1 試驗材料及方法
1.1 試驗材料
采用直徑為1.2mm 的ER2319鋁合金焊絲進 行試驗,基板厚度為30mm,材料為 AA2219鋁合 金,試驗前用丙酮脫脂對基板進行清洗,然后拋光。 焊絲的化學成分分析結果如表1所示。
1.2 試驗方法
1.2.1 成型工藝及熱處理
采用電弧增材成型方式制備2319鋁合金試樣 (WAAM2319),成 型 方 式 為 CMT + PADV。 WAAM2319試樣的宏觀形貌如圖1所示,分為縱 向試樣和橫向試樣。
WAAM2319試樣的熱處理方法為:固溶處理, 將試樣放置在馬弗爐中,隨爐升溫至535 ℃,保溫 1h,從爐中取出后立即進行水淬;人工時效,將試樣 隨爐升溫至175℃,保溫6h,隨爐冷卻至室溫。
1.2.2 力學性能測試
拉伸試樣的取樣位置如圖2所示,拉伸試樣的 尺寸如圖3所示。取拉伸試驗完成后的試樣進行硬 度測 試,測 試 位 置 如 圖 4 所 示。拉 伸 試 驗 在 INSTRON5982型萬能拉伸試驗機上進行。采用 HB-300C型布氏硬度計進行硬度測試,每個試樣測 3個點并取平均值。
彈性模量試樣的取樣位置如圖5所示。使用 RFDA HT1600-DS型高溫彈性模量測試儀進行測 試,測試溫度分別為室溫、100℃和150℃,彈性模量試樣為80mm×20mm×4mm(長度×寬度× 高度)的板狀試樣,每個方向測量兩個試樣,每個試 樣測量3次,然后取平均值。
1.2.3 金相檢驗
金相試樣的取樣位置如圖4所示,將試樣進行樹 脂熱鑲后,分別用粒度為240,600,1200,2000目 (1目=25.4mm)的水磨砂紙在流水下進行打磨,然 后依次用粒度為9μm和3μm的金剛石研磨膏進行 粗拋光,最后用粒度小于0.05μm的硅膠懸濁液進行 精拋光,得到鏡面試樣,用乙醇沖洗并吹干。用 ImagerM2m型光學顯微鏡對試樣進行金相檢驗。
2 試驗結果與討論
2.1 金相檢驗
沉積態(tài)試樣的顯微組織形貌如圖6所示。由圖6 可知:縱向試樣的組織出現(xiàn)分層,形態(tài)為較大等軸枝晶、柱狀晶和細小等軸晶;橫向試樣的組織為等軸晶。
熱處理態(tài)試樣的顯微組織形貌如圖7所示。由圖 7可知:組織中存在的枝晶及晶間、晶內(nèi)的第二相顆粒 在熱處理后基本消失,晶粒尺寸較均勻,且較大。
試樣中氣孔的微觀形貌如圖8所示,可見試樣 中氣孔尺寸較小,大部分氣孔的直徑小于80μm,氣 孔呈圓形,且單獨分布。
2.2 力學性能測試
2.2.1 拉伸試驗
試樣的抗拉強度測試結果如圖9所示,可見沉 積態(tài)試樣的抗拉強度在同一方向上分布均勻,縱向 試樣的抗拉強度比橫向試樣的抗拉強度小9.3%, 縱向試樣的抗拉強度存在各向異性;熱處理態(tài)試樣 的抗拉強度較沉積態(tài)試樣的抗拉強度提高了約 35%,縱向試樣的抗拉強度比橫向試樣的抗拉強度 小9.7%,縱向試樣的抗拉強度存在各向異性。
2.2.2 硬度測試
試樣的硬度測試結果如圖10所示,可見沉積態(tài)試樣的硬度在同一方向上差距較小,且分布均勻,縱 向試樣的硬度與橫向試樣的硬度基本一致;熱處理 態(tài)試樣較沉積態(tài)試樣的硬度提高了約40%,且縱向 試樣的硬度與橫向試樣的硬度基本一致,存在較小 的各向異性。
2.2.3 彈性模量測試
熱處理態(tài)試樣的彈性模量測試結果如圖11所 示,可見縱向試樣和橫向試樣的彈性模量基本一致, 隨著試驗溫度的升高,彈性模量均呈下降趨勢。
3 綜合分析
由金相檢驗結果可知:沉積態(tài)縱向試樣的組織 出現(xiàn)分層,原因是當焊縫發(fā)生凝固時,下一層焊縫會 使已經(jīng)凝固的焊縫重新熔化,而 WAAM 是層層堆 積的過程,層間的熱循環(huán)比較復雜,焊縫熔池凝固是 一個典型的非平衡凝固過程,各層間經(jīng)歷了多次重 熔,散熱變慢,且熱輸入增加,導致液態(tài)金屬的停留 時間變長,晶粒尺寸變大,最終形成了較大等軸晶和 柱狀晶;層間重熔過程中,有小部分區(qū)域迅速冷卻, 最終形成了細小等軸晶;增材成型過程中,橫向試樣 的受熱比較均勻,其顯微組織以等軸晶為主。經(jīng)熱 處理后,附著在晶界上的大部分共晶物顆粒發(fā)生溶 解,擴散進入鋁基體,Cu原子在鋁基體中的極限固 溶度小于合金中的Cu原子含量,有一部分Cu原子 無法溶解,固溶處理后仍然以 Al-Cu化合物的形式 存在,因此熱處理態(tài)試樣的基體上仍均勻分布有顆 粒狀第二相,顆粒狀第二相為θ(Al2Cu)相。試樣中 的氣孔大部分是氫氣孔,還有少部分是凝固過程中, 因晶間金屬補充不及時而形成的孔洞。在電弧的高 溫作用下,絲材中殘留的水分、油脂和碳氫污染物迅 速分解為氫原子并進入熔池,最終形成氣孔,同時氫 氣孔會依附在第二相顆?；蛑П鄣刃魏速|(zhì)點處, 在凝固前形核并長大。試樣中大量形狀不規(guī)則的共 晶物和枝晶組織會為氣孔提供形核質(zhì)點,促進其形 核并脫離,但是細小的枝晶會阻礙氣孔相互合并,因 此試樣中氣孔的尺寸較小。
由力學性能測試結果可知:熱處理態(tài)試樣的抗 拉強度較高,原因是熱處理過程中,形成了高溫固溶 體,在隨后的時效處理過程中,冷卻速率較快,高溫 固溶體形成了具有大量空位的Cu溶質(zhì)原子過飽和固溶體,多余的Cu原子從晶界處析出,形成了析出 強化[5-7]?？v向試樣的力學性能存在各向異性,原因 是試樣經(jīng)熱處理后,在Cu原子的析出強化作用下, 試樣的抗拉強度升高,熱處理后縱向試樣仍然存在 尺寸較大的柱狀晶,橫向試樣為尺寸較小的等軸晶, 因此縱向試樣的抗拉強度低于橫向試樣的抗拉強 度。彈性模量反映了原子間結合力的大小,隨著試 驗溫度升高,原子間的間距增大,原子間的結合力減 弱,彈性模量降低[8]。
4 結論
WAAM2319沉積態(tài)和熱處理態(tài)縱向試樣的抗 拉強度存在各向異性,原因是縱向試樣的組織不均 勻,存在分層現(xiàn)象。熱處理后,試樣的抗拉強度和硬 度升高,原因是試樣經(jīng)熱處理后,存在Cu原子的析 出強化作用。熱處理后,縱向試樣和橫向試樣的彈 性模量基本一致,隨著試驗溫度的升高,彈性模量均 呈下降趨勢。
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