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(xué)性能,以及不同溫度對(duì)彈性模量的影響。結(jié)果表明:沉積態(tài)縱向試樣的抗拉強(qiáng)度比橫向試樣小 9.3%,縱向試樣的抗拉強(qiáng)度存在各向異性;熱處理后,試樣的抗拉強(qiáng)度提高了約35%,縱向試樣的 抗拉強(qiáng)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(yàn)溫度 的升高,彈性模量均呈下降趨勢(shì)。 

關(guān)鍵詞:電弧增材制造;冷金屬過渡焊;顯微組織;力學(xué)性能;彈性模量 

中圖分類號(hào):TB31                    文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A                               文章編號(hào):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(chǔ)上升級(jí)而成的,具體流程為:按照計(jì)算機(jī)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(dá)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(zhǎng)控制精確、熱輸入 量小、飛濺少等工藝特點(diǎn),適用于低熔點(diǎn)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(chǔ)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(qiáng)度和硬度較 高,可進(jìn)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(xué)成分相差不大,但價(jià)格較低。目前,國(guó)內(nèi)許 多學(xué)者對(duì)CMT電弧增材成型2319鋁合金的顯微 組織和力學(xué)性能進(jìn)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(shí)間等因素對(duì) 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(duì)不同熱處理工藝下,CMT電弧增 材成型2319鋁合金構(gòu)件的組織和力學(xué)性能進(jìn)行了 研究,發(fā) 現(xiàn) 熱 處 理 后 構(gòu) 件 的 最 高 抗 拉 強(qiáng) 度 為 386.2MPa。目 前,國(guó) 內(nèi) 對(duì) CMT 電 弧 增 材 制 造2319鋁合金彈性模量的研究較少。 

筆者對(duì) 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(xué)性能進(jìn)行研究,并對(duì) 不同溫度下試樣彈性模量的變化情況進(jìn)行研究,結(jié) 果可為提高 CMT電弧增材成型2319鋁合金的力 學(xué)性能提供理論基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料及方法 

1.1 試驗(yàn)材料 

采用直徑為1.2mm 的ER2319鋁合金焊絲進(jìn) 行試驗(yàn),基板厚度為30mm,材料為 AA2219鋁合 金,試驗(yàn)前用丙酮脫脂對(duì)基板進(jìn)行清洗,然后拋光。 焊絲的化學(xué)成分分析結(jié)果如表1所示。 

1.2 試驗(yàn)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(jìn)行水淬;人工時(shí)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(xué)性能測(cè)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(yàn)完成后的試樣進(jìn)行硬 度測(cè) 試,測(cè) 試 位 置 如 圖 4 所 示。拉 伸 試 驗(yàn) 在 INSTRON5982型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。采用 HB-300C型布氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試,每個(gè)試樣測(cè) 3個(gè)點(diǎn)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(cè)試儀進(jìn)行測(cè) 試,測(cè)試溫度分別為室溫、100℃和150℃,彈性模量試樣為80mm×20mm×4mm(長(zhǎng)度×寬度× 高度)的板狀試樣,每個(gè)方向測(cè)量?jī)蓚€(gè)試樣,每個(gè)試 樣測(cè)量3次,然后取平均值。

1.2.3 金相檢驗(yàn) 

金相試樣的取樣位置如圖4所示,將試樣進(jìn)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?jiān)诹魉逻M(jìn)行打磨,然 后依次用粒度為9μm和3μm的金剛石研磨膏進(jìn)行 粗拋光,最后用粒度小于0.05μm的硅膠懸濁液進(jìn)行 精拋光,得到鏡面試樣,用乙醇沖洗并吹干。用 ImagerM2m型光學(xué)顯微鏡對(duì)試樣進(jìn)行金相檢驗(yàn)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論 

2.1 金相檢驗(yàn) 

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(xì)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(dú)分布。

2.2 力學(xué)性能測(cè)試 

2.2.1 拉伸試驗(yàn) 

試樣的抗拉強(qiáng)度測(cè)試結(jié)果如圖9所示,可見沉 積態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度在同一方向上分布均勻,縱向 試樣的抗拉強(qiáng)度比橫向試樣的抗拉強(qiáng)度小9.3%, 縱向試樣的抗拉強(qiáng)度存在各向異性;熱處理態(tài)試樣 的抗拉強(qiáng)度較沉積態(tài)試樣的抗拉強(qiáng)度提高了約 35%,縱向試樣的抗拉強(qiáng)度比橫向試樣的抗拉強(qiáng)度 小9.7%,縱向試樣的抗拉強(qiáng)度存在各向異性。

2.2.2 硬度測(cè)試 

試樣的硬度測(cè)試結(jié)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(cè)試

熱處理態(tài)試樣的彈性模量測(cè)試結(jié)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(yàn)溫度的升高,彈性模量均呈下降趨勢(shì)。

3 綜合分析 

由金相檢驗(yàn)結(jié)果可知:沉積態(tài)縱向試樣的組織 出現(xiàn)分層,原因是當(dāng)焊縫發(fā)生凝固時(shí),下一層焊縫會(huì) 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(fù)雜,焊縫熔池凝固是 一個(gè)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(dǎo)致液態(tài)金屬的停留 時(shí)間變長(zhǎng),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(xì)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(kuò)散進(jìn)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(bǔ)充不及時(shí)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?xì)湮廴疚镅? 速分解為氫原子并進(jìn)入熔池,最終形成氣孔,同時(shí)氫 氣孔會(huì)依附在第二相顆?；蛑П鄣刃魏速|(zhì)點(diǎn)處, 在凝固前形核并長(zhǎng)大。試樣中大量形狀不規(guī)則的共 晶物和枝晶組織會(huì)為氣孔提供形核質(zhì)點(diǎn),促進(jìn)其形 核并脫離,但是細(xì)小的枝晶會(huì)阻礙氣孔相互合并,因 此試樣中氣孔的尺寸較小。

由力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果可知:熱處理態(tài)試樣的抗 拉強(qiáng)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(shí)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(qiáng)化[5-7]?？v向試樣的力學(xué)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(qiáng)化作用下, 試樣的抗拉強(qiáng)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(qiáng)度低于橫向試樣的抗拉強(qiáng) 度。彈性模量反映了原子間結(jié)合力的大小,隨著試 驗(yàn)溫度升高,原子間的間距增大,原子間的結(jié)合力減 弱,彈性模量降低[8]。 

4 結(jié)論 

WAAM2319沉積態(tài)和熱處理態(tài)縱向試樣的抗 拉強(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)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(yàn)溫度的升高,彈性模量均 呈下降趨勢(shì)。

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<文章來源 > 材料與測(cè)試網(wǎng) > 期刊論文 > 理化檢驗(yàn)－物理分冊(cè) > 59卷 > 5期 (pp:5-8)>