5356鋁合金電弧快速成型工藝及組織性能

劉俊嶺 ，劉正文 ，王龍飛 ，陳英杰 ，焦向東

（1.北京化工大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，北京100029；2.北京石油化工學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院，北京102617）

0 前言

電弧焊接快速成型技術(shù)是以焊接技術(shù)為基礎(chǔ)，快速成型技術(shù)為理念，將熔化的材料逐層堆積，最終形成實(shí)體零件的先進(jìn)材料加工技術(shù)[1]。電弧焊接快速成型技術(shù)是一種效率高、成本低、柔性高、適用性廣的新型材料加工技術(shù)，備受各行業(yè)的青睞[2-3]。目前，以增材制造為理念的材料加工方法蓬勃發(fā)展，為以車銑刨磨為代表的傳統(tǒng)加工行業(yè)注入新的血液。

金屬零件在成型過程中，隨著堆積層數(shù)的增加，其自身熱量會逐漸累加，造成溫度升高并改變后續(xù)堆積材料散熱速度。溫度會影響材料的凝固組織，從而影響成型件的形貌和性能。因此，研究熱輸入量和層間冷卻時間對成型件形貌和性能的影響具有重要的實(shí)際指導(dǎo)意義。

本研究采用不同的電流和層間冷卻時間進(jìn)行5356鋁合金件的多層單道堆焊快速成型，通過微觀組織觀察和力學(xué)性能測試研究焊接電流和層間冷卻時間對成型件質(zhì)量的影響。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)選用直徑1.2 mm的ER5356鋁合金焊絲作為熔覆材料，基板為5052鋁合金板，尺寸300mm×50 mm×10 mm，試驗(yàn)前用鋼絲刷刷去氧化層，并用丙酮洗去油污，焊接采用純氬氣進(jìn)行保護(hù)，氣體流量15 L/min。試驗(yàn)設(shè)備為KEMPPI公司生產(chǎn)的FastMig Pulse 450脈沖MIG焊機(jī)和北京卓立漢光儀器有限公司生產(chǎn)的SC300位移控制臺。

采用脈沖MIG焊接方法進(jìn)行多層單道的成型試驗(yàn)，利用單一變量法進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，分別研究焊接電流和層間冷卻時間對成型件形貌、微觀組織和抗拉強(qiáng)度的影響，設(shè)定焊接參數(shù)如表1所示（焊接電壓由智能焊機(jī)自行匹配），每個試樣堆積20層，每層層高約1.5 mm。

表1 焊接工藝參數(shù)Table 1 welding parameters

堆焊結(jié)束后，用線切割從成型件中截取橫截面試樣，利用金相顯微鏡觀察和分析微觀組織，利用萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，利用掃描電鏡觀察焊縫及斷口微觀組織。

2 試驗(yàn)結(jié)果分析

2.1 成型結(jié)果宏觀比較

當(dāng)層間冷卻時間為60s，焊接電流為70A、80A、90 A、100 A時成型件的宏觀形貌如圖1所示。電流為70 A時，成型件側(cè)壁較為平整，上表面起弧區(qū)和熄弧區(qū)有一定的高度差。隨著電流的增大，熱輸入增大，層間熱積累變大，上層焊道向兩側(cè)鋪展，導(dǎo)致層間結(jié)合處變得更加粗糙不平，當(dāng)焊接電流到達(dá)100 A時，側(cè)壁出現(xiàn)明顯的凸起。

圖1 不同焊接電流下單道多層試樣照片F(xiàn)ig.1 Photos of multilayer specimen under different welding currents

當(dāng)焊接電流為80 A，層間冷卻分別為0 s、30 s、60 s、90 s時的宏觀形貌如圖2所示。層間冷卻時間較短時，熱積累隨著堆積層數(shù)的增加而增大，焊絲熔化后的液態(tài)金屬的鋪展性增強(qiáng)，層與層之間熔合質(zhì)量較低，試樣總高度略有降低，寬度變大，層間結(jié)合處金屬塌陷趨勢有所增強(qiáng)，隨著層間冷卻時間的增大，液態(tài)金屬的鋪展性降低，會造成側(cè)壁成型粗糙[4]。由圖2可知，冷卻時間為60 s時成型效果最好。

2.2 成型件微觀組織

鋁合金在不同電流情況下成型件的微觀組織如圖3所示。在α（Al）過飽和固溶體基體上主要是均勻分布的β（Mg5Al8）相。隨著焊接電流的增大，溫度升高，β（Mg5Al8）在α中的溶解度增大，導(dǎo)致β（Mg5Al8）相的含量逐漸減少，β（Mg5Al8）相晶粒尺寸逐漸變大，且試樣中逐漸出現(xiàn)（FeMn）Al6雜質(zhì)相[5]。

圖2 不同冷卻時間下單道多層試樣照片F(xiàn)ig.2 Photos of multilayer specimen under different cooling time

圖3 不同焊接電流下成型試樣的微觀組織Fig.3 Microstructure of specimen under different welding currents

當(dāng)焊接電流較小時，成型過程中熱輸入量較低，冷卻速度較快，容易導(dǎo)致過冷度較大，形成均勻細(xì)小的等軸晶。當(dāng)焊接電流開始增大，成型過程熱輸入量變大，熱積累量增加，增加液態(tài)金屬處于高溫狀態(tài)的時間，晶粒尺寸變大，同時也降低了散熱速度，過冷度減小，晶體容易沿垂直成型方向生長，形成柱狀晶[6]。

鋁合金在不同層間冷卻時間下成型件的微觀組織如圖4所示。當(dāng)層間冷卻時間為0 s時，成型件中存在較多的 β（Mg5Al8）相和少量的（FeMn）Al6雜質(zhì)相，隨著層間冷卻時間的增大，晶粒尺寸減小，結(jié)晶間隙減小，結(jié)晶時晶間偏析減少，β（Mg5Al8）相含量也有所減少。

圖4 不同冷卻時間下成型試樣的微觀組織Fig.4 Microstructure of specimen under different interlaminar cooling time

層間冷卻時間較短時，焊道處于高溫狀態(tài)，隨著層數(shù)的堆積，散熱效果逐漸變差，熱量積累增加，未有效散熱的成型件中的晶粒逐漸增大，當(dāng)層間冷卻時間增加，熱積累減少，溫度降低，焊道在凝固過程中的過冷度增大，形成均勻細(xì)小的等軸晶。

2.3 成型件的抗拉強(qiáng)度

不同電流下成型件的抗拉強(qiáng)度如圖5所示。成型件的最大抗拉強(qiáng)度隨著電流的增大而增大，當(dāng)電流為90 A時，抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大（273.57 MPa）。由微觀組織圖（見圖4）可知，當(dāng)焊接電流增大時β（Mg5Al8）相減少，電流達(dá)到 90 A 時，β（Mg5Al8）相數(shù)量相對較少且分布較均勻，焊接電流繼續(xù)增大時，（FeMn）Al6雜質(zhì)相含量增多，故焊接電流100 A時抗拉強(qiáng)度略有降低。

圖5 不同焊接電流下試樣的抗拉強(qiáng)度Fig.5 Tensile strength under different welding currents

不同電流下成型件的拉伸斷口形貌如圖6所示。成型件斷口存在大量不同大小的韌窩。韌窩尺寸隨著電流的增加而增大，成型件的塑性增強(qiáng)。

圖6 不同焊接電流下成型試樣斷口形貌Fig.6 Fracture morphology of specimen under different welding currents

不同層間冷卻時間下成型件的抗拉強(qiáng)度如圖7所示。隨著冷卻時間的增加，成型件的抗拉強(qiáng)度逐漸增大，當(dāng)冷卻時間為90 s時抗拉強(qiáng)度達(dá)到最大值269.86 MPa。隨著冷卻時間的增大，成型件中β（Mg5Al8）相的含量減少，層間熱積累減少，焊道凝固過程中過冷度增大，形成均勻細(xì)小的等軸晶。因此，試樣的抗拉強(qiáng)度隨著層間冷卻時間的增加而增加，且變化趨勢趨于平緩。

圖7 不同冷卻時間下試樣的抗拉強(qiáng)度Fig.7 Tensile strength under different cooling time

不同層間冷卻時間下成型件的拉伸斷口如圖8所示。成型件斷口存在大量不同大小的韌窩。韌窩的尺寸隨著層間冷卻時間的增加而增大，成型件的塑性增強(qiáng)。

圖8 不同層間冷卻時間下拉伸斷口形貌Fig.8 Fracture morphology of specimen under different interlaminar cooling time

3 結(jié)論

（1）在焊接電流為 70 A、80 A、90 A 時，成型件組織主要為均勻細(xì)小的等軸晶，當(dāng)焊接電流繼續(xù)增大，其晶粒增大，容易形成柱狀晶。

（2）在相同焊接電流下，抗拉強(qiáng)度隨著層間冷卻時間的增加而增加，但只有在適當(dāng)?shù)膶娱g冷卻時間下才能獲得美觀的側(cè)壁。

（3）在拉伸試驗(yàn)中，成型件的斷裂為典型的韌性斷裂，且韌性隨著電流和層間冷卻時間的增加而增加。

[1] 盧秉恒，李滌塵.增材制造（3D打印）技術(shù)發(fā)展[J].機(jī)械制造與自動化，2013，42（4）：1-4.

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[3] 余東滿，李曉靜，高志華.快速成型技術(shù)工藝特點(diǎn)及影響精度的因素[J].機(jī)械設(shè)計(jì)與制造，2011（7）：112-114.

[4] 申俊琦，胡繩蓀，劉望蘭，等.鋁合金焊接快速成型層間間隔時間分析[J].焊接學(xué)報，2008（5）：109-112.

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