電弧軌跡對CMT電弧增材制造Inconel 625合金厚壁件組織與性能的影響

徐文虎，張培磊,2，蔣 旗,2，劉志強(qiáng),2，于治水,2，葉 欣,2，吳 頔,2，史海川,2

(上海工程技術(shù)大學(xué)1.材料工程學(xué)院，2.上海市激光先進(jìn)制造技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心，上海 201620)

0 引 言

近幾十年來,增材制造技術(shù)在制造行業(yè)中得到廣泛的應(yīng)用。與傳統(tǒng)的減材制造成形零件相比，增材制造成形零件具有表面精度高、生產(chǎn)成本低、生產(chǎn)效率高等優(yōu)點(diǎn)而得到迅速發(fā)展[1]。目前，增材制造技術(shù)一般以激光、電子束、電弧等為熱源，其中以激光和電子束為熱源的增材制造技術(shù)因制造成本高昂而難以在工業(yè)上得到大規(guī)模應(yīng)用，而成本低廉、成形效率高的電弧增材制造技術(shù)得到快速發(fā)展[2]。

鎳基高溫合金由于具有良好的耐腐蝕性能、拉伸性能、可焊接性和耐高溫氧化性而廣泛應(yīng)用于航空航天、石油化工、船舶航海等領(lǐng)域[3-5]。Inconel 625合金作為一種鎳基高溫合金，通過控制其組織內(nèi)部析出相的形態(tài)與大小來達(dá)到一定的強(qiáng)化效果[6-7]。目前，有關(guān)Inconel 625合金增材制造方面的研究主要集中在以激光為熱源的增材制造方面[8-9]。由于以激光為熱源的增材制造技術(shù)的成本高、效率低，因此很多學(xué)者將研究方向轉(zhuǎn)向效率更高、成本更低的電弧增材制造方面，而在電弧增材制造技術(shù)中研究較多的是等離子弧增材制造技術(shù)。徐富家等[10-11]分別研究了電弧軌跡和工藝參數(shù)對等離子弧增材制造Inconel 625合金組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)采用往復(fù)堆積方式獲得的合金具有較好的力學(xué)性能，并且在將熱輸入降低至18 kW·min·m-1后，組織內(nèi)部不會出現(xiàn)明顯的轉(zhuǎn)變層，進(jìn)而優(yōu)化零件的力學(xué)性能。冷金屬過渡(CMT)技術(shù)是依靠短路過渡并由控制系統(tǒng)精密控制的一項(xiàng)新型技術(shù)，該技術(shù)以CMT電弧作為熱源進(jìn)行電弧增材制造，具有能量密度高、表面成形好和焊接缺陷少等優(yōu)點(diǎn)，尤其適用于大型零件的生產(chǎn)。已有研究[12-13]表明，電弧軌跡的合理規(guī)劃對電弧增材制造過程的順利進(jìn)行，以及獲取更高精度成形件和提高成形效率均有重要意義；而目前有關(guān)電弧軌跡對CMT電弧增材制造Inconel 625合金組織與性能方面的研究較少。因此，作者采用以CMT電弧為熱源，Inconel 625合金焊絲為沉積材料的增材制造技術(shù)制備Inconel 625合金厚壁件，對比研究了擺動與兩道多層2種電弧軌跡下合金厚壁件的成形性能、顯微組織和力學(xué)性能。

圖1 CMT電弧增材制造過程中擺動和兩道多層電弧軌跡示意Fig.1 Diagram of oscillating (a) and two-pass multi-layer (b) arc trajectories during CMT arc additive manufacturing process

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用基板為316L不銹鋼，基板尺寸為200 mm×45 mm×15 mm，化學(xué)成分見表1，將基板表面打磨至無油脂和銹跡后，用酒精擦拭并烘干。試驗(yàn)用沉積材料為由SPECIAL METALS 公司提供的Inconel 625合金焊絲，其化學(xué)成分見表2。

表1 316L不銹鋼基板的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

表2 Inconel 625合金焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 2 Chemical composition of Inconel 625 alloywire (mass) %

采用ABB IRB 4600機(jī)器人、IRBP A250變位器、IRT 501導(dǎo)軌一起組成的聯(lián)動協(xié)同9軸運(yùn)動平臺,再通過device-net將伏能士CMT Advance4000焊機(jī)同機(jī)器人結(jié)合在一起，共同搭建CMT電弧增材制造快速成形系統(tǒng)平臺，利用該平臺制備Inconel 625合金厚壁件。由于在高溫空氣環(huán)境中Inconel 625合金表面易氧化，因此在制備過程中采取添加氣罩保護(hù)的方式，該方式還可減少飛濺產(chǎn)生[14]。采用擺動和兩道多層2種電弧軌跡，具體路徑如圖1所示；在路徑規(guī)劃中均采用往復(fù)方式，以防止出現(xiàn)起弧處凸起與收弧處塌陷的現(xiàn)象[15]。采用擺動電弧軌跡時焊槍機(jī)械擺動寬度為10 mm，擺動長度為3 mm，左側(cè)停留距離L為0.3 mm，中間停留距離C為0.1 mm，右側(cè)停留距離R為0.3 mm，送絲速度為8.5 m·min-1,焊接速度為8 mm·s-1，平均電流為165 A，平均電壓為21.3 V；采用兩道多層電弧軌跡時，送絲速度為6.5 m·min-1,焊接速度為8 mm·s-1，平均電流為139 A，平均電壓為17.8 V。2種電弧軌跡下制備得到厚壁件試樣的尺寸均為160 mm×14 mm×85 mm。

沿垂直于沉積方向截取金相試樣，經(jīng)預(yù)磨、拋光，用王水腐蝕后，采用VHX-5000型光學(xué)顯微鏡觀察組織。按照GB/T 13329-2006，沿垂直于沉積方向與平行于沉積方向采用線切割方法加工拉伸試樣，分別記作垂直試樣和平行試樣，并在同一位置附近分別取3個試樣，拉伸試樣的取樣位置與尺寸如圖2所示。在AG-25TA型萬能材料拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為2 mm·min-1，試驗(yàn)結(jié)束后采用TESCAN VEGA3型掃描電鏡(SEM)觀察斷口形貌。

圖2 拉伸試樣的取樣位置與尺寸Fig.2 Sampling location and size of tensile sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 成形性能

由圖3可以看出：在擺動電弧軌跡增材制造過程中出現(xiàn)了飛濺現(xiàn)象，這是因?yàn)樵诤笜寯[動過程中電弧的挺度不足，由電弧產(chǎn)生的洛倫茲力發(fā)生偏移，難以維持熔滴在電弧推力下進(jìn)行平穩(wěn)的過渡而產(chǎn)生的；在無機(jī)械擺動的兩道多層電弧軌跡增材制造過程中，熔滴過渡穩(wěn)定，無明顯飛濺現(xiàn)象，在熔滴過渡過程中，電弧穩(wěn)定，成形件表面光滑平整。

2.2 顯微組織

由圖4可以看出：采用不同電弧軌跡增材制造的厚壁件成形均勻，無明顯氣孔、夾渣等缺陷，沉積層間分層明顯，且沉積層間存在明顯的熔合線與重熔區(qū)；擺動電弧軌跡下重熔區(qū)在厚壁件中間部分較寬。在擺動過程中當(dāng)電弧移動到邊緣時停留時間較短[16]，并且當(dāng)上一層金屬沉積結(jié)束后，在后續(xù)冷卻過程中厚壁件邊緣與空氣接觸，導(dǎo)致邊緣的溫度較低，因此當(dāng)下一層金屬沉積在邊緣時，在溫度較低和熱輸入較低的條件下重熔金屬較少，導(dǎo)致該區(qū)域重熔區(qū)不明顯。在每一道沉積層中都存在一個半橢球形的區(qū)域，該區(qū)域處在電弧的中心位置，即重熔區(qū)，這是由于電弧中心區(qū)域的熱流密度較大，使得電弧中心部位的熔深較大而導(dǎo)致的。不同電弧軌跡增材制造厚壁件的截面組織均主要為向外延生長的樹枝晶，且樹枝晶中存在二次枝晶以及三次枝晶，而擺動電弧軌跡下的三次枝晶較多。兩道多層電弧軌跡下厚壁件重熔區(qū)的枝晶較為細(xì)小，這是因?yàn)橹厝蹍^(qū)是已經(jīng)沉積的金屬重新熔化而形成的，其周圍已經(jīng)沉積的金屬溫度已降低，且金屬的散熱速率大于空氣的散熱速率，導(dǎo)致重熔區(qū)在結(jié)晶時的溫度梯度較大，因此形成的晶粒較細(xì)小。

圖3 擺動與兩道多層電弧軌跡增材制造厚壁件的宏觀形貌Fig.3 Macromorphology of additive manufactured thick-wall parts with oscillating (a) and two-pass multi-layer (b) arc trajectories

參考文獻(xiàn)[17]，焊接熱輸入的計算公式為

(1)

式中：E為焊接熱輸入；η為熱效率系數(shù)，取0.8；U為電壓；I為電流；v為焊接速度。

計算得到擺動和兩道多層電弧軌跡下的焊接熱輸入分別為351.45,247.42 J·mm-1?？芍獢[動電弧軌跡下的焊接熱輸入較高，結(jié)晶時間較長，結(jié)晶速率低，因此厚壁件組織中的三次枝晶較多，且枝晶間距較大；同時長時間的結(jié)晶導(dǎo)致枝晶間偏析出大量低熔點(diǎn)元素，形成低熔點(diǎn)共晶相，這些共晶相不耐腐蝕，因此腐蝕后枝晶間距較大。

2.3 拉伸性能

由圖5可以看出：擺動電弧軌跡下厚壁件的拉伸性能較均勻，載荷-位移曲線重合度高，這是由于在擺動電弧軌跡下，每層重熔的金屬量相近，且分布較均勻?qū)е碌模辉趦傻蓝鄬与娀≤壽E下，每一道沉積層中都存在一個重熔區(qū)，且重熔區(qū)內(nèi)過冷度較大，易產(chǎn)生元素偏析，導(dǎo)致重熔區(qū)組織不均勻，從而造成厚壁件出現(xiàn)拉伸性能不均勻的現(xiàn)象。

圖4 擺動與兩道多層電弧軌跡增材制造厚壁件的截面形貌Fig.4 Cross section morphology of additive manufactured thick-wall parts with oscillating (a-b) and two-pass multi-layer (c-d) arc trajectories: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification

圖5 擺動與兩道多層電弧軌跡增材制造厚壁件在拉伸過程中的載荷-位移曲線Fig.5 Load-displacement curves of additive manufactured thick-wall parts with oscillating (a) and two-pass multi-layer (b) arc trajectories during tensile

由表3可以看出：不同電弧軌跡增材制造厚壁件在垂直于沉積方向的斷后伸長率都高于平行于沉積方向的，平行于沉積方向的抗拉強(qiáng)度均大于垂直于沉積方向的；兩道多層電弧軌跡增材制造厚壁件的平均抗拉強(qiáng)度為716 MPa，高于擺動電弧軌跡增材制造厚壁件的(674 MPa)。

增材制造試樣的抗拉強(qiáng)度各向異性百分比A的計算公式為

表3 擺動與兩道多層電弧軌跡增材制造厚壁件的拉伸性能

(2)

式中：Pmax為試樣的最大抗拉強(qiáng)度；Pmin為試樣的最小抗拉強(qiáng)度。

計算得到擺動與兩道多層電弧軌跡增材制造厚壁件的抗拉強(qiáng)度各向異性百分比分別為4%，4.5%?？芍@兩種電弧軌跡增材制造厚壁件的垂直與水平抗拉強(qiáng)度的差異很小，可以忽略[18]。

由圖6可以看出：2種電弧軌跡增材制造厚壁件的拉伸斷口上均存在大量韌窩，斷裂類型均為韌性斷裂，并且平行于沉積方向的拉伸斷口上存在凹槽。厚壁件的晶粒生長方式都是外延生長，生長方向基本一致，在拉伸時于拉伸方向上發(fā)生韌性斷裂，而枝晶間的析出相與低熔點(diǎn)共晶相的塑性較差，易發(fā)生脆斷而形成凹槽狀斷口。

圖6 擺動和兩道多層電弧軌跡增材制造厚壁件的拉伸斷口SEM形貌Fig.6 SEM morphology of tensile fracture of additive manufactured thick-wall parts with oscillating (a-b) and two-pass multi-layer (c-d) arc trajectories: (a, c) parallel samples and (b, d) vertical samples

3 結(jié) 論

(1) 在擺動電弧軌跡增材制造過程中出現(xiàn)飛濺現(xiàn)象，厚壁件表面粗糙，而兩道多層電弧軌跡增材制造過程中，無明顯飛濺現(xiàn)象，厚壁件表面光滑平整。

(2) 擺動與兩道多層電弧軌跡增材制造厚壁件的成形均勻，無明顯氣孔、夾渣等缺陷，沉積層間存在明顯的熔合線與重熔區(qū)，樹枝晶的生長方式均為外延生長，且樹枝晶中存在二次枝晶以及三次枝晶；兩道多層電弧軌跡下厚壁件的枝晶間距小于擺動電弧軌跡下的，且三次枝晶較多。

(3) 兩道多層電弧軌跡增材制造厚壁件的平均抗拉強(qiáng)度為716 MPa，高于擺動電弧軌跡增材制造厚壁件的(674 MPa)；擺動與兩道多層電弧軌跡增材制造厚壁件的抗拉強(qiáng)度各向異性百分比均很小，分別為4%，4.5%；2種電弧軌跡增材制造厚壁件的拉伸斷口上均存在大量韌窩，斷裂類型均為韌性斷裂。