電弧增材制造Al-Zn-Mg-Cu合金組織與性能的研究

郄默繁 何長樹 李送斌 尹玉環 封小松

（1.上海航天設備制造總廠有限公司，上海 201100；2.東北大學材料科學與工程學院，沈陽 110819）

1 引言

Al-Zn-Mg-Cu 合金作為一種高強鋁合金，是航空航天領域的主要結構材料[1,2]。近年來，隨著航空航天器向著大型化、整體化方向發展，傳統的“鑄造+鍛造+機加工”制造模式已經逐漸難以滿足大尺寸復雜零件高效、低成本的制造需求。

與傳統制造方法相比，增材制造技術根據三維模型直接成形零件，制造過程中所需裝配模具少，成形后機加工工作量小，材料利用率高，生產周期短，可以突破傳統制造模式下的瓶頸，更適于小批量、復雜形狀零件的生產[3]。2020年前，Al-Zn-Mg-Cu 合金的增材制造研究主要集中于以激光為熱源的增材制造方式上[4,5]。但Al-Zn-Mg-Cu 合金的結晶溫度范圍寬，熱裂紋傾向高，并且其主要合金元素為低蒸汽壓的Zn 和Mg 元素，因此激光能量密度高、熔池溫度梯度大的特點會帶來嚴重的合金元素損失和熱裂紋問題。Kaufmann 等[6]發現7075 鋁合金在選擇性激光熔化過程中Zn 元素的損失可達30.8%，并且熱裂紋的存在不可避免。Zeng 等[7]也認為7050 鋁合金在選擇性激光熔化過程中的熱裂紋難以通過調整工藝參數來消除。

電弧增材制造（Wire-arc Additive Manufacturing,WAAM）技術以電弧為熱源熔化金屬絲材，逐層成形目標零件[8]。與激光相比，電弧的熱輸入和熔池溫度梯度較小，這有利于改善合金元素損失和熱裂紋的問題[9]。除此之外，WAAM 對制造環境要求低，原材料易獲得，對零件尺寸的限制少[10]。因此，WAAM 是一種比較理想的制造復雜結構大型Al-Zn-Mg-Cu 合金零件的方法。

直到2020年，WAAM Al-Zn-Mg-Cu 合金的研究才見報導，Dong 等[11]使用MIG 成形了7055 鋁合金，其抗拉強度為239.2MPa，延伸率為3.4%；Yu 等[12]使用TIG 模式成形的Al-Zn-Mg-Cu 合金成形件的抗拉強度為240 MPa，延伸率為2.9%。與其它熱源形式相比，CMT 模式具有電弧穩定和熱輸入低的優點，有利于氣孔率的控制及成形件力學性能的提高[13]。Klein 等[14]使用CMT 模式得到了抗拉強度達到278 MPa，延伸率為2.5%的Al-Zn-Mg-Cu 合金成形件，但其拉伸性能仍與工業應用有較大的差距，如何進在現有基礎上進一步提高成形件的力學性能是WAAM Al-Zn-Mg-Cu合金研究的主要方向。

本研究選用脈沖CMT（Pulse CMT,CMT-P）、變極性CMT（Advanced CMT,CMT-ADV）和脈沖變極性CMT（Pulse Advanced CMT,CMT-PADV）三種電弧模式進行了Al-Zn-Mg-Cu 合金的WAAM 實驗，探究了WAAM 成形件的微觀組織和力學性能之間的聯系，旨在揭示電弧模式對微觀組織和力學性能的影響機理。

2 試驗材料與方法

選用直徑1.2 mm 的7075 鋁合金焊絲材作為填充材料，在6mm 厚7075-T6 鋁合金軋板上進行電弧增材制造，焊絲的化學成分見表1。增材過程中使用的設備為Fronius CMT Advanced 4000R 型弧焊電源和ABB IRB 2600 型弧焊機器手臂見圖1a，選用的保護氣體為99.99%的氬氣。保持焊接速度為480mm/min，送絲速度為8mm/min，層間溫度為60～70℃不變的情況下，分別使用CMT-P、CMT-ADV 和CMT-PADV三種電弧模式在基板上進行6 層電弧沉積，如圖1b所示。

圖1 WAAM 設備和WAAM 過程示意圖

表1 7075 鋁合金焊絲的成分

用于直壁墻微觀組織觀察的樣品經水磨拋光和陽極覆膜液覆膜后，使用光學顯微鏡進行觀察。使用掃描電子顯微鏡（SEM）結合能量色散X 射線光譜儀（EDS）對第二相的分布特征和成分進行表征。

拉伸性能測試試樣根據標準ISO 6892—1∶2009 制備，試樣尺寸及取樣方法如圖2a 和圖2b所示，拉伸性能測試使用100 KN的SANS電子萬能實驗機在常溫（25℃）下進行，拉伸速度為1mm/min。

圖2 拉伸試樣尺寸及取樣方法

3 結果與討論

3.1 微觀組織

增材過程中采集CMT-PADV、CMT-ADV 和CMT-P 三種電弧模式下的平均電壓和電流并根據焊接熱輸入計算公式[15]分別計算增材的熱輸入：

式中，H為熱輸入（J/mm），η為熱輸入系數，取0.9，U為平均電壓（V），I為平均電流（A），WS為焊接速度（mm/s）。計算得到三種電弧模式下的熱輸入分別為144.7J/mm、271.9J/mm 和413.6J/mm，熱輸入大小關系為：CMT-P〉CMT-ADV〉CMT-PADV。

圖3 中三種電弧模式下WAAM 直壁墻XOZ截面未經蝕刻的金相組織均可觀察到大量的氣孔，使用Image Pro Plus 計算軟件對有效區域內進行氣孔率統計，CMT-PADV、CMT-ADV 和CMT-P 模式下的氣孔率分別為(0.45±0.02)%、(0.6±0.05)%和(0.54±0.04)%，其中，CMT-PADV 模式下氣孔率最低。氣孔的產生是由于增材過程中焊絲表面氧化膜吸附的水分和熔敷金屬表面附著的合金元素氧化物會被吸入到熔池中[16，17]，而CMT-PADV 模式下變極性對熔敷金屬及焊絲表面起到了陰極清理作用，有效降低了氣孔率，另外脈沖對熔池起到了振蕩作用，也促進了氫氣和合金元素蒸汽從熔池中逸出。

對WAAM 直壁墻的YOZ截面陽極覆膜金相組織進行觀察，如圖4所示，三種電弧模式下的直壁墻均由粗大的柱狀晶組成，短軸長為200μm 左右。圖4a中可見CMT-PADV 模式下單層內柱狀晶的生長方向存在一定的差異，與下部相比，上部柱狀晶的生長方向更接近水平方向。柱狀晶的生長方向與熔池凝固過程中的散熱途徑有關[18]，熔池底部主要沿垂直方向由已成形層到基板進行散熱，因此柱狀晶長軸方向更接近于垂直方向；而熔池頂部沿垂直方向散熱的效率較差，沿水平方向通過同一層內已成形部位散熱的效率有所提高，因此柱狀晶長軸方向與水平方向的夾角更小。

圖4 不同電弧模式下WAAM 直壁墻YOZ 截面金相組織

圖4b 和圖4c 中CMT-ADV 和CMT-P 模式下直壁墻的金相組織顯示，其單層高度明顯低于CMT-PADV模式，并且層內柱狀晶生長方向基本一致，這是由于熱輸入較大，后一層對前一層的重熔區面積更大，因此頂部柱狀晶生長方向改變的特征被后一層完全重熔。除此之外，還可以注意到CMT-ADV 和CMT-P 模式下WAAM 直壁墻柱狀晶的長軸方向與CMT-PADV模式相比更加接近垂直方向，這是由于重熔深度更大，熔池凝固過程中沿垂直方向散熱的效率更高，因此其柱狀晶長軸方向相比于CMT-PADV 模式下與水平方向的夾角更大。

WAAM 過程是一個快速凝固過程，其微觀組織與鑄造組織類似，Al-Zn-Mg-Cu 合金鑄造組織的第二相種類較多，包括η(Mg(Al,Zn,Cu)2)相、T(Al2Mg3Zn3)相和S(Al2CuMg)相等[19]。為確定CMT-PADV、CMT-ADV和CMT-P 模式下WAAM 直壁墻的第二相分布特征，對直壁墻中部XOZ截面進行SEM 表征，如圖5所示。圖5a 為CMT-PADV 模式下直壁墻的SEM 圖像及局部放大圖像，晶界上可以觀察到連續的灰色第二相，放大后呈骨骼狀結構，這說明這些第二相是熔池凝固過程中產生的共晶相，另外，晶粒內部也可以觀察到2μm左右的第二相。圖5b、圖5c 分別為CMT-ADV 模式、CMT-P 模式下直壁墻中部的SEM 圖像及局部放大圖像，其第二相分布特征與CMT-PADV 模式下直壁墻的第二相分布特征并無顯著區別。

圖5 不同電弧模式下WAAM 直壁墻XOZ 截面二次電子圖像

對三種電弧模式下直壁墻晶界上的共晶相和晶粒內的第二相，見圖5 中1～7 位置，進行SEM-EDS 成分檢測，分別對應表2 中1～7 結果。表2 中EDS 結果1～6 顯示三種模式下直壁墻的第二相成分完全相同，并且晶粒內的第二相與晶界上的共晶相也具有相同的Zn、Mg 和Cu 原子比，可以確定晶界上的連續共晶相和晶內的第二相以Mg(Al,Zn,Cu)2相為主，當Cu和Al 原子向MgZn2相中擴散，并在不影響MgZn2相的晶格結構的情況下取代一部分Zn 原子時，會形成Mg(Al,Zn,Cu)2相[20]。除此之外，EDS 結果7 還顯示晶界上共晶相網絡的連結處存在少量的富Fe 相，其Fe原子含量明顯高于Zn 原子和Mg 原子，因此可以確定其為脆性的富Fe 結晶相。

表2 圖5 中第二相的SEM-EDS 成分

3.2 力學性能

為進一步確定電弧模式對WAAM 直壁墻力學性能的影響，對三種電弧模式下的Al-Zn-Mg-Cu 合金直壁墻進行水平方向的拉伸性能測試，如圖6所示。CMT-PADV、CMT-ADV 和CMT-P 模式下直壁墻水平方向的屈服強度分別為219MPa、174MPa 和144MPa，抗拉強度分別為292MPa、271MPa 和241MPa，延伸率分別為5.6%、5.3%和5.5%。三種電弧模式下直壁墻的延伸率基本相同，但屈服強度和抗拉強度存在明顯差異，從CMT-PADV 模式到CMT-P 模式呈現明顯降低的趨勢，其中CMT-PADV 模式下直壁墻的拉伸性能最佳。

圖6 不同電弧模式下WAAM 直壁墻的拉伸性能

為確定不同電弧模式下直壁墻水平方向拉伸性能存在顯著差異的原因，觀察分析直壁墻拉伸試樣斷裂位置的YOZ截面金相組織。如圖7a所示，CMT-PADV模式下直壁墻拉伸試樣的斷口輪廓平整，對局部進行放大觀察發現沿柱狀晶晶界斷裂的特征，并且晶界上連續的Mg(Al,Zn,Cu)2共晶相與未完全擴展的裂紋相連，這說明在水平方向拉伸試驗中，裂紋會優先在分布有共晶相的柱狀晶晶界上產生，并沿著柱狀晶長軸方向的晶界快速擴展。在拉伸試驗中位錯會在晶界處快速增殖、堆積并形成高密度位錯區，進而導致裂紋的產生，晶界上的連續共晶相弱化了晶界，惡化了水平方向的拉伸性能。

圖7 不同電弧模式下WAAM 直壁墻拉伸試樣斷口側面的金相組織

CMT-ADV 和CMT-P 模式下直壁墻拉伸試樣斷口的YOZ截面金相組織及局部放大圖，見圖7b 和圖7c?？梢源_定其斷裂特征與CMT-PADV 模式下相同。三種電弧模式下水平方向拉伸試樣的斷裂特征均以沿晶斷裂為主，晶界上連續的Mg(Al,Zn,Cu)2共晶相使拉伸試驗中裂紋的產生更容易，擴展更迅速，這解釋了WAAM Al-Zn-Mg-Cu 合金直壁墻水平方向的力學性能，尤其是延伸率普遍較低的原因。

另外，CMT-P 模式下直壁墻拉伸試樣的斷面可以觀察到氣孔，見圖7c 的放大圖，氣孔的存在降低了試樣的承載面積，容易造成局部應力集中，進而促進裂紋的產生與擴展，惡化力學性能[21]。值得注意的是，與CMT-PADV 模式下的直壁墻相比，CMT-ADV 和CMT-P 模式下直壁墻中氣孔的數量明顯更多，這與前文關于電弧模式與氣孔率關系的分析對應，結合三種模式下WAAM 直壁墻水平方向的拉伸性能可以證明，氣孔率較低是CMT-PADV 模式下直壁墻水平方向拉伸性能較高的原因之一。

圖8 為WAAM Al-Zn-Mg-Cu 合金直壁墻在水平方向拉伸試驗中柱狀晶的受力情況分析示意圖，拉應力F的方向為水平方向，與柱狀晶長軸方向的夾角為α，F可以分解為沿柱狀晶長軸方向的分力F和垂直于長軸方向的分力F2，結合前文對水平方向拉伸試樣斷裂行為的分析結果，裂紋的產生與擴展主要發生在柱狀晶長軸方向的晶界上，可見垂直于柱狀晶長軸方向的F2是導致裂紋產生和擴展的主要作用力。如果將導致晶界產生裂紋的臨界應力定義為FL，那么當夾角α越大時，使分力F2的值達到FL所需要的F的值越大。三種電弧模式下WAAM 直壁墻YOZ截面的陽極覆膜金相組織證明，CMT-PADV 模式下柱狀晶長軸方向和F的夾角α1明顯小于CMT-ADV 和CMT-P 模式下的夾角α2和α3，并且三種電弧模式下直壁墻的晶界情況相同，均分布著連續的Mg(Al,Zn,Cu)2共晶相，因此在拉伸試驗中夾角α更小的CMT-PADV 模式直壁墻需要更大的拉應力才能使晶界上產生裂紋并擴展，進而表現出更優的水平方向拉伸性能。

圖8 柱狀晶在水平方向拉伸試驗中的受力示意圖

4 結束語

本研究采用CMT-PADV、CMT-ADV 和CMT-P 三種電弧模式進行了Al-Zn-Mg-Cu 合金的電弧增材制造實驗，對比分析了電弧模式對直壁墻微觀組織和水平方向拉伸性能的影響，并揭示了根本原因，結論如下：

a.三種電弧模式下WAAM 直壁墻均由短軸長為200μm 左右的粗大柱狀晶構成，晶界上分布著以Mg(Al,Zn,Cu)2相為主的連續共晶相，并且直壁墻內存在大量的氣孔。

b.與CMT-ADV 和CMT-P 模式相比，CMT-PADV模式下WAAM 直壁墻的水平方向拉伸性能更好，平均抗拉強度、屈服強度和延伸率分別為292MPa、219MPa和5.6%，但三種電弧模式下WAAM 直壁墻水平方向拉伸試樣的斷裂模式均以沿晶斷裂為主。

c.CMT-PADV 模式下水平方向拉伸性能最好的主要原因是該模式下氣孔率最低，并且較小的熱輸入使柱狀晶長軸方向與水平方向的夾角最小，拉伸試驗中需要更大的拉應力才能使裂紋產生并擴展。