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根部加强的镁合金搅拌摩擦焊分析

任大鑫, 丛凌翔, 韩荣豪, 宋刚, 刘黎明

任大鑫, 丛凌翔, 韩荣豪, 宋刚, 刘黎明. 根部加强的镁合金搅拌摩擦焊分析[J]. 焊接学报, 2024, 45(1): 23-30. DOI: 10.12073/j.hjxb.20230104001
引用本文: 任大鑫, 丛凌翔, 韩荣豪, 宋刚, 刘黎明. 根部加强的镁合金搅拌摩擦焊分析[J]. 焊接学报, 2024, 45(1): 23-30. DOI: 10.12073/j.hjxb.20230104001
REN Daxin, CONG Lingxiang, HAN Ronghao, SONG Gang, LIU Liming. Study on friction stir welding of magnesium alloy with backing plate[J]. TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION, 2024, 45(1): 23-30. DOI: 10.12073/j.hjxb.20230104001
Citation: REN Daxin, CONG Lingxiang, HAN Ronghao, SONG Gang, LIU Liming. Study on friction stir welding of magnesium alloy with backing plate[J]. TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION, 2024, 45(1): 23-30. DOI: 10.12073/j.hjxb.20230104001

根部加强的镁合金搅拌摩擦焊分析

基金项目: 国家重点研发计划(2022YFB4600900);国家自然科学基金资助项目(52275313);中央高校基本科研业务费(DUT22JC20)
详细信息
    作者简介:

    任大鑫,博士,副教授;主要从事智能化制造、增材制造、先进焊接/塑性成形技术研究;Email: rendx@dlut.edu.cn

    通讯作者:

    宋刚,博士,教授;Email: songgang@dlut.edu.cn

  • 中图分类号: TG 453

Study on friction stir welding of magnesium alloy with backing plate

  • 摘要:

    常规搅拌摩擦焊中,不同厚度的材料所适配的最佳搅拌针长度也不相同,搅拌针过长或过短都会对焊接效果产生不利影响. 为了解决这一局限性,提出了一种在焊缝背面添加适当厚度同种材料垫板的新型焊接工艺,在该工艺中,搅拌针长度大于被焊板材厚度,将垫板与母材焊接在一起,一方面,降低了对搅拌针长度的要求;另一方面,可消除焊缝减薄产生的不利影响. 结果表明,采用该方法分析1.5 mm厚AZ31B镁合金的对接焊,接头抗拉强度最大可达母材的91.19%,此外,分析了焊缝横截面微观组织和显微硬度分布,通过所建立的卷积神经网络模型,对接头抗拉强度随参数变化的分布情况进行了预测,获取了最佳工艺参数.

    Abstract:

    In conventional friction stir welding, the length of the stirring pin needs to be strictly matched with the thickness of the welded plate. A too-long or too-short stirring pin will adversely affect the welding effect. To solve this limitation, this paper proposes a new welding process that adds a backing plate of the same material with appropriate thickness to the back of the weld seam. In this process, the length of the stirring pin is greater than the thickness of the welded plate, and the backing plate is fused with the base metal. On the one hand, the requirement for stirring pin length is reduced. On the other hand, the adverse effects of weld seam thinning can be eliminated. The butt welding of 1.5 mm thick AZ31B magnesium alloy was studied by this method. The maximum tensile strength of the weld joint can reach 91.19% of the base metal. In addition, the microstructure and microhardness distribution of the weld beam cross-section were analyzed. The optimal process parameters were obtained by the established convolutional neural network model, and the distribution of joint tensile strength with the change of parameters was predicted.

  • 增材制造技术(additive manufacturing, AM)是一种能够实现零部件以线—面—体的方式逐渐成形的先进制造技术,其中,电弧增材制造技术(wire and arc additive manufacturing,WAAM)以电弧为热源[1],具有沉积速率高、设计灵活性强和可一体化成形等特点,被认为是生产大型铝合金构件的制造技术之一. CMT由于其低热输入、电弧稳定和无飞溅的优势,近年来被广泛应用于铝合金电弧增材制造工艺中,然而,在铝合金CMT-WAAM过程中由于电弧热源持续热输入造成增材构件存在沉积层气孔、晶粒尺寸粗大、微裂纹、残余应力和各向异性等缺陷问题严重损害其力学性能[2],在一定程度上成为制约铝合金大型增材制造构件应用和推广的主要技术瓶颈.因此,开展铝合金增材制造组织和性能调控的研究具有重要的理论意义和实际应用价值.

    优化增材工艺参数和引入外部辅助能量是调控铝合金增材制造组织和性能的主要途径[3],其中,优化增材工艺参数方面,学者通过研究电弧模式[4]、热输入[5]、焊丝成分[6]和热处理[7]等工艺方法对铝合金WAAM薄壁件的影响,发现采用合适的工艺参数可以实现改善增材薄壁件的微观组织和力学性能的目的.但由于增材工艺参数的可调控范围具有一定局限性,导致实现具有优异力学性能的沉积试件难度较高,因此在优化的增材工艺参数基础,引入外部辅助能量的复合工艺研究成为了热点.

    UIT是通过在金属材料表面采用超声波为动力源进行高频、高强度冲击载荷处理的方法,使沉积层表面获得一定深度的塑形变形层,通过形变强化、细晶强化和消除缺陷等方式实现对沉积层组织改善和性能的提高.超声冲击设备使用灵活,成本低,易与其他自动化设备相结合实现高效自动化加工等优点,成为近年来研究的热点,已经成为铝合金增材制造引入外部辅助能量的复合强化工艺之一[8].WANG等人[9]在304不锈钢的定向能量沉积过程中复合超声冲击处理工艺,结果表明,经超声冲击处理后沉积层整体实现了由粗大柱状晶向细小等轴晶的转变;SUN等人[10]在低碳钢WAAM过程中引入层间超声冲击强化工艺,发现超声冲击作用可以有效的细化微观组织,减少局部应力集中,显著改善各向异性;WANG等人[11]研究了超声冲击对2219铝合金WAAM构件微观组织和力学性能的影响,超声冲击可以细化晶粒,降低孔隙率,增加位错密度使析出相在基体中均匀分布,从而有效提高WAAM构件的力学性能.然而,目前对于CMT-WAAM Al-5%Mg合金复合层间超声冲击工艺的研究相对较少,因此,深入研究超声冲击对Al-5%Mg合金CMT-WAAM薄壁成型件宏观成形、气孔演化、微观组织演变和力学性能的影响,对提升铝合金电弧增材制造工艺应用推广具有重要价值.

    通过开展施加不同超声冲击电流对Al-5%Mg合金CMT-WAAM沉积层的影响研究,揭示了超声冲击对其微观组织和力学性能的影响机制,研究结果可为铝合金CMT-WAAM沉积试件减少气孔缺陷、优化微观组织和提高力学性能提供数据基础和重要参考.

    层间超声冲击辅助电弧增材试验装置示意图,如图1所示,由超声冲击系统、电弧增材沉积系统、超声冲击图像信息采集系统和增材滑台控制系统4部分组成.超声冲击发生系统由超声冲击电源和超声冲击枪组成,超声冲击电源额定电压为220 V,电流调节范围为0 ~ 3 A,输出功率为450 W.超声冲击枪由换能器、变幅杆和冲击针3个主要工作部件组成,电弧增材沉积系统由CMT焊接电源(Fronius TPS2700)、送丝系统、焊枪和保护气系统组成.超声冲击图像信息采集系统包括一台高速摄像机(千眼狼X113)和一台光纤激光器组成,高速摄像机采样频率为5 000帧/秒.增材平台控制系统采用由自行设计的3D滑台和Panason PLC控制系统控制滑台的运动.

    图  1  试验装置示意图
    Figure  1.  Schematic diagram of the experimental apparatus. (a) ultrasonic impact system; (b) WAAM system; (c) image information acquisition system; (d) slider control system

    填充焊丝选用直径为1.2 mm的商用ER5356焊丝,基板选用6061-T6铝镁硅合金板材,基板尺寸为280 mm × 150 mm × 3 mm,焊丝和基板的化学成分见表1.在沉积试验前,对基板表面用砂纸打磨并进行机械清理氧化膜,用浸泡乙醇溶液的棉球擦拭表面的油污和氧化物,随即夹紧在3D滑台上进行后续沉积.为了研究超声冲击对Al-5%Mg合金CMT-WAAM的影响,在前期工艺参数优化试验基础上,选择成形较优的工艺参数开展试验.基于CMT采用一元化调节模式,送丝速度与焊接电流自动匹配,试验在CMT焊接电源的Al-5%Mg直流模式选项下,设置焊接电流为90 A,焊接速度为8 mm/s,保护气为纯氩气(99.99%),流量保持20 L/min,焊枪与试样之间的距离始终保持为10 mm.沉积路径见图1(a),采用逐层首尾相接的沉积策略以弥补电弧起止阶段电流变化造成的熔敷不均匀,单层沉积长度为250 mm,层间间隔冷却等待时间为120 s,试样共沉积35层.

    表  1  ER5356焊丝和6061-T6铝合金的化学成分(质量分数,%)
    Table  1.  Chemical compositions of the ER5356 welding wire and 6061-T6 aluminum alloy
    材料 Si Cr Mg Fe Cu Zn Mn Ti Al
    ER5356 0.25 0.1 5.0 0.4 0.4 0.1 0.10 0.15 余量
    6061-T6 0.58 0.3 1.0 0.41 0.3 ≤0.2 ≤0.15 ≤0.05 余量
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    层间超声冲击工艺参数见表2,超声冲击强度通过调节超声电源电流(0、1、2、3 A)实现,冲击针直径为3 mm,冲击进给速度为10 mm/s,在完成每一道沉积层的成形后,立即从沉积的起始点对沉积层进行超声冲击处理,处理一次完成后,再从终止点反向再进行超声冲击,单层超声冲击时间120 s.超声冲击过程中冲击枪以恒定的压力作用在沉积层上,冲击针始终与沉积层接触,保证超声冲击能量能够完全作用于沉积层表面.

    表  2  UIT工艺参数
    Table  2.  UIT process parameters
    频率 f/KHz 焊接电流 I/A 冲击针直径 d/mm 冲击速度 v/(mm·s−1 冲击时间 t/s
    20 0 ~ 3 3 10 120
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    为了评价不同超声冲击工艺参数对增材薄壁试件的影响,通过电火花线切割机对增材薄壁试件进行切割取样,分别平行切取3个纵向拉伸试样和3个横向拉伸试样进行力学性能分析,并从增材薄壁试件中部截取1个正方形试块、1个长方形和1个整体截面试块进行微米CT检测、显微组织和显微硬度分析,试件尺寸和取样位置,如图2所示.采用GE Vtomexs公司生产的微米CT仪(功率240 kV,320 W,双射线管)检测孔隙缺陷.在90%甲醇和10%高氯酸混合液中进行电解抛光,通过进行电子背散射衍射系统(EDAX-TSL SEM + Oxford Instruments EBSD),在加速电压为20 kV,工作距离为20 mm的条件下,利用OIM软件获得包含相图和晶粒特征的EBSD数据.利用HXD-1000T型数字式显微硬度计测试增材薄壁件截面维氏硬度,加载载荷为1.96 N,加载时间为15 s,测试点由底至顶间隔4 mm,共测试18个点.拉伸试验在WD-200微机控制万能试验机上进行,拉伸速率为1 mm/min,分别对3个试件进行试验,结果取平均值,避免误差对试验结果造成的影响.

    图  2  薄壁试样测试取样位置(mm)
    Figure  2.  Sampling positions of thin-walled specimens for testing. (a) sampling location of test specimens; (b) tensile test specimen dimensions schematic; (c) schematic diagram of CT specimen dimensions; (d) microhardness test location

    利用高速摄像机拍摄的未施加UIT与施加不同UIT电流参数(1、2、3A)的单层单道正视图,如图3所示.观察图3(a)未施加UIT的单层单道沉积层顶端呈拱形弧面且有微弱驼峰现象产生,驼峰形成的原因主要由于熔池流动不稳定、工艺参数设置不合理以及热积累效应等方面造成[12].研究中单层单道未施加UIT产生微弱驼峰的原因是由于基板未预热导致基板与首个沉积层之间的热膨胀系数不匹配,进而影响首层熔池金属的流动和铺展,随着后续沉积层高度的不断增加,热积累效应使沉积层之间的温差不断降低,熔池流动性的不断改善,驼峰现象逐渐消失.图3(b) ~ 图3(d)经过UIT后单层单道正视图,单层单道沉积层顶端由未施加超声冲击处理的拱形弧面转变为近似平面,整体高度随超声冲击电流的增大逐渐降低,这与YUAN等人[13]利用UIT辅助增材制造ER321不锈钢的研究结果是一致的.随着UIT电流的增大,作用于沉积层顶端的UIT能量不断增强,使得沉积层顶端的金属层压缩压实作用越显著,进而促使整体沉积层的高度降低.

    图  3  不同UIT电流作用下的CMT-WAAM Al-5%Mg合金单层单道正视图(mm)
    Figure  3.  Front view of single-layer single-pass CMT-WAAM Al-5%Mg alloy under different UIT current. (a) without UIT; (b) UIT-1A; (c) UIT-2A; (d) UIT-3A

    各UIT电流下Al-5%Mg合金CMT-WAAM逐层往复沉积35层的薄壁试件宏观形貌,如图4所示.图4(a)为未施加UIT的薄壁试件宏观成形,试样在电弧的起止点处出现不均匀的沉积和驼峰缺陷,整体呈现两端高中间低的现象.图4(b) ~ 图4(d)在施加UIT后薄壁试件整体成形高度相较于未施加UIT薄壁试件略微降低并出现不同程度的驼峰现象,对比施加超声冲击后的各薄壁试样宏观形貌,随着UIT电流的不断增大,驼峰现象有所缓解.施加UIT后薄壁试件产生驼峰的原因主要是由于在研究试验过程中UIT针直径3 mm小于薄壁件宽度6 ~ 8 mm,为保证沉积层顶端的UIT作用面全覆盖,在层间往复冲击过程中改变了沉积层表面的平整度,前一个沉积层顶端在UIT作用下产生的微弱凸起在后续沉积过程中会逐渐积累放大,最终形成如图4(b) ~ 图4(c)所示薄壁试件顶端明显的驼峰现象.综上对比各UIT电流参数下薄壁试样的宏观形貌,在UIT-3A的工艺参数下获得宏观成形质量相对较优的沉积试件.

    图  4  不同UIT电流作用下的CMT-WAAM Al-5%Mg薄壁试样宏观形貌
    Figure  4.  Macroscopic morphology of CMT-WAAM Al-5%Mg thin-walled structures under different process conditions. (a) without UIT; (b) UIT-1A; (c) UIT-2A; (d) UIT-3A

    为进一步研究层间UIT工艺对CMT-WAAM Al-5%Mg合金薄壁件气孔缺陷的影响,选取未施加UIT和UIT-3A两组试样进行微米CT测试分析.薄壁试件切取中间位置试样的微米CT气孔缺陷三维重构图,如图5所示,测试孔隙范围为0 ~ 0.034 mm3.图5(a)为未施加UIT试件三维重构图,试样内气孔数量较多. 图5(b)为UIT-3A试样三维重构图,经UIT后试样内气孔占比均显著减少.由于切取试样体积略有误差,未施加UIT试件测试总体积为1 210.66 mm3,缺陷体积为8.96 mm3,缺陷率为0.742%,UIT-3A试件测试总体积为966.21 mm3,缺陷体积为4.80 mm3,缺陷率为0.496%.施加UIT辅助后,沉积试件的缺陷率由未施加UIT的0.742%降低至UIT-3A的0.496%,缺陷率降低33.2%.

    图  5  微米CT气孔缺陷三维重构图
    Figure  5.  Three-dimensional reconstruction of Micro-CT pore defects. (a) without UIT; (b) UIT-3A

    微米CT测试分析二维切片,如图6所示,分别选取微米CT试样相同间隔距离0.32 mm的3张切片图进行对比研究.图6(a)为未施加UIT的微米CT测试切片图,试件内气孔数量较多且直径大小不一.铝合金WAAM薄壁试件内部的气孔主要是由于丝材表面的水分、油脂、氧化膜和碳氢化合物等污染物高温分解释放的氢气在熔池冷却快速凝固过程中无法有效逸出造成[14],同时沉积层表面金属快速凝固使其容易与空气中的氧气发生反应形成氧化膜,致密的氧化膜也进一步阻碍了气泡的有效逸出,气孔主要集中在层间熔合区附近,形状以规则球形为主,呈带状分布.对比观察图6(b)施加UIT-3A的微米CT测试切片图可知,在施加UIT后试样内部气孔数量显著降低,气孔的形状由未施加UIT的规则球形转变为扁平状,部分气孔在UIT作用下被闭合和消失,这和上文中提到的缺陷率降低结果相互证实.

    图  6  微米CT测试切片图(mm)
    Figure  6.  Micro-CT test slice image. (a) without UIT; (b) UIT-3A

    未施加UIT和UIT-3A下薄壁试件微米CT测试气孔球形度分布和核密度,如图7所示,通过对比微米CT测试球形度的分布可以直观的展示层间UIT处理前后薄壁试件中单个气孔的大小和形状之间的关系.气孔球形度的分布介于0 ~ 1之间,其中球形度为0代表平面几何体,球形度为1代表完美球体.观察图7可知层间UIT处理前后薄壁构件中大部分的气孔球形度均大于0.5,表明在铝合金CMT-WAAM薄壁试件内主要以相对规则的球形氢气孔为主.对比观察图7(a) ~ 图7(b)可知,在UIT-3A参数下,球形度小于0.5的气孔占比相较于未施加UIT显著增加,表明经过层间UIT作用后部分球形气孔发生明显变形,球形度由大于0.5的规则球形向小于0.5的不规则形状转变.图7(b)方形框内出现部分气孔在UIT后尺寸变大,考虑为在UIT作用下球形气孔被压缩拉长为扁平状,导致球形度统计数据中气孔直径变大,Xu等人[15]研究成果中也证明了类似的结果.图7(c) ~ 图7(d)为未施加UIT和UIT-3A下薄壁试件气孔球形度核密度图,对比观察UIT处理前后气孔球形度和直径的密度分布变化,经过UIT处理后气孔密度分布集中位置整体向左移动,表明气孔球形度呈下降趋势.综上微米CT测试结果表明,在Al-5%Mg合金CMT-WAAM过程中施加适宜强度的层间UIT复合工艺能够有效促使沉积层气孔的闭合和消失,降低沉积层的气孔缺陷.

    图  7  微米CT测试气孔球形度分布图和核密度图
    Figure  7.  Distribution map of sphericity and nuclear density of pore defects obtained by micro-CT testing. (a) sphericity distribution of the pore defects Without UIT; (b) sphericity distribution of the pore defectsUIT-3A; (c) nuclear density map of Without UIT; (d) nuclear density map of UIT-3A

    CMT-WAAM薄壁件单个沉积层气孔形成和超声冲击作用后气孔变化机理,如图8所示.观察图8(a)可知,气孔形成可以分为小气泡形成、气泡脱壁、气泡生长合并和气泡逸出4个阶段[16].小气泡初始在熔池底端形成并逐渐生长,当气泡尺寸达到临界尺寸后,小气泡所受浮力大于表面张力和粘滞力的作用,气泡从熔池壁底部脱离进入熔池,进入熔池的气泡在熔池液态金属流动和自身浮力的作用下上浮碰撞合并形成较大的气泡,最终实现大部分气泡能够有效逸出沉积层.熔池内的气泡受到的浮力为

    图  8  沉积层气孔变化机理图
    Figure  8.  Pore evolution diagram of thin-walled sample deposition layer. (a) formation of pores in the deposition layer; (b) evolution of pores after the application of UIT
    $$ F=\frac{4}{3} \pi r^3 g\left(\rho_1-\rho_2\right) $$ (1)

    气泡上浮需要的力可以通过斯托克斯定律(Stokes' Law)

    $$ F=6 \pi n r $$ (2)

    由式(1)和式(2)可知气泡上升的速度为

    $$ V_{\mathrm{up}}=\frac{2}{9}\frac{r^2\mathrm{~\mathit{g}}\left(\rho_1-\rho_2\right)}{\eta} $$ (3)

    式中:Vup是气泡的上浮速度;r是气泡的半径;ρ1是液态金属熔池的密度;ρ2是气泡中气体的密度;g是重力加速度;η是液态金属熔池的动态粘度.由式(3)可知,气泡尺寸r越大,气泡上升速度Vup越快,当气泡上浮速度Vup大于熔池金属凝固速度Vs时,在液态金属熔池浮力的作用下气泡上浮并逸出.但由于铝合金的高导热性导致熔池快速凝固,液态金属熔池的动态粘度η逐渐变大,气泡上升速度Vup逐渐变慢,当气泡上浮速度Vup小于熔池金属凝固速度Vs时,金属熔池阻碍气泡的有效逸出,未逸出的气泡在沉积层顶端聚集形成层带状气孔.

    图8(b)为施加层间UIT作用单个沉积层气孔变化机理图,层间超声作用减少气孔缺陷主要归因于3个方面,一方面,层间超声作用对沉积层顶端金属产生严重塑性变形[17],随着沉积层顶端的金属在超声冲击作用下被压缩压实,当气孔受到外部的超声冲击作用力Fb大于内部平衡力Fa时,距离沉积层顶端附近的气孔被逐渐挤压变形,大尺寸气孔被压扁,小尺寸气孔被闭合.另一方面,在铝合金WAAM过程中沉积层表面的氧化膜和引入的污染物是形成气孔的因素之一,施加层间UIT后能够有效破碎沉积层表面的氧化膜,而超声冲击同步产生的高频振动作用能够对破碎的氧化膜和表面污染物的清除产生积极作用,能够将大量氧化物碎片和污染物振动清除,相比于未施加超声冲击的试样,再次沉积时进入熔池的氧化物和污染物的相对含量减少,达到有效减少气孔产生的目的.最后,层间UIT作用能够降低沉积层高度,缩短了已沉积层顶端未逸出的气孔到下一个沉积层顶端的距离,有利于促进已沉积层内没有及时逸出的气孔从下一个沉积层熔池底部上浮并从表面逸出.

    未施加UIT和UIT-3A两组参数试样选取17 ~ 19层的沉积层EBSD微观组织晶粒取向图和晶粒尺寸分布统计,如图9所示,由于CMT-WAAM采用逐层往复的沉积路径,微观组织由层内区域和层间熔合区域交替组成,层内区域以最大散热方向生长的柱状晶和粗大等轴晶为主,层间熔合区域以细小等轴晶为主.未施加UIT试样的平均晶粒尺寸为186 μm,最大晶粒尺寸为311 μm,相比之下,经施加层间UIT-3A参数下试样的平均晶粒尺寸降低至145 μm,最大晶粒尺寸降低至为269 μm,平均晶粒尺寸降低22%.其中,未施加UIT试样的晶粒尺寸小于50 μm的晶粒占比为6.3%,经UIT-3A的试样晶粒尺寸小于50 μm的晶粒占比为15.6%.对比UIT作用前后的层间熔合区域,发现经UIT处理的试样能够明显观察到更大面积的小尺寸晶粒聚集区域,在层内区域经UIT复合处理后明显观察到粗大的柱状晶向等轴晶转变的趋势,因此,层间UIT复合工艺能够实现有效细化沉积层晶粒尺寸的目的.织构强度的大小能够反映晶粒取向生长趋势的强弱,对比UIT作用前后的反极图知,施加UIT复合工艺的薄壁试样的织构强度由未施加UIT的2.175降低至UIT-3A的1.964.织构强度的降低主要归因于施加层间UIT诱使沉积层内晶粒由柱状晶向随机等轴晶的转变,表明CMT-WAAM Al-5%Mg合金沉积试件的微观结构更加均匀,有助于提高其整体的力学性能.

    图  9  EBSD测试结果
    Figure  9.  EBSD test results. (a) sampling position; (b) EBSD results without UIT; (c) EBSD results UIT-3A

    为进一步观察层间UIT复合工艺对CMT-WAAM Al-5%Mg合金微观结构的影响,选取UIT-3A试样进行TEM测试,图10为沉积层的TEM测试明场图像,在TEM图像观察到施加层间UIT-3A试样中存在一定密度的位错,由于TEM试样从薄壁试件中部位置切取,部分位错在后续的沉积再结晶过程中被释放. 图10(b)~图10(d)中观察到了位错滑移、亚晶界和位错缠结,这是由于层间UIT过程中在沉积层顶端引入严重的塑性变形,较高密度位错形成位错缠结进而产生亚晶界和相对应的亚晶结构,最终实现细化沉积层晶粒的效果. 通过TEM结果也解释了图9(c)经UIT的EBSD结果中出现的层间熔合区更大范围细晶区域. 综上所述,通过EBSD和TEM分析可知,施加UIT复合工艺能够细化铝合金CMT-WAAM试件的晶粒尺寸,改变晶粒的取向和晶界的特性,沉积层微观组织的变化有望提高试件的力学性能和使用可靠性.

    图  10  UIT-3A试样的TEM测试结果
    Figure  10.  TEM test results of the UIT-3A sample. (a) dislocation; (b) dislocation slip; (c) sub-grain boundary; (d) dislocation tangle

    UIT处理前后CMT-WAAM Al-5%Mg合金沉积层晶粒微观结构演变机理,如图11所示,Al-5%Mg合金CMT-WAAM试样微观组织由典型的柱状晶区和等轴晶区交替组成见图11(a),由于铝合金熔池高的冷却速率,晶粒沿最大散热的沉积方向生长,织构强度较高,在沉积过程中熔池快速凝固导致的残余应力在试样内部产生稀疏位错[18],由于下一层沉积的重熔再结晶作用,在层间区域形成相对较窄的细晶区见图11(b). 沉积层顶端经施加UIT作用后能够产生一定深度的严重塑性变形见图11(c),使沉积层内产生较高密度的位错增值,随着沉积层内由上至下塑性变形程度的减弱,位错密度逐渐降低.持续的UIT作用下促使位错不断运动,促进位错在运动过程中合并湮灭,在距离处理沉积层表面一定深度下形成位错墙或位错胞.随着位错墙或位错胞的进一步演化,以亚晶的形式存在于晶粒内部,最后形成的亚晶会在随后的热效应影响下转变为新的晶粒,实现粗大柱状晶向细小等轴晶的转变,进而在层间区域形成相对较宽范围的细晶区,从而达到晶粒细化的效果.

    图  11  显微组织演化示意图
    Figure  11.  Schematic diagram of microstructure evolution. (a) without UIT microstructure; (b) local dislocation density after UIT; (c) UIT-3A microstructure

    硬度测试可以衡量材料抵抗局部塑性变形的能力,是评价材料力学性能的重要指标之一.图12为各UIT工艺参数下薄壁试样由底至顶的显微硬度分布和平均显微硬度值.从图12(a)中可知,施加层间UIT的试样硬度均高于未施加UIT的试样,硬度值在沉积方向上均呈现一定的分散波动,随着沉积高度的增加,显微硬度略有下降.分散波动原因一方面是主要由于采用逐层往复沉积路径,沉积层由粗大的柱状晶和细小的等轴晶交替分布,试样的显微硬度呈现相同变化趋势.另一方面是由于硬度值的大小由多个影响因素决定,如试样中孔隙率和缺陷的减少以及微观组织的均匀性都助于提高沉积层的硬度[19].图12(b)为各工艺参数的平均显微硬度值,在未施加UIT的试样平均硬度为68.1HV0.2,随着UIT电流的增大,平均硬度值均呈现一定幅度的提高,在UIT-3A达到最大81.6HV0.2,最大硬度提升19.8%.硬度的提高一方面是由于细晶强化作用,沉积层晶粒的细化使得材料在受力时更难以发生塑性变形,从而提高了沉积层的硬度.另一方面,根据前文微米CT测试结果可知,施加UIT能够有效减少沉积层内气孔缺陷,从而提高了薄壁试件整体的硬度.

    图  12  不同UIT电流作用下的显微硬度
    Figure  12.  Microhardness under different UIT current. (a) hardness distribution map; (b) average hardness

    图13为各UIT工艺参数下薄壁试样在水平方向和垂直方向的平均抗拉强度(ultimate tensile strength, UTS)、屈服强度(yield strength, YS)和断后伸长率,对比图13(a)为水平拉伸试件测量结果,未施加UIT试样的UTS和YS分别为264 MPa和145 MPa,施加UIT辅助后,平均YS和UTS均有一定幅度提升,在UIT-3A下,平均最大UTS达到最大278 MPa,最大平均YS达到175 MPa,最大抗拉强度提升5%,最大YS提升20.6%.图13(b)为垂直拉伸试件测量结果,未施加UIT试样的平均UTS和YS分别为249 MPa和135 MPa,层间施加UIT后,平均YS和UTS均有一定幅度提升,在UIT-3A下,平均最大UTS达到最大262 MPa,最大平均YS达到159 MPa,最大抗拉强度提升2.5%,最大YS提升12.6%,水平和垂直方向断后延伸率均有小幅的提升.

    图  13  不同UIT电流作用下的拉伸性能
    Figure  13.  Tensile properties under different UIT current. (a) horizontal; (b) vertical

    图14为未施加UIT和UIT-3A沉积试件在水平和垂直方向拉伸试样的断口形貌.由UIT作用前后断口形貌可知,由于拉伸断口处具有明显的韧窝形貌,断裂形式均为韧性断裂,此外,断口形貌中能够观察到大量尺寸大小不一的气孔存在.对比图14可知,经层间UIT作用后在水平方向和垂直方向的断口形貌中气孔数量均有所减少,这与前文中微米CT测试中气孔数量减少结果相互证实.观察图14(b)水平方向拉伸试样断口形貌和局部放大图可知,气孔的形貌由圆形向椭圆形转变,这主要归因于层间UIT垂直作用于沉积层表面,UIT能量对水平方向拉伸试样的微观组织和气孔演变作用更加明显,因此能够有效的促进沉积试样内气孔的减少和闭合,气孔数量的减少是提升增材试样力学性能的重要途径之一.

    图  14  断口形貌特征
    Figure  14.  Fracture morphology. (a) horizontal fracture of the without UIT sample; (b) horizontal fracture of the UIT-3A sample; (c) vertical fracture of the sample without UIT treatment; (d) vertical fracture of the UIT-3A sample

    综上试验结果,在Al-5%Mg合金CMT-WAAM中复合层间UIT工艺,基于超声冲击产生的严重塑性变形对沉积层金属产生积极影响,通过细晶强化、位错强化和减少缺陷能够实现对薄壁试样显微组织和力学性能的有效优化调控.

    (1)随着层间超声冲击电流的增大,超声冲击对沉积层顶端金属的塑性变形和压缩压实作用越显著,能够实现沉积层内气孔的闭合和消失,有效降低沉积层内气孔率.

    (2)施加层间超声冲击处理能够促使沉积层内晶粒由柱状晶向随机的等轴晶转变,有效扩大沉积层细晶区的占比,降低织构强度,达到细化晶粒和均匀微观组织的效果.

    (3)层间超声冲击工艺的施加能够提升Al-5%Mg合金CMT-WAAM试件的力学性能,这主要归因于超声冲击辅助能够降低沉积层的缺陷率,产生细晶强化、位错强化的有利作用.

  • 图  1   背面加垫板焊接示意图(mm)

    Figure  1.   Welding schematic with backing plate

    图  2   抗拉强度试验试件示意图(mm)

    Figure  2.   Tensile strength test specimen diagram

    图  3   焊接接头硬度测试取点

    Figure  3.   Welded joint hardness test points

    图  4   焊接速度和转速对拉伸性能的影响

    Figure  4.   Effect of welding speed and rotation speed on tensile properties

    图  5   高性能接头的焊接参数范围

    Figure  5.   Range of welding parameters for high performance weld joints

    图  6   不同转速下接头抗拉强度分布直方图

    Figure  6.   Joint tensile strength distribution histogram at different rotational speed. (a) 1 000 r/min; (b) 1 050 r/min; (c) 1 100 r/min

    图  7   焊接接头宏观形貌

    Figure  7.   Macroscopic morphology of welded joint. (a) front; (b) back

    图  8   实测值预测值之间的回归分析

    Figure  8.   Regression analysis between test and predicted values

    图  9   不同转速下接头强度的分布

    Figure  9.   Distribution of joint strength under different rotational speeds. (a) 1 000 r/min;(b) 1 020 r/min;(c) 1 040 r/min;(d) 1 060 r/min;(e) 1 080 r/min;(f) 1 100 r/min

    图  10   焊缝横截面宏观形貌

    Figure  10.   Macroscopic morphology of weld cross section

    图  11   焊缝横截面各部位微观组织

    Figure  11.   Microstructure of weld seam cross-section. (a) upper SZ; (b) SZ of base metal and backing plate junction; (c)TMAZ of AS; (d) TMAZ of RS; (e) HAZ (f) base metal

    图  12   焊缝横截面横向硬度分布

    Figure  12.   Horizontal hardness distribution of weld seam cross-section

    图  13   焊缝中心纵向硬度分布

    Figure  13.   Longitudinal hardness distribution of weld center

    表  1   焊接参数及抗拉强度

    Table  1   Welding parameters and tensile strength

    序号转速
    n/(r·min−1)
    焊接速度
    v/(mm·min−1)
    下压量d/mm抗拉强度Rm/MPa
    11 000250.15230.26
    21 000250.17238.93
    31 000250.20219.96
    41 000300.15225.31
    51 000300.17232.36
    61 000300.20234.67
    71 000350.15216.26
    81 000350.17224.26
    91 000350.20220.64
    101 050250.15229.39
    111 050250.17234.32
    121 050250.20236.62
    131 050300.15218.91
    141 050300.17220.91
    151 050300.20215.84
    161 050350.15226.95
    171 050350.17226.93
    181 050350.20230.99
    191 100250.15222.36
    201 100250.17231.36
    211 100250.20230.13
    221 100300.15208.91
    231 100300.17217.91
    241 100300.20215.92
    251 100350.15228.02
    261 100350.17236.03
    271 100350.20235.32
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    表  2   实测值与预测值对比结果

    Table  2   Comparison of the predicted results with the actual experimental values

    转速
    n/(r·min−1)
    焊接速度
    v/(mm·min−1)
    下压量
    d/mm
    抗拉强度实测值
    Rm1/MPa
    抗拉强度预测值
    Rm2/MPa
    误差
    δ(%)
    1 000250.15230.26221.27−3.90
    1 000300.17232.36238.472.63
    1 000350.20220.64229.353.95
    1 050250.15229.39235.742.77
    1 050300.17220.91212.74−3.70
    1 050350.20230.99222.59−3.64
    1 100250.15222.36219.40−5.58
    1 100300.17217.91222.942.31
    1 100350.20235.32224.38−4.65
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    表  3   不同转速时的最佳参数范围

    Table  3   Range of optimal parameters for different rotational speeds

    转速
    n/(r·min−1)
    焊接速度
    v/(mm·min−1)
    下压量
    d/mm
    最高抗拉强度 Rmax/MPa
    100025 ~ 280.15 ~ 0.17235.6
    102028 ~ 330.175 ~ 0.19236.1
    104025 ~ 270.15 ~ 0.175234.9
    106033 ~ 350.18 ~ 0.19232.3
    108025 ~ 270.185 ~ 0.2236.1
    110025 ~ 290.175 ~ 0.19234.7
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图(13)  /  表(3)
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出版历程
  • 收稿日期:  2023-01-03
  • 网络出版日期:  2023-10-30
  • 刊出日期:  2024-01-30

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