基于电子束表面处理电弧增材制造Al-Mg合金显微组织与拉伸性能探究.pdf

2023年 第9期 热加工27增材制造专题Additive Manufacturing Topic基金项目：国家自然科学基金资助项目（52261135544）；温州大学创新训练项目（JWXC2022140）。第一作者：陈祖强，硕士，研究方向为电弧增材制造技术，E-mail：。通信作者：耿燕飞，博士，研究方向为电弧增材制造技术，E-mail：。1 序言铝合金属于轻质化合金，密度低，具有较好的耐腐蚀以及优异的热导性能，被广泛应用于轻量化汽车结构材料的制造1,2。目前，铝合金的种类包括1XXX、2XXX、3XXX、4XXX、5XXX、6XXX、7XXX、8XXX和9XXX系列3。在这些合金中，5XXX合金也被称为铝镁合金（Al-Mg合金），wMg3%。Al-Mg合金属于不可热处理合金，它被认为是中强度、高韧性、耐腐蚀且焊接性能优异的材料4。现阶段，铝合金的制备方法有锻造、铸造和增材制造（Additive Mmanufacturing，AM）等。与传统制造方法相比，增材制造具有高效率和低成本等优点。针对铝合金的增材制造技术，目前有激光增材制造5、电弧增材制造（Wire and Arc Additive Manufacture，WAAM）6、激光电弧送丝增材制造7、激光选区熔化8等。这些增材制造技术能够制备材料成分配比灵活、零件结构自由度高的铝合金。基于电子束表面处理电弧增材制造Al-Mg合金显微组织与拉伸性能探究陈祖强，吴伟民，谈俊杰，陈希章，王艳虎，彭康，耿燕飞温州大学机电工程学院 浙江温州 325035摘要：采用电弧增材制造方法制备的Al-Mg合金，在微观结构和性能方面与传统制造方法制备的Al-Mg合金存在着一定差异。电子束表面处理被认为是当前最具价值的金属材料表面改性方法之一。研究合适的电子束能量密度用于Al-Mg合金的表面处理，对于改善Al-Mg合金的性能方面起着关键性的作用。因此，对电弧增材制造Al-Mg合金试样采取不同能量密度的电子束表面处理，并对其微观结构、缺陷的形成和力学性能进行研究。在电子束能量密度为15J/cm2下，试样改性层的重熔层最厚。拉伸试验结果显示：由于弹性模量降低，Al-Mg合金试样的塑性随电子束能量密度的增加而呈先增大后减小的趋势。在经过不同的电子束表面处理后，试样的断裂形态有一定差异，在电子束能量密度为15J/cm2下断口呈现出明显的分层结构。关键词：电弧增材制造；电子束；表面处理；铝镁合金；力学性能其中，WAAM技术采用金属丝作为原材料，电弧作为热源，计算机数控机床或机械臂作为操作系统9，具有高沉积速率、低设备成本、高材料利用率和绿色环保的特点，并且能够制造大型金属组件10。因此，采用WAAM技术制备铝合金成为了增材制造铝合金的关键技术之一。在不同的熔化极焊接工艺中，冷金属过渡焊接（CMT）具有热输入小、变形小、焊接速度快及操作成本低的优势，因此更适合于WAAM11，12。在WAAM-CMT技术制造的过程中，虽然应用CMT技术可以减少孔隙率的产生，但由于该技术制备的Al-Mg合金的表面精度和力学性能通常难以直接达到符合工业应用的要求13，14。因此，需要通过各种外加能量对Al-Mg合金进行表面处理，进而可以使其表面改性，让Al-Mg合金获得更加优异的力学性能15。为了增强WAAM-CMT制造的铝合金零件的表面性能，研究学者提出了涂覆和能量束（如离子束、2023年 第9期 热加工28增材制造专题Additive Manufacturing Topicc）能量密度Es=15J/cm2图1经过不同EBST表面处理后的截面显微组织a）能量密度Es 5J/cm2 b）能量密度Es=10J/cm2 电子束、激光束和等离子束）的表面改性技术15。这些能量束可以提供高密度能量源，在材料表面深度较浅的位置内进行短时间的能量沉积16-18。由于电子束具有瞬时能量密度高、辐照时间短、表面精加工能力强而不会改变基体材料的特点，故而尤其适用于金属材料的表面改性19。因此，通过电子束表面处理技术（Electron Bbeam Surface Treatment，EBST）来增强材料的表面性能、改善材料的显微结构，已经成为当下的研究热点。目前，已有学者证实，经过高强度脉冲电子束表面改性的钛合金，疲劳寿命相比处理前提高了2倍。高等离子束、电子束等技术可以使细纳米结构相分散分布在材料的处理表面，并使其化学成分在顶部表面趋于均匀分布。随着脉冲数的增加，经过高电流脉冲电子束（High Current Pulsed Electron Beam，HCPEB）处理后，Al-17.5Si合金的耐磨性显著提高20。HAO等21也发现，经过HCPEB处理后的Al-12.6Si合金的耐磨性提高了2.5倍，这是由于细晶粒强化和固溶强化的作用所导致。ZHANG等22进一步证明，经过HCPEB处理后的铝合金表面的硬度和耐磨性有了显著提升。因此，电子束表面处理技术被认为是一种最有前景的表面改性方法，且不需要另外添加任何其他元素。为研究电子束能量密度对电弧增材制造Al-Mg合金的拉伸性能的影响，本研究分析了其显微组织、断口形貌以及元素分布。结果有效地揭示了WAAM-CMT过程中产生的显微组织不均匀性如何通过电子束表面处理得到改善，以及相关的力学性能变化规律。2 试验材料与方法试验设备采用由Fronius CMT-Advance电源、送丝器、机器人控制器和焊接枪与六轴Fanuc机器人组成的冷金属过渡焊接技术的电弧增材制造系统（WAAM-CMT）。Al-Mg合金试样原材料采用直径为1.2mm的铝合金焊丝（ER 5356），其化学成分为：wMg5.51%5.78%、wMn0.27%0.4%、wFe0.15%0.36%、wCu0.1%0.47%、剩余含量为Al。电弧增材制造试样的表面通过实验室设备“SOLO”进行强脉冲电子束（Intensive Pulsed Electron Beam，IPEB）处理。该脉冲电子束设备包括基于等离子体阴极的脉冲电子源、电子源供电电源、真空处理室和二维操纵台，以及一个用于控制与测试电子源和电子束参数的配套系统。用于电子束照射的试样尺寸为20mm10mm10mm的Al-Mg合金试样截面。电子束照射参数包括3种不同的电子束能量密度（5J/cm2、10J/cm2和15J/cm2），加速电压18kV，脉冲持续时间200m，脉冲数量3。处理后，在俄罗斯实验室装置Instron 3369上进行拉伸试验（测试速度2mm/min、温度24），并自动记录了拉伸曲线。通过TESCAN VEGA型扫描电子显微镜（SEM），配备INCA-Energy X射线能谱仪（EDS），对试样截面的显微组织、断口形貌及元素分布进行了分析。3 结果与讨论3.1 截面显微结构与能量色散谱分析电子束表面处理的基本参数是电子束的能量密度（Es），其能量大小的变化可以改变金属试样的显微组织结构。在不同能量密度的电子束表面处理过程中，试样表面的再结晶过程受熔体过冷和过热程度的影响，图1为经过不同EBST表面处理后的电弧增材制造Al-Mg合金的显微组织结构。试样截面的表面可分为两个明显的层：重熔层和基体。从图1b、c可观察到，随着Es从10J/cm2增加到15J/cm2，重熔层的厚度从约8m增加到50m。导致重熔层厚度逐渐增加的原因是在表面热积累的作用以及电子束在短时间内向内扩散和加深导致2023年 第9期 热加工29增材制造专题Additive Manufacturing Topic的23。当Es5J/cm2时，无法观察到重熔层，且表面粗糙度无明显变化，如图1a所示。当电子束能量密度增加到10J/cm2时，表面粗糙度减小，如图1b所示。由于Al-Mg合金相较于钢等其他合金具有相对较高的热导率，在热量增加的作用下更容易形成范围更大的热影响区，因此在Es=15J/cm2时，在表面形成了较厚的重熔层和热影响区。图2所示为重熔层和热影响区中存在的一些微裂纹。GALI等24对微裂纹的形成原因进行了多次研究，并证明了导致微裂纹形成的暗斑点是MgO化合物。当试样暴露在高能量密度下时，Mg元素很容易发生氧化反应。同时，表层还出现了一些如富镁相（Al3Mg2）的其他金属间化合物。为了进一步研究微裂纹形成的原因，将试样采用X射线能谱仪（EDS）检测截面上的元素分布（见图2和表1）。元素分布结果表明，在重熔层和热影响区中分布着许多富镁相（Al3Mg2）。当Es=15J/cm2时，微裂纹边缘的Mg含量相对较高（见表1）。微裂纹尖端（点2）的Mg含量相比于重熔层（点3）更高。在外加了高能量密度的热源的情况下，由于基体相（Al）具有高热导率和低熔点，因此易于重新熔化，而高熔点的相无法重新熔化。由于电子束表面处理在带有氩气保护的真空处理室中进行，这种条件下的Mg元素很难发生氧化。因此，未重新熔化的相是导致微裂纹形成的主要原因。3.2 拉伸性能及断裂机理在电子束表面处理后，对试样进行拉伸试验。从表2的拉伸试验结果中可以看出，随着电子束能量密度的增加，试样的抗拉强度降低，从最初的235MPa下降至214MPa。而当Es=5J/cm2和Es=10J/cm2时，抗拉强度几乎没有差异。当Es=15J/cm2时，抗拉强度大幅下降。当Es逐渐升高至15J/cm2时，屈服强度下降至113MPa。在Es=10J/cm2条件下，弹性模量具有相对较高的值。随着Es的增加，其伸长率呈先上升后下降的趋势，在Es=5J/cm2时伸长率达到最大值28.6%，当Es=15J/cm2时，伸长率下降至25.1%，相比于初始值24.1%提高了1%。这说明EBST可以增加电弧增材制造的Al-Mg合金的塑性，但会降低其刚性，这种情况是由以下一种或多种原因结合导致的。a）图1c中红色方块显微组织b）EDS分析结果图2图1c中红色方块的应用以及在能量密度为15J/cm2时的EDS分析结果 表1不同点的化学成分（质量分数）（%）元素AlMgMn点194.395.390.22点295.774.010.22点395.234.630.14 表2电弧增材制造Al-Mg合金在不同EBST后 平均拉伸性能Es/（J/cm2）极限抗拉强度/MPa屈服强度/MPa弹性模量/MPa伸长率（%）02351274424.152291223128.6102281143528.2152141133125.1（1）微观结构变化 电子束处理改变了Al-Mg合金的微观结构，导致了晶粒细化或相的重新分布。细小的晶粒有助于阻挡裂纹的扩展，从而提高了Al-Mg合金的塑性。（2）残余应力的释放 由于电弧增材制造Al-Mg合金过程中会产生一定的残余应力，而电子束处理能够释放这些应力，从而提高材料的塑性，2023年 第9期 热加工30增材制造专题Additive Manufacturing Topic但这同时也在一定程度上会降低材料的强度和脆性。（3）相变 电子束处理在一定程度上可能诱导Al-Mg合金中的相变，导致硬相的减少和软相的增加，从而降低了刚性，但也增加了塑性。（4）热循环 电子束提供的热循环会导致Al-Mg合金在表面区域的部分再结晶。内部晶粒重新排列和生长，形成的新的晶粒结构更加均匀和有序，相对于原晶粒具有更好的塑性和韧性。为了确定导致拉伸性能出现差异的原因，对所有试样的断口形貌使用SEM进行观察，结果如图3所示。断口形貌显示，所有试样中都存在韧窝。经过不同EBST后的试样，其断口表面有所不同，但在所有样品的断口表面中都能观察到撕裂脊线。在电子束表面处理之前，即Es=0J/cm2时，试样的断口表面由于微裂纹扩展而形成光滑区域，如图3a所示。类似现象也在图3c中观察到。图3a、c中顶层的断裂属于穿晶断裂。当Es=5J/cm2时，如图3b所示，其断裂形式包括穿晶断裂和沿晶断裂，同时，在顶部区域观察到许多小刻面。当Es=10J/cm2时，在重熔层中可以观察到有许多扩展的微裂纹，如图3c所示。当Es=15J/cm2时，基体和表面层之间存在明显的差异，表现为台阶状形貌，如图3d所示。此外，由于高能量密度的作用，在重熔层和基体之间形成了热影响区。重熔层和热影响区一般拥有一定的塑性和较低的硬度，因此重熔层的断裂不平滑。重熔层与基体之间的锯齿状断裂边界被认为是区分两者的标志。在重熔层中还有一些第二相（球状颗粒）分布，这些第二相降低了试样材料的最大抗拉强度和屈服强度。4 结束语以直径1.2mm的ER 5356铝合金焊丝为原材料，采用电弧增材制造技术成功制备了无明显宏观缺陷的Al-Mg合金试样，并研究了不同能量密度的电子束表面处理对Al-Mg合金试样显微组织、缺陷形成和力学性能的影响，得出以下结论。1）根据SEM对Al-Mg合金试样的截面显微组织的观察分析，结果表明，当Es=15J/cm2时，试样表面改性层的厚度达到最大值。2）当Es10J/cm2时，试样表面难以观察到改性层。微裂纹扩展的主要因素是由于富镁相（Al3Mg2）所导致的。3）电子束表面处理可以显著提高电弧增材制造Al-Mg合金的塑性，但会降低其抗拉强度。由于微裂纹的形成，沿晶断裂是改性层的主要断裂形式。当Es15J/cm2时，可以观察到改性层与基体之间的锯齿状边界。参考文献：1 HUTSAYLYUK V，STUDENT M，POSUVAILO V，er alThe properties of oxide-ceramic layers with Cu and Ni inclusions synthesizing by PEO method on top of the gas-spraying coatings on aluminum alloysJVacuum，2020，179：109514.2 BASHKOV O V，BASHKOVA T I，ROMASHKO R V，et alDesign of integrated diagram of aluminium alloys fatigue using acoustic emission methodJTsvetnye Metally，2016（4）：58-64.3 TOROS S，OZTURK F，KACAR I.Review of warm forming of aluminum-magnesium alloysJJournal of Materials Processing Technology，2008，207：1-12.4 O G U O C H A I N A，A D I G U N O J，YANNACOPOULOS S.Effect of sensitization heat treatment on properties of Al-Mg alloy AA5083-H116JJournal of Materials Science，2008，43（12）：4208-4214.5 LI J，CHENG X，LIU D，et alPhase evolution of c）Es=10J/cm2 d）Es=15J/cm2图3电弧增材制造Al-Mg合金在拉伸试验后的断口形貌a）Es=0J/cm2 b)Es=5J/cm22023年 第9期 热加工31增材制造专题Additive Manufacturing Topica heat-treatable aluminum alloy during laser additive manufacturingJMaterials Letters，2018，214：56-59.6 GENG H，LI J，XIONG J，et alGeometric limitation and tensile properties of wire and arc additive manufacturing 5A06 aluminum alloy partsJJournal of Materials Engineering and Performance，2017，26（2）：621629.7 EIMER E，SUDER W，WILLIAMS S，et alWire laser arc additive manufacture of aluminium zinc alloysJWelding in the World 2020，64（8）：1-7.8 ROMETSCH P，JIA Q V.YANG K，et alAluminum alloys for selective laser melting-towards improved performanceJAdditive Manufacturing for the Aerospace Industry，2019：301-325.9 YANG X，LIU J，WANG Z，et alMicrostructure and mechanical properties of wire and arc additive manufactured AZ31 magnesium alloy using cold metal transfer processJMaterials Science and Engineering：A，2020，774：138942.10 WU B，PAN Z，DING D，et alA review of the wire arc additive manufacturing of metals:properties，defects and quality improvementJJournal of Manufacturing Processes，2018，35：127-139.11 GOMEZ ORTEGA A，CORONA GALVAN L，DESCHAUX-BEAUME F，et alEffect of process parameters on the quality of aluminium alloy Al5Si deposits in wire and arc additive manufacturing using a cold metal transfer processJScience and Technology of Welding and Joining，2018，23(4)：316-332.12 CAO R，WEN B F，CHEN J H，et alCold metal transfer joining of magnesium AZ31B-to-aluminum A6061-T6JMaterials Science and Engineering：A，2013，560：256-266.13 GU J，DING J，WILLIAMS S W，et alThe strengthening effect of inter-layer cold working and post-deposition heat treatment on the additively manufactured Al-6.3Cu alloyJMaterials Science and Engineering：A，2016，651：18-26.14 Y A N G Q，X I A C，D E N G Y，e t a l Microstructure and mechanical properties of AlSi7Mg0.6 aluminum alloy fabricated by wire and arc additive manufacturing based on cold metal transfer(WAAM-CMT)JMaterials，2019，12（16）：2525.15 SHAIGAN N，QU W，IVEY D G，et alA review of recent progress in coatings，surface modifications and alloy developments for solid oxide fuel cell ferritic stainless steel interconnectsJJournal of Power Sources，2010，195（6）：1529-1542.16 VALKOV S，ORMANOVA M，PETROV P.Electron-beam surface treatment of metals and alloysJTechniques and Trends Metals，2020，10（9）：1-2.17 MOSKVINA V，ASTAFUROVA E，MAJER G，et alEffect of grain refinement on the elemental composition and nanohardness of the surface layers in AISI 316L austenitic steel subjected to ion-plasma hardeningJDefect and Diffusion Forum，2018，385：267-272.18 POLTAVTSEVA V P，GHYNGAZOV S A，SATPAEV D A.The influence of high-energy krypton ion implantation temperature on structure and properties of Ni-Ti alloyJRussian Physics Journal，2019，61（11）：2012-2018.19 GROMOV V E，GORBUNOV S V，IVANOV YU F，et alFormation of surface gradient structural-phase states under electron-beam treatment of stainless steelJSP MAIK Nauka/Interperiodica，2011（5）：974.20 GAO B，HU L，LI S，et alApplied surface science study on the nanostructure formation mechanism of hypereutectic Al-17.5Si alloy induced by high current pulsed electron beamJApplied Surface Science，2015，346：147-157.21 HAO Y，GAO B，TU G F，et alSurface modification of Al-12.6Si alloy by high current pulsed electron beamJApplied Surface Science，2012，258（6）：2052-2056.22 ZHANG X D，HAO S Z，GROSDIDIER T，et alSurface modification of light alloys by low-2023年 第9期 热加工32增材制造专题Additive Manufacturing Topicenergy high-current pulsed electron beamJJournal of Metallurgy，2012：1-10.23 LYU P，CHEN Y，LIU Z，et alSurface modification of CrFeCoNiMo high entropy alloy induced by high-current pulsed electron beamJApplied Surface Science，2020，504：14453.24 GALI O A，SHAFIEI M，HUNTER J A，et alThe influence of hot rolling on oxide development within micro-cracks of aluminum-magnesium alloysJMaterials Science and Engineering:A，2014，618：129-141.20230816电弧增材制造GTAW保护气模块流场数值模拟朱瀚钊，孟美情，辛毅，田华，韩俭，田银宝天津理工大学材料科学与工程学院天津300382 摘要：为了研究GTAW电弧增材制造过程中的保护气流场模拟，建立了GTAW系统保护气三维物理模型，确定了保护气计算区域和边界条件。采用ANSYS Workbench的Fluent模块，对不同流速Ar的GTAW电弧增材过程保护气拖罩进行模拟，获得了增材过程中保护气的流场。结果表明：薄壁墙大部分区域能被浓度为80%以上氩气所覆盖，增加氩气流量虽然在一定程度上改善了氩气分布的范围和浓度，但并不能有效改善拖罩与喷嘴之间的氩气浓度。通过向下延长拖罩侧壁来改变氩气的流动方向，增加内部氩气的覆盖范围和浓度，有效解决了喷嘴与拖罩之间的氩气浓度较低的问题。对于拖罩部分的氩气应按自然对流传热进行处理，喷嘴部分的氩气应按照热对流系数为21.2824W/（m2K）的强制对流传热进行处理。关键词：数值模拟；气流场；保护气；电弧增材制造通信作者：田银宝，博士，讲师，主要从事电弧增材制造研究，E-mail：。1 序言 电弧增材制造（Wire Arc Additive Manufacturing，WAAM）技术是以电弧作为热源、丝材作为原料，在热源作用下，丝材熔化形成堆积层1。在电弧增材制造过程中，保护气流量对加速构件表面散热作用有一定的影响。首先，保护气能够防止氧气和其他杂质进入沉积区域，从而保护沉积区域不受氧化和其他污染。如果保护气流量不足，则氧气和杂质会进入沉积区域，导致沉积区域的质量下降，如产生裂纹和气孔等缺陷。其次，保护气流量还能影响电弧增材制造过程中的散热作用。当保护气流量过大时，沉积区域的温度会迅速降低，导致沉积区域的热输入不足，从而影响增材制造质量。当保护气流量不足时，则会导致沉积区域的温度过高，可能会产生过热现象，导致沉积区域产生变形或热裂纹等缺陷。保护气流量的选择要考虑到电弧增材制造材料的种类、沉积过程的速度、环境温度，以及电弧增材制造材料的厚度等因素。在实际生产中，需要根据沉积参数进行合理的调整，以确保沉积质量和效率的最优化，因此进行电弧增材制造气流场数值模拟研究具有指导价值和经济价值2-7。HEJRIPOUR等8通过不同工艺参数的 WAAM过程的数值模拟研究了传热、流体流动和传质，并用试验验证了数值结果；BAI等9研究了等离子弧焊方式的WAAM多层堆积过程中的流体流动和传热行为；CAMPANA等10利用数值模拟分析不同气体参数对激光-熔化极气体保护焊时铝合金焊接过程中保护效果的影响规律；TANI等11通过Phoenics