DOI:10.14128/j.cnki.al.20254512.011
中图分类号:TG455
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沉积路径对复合热源增材组织及性能的影响研究
0 引言
丝材增材制造技术类似于焊接技术,是通过热源熔化焊丝形成焊缝沉积而成,具有极高的沉积效率。其在制造大尺寸金属零部件方面的应用取得了较大突破,但表面成形质量问题一直是关注重点[1]。近年来对丝材增材制造的关注和研究越来越多,该领域具有广阔的发展前景,主要朝着3个方向发展:一是多种热源复合,二是复合材料生产,三是材料的精确成形。复合热源作为三大研究方向之一,诸多研究人员将激光和电弧进行复合增材,将电弧极高的沉积速率与激光尺寸精度高的优势相结合,利用激光作用于电弧弧柱区,压缩电弧,减小电弧的不稳定性,达到优势互补[2-5]。
基于激光-电弧复合热源增材制造的研究中,Zhang等[6]利用激光-MIG电弧复合增材制造薄壁,与MIG电弧相比,加入激光可显著提高表面成形质量。Näsström等[7-8]研究电弧增材制造中加入激光的影响,前置激光时,焊丝会过度熔化进而使熔滴过早沉积,将沉积出更宽/更高的焊道。李旭文等[9]利用激光-TIG电弧增材制造不锈钢薄壁,对比了激光前后的弧光形态。Wu等[10]采用激光-电弧复合增材制造出力学性能较优的Al-Cu试样,并发现激光区的平均晶粒尺寸相较电弧区的平均晶粒尺寸显著减小。此外,诸多学者对激光-电弧复合热源增材制造单道多层薄壁件的沉积路径也进行了深入研究[11-13]。
多道多层厚壁中,Palmeira等[14-15]基于显微照片、基于特征的计算机视觉表示和形态形状分析,提取具有代表性的微观结构细胞用于增材制造过程。并提出一种模块化且通用的方法,强调了焊道熔合区形状不对称性,在不锈钢厚壁增材制造中,认为熔合区的形状控制着不锈钢厚壁结构的微观组织结构,并分析了成形路径对微观组织的影响。Li等[16]采用电弧增材制308L不锈钢,基于详细的微观组织表征,结果表明:较大的柱状奥氏体晶粒与较小的铁素体晶粒同时存在,这些铁素体晶粒具有不同的形状,包括骨架状、条状和粒状。为进一步对复合热源增材多道多层进行研究,本文以308不锈钢为原材料,研究了不同沉积路径成形对多道多层试件宏观形貌、微观组织以及力学性能的影响。
1 试验材料及方法
1.1 试验设备及材料
激光-电弧熔丝增材制造设备如图1所示,包括激光器、Fronius 电弧焊机、KUKA机器人、复合枪头等装置。试验选用12 mm厚的304不锈钢钢板作为基板,基板尺寸为300 mm× 260 mm,试验前,用砂轮机打磨基板表面,并用无水乙醇进行冲洗擦拭,防止基板表面杂质影响试验结果。焊丝选用直径为1.2 mm的308LSi不锈钢焊丝,其化学成分如表1所示。增材过程中,焊丝始终垂直基板,激光束与焊丝夹角为30°,通入气流量为15 L/min的体积分数为98%氩气+2% CO2的混合气体作为保护气体。激光和电弧的其余工艺参数如表2所示。
表1 308LSi焊丝的化学成分表
Table 1 Chemical composition of 308LSi welding wire
ElementCMnSiPSCrNiMassfraction/%Min—1.4000.650——19.5009.000Max0.0302.2001.0000.0300.02421.00011.000
表2 工艺参数
Table 2 Process parameter
Wirefeedingspeed/(m·min-1)Weldingspeed/(m·min-1)Laserpower/WFilamentspacing/mmWireelongation/mm6.01.28002.013
图1 试验设备示意图
Fig.1 Schematic diagram of the test equipment
1.2 沉积路径
图2为3种多道多层的沉积路径示意图。其中,图2(a)为单向平行沉积路径,在XOY平面内,同层焊道之间沉积方向相互平行;在XOZ平面内,每层焊道之间相互平行。图2(b)为往复插补沉积路径,在XOY平面内,先沉积奇数焊道,后沉积偶数焊道,且调换起弧端和息弧端方向;在XOZ平面内,沿上一层沉积焊道的方式沉积焊道。图2(c)为十字交叉沉积路径,在XOY平面内,焊道沉积方式与单向平行沉积路径一致;在XOZ平面内,将焊道沉积方向旋转90°,使相邻层焊道相互垂直,而间隔层焊道呈180°旋转角度。采用上述3种沉积路径,分别沉积高5层,且每层30道焊道的多道多层试件。
图2 沉积路径示意图
(a)单向平行;(b)往复插补;(c)十字交叉
Fig.2 Schematic diagram of the sedimentation path
(a)Unidirectional parallel;(b)reciprocating interpolation; (c)cross interpolation
1.3 取样及检测方法
图3为多道多层试件的取样示意图。沿垂直于首层焊道的沉积方向,使用线切割的方式分别取出金相和硬度试样。试样经过240#～3 000#的砂纸打磨、金刚石抛光、王水溶液腐蚀、超声清洗并干燥处理等一系列操作后,将其置于体视显微镜下,经调焦定标后观察焊道横截面的熔合形貌,并在光学显微镜下,观察其微观组织结构。硬度测试以试样顶部最低点为水平线,分别沿水平线平行和以下,每隔0.5 mm测试一个维氏硬度值,最终测试出30×15的硬度点矩阵,从而获得横截面的硬度分布情况。为了测试多单多层试件不同方向上的力学性能,在XOY平面内分别取出平行于X轴的3个横向拉伸试样和垂直于X轴的3个纵向拉伸试样,试样尺寸大小如图4所示。采用电子万能试验机CMT5105,以2 mm/min的速率进行拉伸试验,获取试样的力学性能结果。
图3 多道多层试件取样示意图
Fig.3 Schematic diagram of multi-channel multi-layer specimen sampling
图4 拉伸试样尺寸大小
Fig.4 The size of the tensile specimen
2 分析与讨论
2.1 宏观形貌及横截面貌
单向平行、往复插补、十字交叉3种沉积路径下成形的多道多层试件宏观形貌如图5所示。可以看到,3组试件任意包含起弧端或息弧端的一侧高度,都明显高于焊道稳定区域,这是电弧增材制造零部件的成形尺寸中一大难点。其中图5(a)为单向平行试件,表面平整度较好,起弧端一侧有金属球滴溢流情况;图5(b)为往复插补试件,奇数焊道和偶数焊道间存在明显的高度差异,尤其是在起弧和息弧两端,焊道两侧也存在明显的溢流情况,且焊道表面也存在裂纹缺陷;图5(c)为十字交叉试件,表面平整度较高,且四周高度差过渡平稳。结合图6的横截面形貌,可以看到,往复插补试件成形质量较差,表面波峰与波谷间间距较大。分析认为,往复插补试件由于奇数焊道和偶数焊道的先后沉积,导致先沉积的焊道对后沉积焊道的金属熔池流动性起到了限制作用,熔池内液体的铺展性受限,导致凝固后形成较高的余高。先后间隔沉积顺序也导致焊道之间存在较高温度差,快速升温和快速冷却容易造成裂纹的出现。而单向平行和十字交叉试件,相邻焊道间陆续沉积,仅一侧受限,相对自由度较大,金属溶液的铺展性较好,有利于减弱相邻焊道间的高度差异。故与往复插补试件相比,单向平行和十字交叉试件的相邻焊道间高度差异较小,表面也较为平整。
图5 试件宏观形貌
(a)单向平行;(b)往复插补;(c)十字交叉
Fig.5 Specimen macroscopic morphology
(a)Unidirectional parallel;(b)reciprocating interpolation;(c)cross interpolation
图6 试件部分横截面形貌
(a)单向平行;(b)往复插补;(c)十字交叉
Fig.6 Cross-sectional topography of the specimen
(a)Unidirectional parallel;(b)reciprocating interpolation;(c)cross interpolation
2.2 微观组织
图7为3组不同路径沉积试件的底部金相组织图。图7(a)、(d)为单向平行试件的显微组织,其主要组织结构为长条状γ奥氏体以及少量胞状γ奥氏体;图7(b)、(e)为往复插补试件的显微组织,其主要组织结构为细小的胞状γ奥氏体;图7(c)、(f)为十字交叉试件的显微组织,其主要组织结构为长条状γ奥氏体,并夹杂着δ铁素体。由此判断,底部的金属凝固模式几乎为全是奥氏体凝固的A模式,由于基板的冷却作用,散热速度较快,溶质不易扩散,铁素体析出较为困难。
图7 顶部金相显微组织
(a),(d)单向平行;(b),(e)往复插补;(c),(f)十字交叉
Fig.7 Top metallographic microstructure
(a),(d)Unidirectional parallel; (b),(e)reciprocating interpolation; (c),(f)cross interpolation
图8为3组不同路径沉积试件的中部金相组织图像,主要为层间和道间的熔合区域。图8(a)、(d)为单向平行试件的显微组织,层间线下方主要发达的柱状枝晶生长,枝晶中心区域有骨骼状δ铁素体,层间线上方存在粒状和条状δ铁素体,部分枝晶穿层生长;图8(b)、(e)为往复插补试件的显微组织,枝晶生长方向更为聚集,且柱状枝晶间距较为密集,条状δ铁素体连接形成了类板条状δ铁素体;图8(c)、(f)为十字交叉试件的显微组织,分层清晰,金相下无明显枝晶穿层生长情况,大量的骨骼状δ铁素体得到保留。分析认为,试件由于不断的热循环,造就了大量热量积累,冷却速度下降,溶质得以有时间扩散,δ铁素体容易析出。单向平行和往复插补的枝晶生长存在穿层现象,是由于金属重熔再冷却凝固时,晶核在下方未重熔的柱状枝晶上形成,导致枝晶穿层,而十字交叉试件,相邻层焊道间相互垂直,导致下层柱状枝晶破碎,本层结晶方向随熔池内液体流动改变,故无明显的枝晶穿层现象。
图8 中部金相显微组织
(a),(d)单向平行;(b),(e)往复插补;(c),(f)十字交叉
Fig.8 Middle metallographic microstructure
(a),(d)Unidirectional parallel; (b),(e)reciprocating interpolation; (c),(f)cross interpolation
图9为3组不同路径沉积试件的顶部金相组织图像。图9(a)、(d)为单向平行试件的显微组织,由较为明显的柱状枝晶和等轴晶组成,枝晶生长方向出现了明显的向左偏移;图9(b)、(e)和图9(c)、(f)分别为往复插补试件和十字交叉试件的显微组织,也由柱状枝晶和等轴晶组成,但十字交叉试件的枝晶生长方向也向左发生了明显偏移。分析认为,等轴晶区域的形成是由于顶层不再经历热循环作用,而最顶部区域与空气直接接触,借助空气对流进行散热,散热条件发生改变,不再是单一的沉积层,故晶粒沿四周生长,柱状枝晶生长为等轴晶。单向平行和十字交叉试件的柱状枝晶生长方向发生明显的单一方向偏移,是由于同层焊道沉积时提到的相对自由度较大,故熔池内液体流动方向单一。而往复插补的同层焊道沉积过程中,相邻焊道间起到了一定的禁锢作用,故柱状枝晶生长方向向中聚集。
图9 底部金相显微组织
(a),(d)单向平行;(b),(e)往复插补;(c),(f)十字交叉
Fig.9 Bottom metallographic microstructure
(a),(d)Unidirectional parallel; (b),(e)reciprocating interpolation; (c),(f)cross interpolation
3组不同路径沉积试件的显微组织多与熔合区形状相关,其底部组织无明显差异,多为垂直基板边界生长的柱状晶。十字交叉试件由于层间焊道相互垂直,其中部组织分层明显,下层枝晶连续性较差,而单向平行和往复插补试件层间焊道相互平行,中部组织存在明显的重熔区域,但下层枝晶连续性较强,在处于固液界面的重熔区凝固时,枝晶生长出现了穿层现象。顶部组织均由部分等轴晶和柱状枝晶构成,由于焊道沉积的先后,往复插补试件柱状枝晶较为向中聚集生长,而单向平行和十字交叉试件柱状枝晶生长方向出现了向一侧偏移。
2.3 显微硬度
图10为三组不同路径沉积试件的显微硬度分布图。其中图10(a)为单向平行试件,显微硬度值从顶部向下先逐渐增大,后逐渐减小再趋于稳定。结合横截面形貌可知,显微硬度最大值分布在沉积层与基板的熔合线附近,约为250 HV,且水平分布情况与熔合边界的锯齿形状类似。图10(b)为往复插补试件,显微硬度值变化趋势与单向平行试件一致,但最大值较高,约为260 HV,且水平分布并不连续。图10(c)为十字交叉试件,显微硬度变化趋势一致,先增大、再减小、后趋于稳定,但最大值的水平分布情况上有较大差别,十字交叉试件显微硬度最大值位于同一水平线上。分析认为,熔合区以下为基板上的热影响区,该区域内经历了不断循环的热处理,导致显微硬度值上升,但随着距离的增大,影响逐渐变小,直至趋于平稳。沉积层的底部主要由于基板进行散热,散热速度较快,晶粒细小,故显微硬度值较高。随着沉积层数的增加,基板影响效果减弱,散热速度减慢,有利于枝晶生成,故显微硬度值下降。
图10 显微硬度分布
(a)单向平行;(b)往复插补;(c)十字交叉
Fig.10 Microhardness distribution
(a)Unidirectional parallel; (b)reciprocating interpolation; (c)cross interpolation
2.4 力学性能
图11为3组不同路径沉积试件分别在横向和纵向上的极限拉伸应力-应变曲线图。可以看到,单向平行试件的横向极限抗拉强度优于纵向极限抗拉强度,十字交叉试件两个方向上的极限抗拉强度差异不大,而差补堆积试件在拉伸过程中出现了明显的失效情况。图12为3组试件在横向和纵向上的拉伸试验结果,其中单向平行试件的横向平均抗拉强度为674.13 MPa,纵向平均抗拉强度为552.08 MPa,两者相差122.05 MPa,平均屈服强度横向也高于纵向,约为85.57 MPa,故单向平行试件在横向和纵向上的拉伸性能存在较大差异;往复插补试件在横向和纵向上的平均抗拉强度值较低,但纵向平均抗拉强度相对于横向平均抗拉强度较高;十字交叉试件在横向和纵向上的平均抗拉强度值、平均屈服强度以及断后伸长率十分接近,在横向和纵向上出现了各向同性。分析认为,对于单向平行和往复插补试件而言,横向为平行于沉积方向的方向,沉积焊道与拉伸载荷方向一致,起到了轧制类的纤维组织作用[17]。横向和纵向拉伸试样经拉伸试验后,表面都存在明显的焊道间的熔合痕迹,而往复差补试件表面的裂纹较多出现在单条焊道并垂直于沉积方向,故抗拉强度下降。十字交叉试件,层与层之间相互垂直,中间层无明显的锯齿熔合边界,有效地减弱应力集中,故在拉伸性能上表现出各向同性。
图11 应力-应变曲线
(a)单向平行;(b)往复插补;(c)十字交叉
Fig.11 Stress-strain curves
(a)Unidirectional parallel; (b)reciprocating interpolation; (c)cross interpolation
图12 拉伸试验结果
(a)抗拉强度;(b)屈服强度;(c)断后伸长率
Fig.12 Tensile test results
(a)Tensile strength;(b)yield strength; (c) elongation after break
为进一步了解横向试样和纵向试样的断裂机制及差异,通过电子扫描电镜(scanning electron microscope,SEM)进行断口形貌观察。图13分别为3组试件的横向拉伸试样断口形貌,其中图13(a)、(b)、(c)为单向平行试样,可以看到,断口处发生明显的颈缩,且整体断裂方式一致,为典型的韧性断裂;图13(d)、(e)、(f)为往复插补试样,断口表面有较多的气孔缺陷,且存在一个较大的孔洞,严重影响了拉伸性能;图13(g)、(h)、(i)为十字交叉试样,断裂方式与单向平行试样相同,为韧性断裂,但韧窝相对较大,故拉伸性能相对较弱。图14分别为3组试件的纵向拉伸试样断口形貌,其中图14(a)、(b)、(c)为单向平行试样,可以看到,断口表面有少量的气孔缺陷,且撕裂的韧窝具有层次,出现了起皮现象;图14(d)、(e)、(f)为往复插补试样,断口表面仍存在较大缺陷,且断裂方式明显不一致,部分区域出现了解理台阶和解理面,拉伸性能严重下降;图14(g)、(h)、(i)为十字交叉试样,断裂方式为全是韧窝撕裂的韧性断裂,与十字交叉横向试样的断口形貌差异不大。断口表面的SEM图像情况与拉伸性能基本符合,在力学性能上,单向平行试件的横向明显优于纵向,往复插补试件整体较差,十字交叉试件的横向和纵向上表现出一致性。
图13 横向拉伸试样的断口形貌
(a)、(b)、(c)单向平行;(d)、(e)、(f)往复插补;(g)、(h)、(i)十字交叉
Fig.13 Fracture topography of a transversely tensile specimen
(a),(b),(c)Unidirectional parallel; (d),(e),(f)reciprocating interpolation; (g),(h),(i)cross interpolation
图14 纵向拉伸试样的断口形貌
(a)、(b)、(c)单向平行;(d)、(e)、(f)往复插补;(g)、(h)、(i)十字交叉
Fig.14 Fracture topography of a longitudinally tensile specimen
(a),(b),(c)Unidirectional parallel; (d),(e),(f)reciprocating interpolation; (g),(h),(i)cross interpolation
3 结论
(1)单向平行和十字交叉试件的表面平整度较高,往复插补试件表面存在间距较大的波峰和波谷,且部分区域有裂纹缺陷。
(2)沉积路径对微观组织的影响主要在试件的中部区域,单向平行和往复插补层间线下方枝晶生长方向性较强,出现了穿层现象,往复插补试件的柱状枝晶间距较为密集;而十字交叉试件晶粒分层明显,柱状枝晶连续性较差。
(3)维氏硬度的大体变化趋势相同,从顶部向下,先减小再增大,后快速下降直至趋于稳定,且单向平行试件的显微硬度最大值分布与基板之间的熔合边界有关。
(4)在拉伸性能上,单向平行试件在横向和纵向上表现出各向异性,横向极限承受载荷较高,为674.13 MPa;十字交叉试件在横向和纵向上表现出各向同性,平均抗拉强度分别为599.01 MPa、598.95 MPa,适合增材制造多方受力件;而往复插补试件整体拉伸性能较低,但也在横向和纵向上表现出各向异性。
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