田銀寶,申俊琦,,胡繩蓀,勾健

增材制造(additive manufacturing，AM)技術是一種自下而上材料逐層堆積的制造方法[1,2]，已在航空航天、微納制造、生物醫學以及汽車工程等行業得到廣泛的應用[3]。絲材+電弧增材制造(wire and arc additive manufacturing，WAAM)是一種利用電弧作為熱源，焊絲作為堆積材料進行零件制造的AM技術。與其它AM技術相比，WAAM技術具有設備投資少、運行成本低、材料利用率高以及沉積/生產效率高等優點，受到了國內外研究學者的廣泛關注[4]。Horgar等[5]利用傳統熔化極氣體保護焊(gas metal arc welding，GMAW)技術，實現了鋁合金構件的WAAM。Haden等[6]對比了不銹鋼WAAM構件與鍛件的抗拉性能與耐磨性能，發現WAAM構件的性能接近于鍛件。Wu等[7]研究了鈦合金WAAM過程中熱積累對構件成形的影響，發現由于沿堆積方向散熱路徑發生改變以及冷卻速率降低，構件的幾何形狀將發生改變。

鈦合金具有密度低、比強度高，耐蝕性、耐熱性和抗疲勞性好等優點，而被廣泛應用于醫療、汽車、船舶及航空航天等領域[8,9]。高強鋁合金具有密度小、比強度高，導電性、導熱性以及加工性能好等特點，被廣泛應用于航空航天及民用工業等領域[10]。鈦/鋁異種合金復合結構可以充分發揮2種合金的優勢，彌補彼此的缺點，可被廣泛應用于汽車以及航空航天等領域，鈦/鋁異種合金復合結構的應用已成為一種發展趨勢[11]。但是，鋁合金與鈦合金的物理及化學性質存在較大差異，同時，鈦合金與鋁合金溶化后會發生化學反應并生成脆性金屬間化合物，從而導致接頭性能嚴重降低。傳統熱輸入較高的焊接方法很難實現鈦/鋁異種合金的可靠連接。因此，有必要使用低熱輸入的焊接方法，抑制或減少鈦/鋁金屬間化合物的形成以獲得可靠的鈦/鋁異種合金連接[12]。

冷金屬過渡(cold metal transfer，CMT)是一種熱輸入較低的焊接技術。在CMT焊接過程中，焊絲的運動控制與熔滴過渡過程相結合，從而實現冷熱交替焊接并降低熱輸入[13,14,15,16]。同時，CMT技術還具有無飛濺、搭橋能力好、焊縫均勻一致以及焊件變形小等優點[17,18,19,20]，已被廣泛應用于汽車、機車和航天等諸多領域。目前CMT焊接技術的相關研究主要集中在鋁合金焊接[21,22]和異種材料焊接[23,24,25]等方面。

隨著CMT技術的發展，多種控制模式被研發及應用，其中變極性CMT (variable polarity-CMT，VP-CMT)和變極性CMT脈沖復合(VP-CMT+P)模式均已用于鋁合金WAAM的相關研究[26,27,28]，但利用CMT進行異種金屬WAAM的相關研究則鮮有報道。目前，CMT焊接鈦合金的模式只有直流CMT (direct current-CMT，DC-CMT)和CMT+P 2種程序。因此，本工作堆積鈦合金時，使用熱輸入較低的DC-CMT模式。在CMT焊接鋁合金的多種模式中，VP-CMT+P熱輸入相對較低，且鋁合金成形相對較好，因此使用該模式進行鋁合金的堆積。如今，異種金屬構件WAAM相關研究已經成為AM研究領域的熱點之一[29,30]。而對于許多異種金屬構件，由于其反應層生成了硬脆相，成為構件的薄弱環節。激光焊、釬焊和摩擦焊等焊接方法是目前使用最多的鈦/鋁異種金屬焊接方法，焊接時所面臨的最大問題均為鈦/鋁界面反應層難以控制[31]。因此，本工作利用DC-CMT/VP-CMT+P技術對鈦/鋁異種金屬進行WAAM，重點研究構件中反應層的微觀組織及其對構件性能的影響。

1實驗方法

WAAM實驗在CMT Advanced 4000R型焊機及MOTOMAN HP6型機器人組成的加工系統上進行。實驗所采用的基板為TC4鈦合金，焊絲分別為TC4鈦合金和ER2319鋁合金，直徑均為1.2 mm。基板與焊絲的名義化學成分如表1所示。鈦/鋁異種金屬WAAM的過程為：先在基板上堆積15層鈦合金；然后在已堆積的鈦合金上堆積25層鋁合金，構件相鄰層堆積的間隔時間為2 min。WAAM的堆積參數為：鈦合金堆積模式為DC-CMT，鋁合金堆積模式為VP-CMT+P，鈦合金送絲速率為7.2 m/min，鋁合金送絲速率為4 m/min，焊槍運行速率為0.3 m/min，Ar氣流量為30 L/min。堆積第一層鋁合金時，采用高速攝像機采集電弧形態和熔滴過渡行為，采樣頻率為2000 Hz。

表1基板與焊絲名義化學成分 (mass fraction / %)

Table 1Nominal chemical compositions of the substrates and filler materials (mass fraction / %)

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金相試樣和拉伸試樣的取樣位置如圖1a所示。金相試樣尺寸為20 mm×10 mm×5 mm，經打磨和拋光后，利用Keller試劑(1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O)對金相試樣進行腐蝕，腐蝕時間約為1 min。利用GX51型光學顯微鏡(OM)、S-4800型掃描電鏡(SEM)及配備的Genesis XM2型能譜分析儀(EDS)、Tecnai F30型透射電鏡(TEM)對鈦/鋁構件進行微觀組織觀察與分析。SEM、TEM和EDS測試試樣均為同一金相試樣，待觀察的表面為構件橫截面，即圖1a中的yoz面。使用MH-3型Vickers硬度儀對所截取的金相試樣從鋁合金向鈦合金進行硬度測量，相鄰測試點的間距為0.4 mm，載荷為1 kg，保載時間為15 s。沿構件縱向方向截取3個拉伸試樣，拉伸試樣尺寸如圖1b所示。在室溫條件下，用CSS-44100型電子萬能材料試驗機進行拉伸實驗，拉伸速率為0.5 mm/min。

圖1

圖1試樣截取位置

Fig.1Sampling positions

(a) microstructural examinations

(b) tensile tests (unit: mm)

2實驗結果及分析

2.1堆積過程分析

圖2為第一層鋁合金堆積過程的電流與電壓波形圖。可以看出，焊接周期約為340 ms，由正極性(electrode positive，EP)脈沖階段和負極性(electrode negative，EN) CMT階段2部分組成。EP脈沖階段由10個連續正極性脈沖組成，約為125 ms。脈沖階段基值電流約為40 A，為保證EN-CMT短路過渡后順利引弧，第一個脈沖基值電流相對較高，約為70 A。EN-CMT階段由10個連續的負極性CMT組成，約為215 ms。

圖2

圖2第一層鋁合金堆積過程的電流與電壓波形圖

Fig.2Current and voltage waveforms during the deposition process for the first Al alloy layer (EN-CMT—electrode negative cold metal transfer)

圖3為一個周期中的典型熔滴過渡過程，圖中箭頭代表焊絲的運動方向。圖3a為EP脈沖階段，在10~14 ms，焊絲回抽(遠離熔池)，同時電弧逐漸明亮，焊絲熔化并形成熔滴，熔滴過渡形式為一脈一滴過渡。10次脈沖熔滴過渡后，焊絲與熔池間距離逐漸減小，在第130 ms時，焊絲與熔池接觸，同時發生極性轉換，進入EN-CMT階段。焊絲與熔池接觸后，開始回抽，向遠離熔池方向運動。在第141 ms時，焊絲繼續回抽并脫離熔池，實現熔滴的短路過渡，同時電弧重新引燃。在第149 ms時，焊絲送進(向熔池方向運動)，直至第150 ms時焊絲與熔池接觸。在重復上述10次短路過渡過程后，由EN-CMT階段向EP脈沖階段轉變，即由圖3b向圖3a轉變，從而開始新的一個焊接周期。與EP脈沖階段相比，EN-CMT階段為液態金屬提供了一個較為強烈的冷卻過程，導致正負周期對熔池和已堆積金屬的加熱效果差異更大，從而使得已堆積構件表面所經歷的加熱和冷卻往復過程十分明顯[32]。

圖3

圖3第一層鋁合金熔滴過渡過程

Fig.3Droplet transfer processes of the first Al alloy layer (Arrows indicate the movement directions of the wire)

(a) pulse period (b) EN-CMT period

2.2組織分析

如圖1所示，利用DC-CMT堆積鈦合金，VP-CMT+P堆積鋁合金，可以獲得成形良好的鈦/鋁異種金屬WAAM構件。在堆積第一層鋁合金時，在電弧作用下，最頂層鈦合金局部熔化，此時，Ti原子和Al原子發生擴散并反應，形成金屬間化合物。如圖4a所示，根據微觀組織形貌分布，可以將WAAM構件分成I、II、III和IV 4個區域，其中I區為鋁合金區，II區為過渡區，III區為鈦/鋁界面層，II區和III區共同組成鈦/鋁反應層，IV區為鈦合金區。可以看出，在I區出現氣孔，根據前期研究結果[15]，該氣孔應為氫氣孔。由于H在液態鋁合金中的溶解度比其在固態鋁合金中的溶解度大得多，在鋁合金凝固過程中，H的溶解度急劇下降，使得液態鋁合金在凝固時析出大量過飽和氣體，而當所形成的氣體上浮速率小于結晶速率時，便會形成氣孔。如圖4b所示，在II區中出現長條狀相，長度約為250 μm。根據表2中所示點1的EDS分析結果可知，該長條狀相應為金屬間化合物TiAl3。如圖5a所示，II區包含長條狀相和網狀相，根據面掃結果(圖5b~d)可知，長條狀相主要由Ti和Al元素組成，網狀相主要由Al和Cu元素組成。根據表2中點4和點5的EDS分析結果可知，長條狀相應為TiAl3，網狀相應為Al2Cu。圖6為圖4a中II區的TEM形貌及衍射斑點，其測試結果與EDS測試結果一致，表明II區中存在TiAl3和Al2Cu。如圖4c所示，III區由連續的鋸齒狀或塊狀相組成，厚度約為10 μm。根據表2中點2的EDS分析結果可知，其Ti與Al的原子比例接近1∶3，因此該相應為TiAl3。圖4d表明IV區組織呈現網籃狀形貌，根據組織形貌以及表2中點3的EDS分析結果，可以確定IV區為鈦合金。

圖4

圖4絲材+電弧增材制造(WAAM)構件微觀組織

Fig.4OM image of Ti/Al wire and arc additive manufacturing (WAAM) component (a), SEM images of areas II (b), III (c) and IV (d) in Fig.4a

表2WAAM構件不同位置的EDS分析結果

Table 2EDS analysis results for different positions in the WAAM component

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圖5

圖5圖4a中II區微觀組織的高倍SEM像及相應的元素分布

Fig.5High magnified SEM image of area II in Fig.4a (a) and corresponding element distributions for Al (b), Ti (c) and Cu (d)

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圖6

圖6圖4a中II區的TEM分析

Fig.6TEM analyses of area II in Fig.4a

(a) TEM image of net shape phase (b) electron diffraction pattern of circle area in Fig.6a

(c) TEM image of long strip phase (d) electron diffraction pattern of circle area in Fig.6c

2.3鈦/鋁反應層形成機理

鈦/鋁構件反應層的形成本質是WAAM過程中局部鈦合金熔化、液態鋁合金與液態鈦合金相遇、Ti和Al原子發生反應的結果。如圖7a所示，在脈沖階段，由于熱輸入較大，已堆積的鈦合金表面溫度迅速升高，局部少量鈦合金發生熔化，固態鈦合金形狀由上凸變為下凹。熔化后的液態鈦合金中的Ti原子在固態鈦合金表面前沿附近形成富集，隨著時間的推移，熔池中的Ti原子與Al原子發生相互擴散；同時由于ER2319鋁合金中含有Cu元素(表1)，因此熔池中出現少量Cu原子。

圖7

圖7鈦/鋁反應層形成示意圖

Fig.7Schematic of the formation of Ti/Al reaction layer

(a) interdiffusion of Ti and Al atoms (b) formation of TiAl3in area III in Fig.4a

(c) formation of TiAl3and Al2Cu in area II in Fig.4a (d) solidification of Al alloy

如圖7b所示，Ti原子與Al原子相遇并發生反應，首先依附于固態鈦合金表面進行非均勻形核。由于形成金屬間化合物TiAl3需要的能量起伏較少，因此TiAl3優先在界面處形核，并依附于界面長大，在鈦合金表面形成鋸齒狀或塊狀TiAl3。TiAl3晶核與熔池的固/液界面溫度梯度較大，成分過冷程度較小，因此，晶核以柱狀的形式向鋁合金方向生長[11]。TiAl3是一種有序結構，具有擇優長大的取向，因此其柱狀晶組織垂直于鈦合金表面，沿著最大冷卻速率方向迅速生長。界面層的厚度由反應時間和反應溫度決定，反應時間越長，溫度越高，形成的界面層越厚[33]。

如圖7c所示，在圖4a中Ⅱ區中存在斷續的長條狀TiAl3和共晶組織Al2Cu。TiAl3的晶體類型為D022型正方晶體結構，沿著密排方向生長，而晶格的其它方向生長速率相對緩慢，導致形成棒狀或長條狀結構。在脈沖階段時，液態金屬在電弧作用下發生劇烈流動，在流動金屬的沖擊下，已經形成的長條狀TiAl3發生折斷或斷裂，最終形成斷續的化合物[33]。同時，也有文獻報道表明TiAl3的形成速率高于鈦的消耗速率，從而形成了很強的內應力，導致連續層破碎并進入液態金屬中，最終形成斷續的長條狀TiAl3[33]。

根據Ti-Al二元相圖可知，Ti與Al反應可以形成Ti3Al、TiAl和TiAl3等金屬間化合物。在化學勢梯度的驅動下，界面Ti原子與Al原子相互結合，從而降低體系的Gibbs自由能；同時，生成TiAl3需要相對較小的Gibbs自由能，因此，在圖4a中II區和III區所組成的反應層內優先生成TiAl3。Gibbs自由能和溶解速率常數是界面冶金反應熱力學與動力學的重要要素，溫度對二者具有一定的影響，所以，合適的溫度分布以及熱循環是形成界面層的關鍵因素。在脈沖階段，熱輸入相對較高，局部少量鈦合金被熔化；與EP-CMT相比，EN-CMT階段熱輸入更低[32]，冷卻作用更明顯，從而抑制鈦合金的熔化，減少Ti原子含量，因此導致在界面層Ⅲ區沒有達到形成Ti3Al和TiAl的條件。

如圖7d所示，隨著到界面層距離增加，Ti原子含量降低，導致在液態鋁合金中不再形成鈦/鋁金屬間化合物，液態金屬凝固形成固態鋁合金。

2.4裂紋分析

如圖8所示，在III區界面層和IV區鈦合金層的分界線附近，形成了一條長度約為40 μm的微裂紋。裂紋的形成主要有以下3方面原因：(1) TiAl3在III區呈連續的層狀結構分布，界面處存在較高的界面能。為降低體系的能量，晶格中的位錯向界面處遷移聚集，從而導致界面處存在較高密度的位錯，在殘余應力的作用下，界面極易開裂，形成裂紋[34]。(2) WAAM過程中，產生的殘余應力是構件裂紋的主要來源[35]。在WAAM過程中，由于熱源的移動，最新堆積的金屬附近溫度相對較高，導致構件加熱和冷卻不均勻。隨著逐層堆積，反復進行加熱和冷卻過程，構件內部反復經歷膨脹與收縮，最終冷卻到室溫時，導致構件內部產生殘余拉應力。由于鈦合金與鋁合金的線膨脹系數和熱導率相差較大，在沿堆積方向凝固時，二者收縮程度相差較大，從而導致構件開裂。(3) 在600 ℃以下時，TiAl3的延伸性較差，且脆性明顯，較小的應力作用便可導致微裂紋形成及擴展。

圖8

圖8WAAM構件反應層中裂紋形貌的SEM像

Fig.8SEM image of crack in reaction layer of WAAM component

雖然在II區和III區都有TiAl3存在，但由于II區的TiAl3以長條狀的形式離散分布于鋁合金中，處于金屬間化合物之間的α-Al通過發生塑性變形降低了凝固過程中產生的應力，從而降低了構件的裂紋敏感性[36]，因此，應盡量避免生成連續金屬間化合物層。

2.5力學性能

構件拉伸實驗結果表明，其最高抗拉強度為68 MPa，平均抗拉強度約為65 MPa。有研究[37]發現，當金屬間化合物厚度大于300 μm時，在其內部容易出現微裂紋，導致抗拉強度小于58 MPa。此結論與本工作結果接近。觀察構件斷裂位置，可以發現所有試樣均在III區斷裂。圖9為拉伸試樣斷口微觀形貌的SEM像。可見，試樣斷裂前沒有出現“縮頸”現象，斷口表面平齊無韌窩；可以觀察到撕裂棱存在，呈現明顯脆性斷裂特征。根據表2中點6的EDS分析結果可知，在斷口表面有TiAl3相存在，表明斷裂發生在反應層。如前所述，反應層有脆性金屬間化合物TiAl3形成；同時，由于內應力的作用使得III區界面層產生微裂紋，在拉伸過程中微裂紋擴展從而導致脆性斷裂。因此，界面層成為鈦/鋁構件最薄弱的環節，且微裂紋的形成是構件斷裂失效的主要原因。斷裂由一條相對較長的裂紋發起，裂紋源萌生于界面層，同時向四周擴展，即主裂紋擴展。同時，在界面層中存在一些長度較短的細小裂紋，微裂紋端部的應力強度因子超過臨界應力強度因子時，會在界面層內部進行擴展，這些細小裂紋與主裂紋匯合后，加速了裂紋擴展過程，微小裂紋促進主裂紋在界面反應層中擴展，最終形成沿界面的脆性斷裂[31]。由于脆性TiAl3與鋁合金熱膨脹系數差異較大，大塊的TiAl3可發生解理斷裂，導致構件的力學性能較低。因此，為了獲得性能優異的鈦/鋁異種金屬構件，必須抑制和減少反應層中脆性金屬間化合物的產生。同時，有文獻報道表明，氣孔可以作為起裂源導致構件斷裂[11]。但在斷口位置未檢測到氣孔，因此本工作中氣孔并未導致構件斷裂。

圖9

圖9拉伸試樣斷口形貌的SEM像

Fig.9Low (a) and locally high (b) magnified SEM images of fracture surface

圖10為WAAM構件界面層附近硬度分布。可以看出，鋁合金的硬度基本穩定在70 HV左右，反應層的硬度大致為230 HV，鈦合金的硬度約為340 HV。從鋁合金到鈦合金，硬度呈現遞增的趨勢，且反應層的硬度介于鋁合金和鈦合金之間。由于鋁合金主要由α-Al組成，在應力作用下，α-Al易發生變形，因此其硬度相對較低；根據圖5所示元素分布可知，過渡層的基體為鋁合金，但其中彌散分布有硬脆TiAl3相，使得過渡層硬度較高，從而導致反應層的硬度高于鋁合金。

圖10

圖10WAAM構件界面層附近的硬度分布

Fig.10Hardness distributions near the interface layer of WAAM component

通過利用CMT技術對鈦/鋁異種金屬進行WAAM，所得構件拉伸性能偏低。構件力學性能較低的主要原因是：鈦/鋁反應層形成微裂紋以及大量脆性的金屬間化合物。為了提高構件力學性能，應該盡量降低熱輸入，以減少微裂紋和金屬間化合物的形成。

3結論

(1) 變極性CMT脈沖復合堆積過程包括正極脈沖階段和負極性CMT階段。在正極脈沖階段，電弧集中且熱輸入較大；在負極性CMT階段，熱輸入較小且對構件具有明顯的冷卻效果。

(2) 鈦合金使用直流CMT堆積，鋁合金使用變極性CMT脈沖復合堆積進行鈦/鋁異種金屬絲材+電弧增材制造，可以獲得鈦/鋁異種金屬構件。

(3) 鈦/鋁異種金屬構件的反應層包括過渡層和界面層。過渡層由長條狀TiAl3、網狀Al2Cu和基體α-Al組成；界面層由連續的鋸齒狀或塊狀TiAl3組成。同時，在界面層有微裂紋形成。

(4) 鈦/鋁異種金屬構件的平均抗拉強度為65 MPa，試樣均在界面層斷裂，斷裂方式為脆性斷裂。反應層的硬度介于鈦合金和鋁合金之間。

來源--金屬學報