電弧熔絲增材及局部塑性變形復(fù)合制造技術(shù)研究進(jìn)展

武永，吳汝波，鄧威，林三寶，武國棟，柏久陽

1.南京航空航天大學(xué)，江蘇 南京 210016

2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)先進(jìn)焊接與連接國家重點實驗室，黑龍江 哈爾濱 150001

3.廣東工業(yè)大學(xué)，廣東 揭陽 515548

4.南京晨光集團有限責(zé)任公司，江蘇 南京 210006

電弧焊具有高效、便捷、易實現(xiàn)自動化等優(yōu)點，廣泛應(yīng)用于鋼材、鋁合金、鎂合金、鈦合金、鎳合金等金屬的焊接，并衍生出雙絲焊、激光—電弧復(fù)合焊、TIG-MIG復(fù)合焊、等離子—MIG/MAG 復(fù)合焊等高效率電弧焊焊接方法[1]。電弧熔絲增材制造（WAAM）以電弧焊接技術(shù)為基礎(chǔ)，結(jié)合三維模型數(shù)字化切片和自動化控制軟硬件，將金屬絲材逐層堆積成復(fù)雜零部件，常采用MIG、TIG、PAW 或多種組合形式為熱源，具有高效率、短流程、低成本、高柔性、響應(yīng)快等特點[2-4]，已成功試制出機翼[5]、錐筒件[6]、渦輪葉片[7]、曲面薄壁墻[8]、火箭貯箱[9]、橋[10]、挖掘機臂[11]、空間螺旋管件[12-13]和炮彈殼體[14-15]等鋼零部件，機翼翼梁[5]、起落架支撐外翼肋[5]和襟翼肋骨[16]等鈦合金零部件，梁框[17]、帶筋筒體[17]、管路支架[18]、火箭殼體[18]、空客飛機整體壁板[19]和整體艙段等鋁合金零部件，航空發(fā)動機機匣和火箭發(fā)動機噴管等高溫合金零部件，船用螺旋槳[20]等銅合金零部件，如圖1 所示。在英國Cranfield、澳大利亞Wollongong、比利時天主教魯汶大學(xué)、美國肯塔基大學(xué)等研究機構(gòu)推動下，Airbus、Rolls-Royce、BAE System 和Bombardier Aerospace 等企業(yè)已經(jīng)開展電弧熔絲增材制造產(chǎn)品或裝備的研究及生產(chǎn)。國內(nèi)部分高校、研究所及民營企業(yè)也開展了電弧熔絲增材研究，聚焦于三維模型切片和路徑規(guī)劃、在線監(jiān)測及控制、成形組織和性能調(diào)控、殘余應(yīng)力及精度控制等方面。

圖1 電弧熔絲增材典型構(gòu)件Fig.1 Typical components of WAAM

電弧熔絲增材制造為規(guī)劃路徑下的堆焊過程，熱輸入量較大且不穩(wěn)定，制造的零件兼具了電弧熔絲焊接和三維路徑規(guī)劃引入的缺陷[21]，如電弧熔絲過程中的化學(xué)元素?fù)p耗及凝固過程引起的成分不均，由氣體、水分和雜質(zhì)卷入熔池引起的氣孔、夾雜、噴濺和表面質(zhì)量差等缺陷，由逐層堆積及熱累積導(dǎo)致的組織分層、晶粒粗大、組織不均勻等冶金缺陷，由路徑規(guī)劃下堆焊材料周期性加熱和冷卻引入的非均勻溫度場導(dǎo)致的殘余應(yīng)力、尺寸畸變、累積尺寸誤差甚至開裂等缺陷。這些缺陷影響了WAAM工藝在一些高端零部件生產(chǎn)制造中的應(yīng)用。部分學(xué)者開展了焊接熱源、熔滴過渡、旁路電弧熔絲、焊接速度、電壓、電流、送絲速度、起收弧點、層間冷卻、脈沖電源、保護(hù)氣體流量和基板預(yù)熱等工藝參數(shù)優(yōu)化研究，具有一定效果，但并未從電弧熔絲制造整個過程的復(fù)雜軌跡，以及動態(tài)控制的角度全盤考慮，尚未徹底改變電弧熔絲增材制造零件的鑄態(tài)本質(zhì)和組織性能缺陷，疲勞等力學(xué)性能不良，只得其“形”未得其“性”。

塑性變形是焊縫改性的通用方法，常用方法包括冷軋、熱鍛、機械沖擊、超聲沖擊、噴丸、激光沖擊等，通過這些方法進(jìn)行焊后表面改性和改變應(yīng)力分布。Cranfield[22]和華中科技大學(xué)[8]分別采用電弧熔絲增材后增加層間冷軋和微熱鍛的方法，引入局部塑性變形改善了WAAM零件的微觀組織、各向異性和殘余應(yīng)力，顯示了電弧熔絲增材制造與局部塑性變形相結(jié)合的良好效果[23]。多位學(xué)者先后開展了電弧熔絲增材與機械沖擊、超聲沖擊、激光沖擊和熱鍛造的復(fù)合制造工藝研究。目前，國內(nèi)學(xué)者已申請了電弧熔絲增材與深冷軋制[24]、旋壓[25]、高頻鍛造[26]、超聲沖擊[27]、斜輥組合輪熱碾壓[28]等復(fù)合成形的專利。

電弧熔絲增材及局部塑性變形復(fù)合制造是WAAM制造高性能零部件的有效方法，也引出了各類亟待解決的科學(xué)和工程難題。本文綜合分析了WAAM與局部塑性變形復(fù)合制造的研究現(xiàn)狀，討論了增材和等材復(fù)合制造工藝的解決途徑，以實現(xiàn)微觀組織、宏觀性能和尺寸精度的協(xié)同控制。

1 電弧熔絲增材及局部塑性變形復(fù)合制造工藝

1.1 層間冷軋工藝

由于熱積累效應(yīng)和不均勻溫度場，電弧增材鋼制零件的粗糙晶粒尺寸達(dá)寬100μm、長500～600μm，增材制造的殘余應(yīng)力導(dǎo)致了零件形狀畸變[29-30]。為改善殘余應(yīng)力和微觀組織，Cranfield 的研究人員開展了電弧增材和層間高壓冷軋復(fù)合制造工藝研究。Colegrove[22-31]和Martina[32]等在數(shù)控機床的基礎(chǔ)上研制了電弧增材的層間冷軋裝置，如圖2所示。

圖2 TiG電弧增材及層間冷軋裝置Fig.2 Hybrid manufacturing process of WAAM and interlayer cold rolling

層間冷軋效果受到軋輥形狀、冷軋壓力和冷軋道次等多因素影響[22]。對CMT電弧增材G3Si1/ER70S-6單道試件進(jìn)行25kN、50kN 和75kN 壓力的層間冷軋后，晶粒尺寸明顯細(xì)化，殘余應(yīng)力顯著降低。在50kN 壓力下，經(jīng)過帶半徑3.6mm圓弧輥輪軋制，單道電弧增材試件高度由39.5mm壓縮至28mm，寬度由5mm 增至7mm。采用寬度5.2mm、深10mm 溝槽的輥輪軋制后，由于受深溝槽輥輪兩側(cè)側(cè)壁的約束，試件高度無明顯變化，而單道次增材制造墻的兩側(cè)變平整。經(jīng)過深溝槽軋輥50kN壓力冷軋后，掃描方向最大殘余應(yīng)力從600MPa降至250MPa以下，硬度從HV180提升至HV220。

Martina等[32-34]研究了TC4鈦合金的TIG電弧增材和層間冷軋復(fù)合制造工藝，不同參數(shù)的試樣金相如圖3 所示。其中圖3（a）為未層間冷軋；圖3（b）為帶半徑3.6mm圓弧輥輪軋制（50kN）；圖3（c）為帶半徑3.6mm 圓弧輥輪軋制（75kN）；圖3（d）為平輥軋制（50kN）；圖3（e）為平輥軋制（75kN）。未經(jīng)過層間冷軋的沉積態(tài)TC4內(nèi)有粗大枝晶，經(jīng)過帶半徑3.6mm 圓弧輥輪50kN 和75kN 壓力冷軋后，平均晶粒分別為125μm和89μm，經(jīng)過50kN和75kN壓力平輥冷軋后，平均晶粒分別為139μm和56μm。經(jīng)過帶半徑3.6mm圓弧輥輪75kN壓力冷軋后，掃描方向和高度方向的抗拉強度從920MPa和885MPa都提高至1080MPa左右，最大殘余應(yīng)力從500MPa降至250MPa。

圖3 TIG電弧增材TC4試樣輪廓及金相Fig.3 Outline and microstructure of TIG arc additive sample

Gu 等[35-36]研究了電弧增材2319 鋁合金在15kN、30kN和45kN壓力下層間冷軋后的微觀組織和力學(xué)性能。隨著層間軋制壓力增加，改善效果得到提升。在45kN載荷下，晶粒尺寸從未軋制的26.7μm 降至5μm，平均維氏硬度從HV68.3 提高至HV102，抗拉強度和屈服強度分別從260MPa和106MPa提高至315MPa和245MPa。經(jīng)過T6熱處理后，抗拉強度和屈服強度分別達(dá)到450MPa 和305MPa，超過鍛造2219-T6的強度。2319鋁合金的層間軋制主要強化機制為位錯密度增加、氣孔閉合和塑性變形誘導(dǎo)的固溶強化。

Xu Xiangfang 等[37]研究了Inconel 718 高溫合金電弧增材及層間冷軋復(fù)合制造工藝。經(jīng)75kN 壓力層間平輥軋制后，抗拉強度從1102MPa 提高至1348MPa，高于鍛造態(tài)的1276MPa。為降低軋制載荷，Zhang Tao等[38]在提出通過火焰將電弧增材Inconel 718 合金加熱至450℃后，再用50kN壓力進(jìn)行層間軋制，應(yīng)變量從冷軋的8.51%提高至17.02%，抗拉強度和各向異性的改善效果都得到提升。

Colegrove[39]和McAndrew[40]研究了側(cè)向軋制和異形輥軋制對電弧增材組織性能和殘余應(yīng)力的影響，原理如圖4所示。采用帶凸圓的軋輥對厚截面電弧增材TC4進(jìn)行層間軋制時，不同圓角得到的晶粒尺寸不同，帶半徑3mm圓角凸圓軋輥進(jìn)行層間軋制的晶粒最細(xì)小。J.R. H?nnige 等[41]對比研究了2319鋁合金的高度方向軋制和側(cè)向軋制，發(fā)現(xiàn)側(cè)向冷軋的殘余應(yīng)力改善效果更好，利于形成壓應(yīng)力。Gornyakov 等[42]通過有限元仿真分析了不同軋輥對電弧增材試件殘余應(yīng)力分布的影響，認(rèn)為高度方向軋制可在試件的掃描方向引入塑性變形拉應(yīng)力，抵消電弧增材產(chǎn)生殘余拉應(yīng)力，且?guī)顪喜圮堓亴堄鄳?yīng)力的改善效果更好。層間軋制過程中，電弧增材堆積材料的各處塑性變形量不同，這導(dǎo)致層間冷軋后的微觀組織和力學(xué)性能仍不均勻[43]。

圖4 層間冷軋工藝Fig.4 Interlayer cold rolling process

盡管通過層間冷軋可優(yōu)化電弧增材構(gòu)件的組織性能，改善殘余應(yīng)力，但當(dāng)材料、軋輥形狀、軋制工藝參數(shù)（載荷、溫度、速率）等不同時，其改善效果差異明顯。因此，在復(fù)雜零部件的電弧增材及層間冷軋復(fù)合制造工藝實施過程中，需要優(yōu)化軋輥形狀和工藝路徑，以獲得組織性能均勻的、殘余應(yīng)力分布合理的零部件。

1.2 在線熱軋

與Cranfield 的層間冷軋工藝研究同一時期，張海鷗等[8,44-46]開發(fā)了電弧增材和在線熱軋復(fù)合制造技術(shù)，原理及設(shè)備如圖5 所示。通過調(diào)整軋輥與焊槍間距離，可調(diào)控軋制溫度。通過兩側(cè)軋輥和高度方向軋輥共同作用，既可平整最上層材料利于下一層的熔覆，又可利用側(cè)向軋制增加變形量和整形零件。該工藝?yán)迷霾闹圃煊酂徇M(jìn)行熱加工，具有效率高、鑄鍛同步、短流程和柔性高等優(yōu)點，解決了層間冷軋的低效率、設(shè)備噸位大、成形零件簡單等問題。

圖5 電弧增材及在線熱軋復(fù)合制造工藝Fig.5 Hybrid manufacturing process of WAAM and hot rolling

304 不銹鋼電弧增材和在線熱軋復(fù)合工藝試驗結(jié)果表明[44]：相比于未熱軋試樣，掃描方向上的屈服強度從526.7MPa 提高至547.9MPa，抗拉強度從765.9MPa 提高至816.7MPa，延伸率從37.9%提高至40.7%；高度方向的屈服強度從510.2MPa 提高至557.8MPa，抗拉強度從677.8MPa提高至689.8MPa，延伸率從20.1%提高至22.2%。熱軋后，奧氏體晶粒明顯細(xì)化，并成功研制出復(fù)雜曲面的薄壁件，如圖6所示，其中，圖6（a）為縱向截面，未熱軋；圖6（b）為縱向截面，熱軋后；圖6（c）為1.2m高×1.5m長的復(fù)雜曲面試件。

圖6 電弧增材及在線熱軋復(fù)合制造304不銹鋼微觀組織及試件Fig.6 Microstructure and specimens of 304 stainless steel manufactured by arc additive and hot rolling

為研究貝氏體鋼電弧增材和熱軋復(fù)合制造過程中試樣的高溫變形行為和微觀組織演變規(guī)律，F(xiàn)u Youheng 等[45]采用Gleeble-3500開展了電弧增材沉積態(tài)材料的熱模擬試驗研究。隨著溫度提高和應(yīng)變速率降低，貝氏體鋼的高溫變形抗力減小。在900℃下，采用5000N 壓力和10min/s 軋制速度時，變形量為44%，應(yīng)變速率為0.8s-1，得到了平均晶粒尺寸為7μm的組織，材料接近各向同性，在掃描方向、寬度方向、高度方向的抗拉強度和延伸率分別為1275MPa 和17.4%、1256MPa和16.6%、1309MPa和17.7%。采用二維元胞機和有限元法，可實現(xiàn)電弧增材及在線熱軋復(fù)合工藝中材料凝固和動態(tài)再結(jié)晶仿真預(yù)測[46]。當(dāng)軋制力和下壓量較大時，塑性變形壓透性較高，晶粒細(xì)化區(qū)域較深。Gao Yifeng等[47]研究了電弧增材和在線熱軋復(fù)合工藝制備TC4-DT鈦合金的疲勞性能。相比于未熱軋制試樣，β基體的平均晶粒尺寸從5.4mm 降至1～2.42mm，α 片層晶粒寬度從3.67μm 降至2.26μm，抗拉強度從823MPa 提高至855MPa，疲勞系數(shù)從2.11×10-5降至2.15×10-6。

目前，電弧增材和在線熱軋復(fù)合制造工藝展現(xiàn)了良好的前景，但研究文獻(xiàn)較少，復(fù)合制造工藝的在線監(jiān)測、組織性能協(xié)調(diào)控制及全流程優(yōu)化等研究尚不充分。電弧熔絲增材試件的溫度分布與工件形狀、材料等密切相關(guān)，且呈非均勻、動態(tài)分布。

1.3 高頻機械沖擊

利用機械沖擊、氣動沖擊、電動沖擊和噴丸處理等高頻微鍛造工藝，在增材制造材料表面直接錘擊，實現(xiàn)焊后塑性變形，達(dá)到了破碎粗大枝晶、平整構(gòu)件表面、改善殘余應(yīng)力分布等有益效果。

Almangour 等[48]研究了噴丸工藝對尺寸為20mm×10mm×5mm 的激光燒結(jié)17-4PH 不銹鋼表面質(zhì)量和機械性能的影響。用70～140μm粒徑的氧化鋁丸以340kPa的壓力處理表面30s，再用70～140μm粒徑的玻璃丸以380kPa的壓力處理表面30s。經(jīng)過噴丸后，表面粗糙度由4008nm 降至1164nm，晶粒尺寸由46nm 減至24nm，殘余應(yīng)力由119MPa拉應(yīng)力改善為700MPa 壓應(yīng)力，抗拉強度由1130MPa 提高至1136MPa，表面形成高位錯密度變形組織，耐磨性能明顯提高。Ma 等[49]開發(fā)了電弧增材和在線高頻沖擊的集成裝置，通過汽缸施加應(yīng)力，通過線性振動發(fā)生器實現(xiàn)高頻鍛造，輥輪內(nèi)側(cè)通水冷實現(xiàn)冷卻，通過壓力傳感器、熱電偶和振動測試儀分別測試了壓力、溫度和振動，如圖7（a）所示。利用該裝置研究了ER70s-6 碳鋼焊絲復(fù)合制造，圖7（b）為連續(xù)三道次增材后構(gòu)件的溫度隨時間變化曲線。隨著焊槍和滾輪間距離降低、壓力增加和沖擊加速度提高，碳鋼塑性變形增加，晶粒細(xì)化程度提高。在焊槍和滾輪間距離16mm、壓力136N和沖擊加速度45m/s2下，晶粒從9.6μm降至6.4μm，抗拉強度從480MPa提高至550MPa左右。

圖7 電弧增材和機械沖擊復(fù)合制造Fig.7 Hybrid manufacturing process of WAAM and mechanical peening

Duarte等[50]采用頻率為10Hz的氣壓驅(qū)動直徑10mm圓柱沖頭和電弧增材制造裝置，研究了AIS316L 不銹鋼的電弧增材和在線錘鍛復(fù)合制造工藝。高頻沖頭與焊槍距離14mm，焊接速度360mm/min，經(jīng)過55N壓力鍛造后，平均晶粒尺寸從2.4μm 降至1.2μm，抗拉強度從574MPa 提高至622MPa。Xiong Xiaochen等[51]搭建了雙機器人電弧增材及在線電動錘擊平臺，開展了AWS ER70S-6焊絲的驗證試驗研究。經(jīng)過電動錘擊后，抗拉強度從561MPa 提高至662MPa。

H?nnige 等[52-53]利用氣動沖擊裝置對TC4 鈦合金單道電弧增材進(jìn)行層間和兩側(cè)冷錘擊塑性變形，錘擊汽缸的氣壓6bar（1bar=100kPa），錘頭直徑4mm，頻率180Hz，在TC4 表面形成深度0.1mm 左右的凹坑，強化深度約0.5mm。經(jīng)氣動錘擊處理后，TC4鈦合金殘余應(yīng)力得到優(yōu)化，不同深度殘余應(yīng)力分布如圖8 所示。0.25mm 深度的縱向和橫向殘余應(yīng)力分別為-1380MPa和-750MPa。隨著深度的增加，殘余應(yīng)力的改善作用減弱，在深度1.1mm時轉(zhuǎn)為殘余拉應(yīng)力。但是，由于鈦合金室溫變形抗力大，沖擊變形影響程度有限，因此增材TC4鈦合金性能明顯不均勻，在距表面1.8～3.4mm的硬度為HV420±HV10，而在0.5～1.2mm，硬度增加到HV492。

圖8 氣動沖擊后增材試樣殘余應(yīng)力分布Fig.8 Residual stress distributions of the additive samples after aerodynamic impact

Fang Xuewei 等[54]研究了2319 鋁合金電弧增材和層間氣動錘擊復(fù)合工藝。經(jīng)錘擊后，材料變形量達(dá)到50.8%，氣孔總體積由1.2mm3降至0.46mm3，屈服強度從148.4MPa提高至240.9MPa，抗拉強度從288.6MPa 提高至334.6MPa。圖9 為氣錘沖擊后試樣的EBSD 結(jié)果，Y1 為單層沉積態(tài)組織，Y2為單層沖擊后組織，Y3為只在第一層沖擊的雙層試樣組織，Y4為雙層沖擊的試樣組織。經(jīng)多道次錘擊和電弧增材后，出現(xiàn)組織分層和不均勻，即氣動錘擊作用深度不能完全細(xì)化單道次材料。這種組織不均勻性，也給復(fù)合制造結(jié)構(gòu)件的服役穩(wěn)定性帶來不確定性。

圖9 不同試樣的微觀組織Fig.9 Microstructure of the different WAAM specimens

1.4 超聲沖擊

20世紀(jì)70年代，由烏克蘭Paton焊接研究所提出焊后超聲沖擊強化技術(shù)，聯(lián)合Quantum 研究所研制了設(shè)備，改善了構(gòu)件焊后疲勞強度等[55]。同時，超聲沖擊可使增材金屬表面發(fā)生塑性變形，實現(xiàn)氣孔閉合、晶粒細(xì)化和殘余壓應(yīng)力改善等效果，提高疲勞性能[56-57]。圖10為電弧增材和超聲沖擊復(fù)合制造工藝裝置[58]和三向超聲沖擊原理圖[59]。在面積為2mm2的沖頭上施加200N恒定壓力，超聲沖擊槍與焊槍間距20mm、超聲沖擊槍與焊道夾角45°，頻率和振幅分別為20kHz和16μm，采用1200W 激光器對直徑1.2mm 的TC4 焊絲進(jìn)行增材，得到的初生β相晶粒尺寸為152μm，減弱了織構(gòu)[58]。對電弧增材的TC4 鈦合金進(jìn)行三向超聲沖擊，超聲功率1500W，頻率和振幅分別為20kHz 和100μm，沖頭直徑為3mm，初生β 相晶粒長度從18.5mm 縮短9.6mm，掃描方向的抗拉強度從966MPa提高至1055MPa[59]。

圖10 電弧增材及超聲沖擊復(fù)合制造Fig.10 Hybrid manufacturing process of WAAM and ultrasonic peening

在超聲沖擊作用下，電弧增材ER4043鋁合金內(nèi)的球形空洞發(fā)生壓縮變形，孔徑減小且形狀復(fù)雜，金屬表面晶粒明顯細(xì)化，形成了高位錯密度和位錯纏結(jié)的200～400nm 等軸晶粒區(qū)域[60]，如圖11所示。

圖11 電弧增材4043鋁合金中的空洞Fig.11 Voids of the aluminum alloy prepared by WAAM

何智等[61]研究了超聲沖擊道次對TC4電弧增材組織和性能的影響。隨著沖擊道次增加，晶粒發(fā)生一定程度的細(xì)化，并向等軸晶轉(zhuǎn)變，材料的各向異性減弱，水平方向和高度方向差距從12.5%降至1.5%。武永等[62]和Yang Yichong等[63]也分別研究了層間超聲沖擊對電弧增材2219 鋁合金和TC4的強度和微觀組織的影響，經(jīng)層間超聲沖擊后，抗拉強度提高10%左右。Zhou Changping[64]研究了超聲沖擊對增材制造304和316L不銹鋼的作用深度，在100～400μm強化效果最明顯，在400～1000μm 強化效果呈冪指數(shù)遞減，在深度1000μm 以上時強化效果不明顯。Prangnell 等[65]采用EBSD 觀察了超聲沖擊的微觀組織，β 相晶粒被細(xì)化，微觀組織不均勻分層，層間有β相細(xì)小晶粒，如圖12所示。西北工業(yè)大學(xué)Zhou Yinghui 等[66]和哈爾濱工業(yè)大學(xué)Dong 等[67]研究了層間冷卻對電弧增材2219 鋁合金組織及性能的影響，結(jié)果表明層間冷卻可明顯細(xì)化層間晶粒，獲得了與層間超聲處理相似的微觀組織，如圖13所示。其中，圖13（a）為頂部區(qū)域；圖13（b）為上部區(qū)域；圖13（c）為中部區(qū)域；圖13（d）為底部區(qū)域；圖13（e）為橫截面；圖13（f）為3D IPF照片。

圖12 超聲沖擊后的EBSD微觀組織Fig.12 EBSD microstructure after ultrasonic peening

圖13 采用層間冷卻工藝電弧增材試樣的微觀組織Fig.13 Microstructure of the WAAM specimen with interlayer cooling

因此，相比于層間軋制，超聲沖擊具有效率高、自由度高、結(jié)構(gòu)受限情況少等優(yōu)點，也暴露了其沖擊力小、作用深度有限、設(shè)備不穩(wěn)定等問題，獲得的組織性能不均勻。

1.5 激光沖擊

激光沖擊是一種先進(jìn)的表面處理技術(shù)，可用于修飾表面微觀結(jié)構(gòu)，增強金屬部件的力學(xué)性能[68]。它將高功率密度和超短持續(xù)時間的脈沖激光應(yīng)用于金屬組件表面，在表層引入塑性變形和殘余應(yīng)力，可提高材料顯微硬度、抗疲勞和耐腐蝕等性能[69]。激光沖擊不僅可誘導(dǎo)更高值和更大深度的殘余應(yīng)力，還可以在表層中產(chǎn)生更細(xì)小微觀結(jié)構(gòu)。Sun Rujian等[70]研究了激光沖擊對電弧增材2319鋁合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，如圖14 所示。采用脈沖能量15J、波長1064nm、脈沖15ns 的直徑4mm、能量密度為7.95GW/cm2的激光光斑處理后，作用深度達(dá)0.75mm，平均晶粒徑從59.7μm減小到46.7μm，亞晶界比例從34%增加到70%，殘余應(yīng)力從拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)樽畲?00MPa 的壓應(yīng)力狀態(tài)。雖然抗拉強度無明顯變化，但屈服強度提高了72%。

圖14 電弧增材2319激光沖擊Fig.14 Laser shock peening for WAAM 2319 aluminum specimen

Chi Jiaxuan等[71]研究了熱處理與激光沖擊對TIG電弧增材Ti17試樣微觀組織和力學(xué)性能的影響。在600℃保溫4h 后，采用脈沖能量120J、波長1064nm、脈沖15ns 的直徑4mm 的激光光斑處理后，表面發(fā)生嚴(yán)重塑性變形，產(chǎn)生最高-763MPa 的殘余壓應(yīng)力，抗拉強度從1153MPa 提高至1181MPa，硬度從413Hv 提高至461Hv。盡管激光沖擊強化效果明顯，但需要在增材制造零件表面鋪一層約2mm厚的約束層，以增大層間強化應(yīng)用的復(fù)雜程度。

1.6 其他復(fù)合制造工藝

隨著電弧增材與塑性變形復(fù)合制造技術(shù)的快速發(fā)展，衍生出各種新工藝。德國西馬克集團[72]開展了ER70S-6低碳鋼的電弧增材制坯及后續(xù)熱環(huán)軋工藝研究，降低了制坯費用，提高了成形效率，經(jīng)過1100℃環(huán)軋和900℃熱處理后，顯著降低了材料各向異性。英國帝國理工大學(xué)[73]研究了熱鍛造對激光增材316L 不銹鋼組織和性能的影響，在1040℃鍛造30%變形量時，材料致密度提高到99%以上，晶粒尺寸從65μm降至15μm，延伸率從12%提高至22%，抗拉強度從450MPa提高至550MPa。熊逸博等[74]研究了多向鍛造對電弧熔絲增材制造300M鋼微觀組織和力學(xué)性能的影響，打碎了沉積枝晶，消除了氣孔，得到了均勻等軸晶，高度方向抗拉強度從1185MPa 提高至1390MPa，掃描方向強度從1072MPa提高至1354MPa。

M. Bambach 等[75]研究了在TC4 鈦合金鍛造零件上局部電弧增材復(fù)合工藝和電弧增材后熱鍛造復(fù)合制造工藝，如圖15所示。既可利用電弧增材在鍛件局部加強，也可利用電弧增材制造復(fù)雜毛坯或在鍛件基礎(chǔ)上局部制坯，再高溫鍛造提高機械性能和疲勞性能。電弧增材材料的抗拉強度為945MPa，高于鍛造最低標(biāo)準(zhǔn)的900MPa。電弧增材TC4 熱鍛造后，材料的強度和延伸率都優(yōu)于標(biāo)準(zhǔn)要求。這些組合制造工藝可大幅提高零件生產(chǎn)效率、降低制造成本，為電弧增材在工業(yè)中的應(yīng)用提供了更多生命力。

圖15 電弧增材與塑性變形組合工藝Fig.15 Some hybrid Manufacturing processes of WAAM and plastic forming

此外，在電弧增材過程中增加特殊處理，也可強化材料性能。Zhang Chen等[76]研究了平臺振動對Al-Mg合金電弧增材組織和性能的影響。經(jīng)過高頻振動后，晶粒尺寸減小22.5%，抗拉強度343MPa，比未振動前提高了30MPa。Zhao Wenyong[77]在Al-5%Mg 電弧增材過程中引入縱向交變磁場進(jìn)行電磁攪拌，通過施加磁場沖擊改變?nèi)鄢匦螤罴叭鄢毓袒袨椋种屏艘旱物w濺、細(xì)化了晶粒，氣孔最大尺寸從80μm降至31μm。

2 塑性變形強化規(guī)律及在線控制

2.1 塑性變形強化規(guī)律

電弧增材的沉積態(tài)金屬存在宏觀分層、定向優(yōu)先生長的柱狀晶、溶質(zhì)偏析、元素?fù)p失、組織不均勻、晶粒粗大、氣孔、各向異性、殘余應(yīng)力和熱裂等缺陷。與傳統(tǒng)的鑄造后開坯鍛造工藝相似，電弧增材的塑性變形強化機制可描述為：在塑性應(yīng)力的作用下，粗大枝晶碎化，材料發(fā)生位錯滑移、孿生或晶界滑移等，位錯密度增加，在后續(xù)熱環(huán)境中發(fā)生再結(jié)晶細(xì)化晶粒；在壓應(yīng)力作用下，氣孔、縮松和裂紋發(fā)生閉合和焊合，組織更加致密，且靜水壓應(yīng)力越大，除去缺陷效果越好；經(jīng)反復(fù)鍛打后，晶格畸變加劇，元素擴散程度增加，可改善宏觀分層和溶質(zhì)偏析，使化學(xué)成分更均勻；部分沉積態(tài)組織中的雜質(zhì)在塑性變形中被打碎，細(xì)小雜質(zhì)在晶界釘扎，強化材料；塑性變形促進(jìn)部分材料第二相固溶，時效生成細(xì)小第二相組織；沉積態(tài)金屬塑性變形后，內(nèi)部應(yīng)力由拉應(yīng)力狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力狀態(tài)，減弱了材料的殘余應(yīng)力和各向異性。

電弧增材時，電弧焊槍熔池、焊道及工件溫度分布不均勻，動態(tài)變化。沉積材料在塑性變形工具頭的作用下發(fā)生非均勻塑性變形，高溫度區(qū)域的材料應(yīng)變速率高、應(yīng)變量大，低溫度區(qū)域的材料應(yīng)變速率低、應(yīng)變量小。局部塑性變形過程受沉積材料外形、工具外形、應(yīng)變量、應(yīng)變速率、變形溫度、應(yīng)變狀態(tài)等因素影響，易導(dǎo)致局部變形量過大，易導(dǎo)致內(nèi)部剪切變形帶和焊道鼓肚，變形不均勻?qū)е挛⒂^組織不均勻、反復(fù)沖擊導(dǎo)致表面材料折疊等缺陷。鋼、鋁合金、鎂合金、鎳合金和鈦合金等材料的塑性變形機理差異明顯，其工藝參數(shù)也差異明顯。

Zhou Yinghui 等[78]研究了電弧增材的2219 鋁合金在300～480℃溫度區(qū)間和0.01～10s-1應(yīng)變速率的等溫壓縮變形行為及組織演變規(guī)律。在定應(yīng)變0.7 下，在360℃和0.01s-1條件下獲得晶粒細(xì)小的均勻組織；當(dāng)應(yīng)變速率增至10s-1時，材料出現(xiàn)不均勻變形和局部剪切帶，同時存在50μm 以上的粗大晶粒和成簇出現(xiàn)5μm 以下的細(xì)小晶粒區(qū)；當(dāng)溫度降至300℃或升至480℃時，其晶粒尺寸及均勻程度都比360℃的差。圖16 為GH4169 的高溫?zé)峒庸D，其在920～1010℃和0.01～1s-1的變形參數(shù)范圍內(nèi)，不同熱變形工藝參數(shù)得到的微觀組織及力學(xué)性能存在較大差異[79]。

圖16 GH4169高溫合金在真應(yīng)變0.6的熱加工圖及微觀組織Fig.16 Hot processing map and microstructure of GH4169 at true strain 0.6

為控制塑性變形過程，可對軋輥或沖擊工具頭的形狀進(jìn)行優(yōu)化設(shè)計，改善沉積材料塑性變形分布。Wang Tao等[80]在研究Cu-Al 復(fù)合薄板軋制時，采用了波紋輥和平輥組合軋制的方法，波紋輥的剪切變形增大了兩種材料的嚙合及塑性變形、細(xì)化材料晶粒、降低軋板壓力，如圖17 所示。這種非完全對稱工具及多工具頭組合方式為電弧增材后局部塑性變形提供了新思路。

圖17 Cu-Al復(fù)合板的波紋輥和平輥組合軋制工藝Fig.17 Hybrid manufacturing process of corrugated rolling and flat rolling for Cu-Al laminated composite

2.2 復(fù)合制造工藝的在線控制

電弧增材為金屬材料反復(fù)加熱、冷卻和堆積過程中，因不穩(wěn)定電弧、不均勻焊絲、保護(hù)氣體氣流、工件表面質(zhì)量、焊接軌跡交叉點、起收弧點、復(fù)雜曲率等干擾因素，電弧增材質(zhì)量不穩(wěn)定，在增材制造形狀外貌和組織性能表現(xiàn)出時空非連續(xù)“遺傳”特性，并持續(xù)影響后續(xù)道次增材。Nguyen等[12]在研究中空曲面管件的電弧增材時，發(fā)現(xiàn)因截面特征和熱應(yīng)力的作用而發(fā)生管件截面畸變、位移偏差、壁厚不均等，如圖18 所示。當(dāng)復(fù)雜異形零件結(jié)構(gòu)不同時，電弧增材制造出的零件與設(shè)計結(jié)構(gòu)的尺寸偏差不同。采用LSDYNA分析非均勻溫度場的熱膨脹及熱應(yīng)力對管件形狀的影響，并在電弧增材路徑中進(jìn)行位置補償，經(jīng)過反復(fù)優(yōu)化可大幅縮小偏差。

圖18 復(fù)雜管件的電弧增材Fig.18 WAAM for the complex tubular part

相比于電弧增材制造工藝，電弧增材和局部塑性變形復(fù)合工藝更復(fù)雜。例如，在復(fù)雜零件的電弧增材和在線熱軋復(fù)合制造工藝中，熱軋過程受溫度分布、壓力、軋制速率等工藝參數(shù)影響。溫度分布受零件形狀、焊槍與軋輥距離、冷卻條件、工件預(yù)熱溫度等影響。薄壁處材料散熱速度小于厚壁處的散熱速度，兩處材料變形規(guī)律和應(yīng)變量不同，并累積成大偏差。

為抑制和控制復(fù)合制造工藝中各缺陷，基于電弧焊接工藝、熱傳導(dǎo)及應(yīng)力分析、塑性變形規(guī)律等大量試驗數(shù)據(jù)及模型，改變既往增材制造的路徑預(yù)先規(guī)劃，增加在線監(jiān)測、數(shù)據(jù)采集及快速優(yōu)化、工藝參數(shù)實時調(diào)整等過程控制，為復(fù)合工藝制造零件提供“形”與“性”的精密控制方法。西南交通大學(xué)的熊俊等[81-82]利用雙目視覺測量的方法實時測量電弧增材的高度和寬度，以寬度為優(yōu)化對象，構(gòu)建了焊接電流、層間溫度等參數(shù)的閉環(huán)控制。Dryburgh 等[83]研究了電弧增材及層間冷軋復(fù)合工藝制造的TC4鈦合金表面條紋與軋制變形之間的關(guān)系，為層間冷軋的在線測量系統(tǒng)提供了基礎(chǔ)數(shù)據(jù)。

因此，基于多傳感器的在線監(jiān)測和工藝參數(shù)控制對電弧增材及塑性變形復(fù)合制造工藝至關(guān)重要。圖19 為激光選區(qū)熔化增材制造在線監(jiān)測中可能用到的各類物理信號、傳感器和監(jiān)測技術(shù)[22]。利用X射線可實現(xiàn)材料內(nèi)部氣孔和裂紋的檢測，利用熱成像儀可完成溫度分布在線測量，利用高速相機可實現(xiàn)表面質(zhì)量和塑性變形應(yīng)變分布測試等，配合數(shù)據(jù)分析軟件和數(shù)據(jù)優(yōu)化算法，可開發(fā)出面向整個零件的全過程監(jiān)測及控制技術(shù)體系。

圖19 傳感器及監(jiān)測技術(shù)分類[22]Fig.19 Classification of sensors and monitoring techniques

3 總結(jié)與展望

電弧增材制造是電弧熔絲焊接與自動化控制深度結(jié)合的技術(shù)，正處于高速發(fā)展時期，工藝參數(shù)、組織演變、理論模型等正在逐漸完善，其應(yīng)用前景逐漸清晰，知識產(chǎn)權(quán)保護(hù)意識增強[84]。電弧增材與局部塑性變形復(fù)合制造工藝為多物理場、多學(xué)科交叉的制造方法，面臨工藝參數(shù)眾多、增量累計效應(yīng)明顯、復(fù)合制造工藝與裝備不成熟、成形件宏微觀控制難、時空非線性遺傳特性等問題，其研究工作集中于以下幾個方面：

（1）新型電弧增材及塑性成形復(fù)合制造技術(shù)。目前，幾種復(fù)合制造工藝都存在一定的不足，層間冷軋變形抗力較大、效率低、微觀組織改善效果不明顯，不適用于復(fù)雜構(gòu)件制造；在線熱軋工藝，變形量不足，組織性能改善尚需改進(jìn)；高頻表面沖擊技術(shù)，作用深度有限。迫切需要開發(fā)新型復(fù)合制造工藝，如引入電磁攪拌新能場，增加熔池超聲沖擊，采用多異形軋輥組合軋制等。

（2）工藝參數(shù)—形狀尺寸—組織性能對應(yīng)的數(shù)據(jù)庫及定量分析模型。電弧焊接工藝參數(shù)、塑性變形工藝參數(shù)、特種輔助能場等參數(shù)的變化，將影響到制造零件形狀尺寸、微觀組織和力學(xué)性能。以宏微觀跨尺度仿真為工具，構(gòu)建完整的工藝參數(shù)、零件宏觀尺寸、微觀組織和力學(xué)性能數(shù)據(jù)庫，梳理相互之間的對應(yīng)關(guān)系，為形性協(xié)同控制的大型復(fù)雜零件提供理論基礎(chǔ)。

（3）在線監(jiān)測、閉環(huán)控制和智能產(chǎn)線。利用多傳感多源信號的在線監(jiān)測，構(gòu)建采集信號—制造缺陷—工藝參數(shù)間的定量關(guān)系，通過算法在線優(yōu)化工藝參數(shù)，實時反饋，實現(xiàn)閉環(huán)控制。識別誤差，實時計算誤差補償，反饋調(diào)整工藝參數(shù)糾正偏差。基于電弧增材及塑性成形復(fù)合工藝單設(shè)備的穩(wěn)定運行，組建多機器協(xié)調(diào)的智能制造產(chǎn)線，是電弧熔絲增材及局部塑性變形復(fù)合制造工藝走向工業(yè)生產(chǎn)的必經(jīng)之路。