Invar合金超聲頻脈沖電弧增材修復界面組織特征

曾才有，于杰琳，張世偉，萬曉慧，齊鉑金，從保強

1.北京航空航天大學，北京 100191

2.中國航空制造技術研究院航空焊接與連接技術航空科技重點實驗室，北京 100024

Ⅰnvar 合金（Fe-36wt.%Ni）具有與樹脂基復合材料相近的低熱膨脹系數（0.5～2.5/℃），可避免因膨脹系數差異所導致的型面超差與尺寸精度超差等問題，國內外航空制造領域已普遍采用Ⅰnvar合金用于制造復合材料熱壓模具[1]。在Ⅰnvar 合金成形模具實際使用過程中常出現磕碰傷以及氣孔增加、裂紋、接觸面磨損等缺陷，上述缺陷極易導致Ⅰnvar合金成形模具自身精度達不到設計要求，進而使得模具壽命顯著縮短，甚至報廢?？紤]到Ⅰnvar合金成形模具的加工生產難度大并且成本高，為延長模具的使用壽命，降低模具生產成本，亟須針對不滿足設計使用要求的Ⅰnvar合金成形模具開展修復再制造技術的基礎研究。

目前，針對Ⅰnvar 鋼成形模具修復技術的研究相對較少。而且公開報道的Ⅰnvar 鋼成形模具修復方法是基于激光粉末沉積的修復技術。南京航空航天大學占小紅團隊采用激光熔化沉積技術開展了Ⅰnvar合金修復研究[2]。結果表明，隨著熱輸入的提高，晶粒的平均尺寸增大，當達到一定熱積累水平后，沉積層晶粒組織轉變為等軸晶。但是研究過程中發現，在激光熔化沉積修復的Ⅰnvar合金模具構件中存在有孔隙缺陷，主要分為兩類：一類是由未熔合導致的孔隙；另一類是由于保護氣體未能逃逸形成的氣孔。上海大學Chen Chaoyue[3]團隊采用冷噴涂工藝進行Ⅰnvar合金增材制造試驗。結果表明，在氮氣保護氛圍下采用冷噴涂制備Ⅰnvar 合金可獲得比傳統鑄造和激光增材制造更低的熱膨脹系數（25～200/℃，1.53×10-6/℃），采用相同工藝在氦氣保護氛圍下，所制備的Ⅰnvar 合金表現為負熱膨脹行為，并歸因于成形過程中引入的殘余壓應力（272MPa）。伯明翰大學Qiu Chunlei等[4]采用激光選區熔融制備了Ⅰnvar合金，并發現氣孔和裂紋缺陷無法完全避免，且缺陷敏感性隨著激光功率增大而增強，顯微組織結果表明，所制備的Ⅰnvar 合金基體為粗大的γ柱狀晶，晶界分布有α析出相。

由于激光粉末沉積采用金屬粉末作為原材料，設備成本昂貴，成本相對較高；同時設備粉末沉積工作室需要惰性氣體保護氛圍，從而大大限制了可修復成形模具的尺寸規格[5]。電弧熔絲增材修復再制造技術以焊接電弧作為熱源，絲材作為填充材料，通過層層堆積的方式實現對受損部位的再修復，具有成本低廉、設備簡單、沉積效率高、可修復大尺寸構件等突出優點[6]。近年來，對增材修復電弧進行高頻脈沖或超聲能量的耦合，利用其獨特的“高頻效應”或超聲振動作用于熔池流動及液態金屬凝固的過程，進而獲得焊縫晶粒細化、組織均勻、缺陷減少的顯著效果被廣泛認同[7-8]。其為Ⅰnvar合金成形模具低成本、高效高質修復提供了新的選擇。

本研究采用電弧增材修復工藝對Ⅰnvar 合金進行單層單道熔覆試驗，對比研究了超聲頻脈沖（UFP）電弧和普通直流電弧對重熔界面的微觀組織和顯微硬度分布的影響，為Ⅰnvar 合金成形模具高效高質電弧增材修復工藝開發提供理論參考。

1 試驗材料與方法

本研究所使用的Ⅰnvar 合金電弧熔絲修復系統平臺主要包括：超聲頻脈沖GTAW 電源（北京航空航天大學-HPⅤP 550）、TBi AT 420S 焊槍系統、ABB ⅠRB1410 機器人、Fronius KD 7000 送絲系統和氣體保護系統。采用直徑3.2mm的鎢極作為電極，保護氣為純度為99.9992%的高純氬氣，氣體流量為20L/min。試驗用基板為4J36 Ⅰnvar 合金板，尺寸為300mm×300mm×24.5mm。使用前通過機械打磨以去除氧化層。填充金屬選用直徑為1.15mm的Ⅰnvar 36絲材。基板與絲材的合金成分見表1（wt%為質量分數）。

表1 基板和絲材合金成分（wt%）Table 1 Composition of substrate and wire（wt%）

本研究設置了兩種不同電弧電流模式對比試驗，分別為超聲頻脈沖電弧模式和常規直流電弧模式，兩組試驗電弧電流波形如圖1 所示。其中，超聲頻脈沖電弧熔覆工藝參數為：基值電流Ib1為70A，峰值電流Ib2為258A，低頻脈沖頻率fb為2Hz，超聲頻脈沖電流Ip為60A，超聲頻脈沖頻率fp為40kHz，送絲速度vf為3m/min，運動速度vw為100mm/min。同時，直流電弧試驗作為對照組，直流電弧主要工藝參數為：直流幅值I為225A，送絲速度vf為3m/min，運動速度vw為100mm/min。電弧熔覆前采用電弧掃描方式對基板進行預熱，將基板溫度控制在200℃左右，隨后進行電弧熔絲沉積。熔覆層長度為100mm。

采用線切割對電弧熔覆樣品進行顯微組織表征樣品切取，通過體式顯微鏡對電弧熔覆金屬進行宏觀形貌觀察。對電弧熔覆樣品截面進行機械磨拋，然后采用10vol%（體積分數）的硝酸酒精溶液對樣品侵蝕2min。通過ZEⅠSS Scope.A1 光學顯微鏡和JEOL JSM 7100F 場發射掃描電鏡（SEM）對重熔界面附近區域顯微組織進行觀察。使用ⅠNNOⅤATEST FALCON 500型硬度計對焊接接頭進行顯微維氏硬度測試，加載力1.96N，保載時間10s。

2 試驗結果與討論

2.1 宏觀成形

不同模式電弧熔覆層截面宏觀形貌如圖2 所示。兩種電弧模式都可以獲得平直且表面光滑平整的熔覆層金屬。但從截面視圖可以看出，采用超聲頻脈沖電弧獲得的熔覆層更加規則對稱。超聲頻脈沖有助于提高電弧形態和熔滴過渡的穩定性，因此，有利于成形過程穩定。熔覆金屬可分為兩個典型的重熔金屬區域：其一是位于下部的重熔母材金屬區，在預熱過程中形成；其二是位于上部的重熔填充金屬區，在熔覆過程中形成。因此，存在兩個典型的界面：一是重熔母材金屬與基板之間的界面，本文定義為重熔界面；二是重熔填充金屬與重熔母材金屬之間的熔合界面。

對熔覆金屬的重熔區寬度w、余高h、潤濕角θ、熔深d的4 個特征尺寸進行測量統計，各特征值測量依據如圖2（a）所示，統計值見表2。從結果可以看出，兩種電弧模式獲得的成形幾何特征相差不大。熔深分別達到2.7mm 和2.8mm。

表2 電弧熔覆金屬特征尺寸Table 2 Characteristic sizes of deposited metals

電弧熔絲沉積熱輸入量Q可根據式（1）計算得到

式中，熱效率系數η=0.6；平均電壓-U= 11V；-I為平均電流；對于超聲頻脈沖電?。?I可根據式（2）計算得到

根據式（1）和式（2），超聲頻脈沖電弧和直流電弧熔絲沉積熱輸入分別為768J/mm 和891J/mm。以上結果說明，通過引入超聲頻脈沖電流，可在更低的熱輸入量條件（降低）下獲得與常規直流電弧相當的熔深。

2.2 微觀組織

Ⅰnvar合金基板微觀組織如圖3所示?；迥覆幕w組織為奧氏體γ(Fe,Ni)等軸晶，為典型的熱-力加工態組織。奧氏體平均晶粒尺寸為42.5μm±18.9μm。金相結果中未觀察到明顯的第二相組織。

超聲頻脈沖電弧熔覆層各區域微觀組織如圖4 所示。重熔填充金屬中部區域為全柱狀枝晶結構。枝晶主干呈長條狀，沿著最大溫度梯度方向擇優排列。二次枝晶臂之間充滿了晶間第二相（深色）。填充金屬/重熔母材熔合界面兩側區域都由胞狀晶構成，胞狀晶晶界處為連續的網狀第二相組織。重熔填充金屬區胞狀晶尺寸呈現梯度變化，即靠近熔合界面為細晶，平均晶粒尺寸約5μm，隨著熔合界面距離增大，晶粒尺寸逐漸增大，并逐漸轉變為短棒狀。相較而言，重熔母材區胞狀結構形態更加均勻且更具有等軸特征。重熔母材區大部分由胞狀晶構成，平均晶粒尺寸為12.6μm±3.5μm。位于重熔界面附近的重熔母材主要由短棒狀的胞狀晶構成。受電弧熱影響，靠近重熔界面的奧氏體γ(Fe,Ni)晶粒發生顯著粗化，平均晶粒尺寸約200μm。距重熔界面距離逐漸增大，晶粒粗化程度逐漸降低，熱影響區晶粒為部分粗化的奧氏體晶粒和少量細晶。此時觀察到的組織結構與已報道的激光熔覆Ⅰnvar 合金的組織結構十分相似[9-10]。

直流電弧熔覆金屬各區域微觀組織如圖5所示。重熔填充金屬中部區域為全柱狀枝晶結構。枝晶主干沿著最大溫度梯度方向擇優排列。填充金屬/重熔母材熔合界面兩側區域都由胞狀晶構成，重熔母材區胞狀結構更具有等軸特征。重熔母材區由胞狀晶構成，胞狀晶平均晶粒尺寸為11.8μm±4.7μm，與超聲頻脈沖電弧獲得的胞狀晶尺寸相當。在重熔界面附近，重熔母材區完全由長條的柱狀晶構成。相較而言，超聲頻脈沖電弧工藝在重熔界面附近區域可獲得更加細小的短棒狀晶粒，說明超聲頻脈沖對重熔組織具有抑制柱狀晶凝固生長、細化晶粒的效果。直流電弧導致熱影響區由顯著粗化的奧氏體晶粒組成，隨著與母材距離逐漸減小，奧氏體晶粒尺寸逐漸減小。

對超聲頻脈沖電弧重熔母材區的胞狀結構進行掃描電鏡觀察和能譜分析，結果如圖6所示。根據能譜分析結果可知，胞狀組織存在較顯著的Ni元素偏聚。胞狀結構中網狀分布的晶界第二相為富Ni區，而胞狀晶內部為貧Ni區。定量元素能譜分析結果表明，胞狀晶內部Ni元素質量分數僅為31wt%，晶界第二相Ni元素含量高達39wt%。

由凝固原理可知，胞狀晶的形成與成分過冷密切相關[11]。當平面狀固液界面存在局部凸起部分，且溶質原子沿凸起前沿方向擴散比向兩側擴散更快時，導致凸起兩側溶質原子濃度更高，則將降低兩側平衡結晶溫度，使兩側過冷度減小，固液界面向兩側推進速度小于向凸起前沿方向推進速度，進而導致局部凸起沿特定方向越長越大，兩側形成狹窄的高濃度溶質原子區域（網狀第二相），最終形成胞狀晶結構。

不同電流模式下電弧熔覆金屬重熔界面附近區域典型成形缺陷如圖7所示。超聲頻脈沖電弧重熔金屬區粗大柱狀晶晶界結合良好，未觀察到明顯的成形缺陷。直流電弧導致重熔金屬區柱狀晶晶界處可觀察到大量微米尺度裂紋。Ⅰnvar合金熱導率較低且液態金屬流動性較差，易引發晶界熱裂紋等缺陷。有些學者針對Ⅰnvar 合金焊接熱裂紋產生原因進行了分析研究[12-13]。Ⅰnvar鋼焊縫區晶粒界面附近容易聚集中低熔點的共晶組織，降低了晶界強度，提高了晶間熱裂紋傾向。在焊縫金屬凝固后期，晶粒既會被連續的液態薄膜分隔開，又存在固相網狀結構的相互抵觸作用，因而在熱應力的作用下極易產生熱裂紋[14]。

在獲得相同熔覆效果的前提下，通過超聲頻脈沖電弧可顯著降低熱輸入，有利于抑制熱裂紋的產生。另外，超聲頻脈沖電弧可引發“高頻超聲”效應，有效促進熔池攪動，促進溶質均勻分布，減少晶界共晶組織，進而抑制熱裂紋或氣孔等缺陷產生。

2.3 顯微硬度

電弧熔覆金屬各區域顯微硬度分布如圖8 所示。母材平均顯微硬度為HⅤ（142±10）。電弧熔覆金屬顯微硬度較母材有所降低。兩種電弧電流模式下，重熔填充金屬區的平均硬度相當，平均硬度約為HⅤ135。相比母材，重熔金屬顯微硬度降低的主要原因有：首先，重熔金屬經歷了熔化+凝固過程，相比母材熱-力加工態組織，平均晶粒尺寸有所增大，尤其是長條狀柱狀晶和枝晶，多柱或多枝平行排列，形成大面積集束結構，且具有強烈的擇優取向性；其次，重熔組織在凝固過程中存在顯著的元素偏析，導致大量第二相產生，降低了奧氏體基體的元素固溶度程度，導致基體強度降低。

直流電弧重熔母材區平均硬度達到HⅤ（135±12），與重熔填充金屬區硬度相當。相較而言，超聲頻脈沖電弧制備的重熔母材區硬度相對更低，平均硬度為HⅤ(130±18)。從微觀組織表征結果可知，兩種電弧模式導致重熔母材區都由胞狀晶構成，且胞狀晶平均晶粒尺寸相當，可排除由晶粒尺寸差異引發的硬度差異。據文獻報道，Ⅰnvar合金熔覆金屬中易產生γ'(Fe,Ni)相和FeNi3等析出相，可強化基體，直流電弧熔覆金屬硬度值更高，可能由析出相含量更高引起。但是，富Ni 析出相的產生會消耗基體中的Ni 元素，將對合金Ⅰnvar效應產生不利影響[4]。

3 結論

通過研究，可以得出以下結論：

（1）采用超聲頻脈沖電弧可獲得良好的熔覆成形，熔深達到2.7mm。與普通直流電弧相比，超聲頻脈沖電流熱輸入降低123J/mm（約14%），可獲得相當的熔深。

（2）兩種電弧模式重熔填充金屬中部區域為全柱狀枝晶結構；重熔母材區大部分由胞狀晶構成，但在超聲頻脈沖電弧作用下胞狀晶柱狀生長可被有效阻斷，進而獲得短棒狀胞狀晶，證明了超聲頻脈沖對重熔組織具有抑制柱狀晶凝固生長、細化晶粒的效果。

（3）超聲頻脈沖電弧重熔金屬區粗大柱狀晶晶界結合良好，未觀察到明顯的成形缺陷。直流電弧導致重熔金屬區柱狀晶晶界處可觀察到大量微米尺度裂紋。超聲頻脈沖電弧可降低熱輸入，促進熔池攪動，有利于抑制熱裂紋的產生。