Quadruple-electrode gas tungsten coupling arc double-wire additive manufacturing process of 00Cr13Ni5Mo stainless steel
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摘要:
为解决现有基于GTA热源增材制造工艺存在的熔覆效率较低、焊接效率较低的突出问题，该文提出一种四钨极耦合电弧双丝增材制造工艺，并通过控制变量的试验方法研究熔覆电流、行走速度与送丝速度对单层单道沉积层成形质量的影响。结果表明，熔池面积的波动与电弧压力是四钨极热源单道沉积层出现单道沉积层不连续、咬边等缺陷的主要原因；在保证成形质量的前提下，四钨极热源最大行走速度为400 mm/min、最大送丝速度为12 m/min、熔覆效率为6.24 kg/h；沉积件微观组织由回火索氏体、逆变奥氏体及碳化物组成；沉积件冲击吸收能量达到208 J，为MAG热源的2.5倍。综上所述，四钨极耦合电弧双丝增材制造工艺可以在保证优良冲击性能的前提下显著解决GTA热源增材制造工艺存在的熔覆效率较低、焊接效率较低的问题。
Abstract:In order to solve the outstanding problems of lower cladding efficiency and lower welding efficiency existing in GTA heat source additive manufacturing process, a kind of quadruple-electrode gas tungsten coupling arc double-wire additive manufacturing process was put forward in the paper, and influence of cladding current, travel speed and wire feeding speed on forming quality of single-layer and single-pass deposited layer was studied through experimental methods of controlling variables. The results showed that fluctuation of molten pool area and arc pressure were the main reasons for defects of discontinuity and edge biting in single deposited layer under quadruple-electrode gas tungsten heat source. Under the premise of ensuring forming quality, the maximum traveling speed of quadruple-electrode gas tungsten heat source was 400 mm/min, the maximum wire feeding speed was 12 m/min, and deposition efficiency was 6.24 kg/h. Microstructure of the deposited parts was composed of tempered sorbite, contravariant austenite and carbide. Impact absorbed energy of the deposited parts reached 208 J, which was 2.5 times that under MAG heat source. In summary, quadruple-electrode gas tungsten coupling arc double-wire additive manufacturing process could significantly solve problems of lower cladding efficiency and lower welding efficiency existing in GTA heat source additive manufacturing process on the premise of ensuring excellent impact performance.
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0. 前言
以GTA（Gas tungsten arc）为热源的电弧增材制造技术（GTA-AM）是一种基于离散‒堆积思想，利用熔化金属丝材自下而上逐层堆积零部件的制造方法，具有成形精度高[1]、沉积质量高、成本相对低廉等优点[2]。因此，在航空航天[3]、船舶、核电、压力容器等领域有着较为广泛的应用前景。
现有的GTA-AM技术熔覆电流一般不超过200 A，当熔覆电流大于200 A时，极易出现因电弧压力过大导致的凹坑、咬边、驼峰等缺陷，因此，GTA-AM技术存在熔覆效率较低、焊接效率较低的突出问题[4]。针对GTA-AM技术存在的上述问题，国内外学者首先提出了诸如TOP-TIG技术[5]、热丝技术[6]、双填丝技术[7]、三填丝技术[8]这类通过改变金属丝材送进状态的方法，这类方法虽然可以在一定程度上提高熔覆效率，但上述方法仍没有完全解决GTA-AM技术在大熔覆电流下（大于200 A）存在凹坑、咬边等缺陷的问题。
为从根本上解决GTA热源存在的问题，有学者[9]从电弧物理状态出发提出一种新型双钨极热源，利用同向电弧相互吸引的特性[10]，使两个彼此绝缘的电弧相互协同形成一个复合电弧[11]，通过电弧形态的改变降低电弧压力[12]，在一定程度上解决了在大熔覆电流条件下因电弧压力过大导致咬边、凹坑[13]等问题。现有的TGTA（Twin gas tungsten arc）-AM[14]技术的熔覆效率可以达到2.4 kg/h[15]，但仍与以GMA（Gas metal arc）为热源的增材制造技术有着不小的差距。
现有的基于GTA热源的增材制造工艺在熔覆效率和焊接效率上均存在一定的局限性，文中选取00Cr13Ni5Mo（HS13/5L）不锈钢焊丝开展了双填丝工艺试验，利用X射线探伤技术对增材制造沉积件进行无损探伤；利用金相显微镜、扫描电子显微镜对增材制造沉积件微观组织金相研究和分析；利用冲击试验对增材制造沉积件进行工艺评定。
1. 试验材料和方法
试验基板选用规格为300 mm×200 mm×15 mm的304不锈钢，焊丝选用直径为1.2 mm的00Cr13Ni5Mo（HS13/5L）不锈钢焊丝，母材和焊丝的化学成分见表1。
表 1 母材和焊丝化学成分（质量分数，%）材料 牌号 Cr Ni Mn Mo Fe 母材 304SS 18.05 8.08 1.17 0.054 余量 焊丝 HS13/5L 12.30 4.51 0.54 0.480 余量 四钨极双丝增材制造设备示意图如图1所示。试验设备主要包括4台EWM Tetrix 352直流焊接电源、2台EWM TS drive送丝机、1把四钨极焊枪、1台三维行走试验台。4台焊接电源的正极与基板相连，负极分别与钨极相连，以此形成4个相互独立的电流回路，利用同向电弧间相互吸引的规律使4个独立电弧耦合形成1个电弧，四钨极采用钨极直径为3.2 mm的铈电极，钨极尖端使用钨极研磨机磨制成尖端角度为15°的圆锥形状，四钨极采用正方形排列方式，钨极间距为2 mm，金属丝材为同向两侧放置，采用前送丝的送丝方式，两金属丝材间夹角为20°，金属丝材与基板夹角为12°。
试验开始前，采用角磨机去除基板表面氧化皮，并使用酒精去除基板表面油污；沉积过程中，保持每个钨极的熔覆电流相等，钨极尖端与基板之间的间距为4 mm，采用纯度为99.9%的氩气作为保护气体，保护气体流量为15 L/min。试验分为两部分进行：第一部分为四钨极双丝单层单道沉积层工艺试验，通过控制变量的试验方法，对熔覆电流、行走速度、送丝速度对单层单道沉积层宏观形貌的影响进行分析，得到最优的填丝工艺参数；第二部分进行四钨极双丝增材制造沉积件的制备，沉积件制备完成后，采用X射线对沉积件进行无损探伤，随后使用电火花切割机在沉积件中部位置割取1个金相试样与3个冲击试样，金相试样经金相砂纸研磨机抛光后采用HNO3-CH3CH2OH溶液进行腐蚀，并使用金相显微镜观察试样的微观组织，根据GB/T 229—2020《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》标准，采用ZBC2452-C型摆锤式冲击试验机进行冲击试验，试验温度为0 ℃，随后采用扫描电子显微镜观察冲击试样断口，冲击试样均为标准尺寸：55 mm×10 mm×10 mm。
2. 试验结果与讨论
单层单道沉积层作为沉积件的最小子单元，与沉积件的成形质量密切相关，在以四钨极为热源的增材制造工艺中，熔覆电流、行走速度、送丝速度均能影响单道沉积层的宏观形貌。因此，该试验采用控制变量的试验方法对熔覆电流、行走速度、送丝速度对单道沉积层成形形貌的影响进行研究。
2.1 熔覆电流对单道沉积层成形质量的影响
在试验过程中，固定行走速度为300 mm/min，送丝速度为4 m/min，熔覆电流在120～200 A（单个钨极电流）之间变化，不同熔覆电流下单道沉积层成形情况见表2。单道沉积层宏观形貌如图2所示。不同熔覆电流下宽高比与稀释率的变化情况如图3所示。
表 2 不同熔覆电流下的工艺试验编号 熔覆电流I/A 成形质量 1-1 120 单道沉积层不连续 1-2 140 铺展不良 1-3 160 成形良好 1-4 180 轻微咬边 1-5 200 咬边 当熔覆电流为120 A时，沉积层呈现出不连续的现象，即在4 m/min的送丝速度下，四钨极电弧大部分热量用于熔化金属丝材，只有少部分热量用于熔化基板产生熔池。因此，出现单道沉积层不连续的现象。
随熔覆电流增加至140 A时，单道沉积层不连续现象消失，即随熔覆电流增加，四钨极电弧的总热量也随之增加，而熔化金属丝材的热量保持不变；在热源有效利用效率一定的条件下，作用于基板形成熔池的热量随之增加；但此时，用于熔化基板以形成熔池的热量稍有不足，液态金属丝材的流动空间受限。因此，宏观表现为单道沉积层铺展不良。
当熔覆电流增至160 A，即四钨极电弧的总热量进一步增加，此时作用于基板的热量足以维持一定面积的熔池供液态金属丝材正常流动；此时，单道沉积层成形良好。
当熔覆电流增至180 A与200 A时，此时，熔化金属丝材的热量只占四钨极电弧产生总热量的一小部分，大部分热量用于熔化基板形成熔池，此时熔池面积较大；但因送丝速度保持不变，即单位时间熔化的液态金属丝材体积保持不变，而熔池面积增加，熔池深度增加，即液态金属丝材不足以铺满整个熔池；其次，此时四钨极电弧总熔覆电流达到800 A，在以GTA为热源的焊接过程中，熔池流动主要由电弧机械力、重力、表面张力决定，一般认为电弧压力起主导作用，此时，四钨极电弧总熔覆电流达到800 A，作为熔池流动动力的电弧压力过大，即液态金属丝材在电弧压力的作用下向熔池后方流动，来不及回流至原位置便由液态转变为固态，形成熔池弧坑形貌，如图2(e)所示。
根据上述试验数据可知，随熔覆电流增加，稀释率逐渐增加，由于送丝速度和行走速度保持不变，单位时间内液态金属丝材的体积保持不变。因此，可以表明：液态熔池的体积随熔覆电流的增加而逐渐增加，与前文关于熔池面积变化的论述保持一致。
由此可得：当熔覆电流过小时，单道沉积层因热输入过小出现单道沉积层不连续缺陷；当熔覆电流过大时，单道沉积层因电弧压力过大易出现咬边缺陷。
2.2 行走速度对单道沉积层成形质量的影响
在试验过程中，固定熔覆电流为160 A，送丝速度为4 m/min，行走速度在200～400 mm/min之间变化，不同行走速度下单道沉积层成形情况见表3，单道沉积层宏观形貌如图4所示，不同行走速度下宽高比与稀释率的变化情况如图5所示。
表 3 不同行走速度下的工艺试验编号 行走速度v/(mm·min−1) 成形质量 2-1 200 铺展不良 2-2 250 铺展不良 2-3 300 成形良好 2-4 350 成形良好 2-5 400 成形良好 当行走速度为200 mm/min，250 mm/min时，单道沉积层出现铺展不良现象，据推测是当熔覆电流一定时，即四钨极电弧释放的总热量保持一定，随行走速度的增加，作用于熔池的热量随之减小，熔池面积逐渐减小；当行走速度为200 mm/min时为熔池面积最大值，同时，熔池长度也达到最大值，即此时金属丝材维持液态的时间最长；在以GTA为热源的沉积过程中，表面张力和电弧机械力作为熔池铺展的驱动力，使液态熔池向垂直于沉积方向即单道沉积层两侧移动；在液态金属丝材边缘位置，主要受重力和表面张力的作用，其中重力为熔池继续铺展的动力，表面张力则转变为阻碍熔池铺展的阻力；随着焊接过程的进行，液态金属丝材在电弧机械力的作用下逐渐向单道沉积层两侧移动，单道沉积层两侧液态金属丝材的重力逐渐增加；当重力超过表面张力时，液态金属丝材继续向未熔化的基板移动，宏观表现为凸形单道沉积层；随后，因液态金属丝材移动，液态熔池两侧的重力减小，不足以提供使液态金属向两侧继续铺展的动力，即宏观表现为凹形单道沉积层，以此循环往复最终出现类锯齿状单道沉积层。
当行走速度增加至250 mm/min时，熔池面积减小，熔池长度减小，液态金属维持液态的时间减小；此时，类锯齿状单道沉积层出现的频率也随之降低；这与上文解释锯齿状单道沉积层出现的假说相吻合。
当行走速度由300 mm/min继续增加至400 mm/min时，单道沉积层成形质量良好，单道沉积层笔直，类锯齿状单道沉积层消失；同时，因熔池面积减小，而送丝速度保持不变，即单位时间内熔化的液态金属丝材体积保持不变，宏观表现为单道沉积层余高增加，宽度减小。
当行走速度过小时，易因液态填充金属不足导致铺展不良。四钨极热源在熔覆电流为160 A，行走速度为400 mm/min时。仍能保持较好的焊接质量，未出现咬边、驼峰等缺陷。
2.3 送丝速度对单道沉积层成形质量的影响
在试验过程中，固定熔覆电流为200 A，行走速度为300 mm/min，送丝速度在8～12 m/min之间变化，不同送丝速度下单道沉积层成形情况见表4，单道沉积层宏观形貌如图6所示，不同送丝速度下宽高比与稀释率的变化情况如图7所示。
表 4 不同送丝速度下的工艺试验编号 送丝速度vs/(m·min−1) 成形质量 3-1 8 咬边 3-2 9 轻微咬边 3-3 10 成形较好 3-4 11 成形较好 3-5 12 成形较好 试验过程中熔覆电流、行走速度保持不变，即四钨极热源单位时间内释放的热量保持不变，随送丝速度增加，液态熔池吸收的热量逐渐减小，宏观表现为液态熔池面积逐渐减小。当送丝速度为8 m/min时，四钨极热源仍有相当比例的热量用于熔化液态熔池，电弧机械力为液态熔池向后移动的动力；此时，总熔覆电流为800 A。电弧压力过大，使大量液体金属向熔池后方流动；同时，电弧机械力阻碍熔池向前运动，液态金属难以回流，最终宏观表现为咬边缺陷。
四钨极热源有效利用能量可以大致分为三部分：第一部分为熔化金属丝材所需热量Q1；第二部分为熔化基板形成液态熔池的热量Q2；第三部分为作用于熔池的电弧机械力W。熔覆电流、行走速度保持不变，即四钨极产生的总能量保持不变，随送丝速度增加，用于熔化金属丝材的热量Q1增加，Q2与W减小，即液态熔池面积减小，液态金属维持液态的时间减小；液态金属向后流动的驱动力电弧机械力减小；两部分协同作用，最终表现为随送丝速度增加，咬边缺陷逐渐消失。
四钨极热源在熔覆电流为200 A，行走速度为300 mm/min，送丝速度为12 m/min时，仍能保持较好的成形质量；此时，熔覆效率为6.24 kg/h。
2.4 沉积件质量评价
根据上述工艺参数，进行了四钨极热源多层多道沉积件的验证试验，并利用X射线对沉积件进行无损探伤，沉积件内部无未熔合、气孔等缺陷。
沉积件中部微观组织形貌如图8所示。图8(b)为沉积件中部区域组织形貌，沉积件中部区域呈现出等轴晶组织形貌；图8(c)、图8(d)为沉积件中部区域焊缝与熔合线处微观组织形貌，中部区域微观组织由回火索氏体、逆变奥氏体及碳化物组成，推测原因为在四钨极热源高热输入高热量积累作用下，沉积件微观组织经高温回火处理使回火马氏体全部转变为回火索氏体及碳化物。同时，为了测试沉积件的冲击性能，对沉积件水平方向进行了冲击试验，其结果见表5。
表 5 沉积件冲击性能试验温度 T/℃ 冲击吸收能量AKV/J 试验值 平均值 0 210, 206, 208 208 沉积件冲击断口的SEM图像如图9所示，冲击试件的断口为典型韧性断口形貌，冲击断口纤维区微观形貌为典型等轴韧窝。因此，可以认为沉积件具有较为优良的冲击性能。
将沉积件冲击性能与不同热源制备的熔覆金属冲击性能进行对比[16]，其结果如图10所示。四钨极热源制备的沉积件冲击性能达到208 J，为MAG热源的2.5倍。
3. 结论
（1）通过控制变量的试验方法研究了熔覆电流、行走速度、送丝速度对单道沉积层成形的影响，熔池面积的波动与电弧压力是四钨极热源单道沉积层出现单道沉积层不连续、咬边等缺陷的主要原因。
（2）四钨极热源在保证单道沉积层成形质量的前提下最大行走速度为400 mm/min，最大送丝速度为12 m/min，熔覆效率为6.24 kg/h。
（3）四钨极热源沉积件中部区域微观组织由回火索氏体、逆变奥氏体及碳化物组成；沉积件冲击性能优异，冲击吸收能量为208 J，为MAG热源的2.5倍。
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表 1 母材和焊丝化学成分（质量分数，%）
材料 牌号 Cr Ni Mn Mo Fe 母材 304SS 18.05 8.08 1.17 0.054 余量 焊丝 HS13/5L 12.30 4.51 0.54 0.480 余量 
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表 3 不同行走速度下的工艺试验
编号 行走速度v/(mm·min−1) 成形质量 2-1 200 铺展不良 2-2 250 铺展不良 2-3 300 成形良好 2-4 350 成形良好 2-5 400 成形良好
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表 4 不同送丝速度下的工艺试验
编号 送丝速度vs/(m·min−1) 成形质量 3-1 8 咬边 3-2 9 轻微咬边 3-3 10 成形较好 3-4 11 成形较好 3-5 12 成形较好
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