曾才有，于杰琳，张世伟，万晓慧，齐铂金，从保强

1.北京航空航天大学，北京 100191

2.中国航空制造技术研究院航空焊接与连接技术航空科技重点实验室，北京 100024

Ⅰnvar 合金（Fe-36wt.%Ni）具有与树脂基复合材料相近的低热膨胀系数（0.5～2.5/℃），可避免因膨胀系数差异所导致的型面超差与尺寸精度超差等问题，国内外航空制造领域已普遍采用Ⅰnvar合金用于制造复合材料热压模具[1]。在Ⅰnvar 合金成形模具实际使用过程中常出现磕碰伤以及气孔增加、裂纹、接触面磨损等缺陷，上述缺陷极易导致Ⅰnvar合金成形模具自身精度达不到设计要求，进而使得模具寿命显著缩短，甚至报废。考虑到Ⅰnvar合金成形模具的加工生产难度大并且成本高，为延长模具的使用寿命，降低模具生产成本，亟须针对不满足设计使用要求的Ⅰnvar合金成形模具开展修复再制造技术的基础研究。

目前，针对Ⅰnvar 钢成形模具修复技术的研究相对较少。而且公开报道的Ⅰnvar 钢成形模具修复方法是基于激光粉末沉积的修复技术。南京航空航天大学占小红团队采用激光熔化沉积技术开展了Ⅰnvar合金修复研究[2]。结果表明，随着热输入的提高，晶粒的平均尺寸增大，当达到一定热积累水平后，沉积层晶粒组织转变为等轴晶。但是研究过程中发现，在激光熔化沉积修复的Ⅰnvar合金模具构件中存在有孔隙缺陷，主要分为两类：一类是由未熔合导致的孔隙；
另一类是由于保护气体未能逃逸形成的气孔。上海大学Chen Chaoyue[3]团队采用冷喷涂工艺进行Ⅰnvar合金增材制造试验。结果表明，在氮气保护氛围下采用冷喷涂制备Ⅰnvar 合金可获得比传统铸造和激光增材制造更低的热膨胀系数（25～200/℃，1.53×10-6/℃），采用相同工艺在氦气保护氛围下，所制备的Ⅰnvar 合金表现为负热膨胀行为，并归因于成形过程中引入的残余压应力（272MPa）。伯明翰大学Qiu Chunlei等[4]采用激光选区熔融制备了Ⅰnvar合金，并发现气孔和裂纹缺陷无法完全避免，且缺陷敏感性随着激光功率增大而增强，显微组织结果表明，所制备的Ⅰnvar 合金基体为粗大的γ柱状晶，晶界分布有α析出相。

由于激光粉末沉积采用金属粉末作为原材料，设备成本昂贵，成本相对较高；
同时设备粉末沉积工作室需要惰性气体保护氛围，从而大大限制了可修复成形模具的尺寸规格[5]。电弧熔丝增材修复再制造技术以焊接电弧作为热源，丝材作为填充材料，通过层层堆积的方式实现对受损部位的再修复，具有成本低廉、设备简单、沉积效率高、可修复大尺寸构件等突出优点[6]。近年来，对增材修复电弧进行高频脉冲或超声能量的耦合，利用其独特的“高频效应”或超声振动作用于熔池流动及液态金属凝固的过程，进而获得焊缝晶粒细化、组织均匀、缺陷减少的显著效果被广泛认同[7-8]。其为Ⅰnvar合金成形模具低成本、高效高质修复提供了新的选择。

本研究采用电弧增材修复工艺对Ⅰnvar 合金进行单层单道熔覆试验，对比研究了超声频脉冲（UFP）电弧和普通直流电弧对重熔界面的微观组织和显微硬度分布的影响，为Ⅰnvar 合金成形模具高效高质电弧增材修复工艺开发提供理论参考。

本研究所使用的Ⅰnvar 合金电弧熔丝修复系统平台主要包括：超声频脉冲GTAW 电源（北京航空航天大学-HPⅤP 550）、TBi AT 420S 焊枪系统、ABB ⅠRB1410 机器人、Fronius KD 7000 送丝系统和气体保护系统。采用直径3.2mm的钨极作为电极，保护气为纯度为99.9992%的高纯氩气，气体流量为20L/min。试验用基板为4J36 Ⅰnvar 合金板，尺寸为300mm×300mm×24.5mm。使用前通过机械打磨以去除氧化层。填充金属选用直径为1.15mm的Ⅰnvar 36丝材。基板与丝材的合金成分见表1（wt%为质量分数）。

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

本研究设置了两种不同电弧电流模式对比试验，分别为超声频脉冲电弧模式和常规直流电弧模式，两组试验电弧电流波形如图1 所示。其中，超声频脉冲电弧熔覆工艺参数为：基值电流Ib1为70A，峰值电流Ib2为258A，低频脉冲频率fb为2Hz，超声频脉冲电流Ip为60A，超声频脉冲频率fp为40kHz，送丝速度vf为3m/min，运动速度vw为100mm/min。同时，直流电弧试验作为对照组，直流电弧主要工艺参数为：直流幅值I为225A，送丝速度vf为3m/min，运动速度vw为100mm/min。电弧熔覆前采用电弧扫描方式对基板进行预热，将基板温度控制在200℃左右，随后进行电弧熔丝沉积。熔覆层长度为100mm。

采用线切割对电弧熔覆样品进行显微组织表征样品切取，通过体式显微镜对电弧熔覆金属进行宏观形貌观察。对电弧熔覆样品截面进行机械磨抛，然后采用10vol%（体积分数）的硝酸酒精溶液对样品侵蚀2min。通过ZEⅠSS Scope.A1 光学显微镜和JEOL JSM 7100F 场发射扫描电镜（SEM）对重熔界面附近区域显微组织进行观察。使用ⅠNNOⅤATEST FALCON 500型硬度计对焊接接头进行显微维氏硬度测试，加载力1.96N，保载时间10s。

2.1 宏观成形

不同模式电弧熔覆层截面宏观形貌如图2 所示。两种电弧模式都可以获得平直且表面光滑平整的熔覆层金属。但从截面视图可以看出，采用超声频脉冲电弧获得的熔覆层更加规则对称。超声频脉冲有助于提高电弧形态和熔滴过渡的稳定性，因此，有利于成形过程稳定。熔覆金属可分为两个典型的重熔金属区域：其一是位于下部的重熔母材金属区，在预热过程中形成；
其二是位于上部的重熔填充金属区，在熔覆过程中形成。因此，存在两个典型的界面：一是重熔母材金属与基板之间的界面，本文定义为重熔界面；
二是重熔填充金属与重熔母材金属之间的熔合界面。

对熔覆金属的重熔区宽度w、余高h、润湿角θ、熔深d的4 个特征尺寸进行测量统计，各特征值测量依据如图2（a）所示，统计值见表2。从结果可以看出，两种电弧模式获得的成形几何特征相差不大。熔深分别达到2.7mm 和2.8mm。

表2 电弧熔覆金属特征尺寸Table 2 Characteristic sizes of deposited metals

电弧熔丝沉积热输入量Q可根据式（1）计算得到

式中，热效率系数η=0.6；
平均电压-U= 11V；
-I为平均电流；
对于超声频脉冲电弧；
-I可根据式（2）计算得到

根据式（1）和式（2），超声频脉冲电弧和直流电弧熔丝沉积热输入分别为768J/mm 和891J/mm。以上结果说明，通过引入超声频脉冲电流，可在更低的热输入量条件（降低）下获得与常规直流电弧相当的熔深。

2.2 微观组织

Ⅰnvar合金基板微观组织如图3所示。基板母材基体组织为奥氏体γ(Fe,Ni)等轴晶，为典型的热-力加工态组织。奥氏体平均晶粒尺寸为42.5μm±18.9μm。金相结果中未观察到明显的第二相组织。

超声频脉冲电弧熔覆层各区域微观组织如图4 所示。重熔填充金属中部区域为全柱状枝晶结构。枝晶主干呈长条状，沿着最大温度梯度方向择优排列。二次枝晶臂之间充满了晶间第二相（深色）。填充金属/重熔母材熔合界面两侧区域都由胞状晶构成，胞状晶晶界处为连续的网状第二相组织。重熔填充金属区胞状晶尺寸呈现梯度变化，即靠近熔合界面为细晶，平均晶粒尺寸约5μm，随着熔合界面距离增大，晶粒尺寸逐渐增大，并逐渐转变为短棒状。相较而言，重熔母材区胞状结构形态更加均匀且更具有等轴特征。重熔母材区大部分由胞状晶构成，平均晶粒尺寸为12.6μm±3.5μm。位于重熔界面附近的重熔母材主要由短棒状的胞状晶构成。受电弧热影响，靠近重熔界面的奥氏体γ(Fe,Ni)晶粒发生显著粗化，平均晶粒尺寸约200μm。距重熔界面距离逐渐增大，晶粒粗化程度逐渐降低，热影响区晶粒为部分粗化的奥氏体晶粒和少量细晶。此时观察到的组织结构与已报道的激光熔覆Ⅰnvar 合金的组织结构十分相似[9-10]。

直流电弧熔覆金属各区域微观组织如图5所示。重熔填充金属中部区域为全柱状枝晶结构。枝晶主干沿着最大温度梯度方向择优排列。填充金属/重熔母材熔合界面两侧区域都由胞状晶构成，重熔母材区胞状结构更具有等轴特征。重熔母材区由胞状晶构成，胞状晶平均晶粒尺寸为11.8μm±4.7μm，与超声频脉冲电弧获得的胞状晶尺寸相当。在重熔界面附近，重熔母材区完全由长条的柱状晶构成。相较而言，超声频脉冲电弧工艺在重熔界面附近区域可获得更加细小的短棒状晶粒，说明超声频脉冲对重熔组织具有抑制柱状晶凝固生长、细化晶粒的效果。直流电弧导致热影响区由显著粗化的奥氏体晶粒组成，随着与母材距离逐渐减小，奥氏体晶粒尺寸逐渐减小。

对超声频脉冲电弧重熔母材区的胞状结构进行扫描电镜观察和能谱分析，结果如图6所示。根据能谱分析结果可知，胞状组织存在较显著的Ni元素偏聚。胞状结构中网状分布的晶界第二相为富Ni区，而胞状晶内部为贫Ni区。定量元素能谱分析结果表明，胞状晶内部Ni元素质量分数仅为31wt%，晶界第二相Ni元素含量高达39wt%。

由凝固原理可知，胞状晶的形成与成分过冷密切相关[11]。当平面状固液界面存在局部凸起部分，且溶质原子沿凸起前沿方向扩散比向两侧扩散更快时，导致凸起两侧溶质原子浓度更高，则将降低两侧平衡结晶温度，使两侧过冷度减小，固液界面向两侧推进速度小于向凸起前沿方向推进速度，进而导致局部凸起沿特定方向越长越大，两侧形成狭窄的高浓度溶质原子区域（网状第二相），最终形成胞状晶结构。

不同电流模式下电弧熔覆金属重熔界面附近区域典型成形缺陷如图7所示。超声频脉冲电弧重熔金属区粗大柱状晶晶界结合良好，未观察到明显的成形缺陷。直流电弧导致重熔金属区柱状晶晶界处可观察到大量微米尺度裂纹。Ⅰnvar合金热导率较低且液态金属流动性较差，易引发晶界热裂纹等缺陷。有些学者针对Ⅰnvar 合金焊接热裂纹产生原因进行了分析研究[12-13]。Ⅰnvar钢焊缝区晶粒界面附近容易聚集中低熔点的共晶组织，降低了晶界强度，提高了晶间热裂纹倾向。在焊缝金属凝固后期，晶粒既会被连续的液态薄膜分隔开，又存在固相网状结构的相互抵触作用，因而在热应力的作用下极易产生热裂纹[14]。

在获得相同熔覆效果的前提下，通过超声频脉冲电弧可显著降低热输入，有利于抑制热裂纹的产生。另外，超声频脉冲电弧可引发“高频超声”效应，有效促进熔池搅动，促进溶质均匀分布，减少晶界共晶组织，进而抑制热裂纹或气孔等缺陷产生。

2.3 显微硬度

电弧熔覆金属各区域显微硬度分布如图8 所示。母材平均显微硬度为HⅤ（142±10）。电弧熔覆金属显微硬度较母材有所降低。两种电弧电流模式下，重熔填充金属区的平均硬度相当，平均硬度约为HⅤ135。相比母材，重熔金属显微硬度降低的主要原因有：首先，重熔金属经历了熔化+凝固过程，相比母材热-力加工态组织，平均晶粒尺寸有所增大，尤其是长条状柱状晶和枝晶，多柱或多枝平行排列，形成大面积集束结构，且具有强烈的择优取向性；
其次，重熔组织在凝固过程中存在显著的元素偏析，导致大量第二相产生，降低了奥氏体基体的元素固溶度程度，导致基体强度降低。

直流电弧重熔母材区平均硬度达到HⅤ（135±12），与重熔填充金属区硬度相当。相较而言，超声频脉冲电弧制备的重熔母材区硬度相对更低，平均硬度为HⅤ(130±18)。从微观组织表征结果可知，两种电弧模式导致重熔母材区都由胞状晶构成，且胞状晶平均晶粒尺寸相当，可排除由晶粒尺寸差异引发的硬度差异。据文献报道，Ⅰnvar合金熔覆金属中易产生γ"(Fe,Ni)相和FeNi3等析出相，可强化基体，直流电弧熔覆金属硬度值更高，可能由析出相含量更高引起。但是，富Ni 析出相的产生会消耗基体中的Ni 元素，将对合金Ⅰnvar效应产生不利影响[4]。

通过研究，可以得出以下结论：

（1）采用超声频脉冲电弧可获得良好的熔覆成形，熔深达到2.7mm。与普通直流电弧相比，超声频脉冲电流热输入降低123J/mm（约14%），可获得相当的熔深。

（2）两种电弧模式重熔填充金属中部区域为全柱状枝晶结构；
重熔母材区大部分由胞状晶构成，但在超声频脉冲电弧作用下胞状晶柱状生长可被有效阻断，进而获得短棒状胞状晶，证明了超声频脉冲对重熔组织具有抑制柱状晶凝固生长、细化晶粒的效果。

（3）超声频脉冲电弧重熔金属区粗大柱状晶晶界结合良好，未观察到明显的成形缺陷。直流电弧导致重熔金属区柱状晶晶界处可观察到大量微米尺度裂纹。超声频脉冲电弧可降低热输入，促进熔池搅动，有利于抑制热裂纹的产生。

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