2024铝合金CMT+P电弧增材制造组织与耐腐蚀性能

Microstructure and corrosion resistance of CMT+P wire arc additive manufacturing 2024 aluminum alloy

摘要

采用冷金属过渡和脉冲（cold metal transfer and pulse，CMT+P）复合电弧增材制造工艺制备2024铝合金增材件，研究2024铝合金CMT+P电弧增材制造气孔缺陷、晶粒形貌、物相析出的分布特征，以及不同工艺参数对气孔缺陷、晶粒形貌、物相析出和耐腐蚀性能的影响。结果表明：2024铝合金增材件的气孔主要分布于熔合线附近，热输入相同时，更快的送丝速度和电弧行驶速度导致更高的孔隙率。同一沉积层上部为无择优取向的等轴晶，下部为具有择优取向的柱状晶，热输入相同时，更快的送丝速度和电弧行驶速度导致细晶区的产生，增加等轴晶比例，减弱织构。析出的二次相主要为Al₂CuMg，Al₂Cu和富Fe，Mn相，沿晶界连续分布。影响增材件腐蚀初期耐腐蚀性能的主要因素为Al₂CuMg的析出量。更慢的送丝速度和电弧行驶速度下具有更好的耐局部腐蚀性能，这主要是由更低的Al₂CuMg相比例分数导致。

Abstract

As-deposited parts of 2024 aluminum alloy are fabricated by cold metal transfer and pulse （CMT+P） hybrid wire arc additive manufacturing. The distributions of pore defects， grain morphology， and secondary phase precipitation of CMT+P wire arc additive manufacturing 2024 aluminum alloy， and the influence of different process parameters on pore defects， grain morphology and secondary phase precipitation， and corrosion resistance are investigated. The results show that the pores of the as-deposited parts of 2024 aluminum alloy are mainly distributed near the fusion line. In the same heat input， the larger wire feed speed and travel speed result in higher porosity. In a deposition layer， the upper part is the equiaxed grain without preferred orientation， and the lower part is the columnar grain with preferred orientation. In the same heat input， the texture is weakened and the percentage of equiaxed grains is increased due to the fine grain region in the higher wire feed speed and travel speed. The precipitated secondary phases are mainly Al₂CuMg， Al₂Cu， and rich-Fe， Mn phases. The secondary phases distribute continuously along the grain boundaries. In the early stage of corrosion， the main factor affecting the corrosion resistance of as-deposited parts is the precipitation amount of Al₂CuMg. The better local corrosion resistance is mainly caused by lower Al₂CuMg phase fraction in lower wire feed speed and travel speed.

Graphical abstract

关键词

高强铝合金 / 电弧增材制造 / 气孔 / 微观组织 / 耐腐蚀性能

Key words

high strength aluminum alloy / wire arc additive manufacturing / pore / microstructure / corrosion resistance

高强铝合金因质量轻、比强度高、耐腐蚀性能好，被广泛用作制造飞机大型结构件^［1-3］。然而，传统的制造技术不能满足航空业低成本、高性能、绿色发展的要求，而基于设计制造一体化和结构功能一体化的增材制造技术有望解决这一问题。电弧增材制造技术因其设备成本低、材料利用率高、生产周期短和沉积速率高的优点，在铝合金大型结构件制造方面具有较大的优势^［4］。此外，针对铝合金电弧焊接，Fronius公司专门开发了低热输入（heat input，HI）和低飞溅的冷金属过渡技术（cold metal transfer，CMT），并发展了许多与CMT复合的技术^［5］。相较于CMT电弧增材制造技术，冷金属过渡和脉冲（cold metal transfer and pulse，CMT+P）复合电弧增材制造技术扩大了工艺参数调节范围，在提高沉积速率的同时，降低铝合金增材件的孔隙率^［6-7］。因此，CMT+P电弧增材制造技术在铝合金增材制造中受到国内外学者越来越多的关注。然而，铝合金CMT+P电弧增材制造技术的广泛应用仍然受到增材件缺陷、组织和性能的限制，需进一步对增材件进行“控形-控组织-控性”综合调控的研究。Cong等^［8-9］研究了不同的电弧增材制造工艺、送丝速度（wire feed speed，V_w）、电弧行驶速度（travel speed，V_t）、保护气流量和热输入等参量对2219铝合金电弧增材制造的影响，发现相较于CMT工艺，CMT+P工艺通过引入脉冲电流，加速熔池流动，降低孔隙率。并且，较低的热输入和适当的保护气流量也可以降低铝合金增材件的孔隙率。Liu等^［10］发现脉冲电流可以通过增加电磁力搅拌熔池，细化晶粒，提高力学性能。文献［11-13］研究发现，铝合金电弧增材制造技术快速加热、快速冷却及重复再加热的特点导致复杂的微观结构。Wang等^［14］研究了2219铝合金CMT电弧增材制造的组织演变，发现增材件自下至上发生柱状晶向等轴晶转变，析出的二次相主要为α-Al+Al₂Cu的共晶组织，且等轴晶区晶粒更细，析出相更细小、分散。Dong等^［15］研究了Al-Zn-Mg-Cu合金电弧增材制造的微观组织，发现同一沉积层的下部柱状晶具有显著的〈001〉织构。Meiszterics等^［16］通过电化学腐蚀实验研究发现，5083铝合金CMT电弧增材薄壁件的耐腐蚀性能优于传统制造工艺制造的5083铝合金板材。Zhang等^［17］通过浸泡实验研究了2024铝合金CMT电弧增材件在质量分数为3.5%的NaCl溶液中的腐蚀行为，发现Al₂CuMg的脱合金化导致共晶组织被腐蚀。铝合金电弧增材件复杂、独特的微观结构导致了其独特的性能，但是，铝合金电弧增材件微观组织的演变以及微观组织对耐腐蚀性能的影响机制尚不清晰。本工作通过对比分析不同送丝速度和电弧行驶速度下2024铝合金CMT+P电弧增材制造的气孔缺陷、晶粒形貌和物相析出，揭示其分布特征及规律，阐明不同工艺参数对2024铝合金CMT+P电弧增材制造气孔缺陷、晶粒形貌、物相析出和耐腐蚀性能的影响机制。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

采用电弧增材制造系统制造铝合金薄壁结构件，系统主要由热源系统、3轴控制系统和保护气系统组成，其示意图如图1所示。热源系统为Frounius CMT焊机（TransPuls Synergic 2700），集焊接热源、送丝机构、冷却水箱和远程遥控装置于一体。选择CMT+P的电弧模式进行电弧增材实验。实验使用直径为1.2 mm的2024铝合金焊丝，尺寸为165 mm×50 mm×8 mm的2024铝合金基板，二者的化学成分如表1所示。选用纯Ar（纯度99.99%）作为保护气体。在进行电弧增材实验前，对基板进行打磨、清洗、干燥等前期处理，然后固定在工作台上，设置保护气流量为20 L/min，焊丝干伸长度为15 mm，焊丝尖端到增材件顶部平面的距离为2 mm，通过手持式工业高精度测温仪测量沉积层中间部位的温度来控制层间温度，层间温度为40 ℃。

采用往复增材的方式，沉积8层，每层焊道长度为100 mm。本课题组^［7］前期采用响应曲面法和遗传算法进行了孔隙率和表面粗糙度多目标优化研究，研究表明送丝速度和电弧行驶速度是影响孔隙率和表面粗糙度的主要工艺参数，且孔隙率和表面粗糙度不能同时达到最优，优化后试样的最小孔隙率为0.69%，较1%~3%的孔隙率低，但试样的表面粗糙度为18.26 μm，优化后的最小表面粗糙度为13.73 μm，但孔隙率高达2.17%。因此，本工作在优化范围内选取导致孔隙最小、孔隙率和表面粗糙度同时最小、表面粗糙度最小的3个工艺参数，不同工艺参数的薄壁结构件分别记作1，2，3号试样，如表2所示。试样1为孔隙率最小、表面粗糙度最大，试样2为孔隙率和表面粗糙度同时达到最小，试样3为表面粗糙度最小、孔隙率最大。并且，试样1和试样2的孔隙率在同一水平，试样2和试样3的热输入在同一水平。

热输入为单位长度增材距离的能量输入，计算公式为^［7］：

\mathrm{H}\mathrm{I}=\eta \frac{IU}{V_{\mathrm{T}}}（1）

式中：η为电弧热效率，一般为0.8~0.9，本工作取0.85；I为平均电流；U为平均电压；V_T为电弧行驶速度。

选择2号薄壁结构件（V_w=3.5 m/min，V_t=7.20 mm/s，CMT∶P=1∶4，其中CMT∶P为一个CMT+P循环周期内CMT阶段个数与脉冲阶段个数之比），分析2024铝合金电弧增材件的气孔缺陷、晶粒形貌和物相析出的分布特征。然后，对比分析不同工艺参数对气孔缺陷、晶粒形貌、物相析出及耐腐蚀性能的影响。

1.2 实验方法

采用激光共聚焦显微镜（型号OLS4100）对样品的总体轮廓和气孔进行观察；采用SiC砂纸和金刚石抛光剂对金相试样进行打磨、抛光和超声波清洗、干燥，再使用Keller试剂（2.5 mL HNO₃+1.5 mL HCL+1 mL HF+95 mL H₂O）进行金相蚀刻，通过激光共聚焦显微镜对横截面各区域晶粒结构特征进行观察；利用电子探针（JXA-8530F Plus）分析元素分布特征；采用扫描电子显微镜（S-3000N）和能谱仪（INCAPentaFET-x3）确定物相组成及分析晶粒内部和晶粒边界的物相分布特征；采用X射线衍射仪（D8 Advance）分析物相和简单织构；采用Image-Pro软件测量晶粒尺寸和析出相分数；利用电化学工作站（CHI660E）进行极化曲线的测试，采用三电极体系，溶液为质量分数为3.5%的NaCl水溶液，测试温度为室温，参比电极为Ag/AgCl（饱和KCl溶液），辅助电极为Pt片，工作电极为封装后的增材件纵截面试样（暴露面积为10 mm×10 mm）。腐蚀试样选取的区域为增材件的第3~7层区域。电化学测试前对工作电极进行打磨、抛光、清洗和干燥处理，置于干燥箱中24 h，使样品表面生成新的稳定氧化膜。试样先在测试溶液中浸泡0.5 h，稳定后再进行极化曲线测试并记录。极化曲线测试扫描电压范围为-1.5~-0.5 V，扫描速率为0.5 mV/s，并用光学显微镜（GX71）观察腐蚀形貌。

2 结果与分析

2.1 气孔分布特征

图2为试样2薄壁件的宏观形貌和晶粒结构。由横截面的宏观形貌（图2（a））可以看出明显的分层现象，沉积过程也是逐渐趋于稳定，第2层沉积的过程中由于距离基板近，散热和冷却速度快，所以第2层和第1层的熔合线处呈现颈缩现象。观察试样内部，未发现裂纹，但存在些许气孔，因为氢在固态铝和液态铝中溶解度的显著差异，在铝合金凝固过程中，会产生大量氢气，所以气孔缺陷是铝合金中常见的缺陷^［18］。气孔形状呈圆形，为氢气孔，由于重熔区氢浓度较高，所以氢气孔主要分布于熔合线附近，且随着增材过程逐渐稳定，大气孔数量逐渐减少，从第6层开始，增材过程达到稳定，大气孔消失。第6层以下距离基板较近，冷却速度较快，热平衡未达到稳定，凝固时间短，气孔来不及逸出。第6层以上热平衡达到稳定，冷却速度较慢，气孔有更多的时间逸出，从顶层也可以看出，大气孔分布在顶部，将要逸出。

铝合金凝固过程中，常出现氢气孔和凝固缩孔缺陷。氢气孔是由于氢在固态铝和液态铝中的溶解度差异（液态铝中氢的溶解度为0.69 cm³/100 g，固态铝中氢的溶解度为0.036 cm³/100 g）而导致的，形状为近球形。凝固缩孔是由于凝固时液相未完全填充固相间隙而造成的，形状不规则，为线形或链形^［19-20］。不同工艺参数下CMT+P电弧增材制造2024铝合金薄壁试样的孔隙率和热输入如图3所示。3个试样中的孔洞缺陷基本为氢气孔，只有试样2中出现些许明显的凝固缩孔，如图3（b）中红色圆圈所示。试样1，2，3的孔隙率分别为0.69%，0.79%和2.17%。试样1和试样2的孔隙率相差较小，远低于试样3的孔隙率。研究表明，氢气孔的形成包括形核、长大和逃逸等阶段，主要取决于局部氢浓度、气孔的逃逸速度和熔池的冷却速度^［21］。当熔池中局部氢溶度达到阈值时会产生氢气，形成气孔，之后通过扩散迁移、聚结和Ostwald熟化，气孔开始长大，气孔边长大边上浮，当气孔的逃逸速度小于熔池的冷却速度时形成孔洞缺陷^［22-23］。试样3具有较高的孔隙率主要是由于：一方面，热输入较大，熔池温度和氢的溶解度较高，吸收较多的氢，导致局部氢溶度较高，在气孔形核阶段，产生更多的氢气，导致孔隙率增加；另一方面，送丝速度较快，焊丝抽送频率增加，对熔池的扰动加剧，在气孔长大阶段，加速气孔的扩散迁移和聚结，产生较多的大气孔，且电弧行驶速度和熔池冷却速度较快，大气孔未能及时逃逸，导致孔隙率增加。

2.2 晶粒形貌特征

将没有经过重熔的顶层、经过重熔和再加热的中间层和与基板接触的第1层分别划分为顶层区域、中间层区域和底层区域，再根据晶粒形貌将单一沉积层分为上部和下部，Ⅰ区，顶层区域上部晶粒为具有枝晶形貌的细等轴晶，Ⅱ区为顶层区域下部晶粒，为具有枝晶形貌的细柱状晶，Ⅲ，Ⅳ区分别为中间层区域的上部和下部晶粒，上部为粗等轴晶，下部为粗柱状晶。在单一沉积层内，沿构建方向自下而上，温度梯度（G）逐渐减小，凝固速率（R）逐渐增大，熔池下部大的G/R导致过冷度过大，从而形成柱状晶，熔池上部小的G/R导致更大的过冷度，从而形成等轴晶。因此，在单一沉积层内沿构建方向晶粒形貌由柱状晶向等轴晶转变。

在顶层区域和中间层稳定区域的上部和下部分别随机选取100个晶粒，晶粒尺寸及分布如图4所示。晶粒等效直径（D）由式（2）计算获得。

D=\sqrt[]{\frac{A}{\mathrm{4}\mathrm{\pi }}}（2）

式中A为晶粒面积。

由于CMT+P电弧增材制造的冷却速度较快，因此顶部晶粒细小。但是，经过后续沉积层的重熔和再加热作用，部分细等轴晶被重熔，且再加热使细晶粒逐渐合并、长大形成粗晶粒，因此中间层晶粒尺寸较大。此外，顶层晶粒尺寸分布不均匀，中间层的晶粒经过重复再加热后尺寸分布较均匀。CMT+P电弧增材制造2024铝合金薄壁件的晶粒形貌演变示意图，如图5所示。

不同工艺参数下CMT+P电弧增材制造2024铝合金薄壁试样中间区域的晶粒形貌特征如图6所示。可知，试样1和试样2的晶粒形貌为等轴晶、柱状晶交替分布。然而，除了温度梯度和凝固速率对晶粒形貌的影响较大，形核密度也会对晶粒形貌产生较大的影响。相较于试样1和试样2，试样3的送丝速度和电弧行驶速度都较快。在CMT+P电弧增材制造过程中，较快的送丝速度和电弧行驶速度使得焊丝快速抽送和移动，从而加剧熔池的流动，增加熔池内的应力和扰动，导致生长的柱状枝晶受熔池剧烈流动的影响更容易断裂。枝晶的断裂提供了更多非均质形核的形核点，增加熔池内的形核密度，从而导致细晶区的产生^［24］。另外，较快的电弧行驶速度使熔池形貌更扁平，熔池上部G/R更小，导致更大的过冷度，非均质形核更加容易，从而增加细晶区产生的可能性^［25-26］。但是，晶粒形貌整体还是等轴晶和柱状晶交替分布。

不同工艺参数下CMT+P电弧增材制造2024铝合金薄壁试样的XRD谱图如图7所示。由于析出的二次相含量较少，衍射峰强度较弱，XRD只检测出主要的基体相α-Al。对比发现，α-Al各衍射峰强度随着工艺参数的改变而变化。试样1中（200）晶面的衍射峰强度最强，（111）晶面的衍射峰强度次之，试样2中（111）晶面和（200）晶面的衍射峰强度相差很小，试样3中（111）晶面的衍射峰强度大于（200）晶面的衍射峰强度。α-Al属于立方晶系fcc结构，最容易生长的晶体学方向是〈100〉晶向。XRD测试的面为纵截面，为主要的散热表面，在铝合金CMT+P电弧增材制造的过程中，沿最大温度梯度方向且与〈100〉晶向平行的晶粒生长最快，容易形成柱状晶，产生织构，表现为｛100｝面平行于散热表面的纤维织构^［27］。试样1中柱状晶所占比例较大，因此，（200）晶面的衍射峰强度最高，织构较强。由于较快的送丝速度和电弧行驶速度，试样3中柱状晶区域所占比例小，（200）晶面的衍射峰强度低，相应的（111）晶面的衍射峰强度高，织构减弱。

2.3 物相分布特征

图8为CMT+P电弧增材制造2024铝合金的主要元素电子探针（electron probe X-ray micro-analyzer，EPMA）面扫分布图。由图8可知，由于CMT+P电弧增材制造冷却速度较快，各元素发生了不同程度的偏析。Cu和Fe元素偏析较严重，主要富集在晶粒边界，在晶粒内部分布较少，Mg元素在Al基体中分布较均匀，但也主要富集在晶界处，Mg元素分布的整体差异性较小，主要由于Mg元素在Al中具有较高的扩散速率。

图9为CMT+P电弧增材制造2024铝合金的SEM图。结合电子探针元素分布分析，SEM图中亮白色析出物为Al₂Cu，用黄色箭头表示，灰白色网状析出物为Al₂CuMg，用红色箭头表示，灰白色板块状析出物为富Fe，Mn相。此外，CMT+P电弧增材制造2024铝合金金属凝固过程属于强非平衡凝固。根据Scheil理论，2024铝合金非平衡凝固时，由于液相中Cu，Mg元素的不断富集，在一定的温度下，凝固的最后阶段会发生共晶反应，析出序列为：L-L+α-Al-L+α-Al+Al₂CuMg-α-Al+Al₂CuMg+Al₂Cu，所以二次相主要以共晶组织的形式存在^［28］。如图9中橘黄色圆所示，为Al₂CuMg，Al₂Cu和富Fe，Mn相的共晶组织。

图10为 CMT+P电弧增材制造2024铝合金EDS点扫位置图，各点的成分及析出的二次相如表3所示。可知析出相多以共晶组织存在，且主要分布在晶粒边界。图11为晶粒边界共晶组织。图10中灰白色网状的Al₂CuMg和α-Al结合形成层状的共晶组织，亮白色的Al₂Cu附着在Al₂CuMg上，形成α-Al+Al₂CuMg+Al₂Cu三元共晶组织。

不同工艺参数下CMT+P电弧增材制造2024铝合金薄壁试样的微观组织如图12所示。由于CMT+P电弧增材的金属凝固过程为强非平衡凝固，导致溶质富集在晶界处。因此，试样的微观组织主要为沿晶界连续分布的共晶组织。但是，试样1晶粒内部分布有较多孤立的二次相，试样2和试样3晶粒内部析出的二次相较少。试样1热输入较低，元素扩散较慢，来不及扩散到晶粒边界，晶粒内部有较多的二次相析出。由于扫描电镜图中Al₂Cu，Al₂CuMg和富Fe，Mn相以及α-Al基体相颜色分别为亮白色、灰白色和灰色，阈值分布具有两个峰，因此可以通过对图片进行二值化处理，分离出二次相和基体相以及Al₂Cu和其他的二次相，二值化处理分离过程如图13所示。

分别对同一试样的多张微观组织照片进行分析，二次相析出比例如图14所示。由于试样1中晶粒内部二次相较多，导致二次相的比例高于试样2和试样3。此外，由于试样1热输入较少，元素在晶界处的偏析程度较低，导致Al₂Cu比例最高。试样2的送丝速度和电弧行驶速度都小于试样3，试样2的熔池流动比试样3的较缓，因此试样2的元素偏析程度最高，Al₂Cu比例最低。

2.4 工艺参数对局部腐蚀性能的影响

图15为不同工艺参数下CMT+P电弧增材制造2024铝合金薄壁件的电化学腐蚀极化曲线，表4为电化学腐蚀性能评价参数。结果表明，试样1的腐蚀电流密度（I_corr）最小，点蚀电位（E_p）与腐蚀电位（E_corr）的差值（E_p-E_corr）最大，耐局部腐蚀性能最好。试样2的腐蚀电流密度最大，E_p-E_corr最小，耐局部腐蚀性能最差。

图16为薄壁件腐蚀形貌图。可以看出，试样1以局部腐蚀为主。由于相较于基体，Al₂Cu为阴极，Al₂CuMg为阳极，因此晶粒边界和晶粒内部的Al₂CuMg发生脱合金化被腐蚀，从而导致局部腐蚀的发生^［29］。试样2点蚀电位后，极化曲线上升缓慢，大量Al₂CuMg脱合金化导致腐蚀较均匀，但也以局部腐蚀为主，由于Al₂CuMg的比例最高，因此腐蚀最严重。试样3虽然气孔较多，但是气孔处未发现明显的点蚀，腐蚀的主要原因为Al₂CuMg的脱合金化。因此，2024铝合金CMT+P电弧增材部件耐腐蚀性能的主要影响因素为Al₂CuMg，较高比例的Al₂CuMg会导致耐腐蚀性能变差。

3 结论

（1）CMT+P电弧增材制造2024铝合金薄壁件的气孔主要分布在熔合线附近。在热输入相同时，更快的送丝速度和电弧行驶速度导致更高的孔隙率。

（2）CMT+P电弧增材制造2024铝合金薄壁件的同一沉积层上部为无择优取向的等轴晶，下部为具有择优取向的柱状晶。在热输入相同时，更快的送丝速度和电弧行驶速度导致细晶区的产生，增加等轴晶比例和（111）晶面的衍射峰强度，减弱（200）晶面的衍射峰强度和织构。

（3）CMT+P电弧增材制造2024铝合金薄壁件的析出二次相主要为Al₂CuMg，Al₂Cu和富Fe，Mn相，且以共晶组织的形式沿晶界连续分布。

（4）CMT+P电弧增材制造2024铝合金增材件腐蚀初期以Al₂CuMg脱合金化产生的局部腐蚀为主，影响腐蚀初期耐腐蚀性能的主要因素为Al₂CuMg的析出量，相对而言，孔隙率和织构对耐腐蚀性能的影响较小。

（5）更慢的送丝速度和电弧行驶速度导致更低的孔隙率，晶粒内部析出更多的二次相，Al₂Cu相比例分数增大，Al₂CuMg相比例分数减小，耐局部腐蚀性能增强。

参考文献

[1] SRINIVASAN D， SEVVEL P， JOHN S I， et al. A review on cold metal transfer （CMT） technology of welding［J］. Materials Today： Proceedings， 2022， 64（1）： 108-115.

[2] 李雯哲，钱锋，程兴旺.增材制造中高强铝合金的缺陷与力学性能研究进展［J］. 材料工程，2023，51（3）：29-38.

[3] LI W Z， QIAN F， CHENG X W. Research progress in defects and mechanical properties of additively manufactured aluminum alloy［J］. Journal of Materials Engineering， 2023， 51（3）： 29-38.

[4] DWIVEDI P， SIDDIQUEE A N， MAHESHWARI S. Issues and requirements for aluminum alloys used in aircraft components： state of the art［J］. Russian Journal of Non-ferrous Metals， 2021， 62（2）： 212-225.

[5] WANG Z L， ZHANG Y B. A review of aluminum alloy fabricated by different processes of wire arc additive manufacturing［J］. Materials Science， 2021， 27（1）： 18-26.

[6] BARATH K M D， MANIKANDAN M. Assessment of process， parameters， residual stress mitigation， post treatments and finite element analysis simulations of wire arc additive manufacturing technique［J］. Metals and Materials International， 2022， 28（1）： 54-111.

[7] PANG J， HU S S， SHEN J Q， et al. Arc characteristics and metal transfer behavior of CMT+P welding process［J］. Journal of Materials Processing Technology， 2016， 238（12）： 212-217.

[8] ZHANG Z Q， YAN J P， LU X C， et al. Optimization of porosity and surface roughness of CMT-P wire arc additive manufacturing of AA2024 using response surface methodology and NSGA-Ⅱ［J］. Journal of Materials Research and Technology， 2023， 24（5/6）： 6923-6941.

[9] CONG B Q， DING J L， WILLIAMS S. Effect of arc mode in cold metal transfer process on porosity of additively manufactured Al-6.3%Cu alloy［J］. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology， 2015， 76（9/12）： 1593-1606.

[10] CONG B Q， QI Z W， QI B J， et al. A comparative study of additively manufactured thin wall and block structure with Al-6.3%Cu alloy using cold metal transfer process［J］. Applied Sciences， 2017， 7（3）： 275-286.

[11] LIU Z Q， ZHANG P L， LI S W， et al. Wire and arc additive manufacturing of 4043 Al alloy using a cold metal transfer method［J］. International Journal of Minerals， Metallurgy and Materials， 2020， 27（6）： 783-791.

[12] DONG M Y， ZHAO Y， LI Q， et al. Microstructure evolution and mechanical property anisotropy of wire and arc additive manufactured wall structure using ER2319 welding wires［J］. Journal of Materials Engineering and Performance， 2021， 30（1）： 258-268.

[13] KLEIN T， SCHNALL M， GOMES B， et al. Wire-arc additive manufacturing of a novel high-performance Al-Zn-Mg-Cu alloy： processing， characterization and feasibility demonstration［J］. Additive Manufacturing， 2021， 37： 101663.

[14] ZHANG L， WANG S T， WANG H X， et al. Mechanical properties and microstructure revolution of vibration assisted wire arc additive manufacturing 2319 aluminum alloy［J］. Materials Science and Engineering： A，2023， 885： 145634.

[15] WANG Z N， LIN X， WANG L L， et al. Microstructure evolution and mechanical properties of the wire+arc additive manufacturing Al-Cu alloy［J］.Additive Manufacturing，2021，47： 102298.

[16] DONG B L， CAI X Y， LIN S B， et al. Wire arc additive manufacturing of Al-Zn-Mg-Cu alloy：microstructures and mechanical properties［J］. Additive Manufacturing， 2020， 36： 101447.

[17] MEISZTERICS Z， ASSERGHINE A， KISS A， et al. Scanning electrochemical microscopy （SECM） investigation of 3D printed parts produced by CMT welding technology［J］. Electroanalysis， 2020， 32（4）： 820-826.

[18] ZHANG X X， LV Y， TAN S H， et al. Microstructure and corrosion behaviour of wire arc additive manufactured AA2024 alloy thin wall structure［J］. Corrosion Science， 2021， 186： 109453.

[19] HAUSER T， REISCH R T， BREESE P P， et al. Porosity in wire arc additive manufacturing of aluminium alloys［J］. Additive Manufacturing，2021， 41： 101993.

[20] GU J L， GAO M J， YANG S L， et al. Pore formation and evolution in wire + arc additively manufactured 2319 Al alloy［J］. Additive Manufacturing，2019， 30： 100900.

[21] GU J L， GAO M J， YANG S L， et al. Microstructure， defects， and mechanical properties of wire+arc additively manufactured Al-Cu4.3-Mg1.5 alloy［J］.Materials & Design，2020，186： 108357.

[22] 韩启飞，符瑞，胡锦龙，电弧熔丝增材制造铝合金研究进展［J］. 材料工程，2022，50（4）：62-73.

[23] HAN Q F， FU R， HU J L， et al. Research progress in wire arc additive manufacturing of aluminum alloys［J］. Journal of Materials Engineering， 2020， 50（4）： 62-73.

[24] CONLEY J G， HUANG J， ASADA J， et al. Modeling the effects of cooling rate， hydrogen content， grain refiner and modifier on microporosity formation in Al A356 alloys［J］. Materials Science and Engineering： A， 2000， 285（1）： 49-55.

[25] 于璐 ．高强铝合金电弧增材制造工艺研究［D］．北京：北京理工大学，2017．

[26] YU L ．Investigation on the process of wire arc additive manufacturing of high strength aluminum alloy［D］．Beijing：Beijing Institute of Technology，2017．

[27] WANG Y W， CHEN J， WU X Y， et al. Investigation on high-deposition-rate directed energy deposition of Al-5%Mg alloy via external compound magnetic fields［J］. Additive Manufacturing， 2023， 61： 103299.

[28] HAN R H， LI Y Y， LU S P. Macro-micro modeling and simulation for the morphological evolution of the solidification structures in the entire weld［J］. International Journal of Heat and Mass Transfer，2017， 106： 1345-1355.

[29] GHOSH S， ZOLLINGER J， ZALOZNIK M， et al. Modeling of hierarchical solidification microstructures in metal additive manufacturing： challenges and opportunities［J］. Additive Manufacturing，2023， 78： 103845.

[30] CEPEDA-JIMÉNEZ C M， HIDALGO P， CARSÍ M， et al. Microstructural characterization by electron backscatter diffraction of a hot worked Al-Cu-Mg alloy［J］. Materials Science and Engineering： A，2011， 528（7/8）： 3161-3168.

[31] WANG S B， CHEN J H， YIN M J， et al. Double-atomic-wall-based dynamic precipitates of the early-stage S-phase in AlCuMg alloys［J］. Acta Materialia，2012， 60（19）： 6573-6580.

[32] JI Y Y， XU Y Z， ZHANG B B， et al. Review of micro-scale and atomic-scale corrosion mechanisms of second phases in aluminum alloys［J］. Transactions of Nonferrous Metals Society of China，2021， 31（11）： 3205-3227.

基金资助

航空科学基金(2020Z049067002)

天津市自然科学基金(22JCYBJC01280)

中央高校基本科研业务费自然科学重点项目(3122023039)

国家自然科学基金(51905536)

天津市研究生科研创新项目(2022SKYZ351)