高强铝合金连续送丝搅拌摩擦增材再制造技术

Wire-friction stir additive remanufacturing of high strength aluminum alloys

摘要

针对铝合金构件在生产或服役过程中出现的大尺寸裂纹或磨损缺肉等问题，提出了连续送丝搅拌摩擦增材再制造方法，设计了由专用送丝装置、静止轴套与螺杆结构搅拌头组成的搅拌摩擦增材再制造工具，实现了高强铝合金板材表面预置宽度10 mm且深度2 mm的凹槽缺陷的有效填充与修复。结果表明：修复件表面成形良好，组织均匀，力学性能良好；通过动态回复和再结晶过程对晶粒进行细化，晶粒尺寸为1.59 μm；修复件平均抗拉强度和伸长率分别为（410±8） MPa和（11.9±0.9）%，相较于带缺陷试样分别提高了26% 和159%；断口表面具有大量的韧窝，呈典型的韧性断裂特征。

Abstract

A wire-based friction stir additive remanufacturing （W-FSAR） method is proposed to address large cracks and material loss in aluminum alloy components during production and service. The W-FSAR tools consist of a wire feeding device， a stationary sleeve， and a screw-structured stirring head. This method effectively fills and repairs 10 mm-width and 2 mm-depth groove defects in aluminum alloy components. The results indicate the repaired sample has high repair efficiency， smooth morphology， homogeneous microstructure， and excellent mechanical properties. The dynamic recovery and recrystallization processes refine the grain size to 1.59 μm. The ultimate tensile strength and elongation of the repaired samples are （410±8） MPa and （11.9±0.9）%， respectively， which increase by 26% and 159% compared to the worn-out specimens. There are numerous dimples on the fracture surface， exhibiting typical ductile fracture characteristics.

Graphical abstract

关键词

搅拌摩擦修复 / 固相再制造 / 7A52铝合金 / 微观组织 / 力学性能

Key words

friction stir repairing / solid state remanufacturing / 7A52 aluminum alloy / microstructure / mechanical property

再制造是我国战略性新兴产业，是促进循环经济建设和落实“双碳”目标的重要着力点^［1-2］。对于航空航天等领域大型结构件，在生产、运输、服役等过程中受到外力冲击、外界环境腐蚀等的作用下，不可避免地产生损伤，严重影响结构的承载能力、质量稳定性以及结构可靠性。目前，再制造技术是修复金属材料的关键工艺，如激光再制造、电弧再制造、电子束再制造等，已实现钛合金和钢等高温合金的高质量修复^［3-8］。但高强铝合金修复技术仍存在以下问题：（1）修复中熔化高温导致元素烧损，强化相含量减少；（2）铝合金表面氧化膜阻碍冶金反应，导致弱连接缺陷；（3）气孔和裂纹倾向性高，服役寿命降低^［9］；（4）加工后残余应力和变形严重，难以保证构件“形”和“性”的控制。事实上，以上问题的关键在于熔化修复技术的“固相”到“液相”再到“固相”的过程属性^［10］，导致修复构件中缺陷控制与组织性能调控难以协调解决，降低构件可靠性与服役寿命。

搅拌摩擦再制造具有热输入低、质量高、残余应力和变形小等优点^［11］，不仅避免了熔化修复热裂纹和孔隙率等问题，而且搅拌区呈现再结晶的细晶结构，是一种低残余应力、高质量的零件再制造技术，有望实现规模化再制造金属零件。当前主要以片材和棒材为主要送料模式。Tsarkov等^［12］、张欣盟等^［13］和Reimann等^［14］提出以片材为主的送料模式，当装配间隙缺陷小于1.5 mm时，通过规则化间隙缺陷并预置片状材料的方式，可消除装配间隙带来的不利影响^［12］，成功实现了4 mm厚铝合金1 mm宽间隙的填料式搅拌摩擦再制造^［13］。Ji等^［15］前期也采用添加补偿条或圆片的形式，实现了高强铝合金裂纹和匙孔类等较小尺寸缺陷修复；片材的直接加入增加了被焊材料的表面积，使氧化物数量增多，搅拌区S线明显；当行进速度过高时，填充片材易飞出，再次造成隧道、裂纹缺陷。Liu等^［16］、Joey等^［17］和Damodaram等^［18］学者以棒材为送料模式，基于摩擦堆焊沉积成功制备了具有超细晶结构铝合金构件，其中棒料为主要耗材，是主要的受力部分，将其送进中空模具内并与基板或旋转模具摩擦形变产热，使待消耗沉积材料和修复基体充分混合促进材料沉积。但是， 由于进给棒料尺寸均大于凹槽尺寸，所以在修复过程中只有凹槽上半部分受到搅拌摩擦作用。在该范围以下材料只能受到向下的压力作用，界面受搅拌作用较弱，且在修复孔/槽侧面的下部及槽的底部由于缺乏材料之间的混合而出现裂纹和弱连接，甚至当凹槽过深时，进给材料无法达到凹槽底部，导致表面缺陷转变为内部缺陷。同时，材料无法实现连续进给，修复大尺寸缺陷时需要停机换料，会导致修复过程无法维持在稳态，影响修复性能。综上，现有搅拌摩擦固相再制造技术主要以无填充材料条件下对小型裂纹和表面型浅缺陷修复为主，针对大尺寸等缺肉缺陷，无有效的解决手段，其主要原因在于难以实现额外材料的连续进给输送和补偿^［19-22］，并存在修复材料与基体混合不充分和界面弱连接等技术瓶颈。

本工作拟突破搅拌摩擦增材再制造非送料连续和界面弱连接的难题，设计连续送丝搅拌摩擦增材再制造装置（wire-friction stir additive remanufacturing，W-FSAR），探究不同转速与焊速对搅拌摩擦增材修复铝合金的微观组织和力学性能的影响，为铝合金构件缺陷修复提供技术方案。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

本研究所用的材料为7A52铝合金基板，尺寸为300 mm×100 mm×10 mm。实验中所用修复丝材为5B06^［23］铝合金，直径为1.6 mm。两种材料的化学成分如表1所示。为模拟典型裂纹缺陷，采用人工预制的凹槽缺陷方法，其宽度为10 mm，深度为2 mm。

1.2 实验方法

本研究自主设计的连续送丝搅拌摩擦增材再制造装置，主要包括WWW-LM3324-2D-13T龙门式数控搅拌摩擦焊机和搅拌摩擦增材再制造系统，系统由送丝机、设有进料孔的静轴肩和螺杆搅拌头三部分组成。送丝机上送丝轮的V形槽和滚花表面可有效防止丝材打滑；静轴肩与螺杆搅拌头相互配合可将丝材剪切成小颗粒并实现丝材的预塑化，提升修复效率；螺杆搅拌头上没有螺杆和底部搅拌针，螺槽能引导塑化材料向下传输，搅拌针能破坏原有缺陷界面并促进进给材料与凹槽周围材料充分混合，增强修复性能。图1为连续送丝搅拌摩擦增材再制造过程示意图。修复开始前，将丝材送入送丝孔，借助于送丝机通过静轴肩预制的进料孔连续进给到储料腔，在与高速旋转的螺杆搅拌头和静轴肩的相互作用下剪切成细小颗粒并使材料达到热塑化状态；随着螺杆搅拌头旋转，热塑化材料在螺杆搅拌头螺纹结构的引导下被输送到凹槽底部，经由两个搅拌针的搅拌处理，热塑化材料与凹槽周围材料混合，组织与成分更加均匀；随着停留时间结束，螺杆搅拌头向前运动，材料在动、静轴肩的作用下连续成形，实现大尺寸裂纹的连续稳定固相修复成形。在本实验中，采用预制凹槽模拟大尺寸缺陷，修复过程无倾角，搅拌针扎入凹槽底部的深度为0.4 mm。静轴肩内径22 mm，搅拌头轴肩直径14 mm，两个搅拌针之间的间隙为12 mm。本实验在保持主轴转速不变的情况下，调整行进速度和送丝速度的组合，旨在探讨行进速度对高强铝合金W-FSAR组织和性能的影响，具体参数如表2所示。

W-FSAR后，采用电火花数控切割机沿垂直修复方向切割金相和力学试样，采用Keller试剂腐蚀金相表面，腐蚀时间为20 s；采用KeyenceVHX-1000E超景深光学显微镜观察修复后接头宏观及微观形貌；通过EBSD深入分析晶粒组织形貌与位错密度；对修复后的材料进行拉伸实验，比较不同修复工艺参数下接头的强度和伸长率，试样尺寸如图2所示，本研究中采用去除增厚层后再进行拉伸性能测试的方法，拉伸速度为2 mm/min；采用Keyence VHX-1000E超景深光学金相显微镜观察试样断裂位置；采用Merlin Compact型场发射扫描电子显微镜观察和分析断口形貌。

2 结果与分析

2.1 宏观形貌

图3为预置凹槽位置W-FSAR修复前后宏观形貌图。可见，经W-FSAR后，表面成形良好且较为光滑，无飞边、毛刺等表面缺陷。进给材料有效填入凹槽内部，填补了预置凹槽位置的大尺寸缺陷，同时修复区域局部增厚。在修复过程中搅拌针的搅拌作用有效提高了热塑化进给材料与凹槽周围材料之间的结合效果；进给材料大于缺陷处所需材料，多余材料溢出形成增厚层。受制于静轴肩端面对热塑化材料的径向限位作用，增厚层成型宽度保持在22 mm，与静轴肩底部端面尺寸一致，同时也对热塑化材料起一定锻压作用，促进进给材料与凹槽界面结合良好。

不同行进速度下W-FSAR后接头宏观组织形貌如图4所示，红线表示原始凹槽形貌，黑线表示受到搅拌针作用区域。修复位置可以明确分为4个区域：修复区（repairing zone， RZ）、热机械影响区（thermo-mechanically affected zone，TMAZ）、热影响区（heat affected zone，HAZ）和母材（base materials，BM）。修复后的接头受到搅拌针作用区域范围要大于修复前凹槽区域，而且修复前的沟槽界面在搅拌针的充分搅拌作用下已经完全消失。在修复区内部和界面处均不存在弱连接等缺陷，表明在采用4个参数下均可以实现凹槽的有效修复。

此现象的产生是由于底部搅拌针扎入凹槽内部且插入槽底下以达到最佳搅拌深度。修复过程中搅拌针作用区（12.0 mm宽，2.4 mm深）大于凹槽尺寸（10.0 mm宽，2.0 mm深），修复过程中的材料流动行为如图5所示。丝材借助于送丝机通过静轴肩预制的进料孔连续进给，在与高速旋转的搅拌针和静止轴肩的作用下，剪切热塑化流入储料槽内。随着热塑化材料的连续累积，储料槽内的压力升高，热塑化状态材料向下运动并在储料槽的输送作用下达到凹槽底部，静轴肩底部的断面对热塑化材料有一定径向限位与挤压锻造作用；同时在多个搅拌针的搅拌作用下，凹槽两侧的基板材料随旋转方向进行流动，凹槽底部的基板材料在搅拌头的带动下向上运动，底部搅拌针的设计提高了塑化材料的流动性和均质性，强化了修复区的界面结合能力。这种材料流动行为使原始的凹槽形貌发生破坏并将其转化为搅拌针作用区域，热塑化材料与凹槽周围材料混合，界面附近未受到搅拌针直接作用的基板材料在热机影响的作用下与受到搅拌针直接作用的材料充分连接，使得界面冶金结合能力得到了提高。

2.2 微观组织形貌

图6为行进速度200 mm/min下修复位置各区域微观组织形貌以及界面组织特征，区域划分在图4（c）中用黑色线条表示。由图可见，修复前的凹槽结构已经被进给材料所替代，原始凹槽缺陷特征完全消失。RZ内部材料主要为细小的等轴晶。在修复过程中，该区域材料受到强烈的搅拌摩擦作用，材料呈漩涡状流动，在RZ中间形成“洋葱圈”形貌，由暗带和亮带交替出现所形成，这反映了增材修复过程中特定的材料流动行为。TMAZ出现在搅拌针直接作用区域边缘，该位置材料在搅拌针的旋转作用下被拉长并弯曲，呈细长状，该位置晶粒发生不完全动态再结晶行为，局部位置存在晶粒细化现象。同时该位置包含了修复接头中进给材料与基板材料之间的连接界面，可以看出无论在界面的左侧、右侧还是底部，均不存在任何能用肉眼可见的缺陷，二者连接效果较好。HAZ主要出现在RZ周围基板上，未受到搅拌针机械作用只经历了修复过程中的热循环行为，所以该位置材料与基板材料的结构特征相类似，只是晶粒组织稍微有些长大。

以行进速度为250 mm/min下RZ的反极图面分布图（inverse pole figure map，IPF）为例，如图7所示，RZ内的晶粒组织形貌主要为等轴晶粒，其晶粒尺寸为（1.59±0.71） μm，主要在2.00 μm以下。少数较大的晶粒内部存在着亚晶界，这些亚晶粒的存在将晶粒分隔成具有近等轴形态的晶粒形貌。这主要是由于进给材料在增材过程中，既受到轴向压力又受到搅拌针的搅拌摩擦作用影响，使得进给材料扩展流动与界面材料剧烈混合，实现冶金结合并发生了强烈的动态再结晶行为，最终形成细小的等轴晶组织，有利于提升修复区性能^［24］。

2.3 接头力学性能分析

图8（a）为垂直修复方向试样拉伸工程应力-应变曲线。修复试样与母材的拉伸性能对比如图8（b）所示。随着行进速度的增加，抗拉强度和伸长率呈现先升高后降低的趋势。这一现象可以解释为：由于W-FSAR中存在热机耦合循环过程，高强铝合金中强化相存在局部溶解、粗化和再析出等过程，易导致强度下降；随着行进速度的增加，导致单位长度的热输入减少，进而减少强化相的恶化程度，促进了强度提高；修复区细小的等轴晶组织改善了修复后的塑性变形行为，伸长率提高。母材的抗拉强度为502 MPa，伸长率为10.7%。未修复件的抗拉强度为325 MPa，伸长率为4.6%，分别仅为母材的67%和43%。修复件平均抗拉强度和伸长率约为（410±8） MPa和（11.9±0.9）%，相较于带缺陷试样，分别提高了26% 和159%。修复后接头力学性能有显著的提升，同时显著提高了伸长率，有效缓解了裂纹缺陷和应力集中对力学性能的不利影响。

2.4 断口形貌

各参数下修复后接头的宏观断裂形貌如图9所示。由于拉伸过程应力集中的存在，带缺陷母材沿凹槽边缘开裂，随后断裂均沿45°方向进行扩展，并未观察到较明显的颈缩过程。在100 mm/min条件下，可以看出拉伸后断裂于RZ，主要原因是该参数下行进速度相对较低，RZ受到热影响的时间增加且温度升高，导致RZ晶粒细化现象减弱，强化相颗粒溶解增加，弱化修复区。当行进速度增加至200 mm/min和250 mm/min时，拉伸断裂位置由RZ区逐步转移至TMAZ断裂，主要原因是行进速度提高，RZ受到热影响的时间减少且温度降低，晶粒长大现象减弱，强度随之提升。TMAZ受到热机耦合作用，成为新的薄弱区。随着速度的增加，RZ强度提高，断口位置向TMAZ偏移。

图10为修复后拉伸试样的断口表面形貌，选取的断口位置分别为靠近RZ侧和TMAZ侧。修复试样断口形貌表面存在大量尺寸不一的韧窝，均呈现微孔聚集断裂模式。修复后，在HAZ一侧断口表面较为平整，可观察到大量小且浅的韧窝，而在HAZ底部则出现大量深的、大尺寸的韧窝以及浅的非等轴韧窝，局部小韧窝包裹着大韧窝，且大韧窝底部包裹着较明显第二相。这是由于RZ侧的第二相颗粒看起来更小，分布更密集，而HAZ侧的第二相颗粒则更大，分散在整个区域。在拉伸断裂实验中，形成了典型的韧窝形态。具体来说，撕裂主要发生在RZ侧的沟槽部分，表明修复后伸长率得到了有效提高。结果表明，拉伸件呈现出典型的韧性断裂模式，伸长率较高^［8］。

3 结论

（1）提出了连续送丝搅拌摩擦增材再制造方法，设计了专用送丝系统、静止轴套与可将丝材剪切热塑化并增强界面结合的螺杆拓扑结构搅拌头，螺杆挤压送进丝材并将其热塑化输送至待修复填充区，实现了预置裂纹固相增材修复的填充。

（2）高强铝合金预置大尺寸凹槽缺陷修复后表面成形良好且边缘结合度很高，送进材料有效填入凹槽内部，填补了因缺陷而导致的材料缺失，修复区均为细小的等轴晶粒，端部搅拌针设计增强填充材料与基体的搅拌混合效果，增强界面冶金结合。

（3）随着行进速度从50 mm/min增加到250 mm/min，修复试样抗拉强度逐渐提高并趋于稳定，修复件平均抗拉强度和伸长率分别为（410±8） MPa和（11±0.9）%，相较于带缺陷试样分别提高了26%和159%；修复试样拉伸断口表面存在大量的韧窝，呈典型的韧性断裂特征。

参考文献

[1] 徐滨士. 绿色再制造工程———21世纪的重要产业［J］. 航空制造技术，2002（6）：26-28.

[2] XU B S ．Green remanufacture engineering—important industry in 21st century［J］ . Aeronautical Manufacturing Technology，2002（6）：26-28.

[3] 王海斗，张文宇，宋巍. 再制造二十年足迹及发展趋势［J］.机械工程学报，2023，59（20）：80-95.

[4] WANG H D， ZHANG W Y， SONG W ．Twenty years of remanufacturing footprint and development trends［J］．Journal of Mechanical Engineering，2023，59（20）：80-95.

[5] MA S， SHANG Z， SHANG A，et al. Additive manufacturing enabled synergetic strengthening of bimodal reinforcing particles for aluminum matrix composites［J］. Additive Manufacturing，2023，70：103543.

[6] JIANG A， ZHANG X， XU Z，et al. A model for solute evolution in laser powder bed fused Al-Si alloys and its application to improve thermal conductivity［J］. Acta Materialia，2024，262：119444.

[7] GU D D， SHI X， POPRAWE R，et al. Material-structure-performance integrated laser-metal additive manufacturing［J］. Science，2021，372（6545）：1-15.

[8] CHEN Y， YANG C， FAN C，et al. The influence of solution temperature on microstructure evolution and mechanical properties of ATI 718Plus repaired by wire and arc additive manufacturing［J］. Materials Science and Engineering： A，2022，852（92）：143641.

[9] CALLANAN J G， BLACK A N， LAWRENCE S K，et al. Dynamic properties of 316L stainless steel repaired using electron beam additive manufacturing［J］. Acta Materialia，2023，246：118636.

[10] 刘志浩，王文，韩鹏，等. 搅拌摩擦加工改性冷喷涂6061铝合金涂层的断裂行为［J］. 塑性工程学报，2023，30（3）：190-196.

[11] LIU Z H， WANG W， HAN P，et al ．Fracture behavior of cold-sprayed 6061 alumimum alloy coating modified by friction stir processing［J］. Journal of Plasticity Engineering，2023，30（3）：190-196.

[12] 徐荣，王文军，祝弘滨，等. 激光定向能量沉积Al-Mg-Sc-Zr修复5083-H112铝合金的组织和性能［J］. 材料工程，2024，52（2）：40-49.

[13] XU R， WANG W J， ZHU H B，et al. Microstructure and properties of repaired 5083-H112 aluminum alloy by laser direct energy deposited Al-Mg-Sc-Zr［J］. Journal of Materials Engineering，2024，52（2）：40-49.

[14] 刘海滨，徐添乐，谢瑞山. 航空航天领域轻合金缺陷修复研究现状及发展趋势［J］. 航天制造技术，2023，66（2）：1-9.

[15] LIU H B， XU T L， XIE R S. Research status and development trend of light alloy defect repair in aerospace field［J］. Aerospace Manufacturing Technology，2023，66（2）：1-9.

[16] 陈刚，武凯，孙宇，等. 搅拌摩擦沉积增材技术研究进展［J］.材料工程，2024，51（1）：52-63.

[17] CHEN G， WU K， SU Y，et al. Research progress in additive friction stir deposition［J］. Journal of Materials Engineering，2024，51（1）：52-63.

[18] TSARKOV A， TRUKHANOV K， ZYBIN I. The influence of gaps on friction stir welded AA5083 plates［J］. Materials Today： Proceedings，2019，19：1869-1874.

[19] 张欣盟，何广忠，王贝贝，等. 6082- T6 铝合金填料搅拌摩擦焊工艺［J］. 电焊机，2020，50（12）：54-58.

[20] ZHANG X M， HE G Z， WANG B B，et al. 6082-T6 aluminum alloy filler friction stir welding process［J］. Electric Welding Machine，2020，50（12）：54-58.

[21] REIMANN M， GOEBEL J， DOS SANTOS J F. Microstructure and mechanical properties of keyhole repair welds in AA 7075-T651 using refill friction stir spot welding［J］. Materials & Design，2017，132：283-294.

[22] JI S， MENG X， ZENG Y，et al. New technique for eliminating keyhole by active-passive filling friction stir repairing［J］. Materials & Design，2016，97：175-182.

[23] LIU F， DONG P， KHAN A S，et al. 3D printing of fine-grained aluminum alloys through extrusion-based additive manufacturing： microstructure and property characterization［J］. Journal of Materials Science and Technology，2023，139：126-136.

[24] JOEY G R， PETERSEN D T， GARCIA D，et al. Additive friction stir-enabled solid-state additive manufacturing for the repair of 7075 aluminum alloy［J］.Applied Sciences，2019，9（17）：3486.

[25] DAMODARAM R，RAI P， CYRIL J D S，et al. Friction surfacing： a tool for surface crack repair［J］. Surface and Coatings Technology，2021，422：127482.

[26] AGRAWAL P， HARIDAS R S， YADAV S，et al. Processing-structure-property correlation in additive friction stir deposited Ti-6Al-4V alloy from recycled metal chips［J］. Additive Manufacturing，2021，47：102259.

[27] PHILLIPS B J， MASON C J T， BECK S C，et al. Effect of parallel deposition path and interface material flow on resulting microstructure and tensile behavior of Al-Mg-Si alloy fabricated by additive friction stir deposition［J］. Journal of Materials Processing Technology，2021，295：117169.

[28] GOTAWALA N， KUMAR M N， SHRIVASTAVA A. Solid-state depositions of multilayer SS304 by friction stir metal deposition［J］. Materials Letters，2022，314：131881.

[29] CHEN H， MENG X， CHEN J，et al. Wire-based friction stir additive manufacturing［J］.Additive Manufacturing，2023，70：103557.

[30] 王东，韩世伟，张世全，等. 5B06焊丝在7A52装甲铝合金上的焊接性研究［J］. 兵器材料科学与工程，2016，39（6）：17-20.

[31] WANG D， HAN S W， ZHANG S Q，et al. ER5B06 weldability on 7A52 armored aluminum alloy［J］. Ordnance Material Science and Engineering，2016，39（6）：17-20.

[32] 井瑞，谭茂举，武传松，等. 2A12/AZ31B异质合金超声振动辅助搅拌摩擦焊核区晶粒组织［J］. 材料工程，2023，51（12）： 75-83.

[33] JING R， TAN M J， WU C S，et al. Grain structure in ultrasonic vibration assisted friction stir weld nugget zones of 2A12/AZ31B dissimilar alloys［J］. Journal of Materials Engineering，2023，51（12）：75-83.

基金资助

黑龙江省自然科学基金项目(LH2022E058)

中央高校基本科研业务费专项资金资助(HITDZJJ2023006)