面向海洋環(huán)境的Ti80鈦合金增材制造工藝對(duì)比與選型：CMT-WAAM工藝抗拉強(qiáng)度略高但組織與力學(xué)性能各向異性明顯、孔缺陷較大；LCMT-WAAM工藝通過復(fù)合熱源優(yōu)化，為船舶焊接結(jié)構(gòu)件、深潛器耐壓殼體等不同需求場景提供精準(zhǔn)工藝選型依據(jù)

引言

近年來，海洋經(jīng)濟(jì)建設(shè)發(fā)展成為推動(dòng)高質(zhì)量發(fā)展的重要部分，海洋產(chǎn)業(yè)體系不斷完善，涵蓋海洋漁業(yè)、港口物流、海洋制造裝備等多個(gè)領(lǐng)域[1-2]，而鈦合金以其材料輕質(zhì)、比強(qiáng)度高及優(yōu)異的耐腐蝕性能，被譽(yù)為“新型海洋金屬材料”[3]，在海洋經(jīng)濟(jì)建設(shè)發(fā)展中發(fā)揮重要作用。Ti80合金是我國自主研制的近a鈦合金，其成分為Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo，國標(biāo)TA31，因其優(yōu)異的性能，可用于高壓容器、深潛器的耐壓殼體、船舶焊接結(jié)構(gòu)件等[4]。電弧熔絲增材制造(WAAM)是金屬增材制造的方式之一，以電弧為熱源，金屬絲為原料，在自動(dòng)化和數(shù)字化技術(shù)的幫助下，已被應(yīng)用于各種工業(yè)領(lǐng)域[5-8]。WAAM的優(yōu)點(diǎn)包括高沉積速率、高材料利用率、短生產(chǎn)周期等。較高的沉積速率可以提高生產(chǎn)效率，高效的材料利用率可以有效降低生產(chǎn)成本[9]。然而，在WAAM制造過程中，較快的冷卻速度會(huì)導(dǎo)致不均勻組織形態(tài)的生成，材料的各向異性明顯[10]，在不同方向上的力學(xué)性能存在差異。黃健康等[11]在研究鈦合金電弧增材制造工藝中指出，由于增材過程中的冷卻速率過快，鈦合金組織中易出現(xiàn)馬氏體、針狀α相、魏氏體相等。同時(shí)，電弧增材制造鈦合金構(gòu)件的殘余應(yīng)力大，表面粗糙度高，尺寸精度低也是限制鈦合金材料廣泛應(yīng)用的重要因素。為此，研究人員采取了多場能復(fù)合電弧增材(如激光-電弧復(fù)合增材(LAHAM)[12]、超聲-電弧復(fù)合增材(UAHAM)[13]以及磁場-電弧復(fù)合增材(MAHAM)[14])等方法來優(yōu)化WAAM工藝的不足，使組織更加均勻，晶粒更細(xì)化，有效降低了材料力學(xué)性能的各向異性。

本研究以Ti80合金為研究對(duì)象，采用CMT-WAAM和 LCMT-WAAM兩種工藝制備鈦合金試樣，對(duì)比研究兩種不同工藝下Ti80合金微觀組織形態(tài)、孔缺陷分布、力學(xué)性能的各向異性以及拉伸斷裂機(jī)理，以期為Ti80合金在船舶重工業(yè)領(lǐng)域的發(fā)展提供理論支持。

1、試驗(yàn)材料及方法

1.1試驗(yàn)材料

原料采用?1.2mm的Ti80絲材，采用CMT-WAAM工藝與LCMT-WAAM工藝進(jìn)行鈦合金熔絲增材，其化學(xué)成分見表1，以Ti80鈦合金板材為成形基板，基板尺寸為200mm120mm6mm。

表1 Ti80合金化學(xué)成分

Tab.1 Chemical composition of Ti80 alloy%

1.2試驗(yàn)方法

本試驗(yàn)中增材制造設(shè)備包括激光器、電源、送絲系統(tǒng)及CMT電弧增材制造系統(tǒng)，其中激光器采用IPG 10kw光纖激光器，焊接電源采用Fronius CMT焊機(jī)，機(jī)器人系統(tǒng)為KUKA六軸機(jī)器人。圖1為CMT-WAAM工藝和 LCMT-WAAM工藝增材路徑示意圖。CMT-WAAM工藝中電流為110A，電弧電壓為14V，送絲速度為1000mm/min;LCMT-WAAM工藝中電流為85A，電壓為14V，送絲速度800 mm/min，激光功率為1500W。

采用CMT-WAAM工藝和LCMT-WAAM工藝制備Ti80合金堆積體，用電火花線切割切出Ti80合金試驗(yàn)試樣，選用砂紙對(duì)試樣表面進(jìn)行打磨、拋光。采用金相顯微鏡(MS900BD)對(duì)Ti80鈦合金微觀組織進(jìn)行觀測，采用顯微CT儀(SKYSCAN1272)對(duì)試樣進(jìn)行掃描，觀測兩種工藝下Ti80合金的孔缺陷分布情況，采用萬能拉伸機(jī)(CMT5205)對(duì)拉伸試樣進(jìn)行力學(xué)性能試驗(yàn),采用掃描電鏡(ApreoS HiVac)對(duì)試樣斷口形貌進(jìn)行分析。

1.3取樣方式

在兩種工藝制備的Ti80合金中，沿平行于沉積方向(X方向)和垂直于沉積方向(Z方向)各取3個(gè)試樣，取樣示意圖及試樣尺寸見圖2。對(duì)12個(gè)試樣進(jìn)行編號(hào)，見表2。

表2室溫拉伸試樣編號(hào)

Tab.2 Specimen identification for room-temperature tensile tests

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1微觀組織

圖3為CMT-WAAM工藝Ti80合金微觀組織。CMT-WAAM工藝Ti80合金X方向的微觀組織由等軸狀初始α相、β相和針狀馬氏體α相組成，見圖3a;在熱循環(huán)的影響下，初始α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵跏鸡料嗟谋壤统叽缍紲p小，從而形成了初始α相、少量針狀α相和β相的混合物[15];CMT-WAAM工藝Ti80合金Z方向的顯微組織由針狀α相、α'相和少量β相組成，見圖3b。在增材過程中，初始α相和針狀α相轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪啵陔S后的快速冷卻過程中部分β相通過無擴(kuò)散轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧?α ′相,而隨著冷卻速率降低,其余大部分β相通過擴(kuò)散轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧瞀料郲16]。CMT-WAAM工藝使用電弧作為熱源時(shí)能量輸入高,會(huì)導(dǎo)致熔池的熱流方向單一,熱量主要沿沉積方向傳導(dǎo)，鈦合金的成形過程中，晶粒的生長方向和熱流方向一致，在Z方向上形成大量柱狀晶，而層間熱循環(huán)不足以有效打斷柱狀晶連續(xù)生長，導(dǎo)致強(qiáng)織構(gòu)形成[17]，從而造成X和Z方向的微觀組織差異較大。同時(shí)，由于熱傳導(dǎo)路徑不同，X方向熱量更容易散向周圍空氣，而Z方向上冷卻速率較慢[18]，進(jìn)一步加劇了微觀組織組織的各向異性。

圖4為LCMT-WAAM工藝Ti80合金微觀組織圖。可以看出，顯微組織均呈現(xiàn)為網(wǎng)籃組織，且晶粒粗大，由長條狀α相和針狀馬氏體α'相組成。LCMT-WAAM工藝制備的Ti80合金在X和Z方向上的組織特征和尺寸更加接近，這是由于在激光和電弧的雙熱源作用下，改變了熔池溫度場和流動(dòng)場的分布，激光的高能量密度與快速冷卻效應(yīng)促使晶體在多方向上成核，打破了單一方向柱狀晶的連續(xù)生長趨勢[19]。在復(fù)合熱源的作用下，熔池經(jīng)歷更為復(fù)雜的熱循環(huán)過程，局部重熔與再凝固過程發(fā)生更加頻繁，促進(jìn)了等軸晶的形成進(jìn)而削弱了織構(gòu)強(qiáng)度，LCMT-WAAM工藝有效改善微觀組織的各向異性[20]。

2.2孔缺陷分析

圖5為兩種工藝制備的Ti80合金的Micro-CT圖，左邊陰影圖片為Ti80合金試樣合金橫截面掃描圖，將所有截面掃描圖進(jìn)行重構(gòu)得到鈦合金試樣局部的三維重構(gòu)圖。圖5a可以看出，在CMT-WAAM工藝試樣中存在較大的孔缺陷，三維重構(gòu)圖中發(fā)現(xiàn)孔缺陷在試樣的中部位置，由于CMT-WAAM工藝中單一熱源的作用，熔池溫度分布不均勻，容易產(chǎn)生局部過熱或冷卻過快的區(qū)域，導(dǎo)致氣體未及時(shí)逸出而形成孔缺陷[21];圖5b可以看出，LCMT-WAAM工藝在激光和電弧雙熱源的作用下，熔池溫度更高且更均勻，局部溫度梯度減小，熔池對(duì)流和攪拌效應(yīng)加強(qiáng)，促進(jìn)熔池內(nèi)氣體有效排出，因而材料中的孔缺陷體積減小[22]。鈦合金材料中較大的孔缺陷會(huì)破壞材料的連續(xù)性，使有效承載面積減小，在受力時(shí)容易在孔缺陷處產(chǎn)生應(yīng)力集中,導(dǎo)致材料的力學(xué)強(qiáng)度下降,同時(shí)在受到?jīng)_擊或振動(dòng)時(shí),裂紋更容易在孔周圍萌生和擴(kuò)展，使鈦合金的韌性降低，抵抗斷裂的能力減弱。

2.3力學(xué)性能分析

圖6和圖7分別為LCMT-WAAM工藝、CMT-WAAM工藝制備的 Ti80合金在 X和 Z方向的應(yīng)力-應(yīng)變曲線及力學(xué)性能數(shù)據(jù)。可以看出，CMT-WAAM工藝制備的 Ti80合金在抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均略高于 LCMT-WAAM工藝,伸長率相近,但CMT-WAAM工藝 Ti80合金力學(xué)性能的各向異性大,會(huì)導(dǎo)致材料的安全性降低，疲勞功能下降。采用下式對(duì)兩種工藝制備 Ti80合金的各向異性值進(jìn)行計(jì)算:

式中, σ_x為 X方向強(qiáng)度; σ_z為 Z方向強(qiáng)度; ε為各向異性值。兩種工藝制備的Ti80合金各向異性值見表3。可以看出,采用 LCMT-WAAM工藝制備的 Ti80合金在抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和伸長率的各向異性均低于CMT-WAAM工藝，分別降低了5.0%、2.5%和26.3%,有效降低了Ti 80合金力學(xué)性能的各向異性。在激光和電弧的復(fù)合熱源下，引起了更強(qiáng)的熔池流動(dòng)與對(duì)流攪拌，抑制了單一方向柱狀晶的生長 [23],削弱了鈦合金的織構(gòu)強(qiáng)度,使鈦合金在 X和 Z方向上的組織更均勻，進(jìn)而使兩個(gè)方向上的力學(xué)性能更加接近，鈦合金材料力學(xué)性能的各向異性降低。

表3 Ti80合金力學(xué)性能

Tab.3 Mechanical properties of Ti80 alloy

2.4斷口形貌分析

圖8通過掃描電鏡(SEM)觀察了兩種不同工藝下試樣的斷口形貌圖。可以發(fā)現(xiàn)，兩組試樣都有明顯的韌窩和明亮的白色撕裂棱，呈現(xiàn)出典型的微孔聚集型韌性斷裂的微觀特征，即在外部載荷力的作用下，微孔洞形核、長大、聚集，最終相互連接，導(dǎo)致試樣斷裂。同時(shí)，在試樣中發(fā)現(xiàn)了微裂紋，這些微裂紋是由拉伸過程引發(fā)的二次裂紋，微裂紋的萌生和擴(kuò)展會(huì)加速拉伸試樣的失效，但它也會(huì)吸收部分拉伸能量并提高塑性[24]。LCMT-WAAM工藝的復(fù)合熱源在成形過程中顯著改善了熔池的熱流場和凝固條件，延緩材料微裂紋的萌生與擴(kuò)展，使試樣在拉伸過程中能承受更大的塑性變形，從而形成更深且密集的韌窩，這表明LCMT-WAAM工藝制備的Ti80合金具有更好的塑性變形能力，這與室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果相符。

3、結(jié)論

(1)采用CMT-WAAM工藝制備Ti80合金，在微觀組織上的各向異性明顯，在X方向上組織由等軸狀初始α相、β相和針狀馬氏體α相組成，Z方向上組織由針狀α相、α'相和少量β相組成，而采用LCMT-WAAM工藝制備的Ti80各向異性有效降低，由長條狀α相和針狀馬氏體α'相組成。

(2)采用CMT-WAAM工藝Ti80合金材料中存在體積較大的孔缺陷，孔缺陷會(huì)破壞材料的連續(xù)性，LCMT-WAAM工藝Ti80合金材料孔缺陷體積減小，降低了UTS/YS/EI的各向異性并改善均勻性，而強(qiáng)度略有降低。

(3)采用CMT-WAAM工藝Ti80合金微觀組織的各向異性造成力學(xué)性能的各向異性顯著，力學(xué)性能的各向異性值均偏高，而LCMT-WAAM工藝Ti80合金的各向異性值有效降低。

(4)兩種工藝制備的Ti80合金的斷裂方式均為韌性斷裂，LCMT-WAAM工藝Ti80合金韌窩深且密集，塑性變形能力更強(qiáng)。

參考文獻(xiàn)

[1]孫澤文，劉華初.以新質(zhì)生產(chǎn)力推進(jìn)海洋經(jīng)濟(jì)高質(zhì)量發(fā)展:理論意蘊(yùn)與實(shí)踐路徑[J].湖南社會(huì)科學(xué),2025(1):50-57.

[2]張濱，田達(dá)，宋竹滿，等.深潛器耐壓殼用鈦合金保載疲勞服役可靠性研究進(jìn)展[J].金屬學(xué)報(bào),2023,59(6):713-726.

[3]霍國敬，戰(zhàn)春鳴，梁園華，等.淺析鈦合金在海洋工程中的應(yīng)用[J].真空,2025,62(1):78-85.

[4]常輝，董月成，淡振華，等.我國海洋工程用鈦合金現(xiàn)狀和發(fā)展趨勢[J].中國材料進(jìn)展，2020,39(Z1):585-590，557-558.

[5]MURR L E, GAYTAN S, CEYLAN A, et al.Characterization of titanium aluminide alloy components fabricated by additive manufacturing using electron beam melting[J]. Acta Materialia,2010,58(5):1 887-1 894.

LI R, XIONG J, LEI Y. Investigation on thermal stress evolution induced by wire and arc additive manufacturing for circular thin-walled parts[J].Journal of Manufacturing Processes, 2019, 40:59-67.

GU J, DING J, WILLIAMS S W, et al. The strengthening effect of inter-layer cold working and post-deposition heat treatment on the additively manufactured Al-6.3Cu alloy[J].Materials Science and Engineering, 2016, A651:18-26.

WILLIAMS S W, MARTINA F, ADDISON A C,et al. Wire+ arc additive manufacturing[J].Materials science and technology, 2016, 32(7):641-647.

LIN Z, SONG K, YU X. A review on wire and arc additive manufacturing of titanium alloy[J].Journal of Manufacturing Processes, 2021, 70:24-45.

[10]YU B, WANG P, LIU Y, et al. Anisotropic characterization of wire-arc additive manufacturing Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr alloy:Influence of texture and microstructure[J].Materials Science and Engineering, 2025, A927:148020.

[11]黃健康，吳昊盛，于曉全，等.鈦合金電弧增材制造工藝及微觀組織調(diào)控的研究現(xiàn)狀[J].材料導(dǎo)報(bào),2023,37(14):101-106.

[12]CHEN Y, FU J, ZHOU L, et al. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of titanium alloy fabricated by laser-arc hybrid additive manufacturing[J]. Coatings,2024,14(5):614.

[13]YANG Y, JIN X, LIU C, et al. Residual stress,mechanical properties, and grain morphology of Ti-6Al-4V alloy produced by ultrasonic impact treatment assisted wire and arc additive manufacturing[J]. Metals, 2018,8(11):934.

[14]KANG K, LIU Y,REN H,et al. A novel magnetic field assisted powder arc additive manufacturing for Ti60 titanium alloy: Method, microstructure and mechanical properties[J]. Additive Manufacturing,2024,83:104065.

[15]DINGLF,ZHANGYP,ZENGZB,et al.Effects of dwell time and peak stress on low cycle fatigue deformation of Ti6321 alloy and its mechanism[J]. Materials Science and Engineering, 2025,A940:148 584.

[16]LIU D, LEE B, BABKIN A, et al. Research progress of arc additive manufacture technology[J]. Materials,2021,14:1415.

[17]WAINWRIGHT J, WILLIAMS S, DING J.Refinement of Ti-6Al-4V prior-β grain structure in the as-deposited condition via process control during wire-direct energy deposition[J]. Additive Manufacturing,2023,74:103712.

[18]OU W, KNAPP G, MUKHERJEE T, et al. An improved heat transfer and fluid flow model of wire-arc additive manufacturing[J]. International Journal of Heat and Mass Transfer, 2021, 167:120835.

[19]WANG L, SHI B, CAI X, et al. Microstructure distribution characteristics of LMD-WAAM hybrid manufacturing Ti-6Al-4V alloy[J]. Optics& Laser Technology,2023,165:109567.

[20]CHEN Z, LIANG Y, LI C, et al. Hybrid fabrication of cold metal transfer additive manufacturing and laser metal deposition for Ti-6Al-4V: the microstructure and dynamic/static mechanical properties[J].Materials,2024,17(8):1862.

[21]HARIBASKAR R, KUMAR T S.Defects in metal additive manufacturing: Formation,process parameters, postprocessing, challenges,economic aspects, and future research directions[J]. 3D Printing and Additive Manufacturing,2024,11(4):1629-1655.

[22] CAI C, HE Y, XIE J, et al. Porosity suppression mechanism analysis in narrow-gap oscillating laser-MIG hybrid welding of aluminum alloys based on keyhole stability and molten pool flow behavior[J]. Journal of Materials Research and Technology,2024,32:502-518.

[23]FU Y, DEMIR A G, GUO N. Additive manufacturing of Ti-6Al-4V alloy by micro-laser metal wire deposition with pulsed wave emission:processability and microstructure formation[J].The International Journal of Advanced Manufacturing Technology,2023,126(5):2693-2711.

[24]WCISLIK W, LIPIEC S. Void-induced ductile fracture of metals: experimental observations[J].Materials,2022,15(18):6 473.

（注，原文標(biāo)題：CMT_LCMT電弧熔絲增材Ti80合金力學(xué)性能研究）