引言

近年來(lái)，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(guó)自主研制的近a鈦合金，其成分為Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo，國(guó)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(guò)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(guò)程中的冷卻速率過(guò)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(chǎng)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(chǎng)-電弧復(fù)合增材(MAHAM)[14])等方法來(lái)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?jī)煞N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(cè)，采用顯微CT儀(SKYSCAN1272)對(duì)試樣進(jìn)行掃描，觀測(cè)兩種工藝下Ti80合金的孔缺陷分布情況，采用萬(wàn)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(guò)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(guò)程中部分β相通過(guò)無(wú)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(guò)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(guò)程中，晶粒的生長(zhǎng)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(zhǎng)，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L(zhǎng)CMT-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(zhǎng)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(chǎng)和流動(dòng)場(chǎng)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(zhǎng)趨勢(shì)[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(guò)程，局部重熔與再凝固過(guò)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(guò)熱或冷卻過(guò)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L(zhǎng)CMT-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(zhǎng)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(zhǎng)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(zhǎng) [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(guò)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(zhǎng)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(guò)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(guò)程中顯著改善了熔池的熱流場(chǎng)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(guò)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(zhǎng)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)。

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