鈦合金的比強(qiáng)度高、生物相容性好、耐蝕性優(yōu)良、高溫蠕變持久性能優(yōu)異，在航空航天、生物醫(yī)療、海洋船舶等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1,2] TC4鈦合金的應(yīng)用最多，占商用鈦合金總量的50%以上[3] 在TC4鈦合金的基礎(chǔ)上改進(jìn)的TC4-DT鈦合金的損傷容限較高，在航空制造領(lǐng)域有重要的應(yīng)用[4,5,6,7,8] 但是，采用常規(guī)工藝“熔煉-開坯-鍛造-機(jī)加”制備鈦合金零件熱加工難度高、加工周期長、模具成本高且材料的利用率低 用增材制造技術(shù)制造鈦合金零件，可降低成本和提高效率[9,10,11,12]

增材制造又稱為3D打印或快速成型，基于“離散-堆積”的原理逐層堆積成三維實(shí)體，可成型任意復(fù)雜結(jié)構(gòu)，實(shí)現(xiàn)近凈成形 相關(guān)的工藝設(shè)計(jì)、成型控制、組織性能調(diào)控及原材料開發(fā)，成為研究的熱點(diǎn) 金屬增材制造技術(shù)主要有5大類[9,12,13] —以粉末為原材料的激光選區(qū)熔化(Selective Laser Melting, SLM)和電子束選區(qū)熔化(Electron Beam Melting, EBM)、激光同軸送粉(Laser Metal Deposition, LMD)，以絲材為原材料的電子束熔絲(Electron Beam Rapid Manufacturing, EBRM)和電弧熔絲(Wire and Arc Additive Manufacturing, WAAM) 目前，激光同軸送粉主要用于修復(fù)再制造，激光/電子束選區(qū)熔化已成功用于航空發(fā)動機(jī)小型精密構(gòu)件和航空大型復(fù)雜零件的直接成形，但是材料的利用率低，成形速度也較低[14,15,16] 電子束熔絲增材制造效率高，但是需要真空條件，零件的尺寸也受到限制[17,18] 為了克服上述的限制和不足，研究人員使用標(biāo)準(zhǔn)電弧焊設(shè)備(如熔化極氣體保護(hù)焊和非熔化極氣體保護(hù)焊)開發(fā)了電弧熔絲增材制造技術(shù)[19,20,21,22,23] 這種技術(shù)有絲材利用率高、制造周期短、成本低以及零件尺寸不受限等優(yōu)點(diǎn)，特別適合于大尺寸復(fù)雜構(gòu)件的低成本快速成型

電弧熔絲增材制造技術(shù)，主要有旁軸送絲的非熔化極氣體保護(hù)焊(Tungsten Inert Gas Arc Welding, TIG)和同軸送絲的熔化極氣體保護(hù)焊(Metal Inert-Gas Arc Welding, MIG)，目前主要是用TIG焊技術(shù)打印TC4鈦合金 劉寧[24]研究了焊接電流、送絲速度、焊接速度等工藝參數(shù)對成型件尺寸、宏觀形貌、微觀組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)各個工藝參數(shù)均有不同程度的影響；Wang等[25]研究了TIG電弧熔絲工藝參數(shù)對TC4鈦合金構(gòu)件組織的影響，發(fā)現(xiàn)峰值/基準(zhǔn)電流比對原始β晶粒的尺寸沒有影響，而送絲速度有較大的影響 Donoghue等[23]將軋制變形與電弧熔絲增材制造技術(shù)相結(jié)合，可使粗大的柱狀β晶粒細(xì)化到100 μm以下，并使殘留β相和α相的織構(gòu)強(qiáng)度大大減弱，取向分布更加均勻；何智[26]將超聲沖擊與電弧熔絲增材制造技術(shù)相結(jié)合，發(fā)現(xiàn)超聲沖擊使粗大的柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸晶，還能增大沉積層平均寬度 王斌[19]研究了熱處理制度對電弧熔絲TC4鈦合金試樣組織的影響，以及力學(xué)性能的各向異性 但是，TIG的送絲裝置與起弧裝置分離且結(jié)構(gòu)較為復(fù)雜，影響其可達(dá)性，因此其成型效率依然有待提高 CMT電弧熔絲屬于MIG類[27,28,29]，采用同軸送絲的方式比TIG電弧熔絲的設(shè)備更為簡單，可達(dá)性好，成型速度高，可提高生產(chǎn)效率、降低加工成本，有望用于制造大型構(gòu)件 為了探索大型復(fù)雜航空零部件的高效低成本的制備方法，本文采用CMT電弧熔絲增材制造技術(shù)制備TC4-DT鈦合金試樣，分析其組織特征，并結(jié)合CET模型和3D-Rosenthal模型研究工藝參數(shù)對試樣組織的影響

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用電弧熔絲增材制造設(shè)備為X5型，配備CMT電源，最大成型尺寸為500 mm×500 mm×500 mm 實(shí)驗(yàn)設(shè)定送絲速度約為67 mm/s，焊槍行進(jìn)速度約為15 mm/s，基材為TC4鈦合金軋制板材，在氬氣保護(hù)條件下進(jìn)行堆積 堆積試樣為兩道三層的直壁墻，堆積路徑如圖1a所示 為了便于描述，將試樣堆積增高方向定義為Z向，每層堆積過程中用方波掃描路徑，長路徑方向定義為X向，與之垂直的方向定義為Y向，試塊每道寬度約為30 mm，層高約為4 mm，每一道次內(nèi)的區(qū)域定義為普通堆積區(qū)，兩個道次之間重疊的區(qū)域定義為搭接區(qū)，如圖1b所示

圖1



圖1用CMT電弧熔絲增材制造試塊的堆積路徑示意圖和試塊示意圖

Fig.1Sample manufactured by CMT WAAM (a) deposition path of the sample; (b) schematic of the sample

實(shí)驗(yàn)用材料為TC4-DT鈦合金絲材(中國科學(xué)院金屬研究所研制) 采用三次真空自耗熔煉出合金鑄錠，經(jīng)鍛造開坯、軋制、多道次拉拔、扒皮、校直、清洗后形成直徑為1.2 mm的成品，其合金成分列于表1

Table 1

表1

表1TC4-DT合金的成分

Table 1Composition of TC4-DT (mass fraction, %)

Al	V	Fe	O	N	H	Ti
6.15	4.25	<0.05	0.13	0.005	0.003	Bal.

試塊的低倍觀察截面為X-Z面，在截面上選取截面為10 mm×20 mm的典型區(qū)域進(jìn)行低倍組織特征分析，對低倍組織特征明顯的區(qū)域進(jìn)行高倍觀察 低倍切片試樣經(jīng)表面機(jī)加工后進(jìn)行粗磨和精磨，用HF:HNO3:H2O=1:2:20腐蝕劑深度腐蝕后用Stemi2000-C體式顯微鏡進(jìn)行觀察；高倍切片試樣經(jīng)機(jī)械預(yù)磨、拋光后并用HF:HNO3:H2O=1:2:100腐蝕劑腐蝕后，用Zeiss Axiovert 200MAT金相顯微鏡觀察

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果2.1 低倍組織特征

堆積試塊X-Z面整體及局部低倍組織，如圖2所示 由圖2a可見，堆積試塊自下而上可分為基板(Matrix)和堆積體(Deposition Zone)兩部分 基板可分為基板原始組織區(qū)(Original Organization of Matrix)和熱影響區(qū)(Heat Affected Zone, HAZ) 熱影響區(qū)呈弧形，中心最大深度約為5 mm，與堆積體相比熱影響區(qū)的原始β晶粒較細(xì)，靠近堆積區(qū)晶粒逐漸粗化；堆積體主要分為普通堆積區(qū)和搭接區(qū)兩個部分，普通堆積區(qū)底部靠近基板部分為細(xì)柱狀晶，平均晶粒寬度約為400 μm，中上部為由粗短柱狀晶和等軸晶組成的混合組織，與EBRM[17]和TIG電弧熔絲[25]工藝形成的粗大柱狀晶有明顯的差異 搭接區(qū)處的熱影響區(qū)為兩道堆積區(qū)的熱影響區(qū)交匯處，其深度最小，低倍組織尺寸和類型與兩道普通堆積區(qū)中的組織沒有明顯的不同

圖2



圖2樣品試塊整體和局部的低倍組織

Fig.2Macrostructure of the sample (a) macrostructure of the sample; (b) local macrostructure

由圖2b所示的局部區(qū)域低倍組織可見，堆積試塊中有弧形的層界線 將堆積層自下而上分別稱為底層、中層和頂層，層界線自下而上分別標(biāo)記為H1、H2、H3 底層底部含有少量的等軸原始β晶粒，大部分原始β晶粒在層內(nèi)沿堆積方向定向生長，形成較細(xì)的柱狀晶；從中層開始，多數(shù)原始β晶?？缭綄咏缇€外延生長，形成粗大的等軸晶和長寬比較小的短柱狀晶組織 用截線法測定水平方向上的原始β晶粒的平均寬度，隨堆積高度的變化規(guī)律如圖3所示 可以看出，隨著堆積高度的增加原始β晶粒的平均寬度逐漸增大，后續(xù)晶粒寬度尺寸增大的趨勢減緩，頂部的平均寬度接近900 μm

圖3



圖3沿堆積方向原始β晶粒平均寬度的變化

Fig.3Variation of the average width of prior-β grains along the deposition direction

2.2 高倍組織特征

對圖2b中熱影響區(qū)和堆積區(qū)中不同層的4個選區(qū)進(jìn)行金相組織觀察，結(jié)果如圖4所示 由圖4a可見，熱影響區(qū)為等軸狀初生α相和β轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成的雙態(tài)組織，初生α相的含量隨著高度的增加而逐漸減少 由圖4b、4c和4d可見，堆積區(qū)主要為編織狀組織，有晶界α相以及源于晶界α相的α集束 編織狀組織主要由多種取向的長寬比較小的α板條編織而成，其含量約為90%；非連續(xù)晶界α相多在底層，連續(xù)晶界α相主要分布在中層；晶界α集束主要是晶界上平行排布的α片層組織，并與晶界形成一定的角度 這種α片層組織在晶界上形核并向晶內(nèi)生長，具有相近的位相關(guān)系

圖4



圖4熱影響區(qū)和堆積區(qū)的高倍組織

Fig.4Microstructure of heat affected zone(HAZ) and deposition zone (a) heat affected zone; (b) bottom layer; (c) middle layer; (d) top layer

層界線(圖1b)的高倍組織，如圖5所示 由圖5a可見，層界線在金相顯微鏡下表現(xiàn)為明亮的條帶，其高倍組織如圖5b和圖5c所示，可見層界線以上區(qū)域的α相板條較細(xì)，而層界線內(nèi)為粗細(xì)α相板條混合的組織，粗α相板條端部接近圓弧狀，有明顯的球化特征，層界線內(nèi)越靠下部的區(qū)域粗α相板條的比例越高

圖5



圖5層界線組織的形貌

Fig.5Morphologies of borderline (a) macrostructure in of borderline; (b, c) microstructure of borderline

3 討論3.1 低倍組織的形成機(jī)理

圖2所示的低倍組織表明，用CMT電弧熔絲工藝制備的TC4-DT試塊最底層為較細(xì)的柱狀晶，主體區(qū)域?yàn)榈容S晶和短柱狀晶組成的混合組織，與EBRM和TIG電弧熔絲工藝形成的粗大柱狀晶有明顯的不同 低倍組織的形貌與凝固過程密切相關(guān)，而工藝參數(shù)對凝固過程中的溫度梯度和凝固速度有較大的影響[14,30,31,32] 為了研究其低倍組織的形成過程，使用凝固理論中較為成熟的柱狀晶-等軸晶轉(zhuǎn)變模型(CET模型)和3D-Rosenthal移動熱源模型，根據(jù)TC4-DT的材料特性確定了CET模型中柱狀晶和等軸晶轉(zhuǎn)變的邊界條件，使用3D-Rosenthal移動熱源模型并根據(jù)工藝參數(shù)(輸入功率P、熱效率η和移動速度V)計(jì)算出影響凝固組織的兩個重要參數(shù)(溫度梯度G和凝固速度R) 在此基礎(chǔ)上進(jìn)一步使用該模型預(yù)測在不同CMT工藝參數(shù)下低倍組織的演變規(guī)律，得到低倍組織轉(zhuǎn)變的邊界條件

3.1.1 柱狀晶-等軸晶轉(zhuǎn)變邊界的確定

增材制造成型的TC4-DT構(gòu)件的低倍組織形貌和晶粒尺寸，對其力學(xué)性能有重要的影響 因此，根據(jù)增材制造工藝參數(shù)預(yù)測TC4-DT的低倍組織，十分重要 在焊接或增材制造工藝中TC4低倍組織由柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變，是重要且常見的現(xiàn)象 1984年Hunt[33]提出CET判據(jù)，建立的基礎(chǔ)CET模型能較好地應(yīng)用于二元合金體系；G?umann等[34]對Hunt提出的CET模型進(jìn)行修正，并將其成功應(yīng)用于多組元Ni基高溫合金；Ren等[14]用修正的CET模型對激光送粉工藝(Laser Solid Forming, LSF)中的TC4原始β晶粒形貌進(jìn)行了預(yù)測，預(yù)測結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果符合得較好 CET模型中兩個重要的參數(shù)是凝固速率R和溫度梯度G，根據(jù)G?umann[34]和Kurz[35]等提出的修正CET模型，溫度梯度可表示為

πG=1n+1-4πN03ln(1-?)31-ΔTnn+1(aR)(n+1)/n(aR)1/n

(1)

式中，N0為熔池中的晶核密度(cm-3)，?Tn為異質(zhì)形核過冷度(K)，a和n均為與材料相關(guān)的常數(shù)，?為熔池中等軸晶核的體積分?jǐn)?shù)

CMT技術(shù)以絲材為陰極起弧熔化，控制絲材送進(jìn)速度將前端形成的液滴送入熔池 這個程有兩個重要特點(diǎn)[29]：一是電流電壓波動變化，采用外加回抽力促進(jìn)熔滴發(fā)生短路過渡并控制電流電壓的波形，使平均熱輸入比傳統(tǒng)的MIG焊低；二是在絲材送進(jìn)過程中絲材被反復(fù)高頻抽拉，液滴進(jìn)入熔池時速度較高，引起熔池中的液體強(qiáng)烈對流 熔池中的劇烈對流沖刷柱狀樹枝晶，脫落的枝晶成為新的β晶粒形核中心，使熔池中的晶核密度N0大幅度提高 根據(jù)TC4-DT鈦合金熱物參數(shù)和CMT工藝特點(diǎn)，對比Bontha等[30]在激光送粉方面的工作，方程(1)中的各個常數(shù)可設(shè)定為：n=3.4，a=100，?Tn=0.75 K，N0=2.0×1010/cm3

根據(jù)Hunt提出的CET判據(jù)[33]，?>0.49時晶粒全部以等軸狀生長；?<0.0049時晶粒全部以柱狀生長；0.0049<?<0.49時形成的低倍組織為等軸晶與短柱狀晶的混合組織 根據(jù)該判據(jù)可得到如圖6所示的G-R圖和相應(yīng)的低倍組織分區(qū)

圖6



圖6CMT成型TC4-DT的G-R圖和低倍組織分區(qū)

Fig.6Solidification map of TC4-DT by CMT

3.1.2 工藝參數(shù)對低倍組織的影響

為了將實(shí)測的輸入功率P、熱效率η和焊槍行進(jìn)速度V等工藝參數(shù)與不可實(shí)測的溫度梯度G和凝固速度R相聯(lián)系，引入3D-Rosenthal移動熱源模型 1946年Rosenthal提出移動熱源模型[36]，該模型成功運(yùn)用于焊接工藝并預(yù)測了焊接區(qū)的組織，與實(shí)測結(jié)果一致；Dykhuizen等[37]對Rosenthal提出的移動熱源模型進(jìn)行了擴(kuò)展，并應(yīng)用于激光送粉增材制造中；Vasinonta[38]對Rosenthal模型中的關(guān)鍵變量(溫度、冷卻速率和溫度梯度)進(jìn)行了無量綱化處理，極大地簡化了模型的表達(dá)形式，推動了Rosenthal模型在激光送粉增材制造TC4工藝中的應(yīng)用，實(shí)現(xiàn)了使用工藝圖對熔池尺寸和殘余應(yīng)力的在線控制；Bontha等[30]將二維和三維Rosenthal模型應(yīng)用在激光送粉打印的TC4構(gòu)件中，探究了激光功率和送粉速率對組織的影響，與實(shí)測結(jié)果符合得較好

本文使用3D-Rosenthal模型定性研究CMT電弧熔絲增材制造中工藝參數(shù)與低倍組織的關(guān)系，并將實(shí)測結(jié)果與CET模型的預(yù)測結(jié)果對比 CMT電弧熔絲成形過程中的各個參數(shù)，如圖7所示，其中(x0, y0, z0)表示相對坐標(biāo)，V表示焊槍移動速度，η表示電能轉(zhuǎn)化為熱能的熱效率，熱效率主要與工藝及工藝參數(shù)有關(guān)，P表示輸入功率 任意假定空間中的絕對坐標(biāo)為(x, y, z)，則相對坐標(biāo)與絕對坐標(biāo)的關(guān)系為：(x0, y0, z0)=(x-Vt, y, z)，其中t表示焊槍沿X方向移動的時間 為了簡化模型，結(jié)合實(shí)際情況對模型進(jìn)行三點(diǎn)假設(shè)[36]：(1) 打印過程中的熱傳導(dǎo)問題為準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)的熱傳導(dǎo)問題，電弧形成的熱源是一個點(diǎn)狀熱源，所有熱量均集中在一個點(diǎn)，當(dāng)熔池的尺寸比熱源尺寸大時該假設(shè)是合理的；(2) 忽略液滴進(jìn)入熔池后的熱吸收，該假設(shè)主要影響熱效率 由于CMT工藝的特點(diǎn)，熔滴進(jìn)入熔池的瞬間電流電壓均下降到較低的水平，因此該假設(shè)是合理的；(3) 只考慮熔池與周圍基體之間的熱傳導(dǎo)，忽略熔池自身內(nèi)部的熱對流，并認(rèn)為所有的自由表面均是絕熱的

圖7



圖7CMT打印三維模型的示意圖

Fig.73D geometry manufactured by CMT

根據(jù)Bontha等[30]提出的三維Rosenthal模型，無量綱化溫度可表示為

Tˉ=e-(xˉ0+xˉ02+yˉ02+zˉ02)2xˉ02+yˉ02+zˉ02

(2)

各無量綱化變量的定義為

πTˉ=T-T0(ηP/πk)(ρcV/2k),xˉ0=x0(2k/ρcV)yˉ0=y0(2k/ρcV),zˉ0=z0(2k/ρcV)

(3)

式中Tˉ、xˉ0、yˉ0和zˉ0分別為無量綱化溫度和無量綱化相對坐標(biāo)；T、x0、y0和z0分別為真實(shí)溫度和真實(shí)相對坐標(biāo)；T0為基體初始溫度或預(yù)熱溫度；ρ為材料密度；c為比熱容；k為材料的熱導(dǎo)率

將方程(2)分別對時間t和相對坐標(biāo)求偏導(dǎo)，可得無量綱化冷卻速率δδTˉ/δtˉ和溫度梯度Gˉ=?Tˉ的表達(dá)式 為了求得在一定工藝參數(shù)下的溫度梯度G和凝固速率R從而預(yù)測低倍組織的組成，需要求得方程(2)在熔池邊界處的解 假設(shè)在熔池邊界與基體的界面處溫度T與TC4-DT的熔點(diǎn)Tm相等，則無量綱化熔點(diǎn)為

πTm=Tm-T0(ηP/πk)(ρcV/2k)

(4)

可求得在一定工藝參數(shù)下的真實(shí)溫度梯度G和凝固速率R，得到如圖8所示的預(yù)測結(jié)果 由圖8可見，使用3D-Rosenthal模型求解，在得到CMT電弧熔絲增材制造TC4-DT過程中熔池邊界處的最大溫度梯度為12652.6 K/cm，最大凝固速度為1.5 cm/s，處于CET模型中柱狀晶與等軸晶的混合區(qū)，預(yù)測結(jié)果與圖2實(shí)測結(jié)果一致；同時參考Bontha等[30]和Yen等[14]在激光送粉和劉寧[24]在TIG方面的工作，本文的預(yù)測結(jié)果均與其實(shí)測結(jié)果具有較高的一致性 這表明，使用CET模型和3D-Rosenthal模型對增材制造TC4-DT低倍組織的預(yù)測是合理的

圖8



圖83D-Rosenthal模型的預(yù)測結(jié)果

Fig.8Predicted results of 3D-Rosenthal solution

圖9給出了CMT電弧熔絲增材制造中采用控制變量法用3D-Rosenthal模型計(jì)算出的不同工藝參數(shù)對低倍組織的影響 由圖9曲線(a)可見，電流電壓的變化主要影響輸入功率P 隨著輸入功率P的增加最大凝固速度沒有變化，而最大溫度梯度逐漸下降，低倍組織從完全柱狀晶區(qū)逐漸向混合區(qū)過渡；功率P>153 W(焊槍移動速度為15 mm/s)時得到柱狀晶與等軸晶混合的低倍組織 由圖9曲線(b)可見，焊槍移動速度對最大凝固速度和最大溫度梯度均有明顯的影響 隨著焊槍移動速度的增加最大凝固速度逐漸增加，而最大凝固速度逐漸下降 焊槍移動速度V>3.2 mm/s(功率為2254 W)時低倍組織由柱狀晶和等軸晶的混合組織組成，晶粒尺寸有逐漸減小的趨勢 綜上所述，在合理的CMT工藝參數(shù)范圍內(nèi)(95 A<I<115 A，19 V<U<19.5 V，15 mm/s<V<25 mm/s)，低倍組織均由柱狀晶和等軸晶的混合組織組成

圖9



圖9CMT工藝參數(shù)對TC4-DT低倍組織的影響

Fig.9Impact of processing parameters on macrostructure of TC4-DT manufactured by CMT (a) power (P=50~20000 W, V=15 mm/s); (b) velocity (P=2254 W, V=1~35 mm/s)

3.2 高倍組織的形成機(jī)理

堆積試樣高倍組織主要表征α相的形態(tài)，主要受β→α固態(tài)相變過程的影響 在堆積過程中，新熔覆的堆積層將下部已冷卻的堆積層加熱使其發(fā)生α→β→α相變過程 因此，頂層只經(jīng)歷一次β→α相變，基板、底層和中層均經(jīng)歷β→α→β→α的多次循環(huán)過程 本文實(shí)驗(yàn)的堆積過程中發(fā)生的固態(tài)相變與EBRM和TIG電弧熔絲類似，因此其高倍組織相似[17,19]

堆積區(qū)頂層只經(jīng)歷一次β→α相變，其高倍組織以編織狀的α相板條為主，部分原始β晶界可見連續(xù)的晶界α相和集束狀α相板條 α相板條形貌與冷卻速度密切相關(guān)，T. Amhed等[39]研究了冷卻速度對TC4合金顯微組織的影響 當(dāng)冷卻速率大于410℃/s時，完全形成馬氏體α'相；當(dāng)冷卻速率為20~410℃/s時馬氏體α'相的體積分?jǐn)?shù)隨著冷速的降低而減少，形成晶界α相集束；冷卻速率低于20℃/s時不形成α'相但是形成晶界α相，且隨著冷速的降低α相板條變粗，晶界α相增多并由斷續(xù)狀變?yōu)檫B續(xù)狀 將圖4所示高倍組織與T. Amhed等[39]的研究結(jié)果對比，可見與冷卻速率為15℃/s的組織較為類似 由此可推測，本實(shí)驗(yàn)中熔覆金屬層的冷卻速率低于15℃/s 連續(xù)晶界α相對強(qiáng)度和塑性都有損害，因此必須改進(jìn)CMT電弧熔絲增材制造工藝以提高其冷卻速率、改善高倍組織和提高堆積體強(qiáng)度和塑性

在堆積區(qū)X-Z面可見3條弧狀的層界線，其弧面向下，表明其為受新熔覆金屬熱輸入而形成的熱影響區(qū)層界線 由圖5可見，層界線α相板條較寬，表明該區(qū)域內(nèi)α相板條受新熔覆金屬熱輸入的影響而長大 圖10給出了堆積過程中的溫度梯度 根據(jù)組織差別可分為A、B、C三個區(qū)域，其中B區(qū)為層界線，不同區(qū)域內(nèi)發(fā)生的組織變化不同 最靠近頂層的A區(qū)溫度在β單相區(qū)內(nèi)，α相全部轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，與新熔覆的金屬共同冷卻形成編織狀細(xì)α相板條，由此其組織沒有明顯的差別 根據(jù)相變動力學(xué)，該區(qū)域的最低溫度略高于β轉(zhuǎn)變溫度Tβ；B區(qū)基本處于Tβ以下，α相并未完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣孪?，且隨著溫度的降低發(fā)生α→β相轉(zhuǎn)變的體積分?jǐn)?shù)逐漸減少，殘留的α相板條在高溫下長大并有部分發(fā)生球化，再次冷卻后形成較粗的板條或塊狀，與A區(qū)經(jīng)過β→α相變形成的細(xì)板條形成反差，在光學(xué)顯微鏡下襯度較亮，呈白色條帶狀；由B區(qū)向C區(qū)過渡，溫度進(jìn)一步降低，α相板條長大的驅(qū)動力逐漸減小，直至基本保留其熔覆冷卻時形成的組織，與下一堆積層的A區(qū)組織接近 因此，C區(qū)是從B區(qū)到下一堆積層A區(qū)的過渡區(qū)域，組織是漸變的，難以劃分明確的界線 綜上所述，形成層界線的原因是，以殘留α相板條長大為主導(dǎo)的組織變化與α→β→α相變形成的組織存在差異 這種因溫度梯度形成的組織變化規(guī)律與EBRM和TIG電弧熔絲類似，由此其高倍組織類似

圖10



圖10熱影響區(qū)及層界線組織分區(qū)的示意圖

Fig.10Origanization division of the heat affected zone and band zone

由于在堆積過程中循環(huán)熱輸入形成層界線，試塊在堆積方向上存在組織不均勻性 粗化的α相板條導(dǎo)致強(qiáng)度降低，層界線可能成為薄弱區(qū)而影響整體力學(xué)性能

4 結(jié)論

(1) 用CMT電弧熔絲制備的TC4-DT鈦合金試樣的堆積區(qū)最底層為細(xì)等軸晶，主體部分為粗等軸晶和長寬比較小的短柱狀晶組成的混合組織，晶粒平均寬度沿堆積方向逐漸增大，與EBRM和TIG電弧熔絲有明顯的差異

(2) 使用3D-Rosenthal模型可計(jì)算用CMT工藝制備的試樣的低倍組織形成特性，在本文設(shè)定的功率和焊槍移動速度條件下堆積過程中熔池邊界的最大溫度梯度約為12652.6 K/cm，最大凝固速度約為1.5 cm/s，處于柱狀晶-等軸晶轉(zhuǎn)變模型(CET模型)中的混合組織區(qū)，計(jì)算結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果一致

(3) 隨著輸入功率的提高最大溫度梯度下降，最大凝固速度不變，輸入功率P>153 W時形成混合組織；隨著焊槍移動速度的提高晶粒逐漸細(xì)化，最大溫度梯度下降，最大凝固速度提高，焊槍移動速度V>3.2 mm/s時生成混合組織

(4) 熱影響區(qū)的高倍組織為雙態(tài)組織，堆積區(qū)主要由晶內(nèi)編織狀α相、晶界α相和晶界α集束組成 堆積區(qū)出現(xiàn)因新熔覆金屬熱輸入形成的層界線，層界線內(nèi)α相板條較寬，因?yàn)樵搮^(qū)域處于兩相區(qū)其組織以α板條長大為主 高倍組織與EBRM和TIG電弧熔絲形成的組織，基本相同

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