序言

隨著航空航天工程的快速發(fā)展，其關(guān)鍵部件材 料的服役性能面臨愈發(fā)嚴(yán)峻的挑戰(zhàn)[1-2].Ti60合金是 我國(guó)自主研發(fā)的600℃高溫鈦合金，具有高比強(qiáng)度、 優(yōu)異的常溫和高溫性能，是制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)葉盤、 葉片等部件的理想材料[3-4].目前，壓氣機(jī)葉盤等高 溫鈦合金部件往往采用整體鍛造和機(jī)加工的方式生 產(chǎn)，造成嚴(yán)重的材料浪費(fèi)[5].

增材制造技術(shù)具有無需模具、近凈成形等特點(diǎn)， 與傳統(tǒng)制造方法相比，能夠減少材料浪費(fèi)、降低生 產(chǎn)成本，已經(jīng)成為航空航天高性能金屬部件制造和 修復(fù)的關(guān)鍵技術(shù)[6-7].其中，電弧增材制造由電弧焊 接技術(shù)發(fā)展而來，具有很高的沉積效率和較低的生 產(chǎn)成本，在制造大尺寸部件方面展現(xiàn)出明顯優(yōu)勢(shì)[8-9].此外，相對(duì)于激光等高能束熱源，電弧的能量密度 較低，熔池的深寬比較小，不易產(chǎn)生工藝性氣孔.在高致密度、高疲勞性能材料的制造方面，極具發(fā) 展前景[1,6,10].但是，目前電弧增材制造的原材料形式 僅局限于絲材.隨著航空航天材料的發(fā)展，很多高性 能材料難以拉拔成尺寸均勻的絲材.相對(duì)而言，粉末 形式的原材料更容易制備，并且能夠更加靈活地改 變?cè)爻煞諿11-12].

因此，將電弧熱源與粉末原材料搭配，可以實(shí) 現(xiàn)材料成分的靈活調(diào)控，并有望制造高致密度、高 性能的部件.然而，由于電弧力的作用，粉末容易被 吹飛形成飛濺，很難實(shí)現(xiàn)穩(wěn)定的熔化和沉積[13].電弧 等離子體主要由帶電粒子組成，這些粒子在磁場(chǎng)中 會(huì)受到洛倫茲力，從而改變其原有的運(yùn)動(dòng)軌跡，最 終影響電弧的力熱分布特性[14-15].國(guó)內(nèi)外學(xué)者在電 弧焊接/增材制造過程中施加磁場(chǎng)，研究其對(duì)焊接過程的影響，發(fā)現(xiàn)磁場(chǎng)是調(diào)控電弧、熔滴過渡和焊縫 成形的有效手段[14,16]；合理的磁場(chǎng)形式還能夠抑制 柱狀晶的形成，細(xì)化材料的微觀組織[17-18].

為此，文中在TIG電弧熔粉增材制造過程中施 加橫向靜磁場(chǎng)，期望通過改變電弧特性，穩(wěn)定焊接 過程.以Ti60合金為例，研究了電流對(duì)成形尺寸的 影響規(guī)律，以及試樣的微觀組織和力學(xué)性能.

1、試驗(yàn)方法

文中采用的增材制造基板為100mm×40mm×10mm的TC4鈦合金.沉積金屬原材料為旋轉(zhuǎn) 電極法制備的Ti60合金粉末，其形貌和粒徑統(tǒng)計(jì)如 圖1所示.篩選出粒徑大于150 μm的粉末用于電弧 熔粉增材制造，一方面粉末的質(zhì)量較大，不容易被 吹飛；另一方面，該粒徑在激光定向能量沉積（53 μm ~150 μm）和激光粉末床熔融技術(shù)（15 μm ~53 μm）的理想尺寸范圍之外，能夠降低材料成本[19].TC4基板和Ti60粉末的合金元素成分如表1所 示.

表 1 基板及粉末材料的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

磁場(chǎng)輔助TIG電弧熔粉增材制造方法原理和裝 置如圖2所示.首先，在基板表面均勻地鋪一層粉末，TIG電弧由粉末層上方掃過.伴隨著電弧的加熱和離 開，粉末經(jīng)歷熔化和凝固過程，形成沉積層.不斷重 復(fù)上述的鋪粉和電弧加熱過程，進(jìn)行材料的逐層沉 積疊加，實(shí)現(xiàn)目標(biāo)部件的增材制造.

磁場(chǎng)輔助TIG電弧熔粉增材制造裝置主要由TIG焊槍、送粉裝置、勵(lì)磁裝置、水冷銅夾具和平 臺(tái)等主要部分組成.在外加橫向靜磁場(chǎng)的作用下，電 弧特性及其對(duì)粉末的作用效果能夠發(fā)生改變.此外， 在基板外圍裝夾水冷銅，一方面通過加快熔融金屬 的冷卻速率，改善合金的微觀組織和力學(xué)性能；另 一方面減小基板的變形和殘余應(yīng)力.采用高速攝像 機(jī)對(duì)增材制造過程中的粉末運(yùn)動(dòng)和熔化行為進(jìn)行拍 攝.研究中主要采用的工藝參數(shù)如表2所示.焊接電 源的電流輸出模式為方波脈沖模式.

表 2 主要工藝參數(shù)

如圖3所示截取試樣，對(duì)磁場(chǎng)輔助TIG電弧熔 粉增材制造的Ti60合金墻體試樣的力學(xué)性能和微 觀組織進(jìn)行表征.采用萬能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行常溫拉 伸測(cè)試.將金相試樣的橫截面采用SiC砂紙研磨，SiO₂懸濁液拋光，然后配制Kroll試劑（1 mL HF、6 mL HNO₃和43 mL H₂O）進(jìn)行金相腐蝕，借助掃 描電子顯微鏡進(jìn)行組織拍攝.

2、結(jié)果與討論

2.1 粉末飛濺現(xiàn)象及磁場(chǎng)輔助抑制

借助高速攝像機(jī)拍攝了常規(guī)電弧熔粉增材制造 過程中的粉末飛濺現(xiàn)象，如圖4所示.在峰值電流時(shí) 間，電弧的前端與粉末直接接觸.大量的粉末在電弧 力的作用下脫離粉末層，向前方飛出，形成飛濺.峰值電流時(shí)間，電弧的寬度較大，且隨著電弧的向 前移動(dòng)，粉末飛濺現(xiàn)象持續(xù)發(fā)生.當(dāng)轉(zhuǎn)變到基值電流 時(shí)間，電弧的寬度顯著減小，電弧前端接觸不到未 發(fā)生熔化的粉末層.故在此時(shí)間段幾乎不產(chǎn)生粉末 飛濺.飛濺現(xiàn)象因脈沖工藝具有明顯的周期性.

借助高速攝像機(jī)拍攝了2mT磁場(chǎng)下的粉末飛 濺現(xiàn)象，如圖5所示.施加磁感應(yīng)強(qiáng)度為2 mT的橫 向磁場(chǎng)后，電弧形貌發(fā)生明顯變化，由對(duì)稱的鐘罩 形轉(zhuǎn)變?yōu)橄蚝髠?cè)偏轉(zhuǎn)，電弧前側(cè)的寬度明顯減小， 后側(cè)的寬度顯著增加.電弧前端等離子流的方向由 前下方轉(zhuǎn)變?yōu)檎路剑a(chǎn)生飛濺的粉末數(shù)量明顯減 少，飛濺距離顯著減小.

2.2 成形工藝研究及粉末熔化行為分析

通過單道沉積試驗(yàn)，研究了電流對(duì)磁場(chǎng)輔助TIG電弧熔粉增材制造宏觀成形的影響，其表面形 貌和截面成形如圖6所示.在小電流條件下，焊道寬 度很小，且非常不均勻.在焊道周圍存在大量斷續(xù)分 布的球化金屬，顯著增大了多道沉積時(shí)的產(chǎn)生未熔 合缺陷的風(fēng)險(xiǎn).此時(shí)只有中心焊道處的金屬實(shí)現(xiàn)了 有效沉積.隨著電流的增加，焊道的形貌逐漸變得美 觀，寬度大幅增加，均勻性明顯改善，球化金屬顯 著減少.

進(jìn)一步定量研究了電流對(duì)熔寬、熔深和余高等 截面成形尺寸的影響，如圖7所示.隨著電流的提高， 熔寬大幅增加.當(dāng)電流達(dá)到110 A后，熔寬的增加幅 度顯著減小.熔深隨著電流的提高基本呈線性增加 趨勢(shì).熔寬和熔深的增加主要?dú)w因于對(duì)粉末和基板 金屬熱輸入的增大.余高比較穩(wěn)定，受電流影響較小.這是因?yàn)椋陔娏鬏^小時(shí)，焊道內(nèi)的有效沉積金屬 較少，造成余高較小；電流較大時(shí)，金屬的鋪展寬 度增加，也會(huì)導(dǎo)致余高減小.

為了探究這種現(xiàn)象的成因，采用高速攝像機(jī)拍 攝了平均電流125 A，磁感應(yīng)強(qiáng)度2 mT條件下的粉 末熔化行為，如圖8所示.電弧前端的低溫區(qū)首先與 粉末接觸并逐漸向前移動(dòng).這部分粉末在其加熱下 發(fā)生熔化并聚集成“熔滴”.這一現(xiàn)象與激光增材制 造中的“球化”現(xiàn)象類似[20].隨著電弧的持續(xù)加熱和 電弧更高溫度區(qū)域的到達(dá)，更多的粉末發(fā)生熔化， 并入熔滴中使其長(zhǎng)大.當(dāng)相鄰的兩個(gè)熔滴長(zhǎng)大到足以互相接觸時(shí)，會(huì)發(fā)生合并，形成一個(gè)新的、更大 的熔滴.熔滴不一定呈規(guī)則的球狀，有些會(huì)呈橢球形 或其他不規(guī)則形狀.隨著電弧高溫區(qū)及其下方的熔 池繼續(xù)向前移動(dòng)，熔滴與熔池前端接觸.在表面張力 作用下，熔滴中的液態(tài)金屬被“吸入”熔池中，完 成“過渡”.熔池在吸入熔滴的液態(tài)金屬后，體積瞬 間增加，熔池發(fā)生明顯的震蕩.在5 Hz的低頻脈沖 條件下，上述熔滴形成、長(zhǎng)大和過渡的過程主要發(fā) 生在峰值電流時(shí)段.基值電流時(shí)段電弧的能量較低， 尺寸較小，只伴隨著很小程度的熔滴形成和長(zhǎng)大.總之，粉末在電弧加熱下，經(jīng)歷形成熔滴-熔滴長(zhǎng)大-熔滴過渡等多個(gè)階段實(shí)現(xiàn)沉積，并在低頻脈沖工藝 下呈現(xiàn)周期性變化特征.

此外，在小電流條件下，熔池的寬度較小.兩側(cè) 的粉末只受到電弧低溫區(qū)的加熱，經(jīng)歷熔滴的形成 和長(zhǎng)大，但無法過渡到熔池中，最終在凝固后保留 這種形狀，如圖6 (a)所示.

磁場(chǎng)輔助TIG電弧熔粉增材制造與激光粉末床 熔融過程中的粉末熔化行為示意圖如圖9所示.由于 電弧熱源的能量密度較低，且由中心向周邊呈緩降 分布，粉末在其作用下呈現(xiàn)出固態(tài)粉末、熔滴和熔 池3種狀態(tài).而激光束的能量密度極高，通常只存在固態(tài)粉末和熔池2種狀態(tài)，因此在沉積過程中不發(fā) 生熔滴過渡現(xiàn)象.

2.3 力學(xué)性能及微觀組織分析

采用平均電流125 A，磁感應(yīng)強(qiáng)度2 mT，單層 雙道的工藝參數(shù)制造了Ti60合金墻體試樣，其宏觀 成形如圖10所示.試樣成形良好，由于水冷銅的約 束，試樣側(cè)壁平直，且表面存在一層未熔化的粉末.

截取橫向和縱向試樣進(jìn)行常溫拉伸性能測(cè)試， 并統(tǒng)計(jì)其抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率的平均值，如圖11所示.橫向抗拉強(qiáng)度平均值為1047.0 MPa，斷后伸長(zhǎng) 率為14.1%.縱向抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率平均值分別 為1036.9 MPa和15.4%.與橫向相比，強(qiáng)度輕微降 低，塑性小幅提高.總體而言，試樣具有較高的抗拉 強(qiáng)度和優(yōu)異的斷后伸長(zhǎng)率.

單層單道沉積試樣沉積區(qū)的微觀組織如圖12所示.由于冷卻速率較快，且合金中β穩(wěn)定元素含量 很少，室溫下為網(wǎng)籃狀分布的馬氏體組織.

在后續(xù)焊道的熱處理作用下，馬氏體組織發(fā)生 分解，轉(zhuǎn)變?yōu)棣涟鍡l+板條間β相的網(wǎng)籃組織[21].不 同區(qū)域的受熱溫度和熱循環(huán)次數(shù)不同，轉(zhuǎn)變后的組 織也不同，將其分為基體區(qū)和層帶區(qū).基體區(qū)微觀組 織如圖13所示，α板條呈互相交錯(cuò)的網(wǎng)籃狀分布.少量的細(xì)長(zhǎng)的β相分布在α板條的邊界處，β相的 面積占比僅有3.9%.α板條的平均長(zhǎng)度為4.3 μm，平 均寬度為1.2 μm.

層帶區(qū)的微觀組織如圖14所示，β相含量明顯 增加，達(dá)到10.1%.且β相在α板條邊界處連續(xù)分布， 能夠完整地勾勒出α板條的形狀.此處α板條的平均 長(zhǎng)度為4.9 μm，平均寬度為1.5 μm.與基體區(qū)相比， 板條長(zhǎng)度和寬度有所增大.

橫向和縱向拉伸試樣的斷口形貌如圖15所示， 均呈現(xiàn)韌窩特征，表明其斷裂模式為微孔聚集型斷 裂，合金具有良好的塑性.合金的優(yōu)異塑性主要?dú)w因 于馬氏體組織的轉(zhuǎn)變.轉(zhuǎn)變后形成的α+β網(wǎng)籃組織， 有利于提高材料的協(xié)調(diào)變形能力，實(shí)現(xiàn)優(yōu)異的塑性.

3、結(jié)論

(1) 在 TIG 電弧熔粉增材制造過程中，施加橫向磁場(chǎng)，能夠使電弧發(fā)生偏轉(zhuǎn)，改變電弧力的分布，顯著抑制粉末飛濺現(xiàn)象.

(2) 通過改變電流可以有效調(diào)節(jié)焊道的宏觀成形，顯著增大熔寬和熔深，減少球化金屬并使焊道變得更加均勻.

(3) 在電弧作用下，粉末呈現(xiàn)出獨(dú)特的熔化過程，經(jīng)歷了熔滴形成、熔滴長(zhǎng)大和熔滴過渡階段.

(4) 多道沉積的墻體試樣的微觀組織為：具有較小尺寸和長(zhǎng)徑比的 α 板條+少量板條間 β 相的網(wǎng)籃組織.使合金在具有較高抗拉強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，兼具優(yōu)異的韌性.

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作者簡(jiǎn)介：孫清潔，博士，教授；主要研究方向?yàn)楦咝е悄芑附臃椒把b備；Email: qjsun@hit.edu.cn

劉一搏（通信作者），博士，教授；主要研究方向?yàn)檩p-異質(zhì)金屬連接冶金；Email: ybliu0701@hit.edu.cn.

（注，原文標(biāo)題：Ti60合金磁場(chǎng)輔助TIG電弧熔粉增材制造工藝）