钛合金拥有高比强度、强耐侵蚀性和优良的生物相容性，宽泛地利用于航空航天[1]、船舶[2]、生物医学[3]等领域。其中α+β型TC11钛合金拥有优异的综合热加工机能,在航空航天大型主承力结构制作领域得到了工程利用[4-5]。

持久以来，大型钛合金结构重要选取铸造/铸造+机械加工的出产方式，但资料利用率低，出产周期长，出产成本高。近些年，随着增材制作技术的急剧发展，越来越多选取该技术出产的大型钛合金结构利用到航空航天领域，出格是激光溶解沉积(Laser melting deposition,LMD)增材制作技术。

电弧熔丝增材制作(Wire and Arc Additive Manufacture, WAAM)技术是另一种高效、低成本、高质量的增材制作技术6,近些年,同样受到国内外航空航天领域的亲昵关注。其选取电弧作为热源，通过将金属丝材溶解逐层沉积制作出靠近产品状态和尺寸设计要求的三维金属坯件。与LMD技术相比，WAAM技术拥有设备投资少、制作效能高、运行成本低等利益,出格适合大型钛合金结构的研制与出产[8]。同时，国内外工程技术人员在充分钻研传统铸造工艺和增材制作技术各自优弊端的基础上，提出了将传统铸造/铸造与增材制作技术相结合的复合制作技术，从而简化工艺，进一步降低制作成本，缩短制作周期。

目前，针对TC11钛合金和上述技术的钻研重要集中在单一电弧增材制作[9?10]、激光-电弧复合制作[11?12]和铸造-LMD复合制作[13]等方面，而关于电弧增材复合制作技术的有关钻研较少。Tian等[9]钻研了电弧增材TC11钛合金在室温下的压缩力学机能和失效模式,发现了在动态加载前提下的塑性各向异性，基于此成立了改进的J-C本构模型;Li等钻研了电弧增材TC11钛合金沉积态和热处置态的显微组织和力学机能，基于此设计了双重热处置制度，获得了最佳综合力学机能;付娟等发展了热输入激光电弧复合增材制作TC11钛合金的组织和机能钻研，发现了热输入大的试样抗拉强度相较热输入小的提高2%,伸长率和断面伸缩率相近;段宇航[12]系统钻研了激光电弧复合增材制作工艺参数和热处置制度对TC11钛合金组织转变和力学机能的影响法规,获得了最佳工艺参数和热处置制度及其对应的力学机能;Zhu等[13]钻研了铸造-LMD复合制作TC11钛合金增材区、结合区和基板区显微组织、显微硬度和室温拉伸机能。

综上，国内外尚无钻研人员对铸造-电弧增材复合制作TC11钛合金的微观组织和力学机能进行钻研,因而,本文重要针对此发展初步钻研，探明热处置前后铸造区、过渡区和电弧增材区组织和机能的变动法规。

1、试验及步骤

1.1试验资料

试验用丝材选取定制的直径为1.2mm的TC11钛合金丝材,名义成分 Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，化学成分如表1所示。

试验用TC11基板的化学成分见表1,其β相转变温度为1000~1005℃。为保障铸造区与电弧增材区显微组织的一致性,铸造时选择了全β铸造工艺,变形温度节制在1050~1150℃，基板厚度为40mm。试验前用砂轮机打磨基板理论去除氧化膜，而后用酒精算帐基板理论。

表1 TC11钛合金丝材及基板化学成分(质量分数)

1.2试验平台

试验平台为自主搭建的基于工业焊接机械人的等离子弧增材制作系统，如图1所示，重要由焊接机械人、等离子焊机Fronius MagicWave 4000、等离子焊枪Fronius Robacta PTW 3500、送丝机、工作平台及空气；；；は低车茸槌：：附踊等说闹匾澳苁墙谥圃霾闹谱鞒粱杈、扫描速度和焊机启停，等离子焊接的重要职能是节制增材制作电流、电压等工艺参数,送丝机的重要职能是节制送丝速度。试验时焊接机械人、送丝机、工作平台和等离子焊枪均装置在空气；；；は低持，空气；；；は低惩ü财没缓途换,将水氧质量分数节制在0.02%以下。

1.3试验步骤

基于成形效能、理论质量和冶金缺点等综合思考，选取表2所示工艺参数,在铸造的基板上沉积两道多层单壁墙试样，相邻两层相位角180°，沉积方向与扫描战术如图2所示。沉积试样长100mm、高100mm、厚20mm,共制备两件,别离编号为1#和2#。

1#试样维持沉积态,2#试样进行双重退火热处置,热处置制度参考GJB3763A一2004《钛及钛合金热处置》,具体为:以300℃/h速度升温至980℃,保温1h后空冷，再次以300℃/h速度升温至530℃,保温6h后空冷。依照图3(a)所示地位制备金相试样，选取金相显微镜观察宏、微观组织。依照图3(b)所示地位截取并制备常温力学机能试棒及显微硬度试样,力学机能试棒尺寸见图3(c),铸造及电弧增材两个区域显微硬度选取维氏显微硬度计进行丈量,取样地位见图3(d)。选取ETM105D型微机节制电子全能试验机,依照GB/T228.1测试室温力学机能，并用S-3700N型扫描电子显微镜观察断口描摹。

表2电弧增材工艺参数

2、了局与会商

2.1晶粒描摹分析

复合制作TC11钛合金沉积态晶粒描摹如图4所示，凭据晶粒状态特点可大体分为铸造区、热影响区和电弧增材区,对应晶粒状态别离为压扁变形的等轴晶、产生了再结晶的藐小等轴晶及外延成长的粗壮柱状晶。

铸造基体部门重要是压扁变形的等轴晶，其形成原因是基体中的β晶粒在铸造过程中被压扁，沿着金属流动方向被拉长，但由于变形量有限，且冷却速度较快，在铸造和冷却过程中均未产生再结晶，最终形成了垂直于铸造方向被压扁的变形的等轴晶[14-15],晶粒尺寸较大。

基体在铸造过程中产生了严重的塑性变形，因而存在大量的高密度位错,在电弧增材热作用下,热影响区温度达到了再结晶温度，位错在原始变形的被拉长的晶粒内部和晶界首先形成小角度晶界，这些小角度晶界在热作用下持续移动，逐步形成大角度晶界，最终形成越发藐小的等轴晶粒。热影响区靠近熔池底部部门，由于温度较高，远远超过了再结晶温度，初始产生了再结晶的藐小晶？Ｆ鹜烦ご，越靠近熔合线，温度越高，晶粒长大水平越高，靠近熔合线区域，温度远远超过了β相转变温度，晶粒产生了严重长大，最终在热影响区形成了底部藐小等轴晶向熔合线较粗壮等轴晶过渡的散布特点。

熔合线处是一个固相与液相共存的区域，这一区域中，晶粒取向(001)与热传导方向一致的晶粒被溶解的水平高，与热传导方向不一致的晶粒被溶解的水平低，因而形成了一个狭小的不规定的呈锯齿状区域。凝固时，晶粒取向与热传导方向一致的晶粒凝固速度快，沿最大温度梯度的反方向外延成长，与热传导方向不一致的晶粒，凝固速度和成长速度慢，被成长快的晶粒克制，最终导致增材部门的凝固组织沿沉积方向呈柱状晶成长[16]。别的，从图4(d)中还能够观察到，在电弧增材多重热循环作用下，沉积态宏观组织沿沉积方向出现出明暗交替的周期性变动，该景象被证实与Fe、Al、V等元素的偏析有关[17]。

复合制作TC11钛合金双退火态和沉积态晶粒描摹如图5所示。与沉积态类似，从铸造区到增材区同样呈压扁等轴晶一藐小等轴晶一粗壮柱状晶散布的特点，但晶粒状态和尺寸产生肯定变动。从图5(a)能够看出，双退火后电弧增材区柱状晶进一步长大粗化，晶？？矶扔稍0.5 mm增长至约1.5mm。别的，对比图4(a)和5(a)能够看出,热处置后该区域宏观明暗交替景象显著减弱，证明热处置后偏析显露得到改善,组织越发均匀;铸造区在热处置过程中达到再结晶温度,产生再结晶,晶粒肯定水平上得到细化。从微观组织中能够看出，再结晶后原始β晶界陆续α相破碎球化,导致图5(b)中晶界：：，但由于再结晶不彻底，仍能看到部门原始β晶界。对比图5(c)和(d)发现,热影响区在热处置过程中晶粒进一步长大，其中上部较粗壮的等轴晶与增材区归并，形成柱状晶，宏观上阐发为等轴晶区域变窄。

2.2显微组织分析

图6是复合制作TC11钛合金在沉积态下的光学显微金相图。从图6(b)~(d)中能够看出,铸造区为粗壮的魏氏组织， α相板条长而粗,在原始β相晶界内呈编织状散布;增材区为α+β相网篮组织,分歧于魏氏组织, α相板条短而细,呈交错分列。

在铸造区(图6(b)),铸造时为保障铸造组织与电弧增材组织的一致性,选择了全β相铸造工艺,变形齐全产生在β相单相区,铸造过程中未产生固态相变。在随后的冷却过程中，当温度降至β相转变温度以下时，首先沿β相晶界析出陆续α相,而后在晶内依照分歧的位相析出交错的长条形α相板条[18],长度约50μm。

在电弧增材区(图6(c)),电弧增材时熔池液态金属冷却凝固,凝固实现时，得到全β相凝固组织。进一步冷却，凝固组织产生固态相变，当温度低于β相转变温度时，首先沿β相晶界析出陆续α相，而后在晶内依照分歧的位相析出交错的片状a相板条，形成网篮组织。与铸造组织分歧的是，电弧增材区的网篮组织越发藐小(α相板条长度约25μm),这重要由冷却速度决定，锻件毛坯尺寸远弘远于电弧增材成形的试样尺寸，冷却速度相对较慢，在α+β两相区相调换加充分,形成更为粗壮的晶界α相和网篮组织。

在热影响区(图6(d)),出现魏氏组织向网篮组织过渡，但其中的片状a相板条尺寸相较于铸造区原始组织更短，有等轴化趋向，重要原因是受电弧增材过程热输入影响，在再结晶温度以上产生a相再结晶，但热作用有限，冷却速度快，再结晶不彻底，未能形成双态组织。

复合制作TC11钛合金双退火态微观组织描摹如图7所示。显微组织出现出从铸造区双态组织向增材区网篮组织过渡的散布特点。铸造区双退火态显微组织如图7(b)所示，由于双重退火温度高于再结晶温度，且铸造基体中存在肯定的畸变能，因而在热处置过程中，铸造区原始粗壮的网篮组织产生再结晶，绝大无数片状a相产生球化，形成了等轴状的α相[19],但仍有部门较为粗壮的片状和块状 α相残留,这可能与变形量不及或保温功夫过短有关。在等轴状的a相间散布着很多藐小的片状a板条，板条之间是残留的β相,总体出现出双态组织特点;增材区双退火态显微组织如图7(c)所示，仍为网篮组织，但与沉积态相比，组织越发均匀和粗壮，a相在热处置过程中产生了显著长大，片状α板条长度由25μm增长到了50μm左右;热影响区双退火态显微组织如图7(d)所示,整体出现双态组织向网篮组织过渡散布，由等轴a、块状a、藐小片状α、粗壮片状α等组成。

2.3拉伸机能分析

复合制作TC11钛合金沉积态和双退火态的室温力学机能见表3，同时给出了电弧增材TC11和铸造尺度中的力学机能。了局批注，复合制作TC11钛合金在双退火态下的强度和塑性介于电弧增材和铸造尺度之间，抗拉强度和屈服强度高于电弧增材但低于铸造，延长率和断面收缩率高于锻件尺度但低于电弧增材。这重要是由于电弧增材TC11钛合金与铸造钛合金在晶粒描摹和尺寸上的差距，电弧增材粗壮的柱状晶使在沿沉积方向拉伸时不受晶界故障，因而塑性优异，但强度低于由藐小等轴晶组成的锻件，而复合制作的TC11钛合金综合力学机能则介于电弧增材和铸造之间，总体出现低强高塑的特点。

热处置后复合制作的TC11钛合金电弧增材区晶：：拖晕⒆橹只,但铸造区晶粒细化,同时显微组织由魏氏组织转变为双态组织，反映在宏观拉伸机能上时，抗拉强度、屈服强度及延长率变动小于5%,断面收缩率略微提升,批注双退火对复合制作TC11钛合金的综合力学机能影响水平较低，重要起组织均匀化和去除应力作用。最终的双退火态机能与铸造尺度相比，抗拉强度略低，屈服强度与锻件尺度相当，但延长率和断面收缩率高于尺度要求，钻研批注,通过节制层间温度能在肯定水平上改善强度[20]。

表3 TC11钛合金室温力学机能

拉伸试样断口描摹如图8所示，断口上存在大量的韧窝，并且韧窝密度较大，无解理状台阶，批注试样断裂前产生了大量的塑性变形，为韧性断裂。双退火热处置后韧窝直径略微增大，断面收缩率略微提升，与表3试验了局吻合。

图9为复合制作TC11钛合金热处置前后拉断试样的宏观描摹，试样理论经过了化学侵蚀,能够清澈地看出铸造区和增材区晶粒状态的差距，左侧为铸造区和热影响区，晶粒相对藐小;右侧是电弧增材区,出现出显著的柱状晶特点。了局批注，所有试样的常温拉伸断裂均产生在电弧增材区。

通过显微硬度测试,进一步对断裂产生在电弧增材区的原因进行分析。图10为显微硬度测试了局，左侧为铸造区，右侧为电弧增材区，中央虚线处于热影响区左近，能够看出，即便在统一区域，由于分歧地位存在显微组织的不均匀性，显微硬度测试了局有肯定颠簸，难以对比，因而选取统计学步骤对测试了局进行分析。

利用Minitab软件,对铸造区和增材区显微硬度进行单因子方差分析，判断其是否拥有显著差距，了局如图11所示。从图11(a)中能够看出，沉积态前提下，铸造区和增材区显微硬度数据等方差，满足单因子方差分析前提,分析了局见图11(b),铸造区显微硬度均值379.33HV。5,95%相信区间为(373.51HV0.5，385.15HV。5),电弧增材区显微硬度均值367.93HV0.5,95%相信区间为(362.11HV0.5,373.75HV0.5),如果检验了局中P值为0.008,回绝原如果,注明两个区域内的显微硬度有显著差距,铸造区显微硬度略高于增材区。分析原因，重要是由于铸造区经过铸造和轧制的塑性变形,内部位错密度较高，因而拥有更高的显微硬度[21]。

从图11(c)中能够看出，双退火前提下,铸造区和增材区显微硬度数据等方差，满足单因子方差分析前提。经过双退火后，铸造区网篮组织产生再结晶转变为双态组织，位错密度有所降落,显微硬度均值降低至373.27HV。5，而增材区由于网篮组织粗化，显微硬度均值略微降低至364.60HV。5。对比两区域显微硬度，单因子方差分析了局中P值为0.166,接受原如果,批注热处置后两个区域的显微硬度无显著差距，不拥有统计学显著性。

凭据晶粒状态和显微硬度分析了局,判断断裂产生在电弧增材区重要有两方面原因。其一是微观组织,沉积态铸造区内的高密度位错决定其拥有更高的显微硬度，因而强度高于增材区;其二是晶粒状态，当试样沿沉积方向拉伸时，电弧增材区柱状晶的晶界与拉伸方向平行，凭据Hall-Petch公式，晶界对位错的故障效应弱，拉伸时，位错能够在滑移面上长程滑移而不受晶界的故障，因而强度低于占有更小晶！！、更多晶界的铸造区，导致断裂产生在电弧增材区。但双重退火后显微硬度无显著差距。在位错和晶粒的共同影响下，热处置前后复合制作TC11钛合金拉伸试样均断裂在电弧增材侧。

3、结论

(1)复合制作TC11钛合金沉积态试样凭据晶粒特点可分为铸造区、热影响区和电弧增材区，对应的晶粒别离为压扁变形的等轴晶、产生了再结晶的藐小等轴晶及外延成长的粗壮柱状晶。双重退火后晶粒散布特点根基一致，但增材区和热影响区晶粒长大粗化,铸造区产生部门再结晶，晶界：：。

(2)复合制作TC11钛合金的显微组织经双重退火后产生了显著变动。铸造区和热影响区产生了再结晶,由粗壮魏氏组织转造成双态组织;电弧增材区仍为网篮组织,但片状a长大，且组织越发均匀。

(3)复合制作TC11钛合金热处置后强度及断后伸长率变动小于5%,韧窝尺寸增大,断面收缩率略微提升,双重退火重要起组织均匀化作用。综合力学机能介于电弧增材和铸造之间，整体呈低强高塑的特点。

(4)沉积态铸造区由于存在高密度位错，显微硬度略高于增材区，但双重退火后显微硬度无显著差距。在位错和晶粒的共同影响下，热处置前后复合制作TC11钛合金拉伸试样均断裂在电弧增材侧。

参考文件

[1] PASANG T, BUDIMAN A S, WANG J C,et al. Additive manufacturing of titanium alloys-Enabling re-manufacturing of aerospace and biomedical components[J]. Microelectronic Engineering,2023,270:111935.

[2] XIN S W, LIU X H, ZHANG S Y, et al.An overview on research and development of low cost titanium alloys[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2023,52(11):3971-3980.

[3] VELASQUEZ-GARCIA L F,KORNBLUTH Y. Biomedical applications of metal 3D printing[J]. Annual Review of Biomedical Engineering,2021,23:307-338.

[4]周庆军，严振宇，韩旭，等.激光溶解沉积TC11钛合金的组织与力学机能[J].中国激光,2018,45(11):61-68.

ZHOU Qingjun, YAN Zhenyu, HAN Xu,et al. Microstructure and mechanical properties of laser melting deposited TC11 titanium alloys[J].Chinese Journal of Lasers,2018,45(11):61-68.

[5] XI M Z, L U C, WU Z H.Microstructures and mechanical properties of TC11 titanium alloy formed by laser rapid forming and its combination with consecutive point-mode forging[J].Acta Metallurgica Sinica,2017,53(9):1065-1074.

[6] MATTERA G, NELE L, PAOLELLA D. Monitoring and control the wire arc additive manufacturing process using artificial intelligence techniques: A review[J]. Journal of Intelligent Manufacturing,2024,35(2):467-497.

[7] SHAH A,ALIYEV R, ZEIDLER H,et al. A review of the recent developments and challenges in wire arc additive manufacturing(WAAM) process[J]. Journal of Manufacturing and Materials Processing,2023,7(3):97.

[8] YI H, JIA L, DING J L, et al.Achieving material diversity in wire arc additive manufacturing: Leaping from alloys to composites via wire innovation[J]. International Journal of Machine Tools and Manufacture,2024,194:104103.

[9] TIAN Z, WU H J, TAN C W, et al. Dynamic mechanical properties of TC11 titanium alloys fabricated by wire arc additive manufacturing[J].Materials,2022,15(11):3917.

[10] LI Y Y, MA S Y, LIU C M, et al.Microstructure and mechanical properties of Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si alloy fabricated by arc additive manufacturing with post heat treatment[J].Key Engineering Materials,2018,789:161-169.

[11]付娟,钱瑞鹏,赵勇,等.激光电弧复合增材制作钛合金的组织和机能钻研[J].刀兵资料科学与工程,2023,46(5):16-20.

FU Juan,QIAN Ruipeng,ZHAO Yong,et al.Microstructure and properties of laser-arc hybrid additive manufacturing titanium alloy[J]. Ordnance Material Science and Engineering, 2023, 46(5):16-20.

[12]段宇航.TC11高温钛合金激光-MIG复合熔丝增材制作工艺及组织机能钻研[D].宜昌:江苏科技大学,2023.

DUAN Yuhang. Study on manufacturing technology, microstructure and properties of TC11 high temperature titanium alloy laser-MIG composite fuse additive[D]. Zhenjiang: Jiangsu University of Science and Technology,2023.

[13] ZHU Y Y, LI J, TIAN X J, et al.Microstructure and mechanical properties of hybrid fabricated Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si titanium alloy by laser additive manufacturing[J].Materials Science and Engineering: A, 2014, 607:427-434.

[14]马凡蛟,王毓,赖运金,等.Ti45Nb钛合金再结晶行为钻研[J].热加工工艺,2017,46(12):232-234,242.

MA Fanjiao, WANG Yu, LAI Yunjin, et al.Study on recrystallization behavior of Ti45Nb titanium alloy[J]. Hot Working Technology,2017,46(12):232-234,242.

[15]陈慧琴,曹春晓,郭灵,等.TC11钛合金β相区热变形动态再结晶过程的钻研[J].资料工程,2009,37(5):43-48.

CHEN Huiqin, CAO Chunxiao, GUO Ling,et al. Dynamic recrystallization processes during hot deformation of TC11 titanium alloy inβfield[J]. Journal of Materials Engineering, 2009,37(5):43-48.

[16]何智,胡洋,曲宏韬,等.超声冲击电弧增材制作钛合金零件的各向异性钻研[J].航天制作技术,2016(6):11-16.

HE Zhi, HU Yang, QU Hongtao, et al. Research on anisotropy of titanium alloy manufactured by ultrasonic impact treatment and wire and arc additive manufacture[J]. Aerospace Manufacturing Technology,2016(6):11-16.

[17] HO A,ZHAO H,FELLOWES J W,et al. On the origin of microstructural banding in Ti-6Al4V wire-arc based high deposition rate additive manufacturing[J]. Acta Materialia, 2019,166:306-323.

[18]赵永庆.钛合金相变及热处置[M].长沙:中南大学出版社,2012.

ZHAO Yongqing. Phase transformation and heat treatment of titanium alloys[M]. Changsha:Central South University Press,2012.

[19]李赛毅,文浩,雷力明,等.TC11合金两相区退火对微观组织与微观织构的影响[J].中国有色金属学报,2012,22(11):3022-3028.

LI Saiyi, WEN Hao, LEI Liming,et al. Effect of annealing in two-phase field on microstructure and microtexture of TC11 alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 22(11): 3022-3028.

[20]严振宇,周庆军,侯谊飞,等.层间停顿功夫对激光溶解沉积TC11钛合金组织与力学机能的影响[J].中国激光,2018,45(11):44-51.

YAN Zhenyu, ZHOU Qingjun, HOU Yifei,et al. Effect of interlayer residence time on microstructures and mechanical properties of laser melting deposited TC11 titanium alloys[J].Chinese Journal of Lasers, 2018, 45(11): 44-51.

[21]赵严,郭鸿镇,王涛,等.等通道转角挤压工艺对TA15合金显微硬度的影响[J].罕见金属资料与工程,2011,40(5):885-888.

ZHAO Yan, GUO Hongzhen, WANG Tao,et al. Effects of equal channel angular pressing on microhardness of TA15 alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2011,40(5):885-888.

（注，原文标题：：铸造–电弧增材复合制作TC11钛合金组织与力学机能钻研）

有关链接