田銀寶, 申俊琦,, 胡繩蓀, 勾健

增材制造(additive manufacturing，AM)技術(shù)是一種自下而上材料逐層堆積的制造方法[1,2]，已在航空航天、微納制造、生物醫(yī)學(xué)以及汽車工程等行業(yè)得到廣泛的應(yīng)用[3]。絲材+電弧增材制造(wire and arc additive manufacturing，WAAM)是一種利用電弧作為熱源，焊絲作為堆積材料進(jìn)行零件制造的AM技術(shù)。與其它AM技術(shù)相比，WAAM技術(shù)具有設(shè)備投資少、運(yùn)行成本低、材料利用率高以及沉積/生產(chǎn)效率高等優(yōu)點(diǎn)，受到了國內(nèi)外研究學(xué)者的廣泛關(guān)注[4]。Horgar等[5]利用傳統(tǒng)熔化極氣體保護(hù)焊(gas metal arc welding，GMAW)技術(shù)，實(shí)現(xiàn)了鋁合金構(gòu)件的WAAM。Haden等[6]對(duì)比了不銹鋼WAAM構(gòu)件與鍛件的抗拉性能與耐磨性能，發(fā)現(xiàn)WAAM構(gòu)件的性能接近于鍛件。Wu等[7]研究了鈦合金WAAM過程中熱積累對(duì)構(gòu)件成形的影響，發(fā)現(xiàn)由于沿堆積方向散熱路徑發(fā)生改變以及冷卻速率降低，構(gòu)件的幾何形狀將發(fā)生改變。

鈦合金具有密度低、比強(qiáng)度高，耐蝕性、耐熱性和抗疲勞性好等優(yōu)點(diǎn)，而被廣泛應(yīng)用于醫(yī)療、汽車、船舶及航空航天等領(lǐng)域[8,9]。高強(qiáng)鋁合金具有密度小、比強(qiáng)度高，導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性以及加工性能好等特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天及民用工業(yè)等領(lǐng)域[10]。鈦/鋁異種合金復(fù)合結(jié)構(gòu)可以充分發(fā)揮2種合金的優(yōu)勢，彌補(bǔ)彼此的缺點(diǎn)，可被廣泛應(yīng)用于汽車以及航空航天等領(lǐng)域，鈦/鋁異種合金復(fù)合結(jié)構(gòu)的應(yīng)用已成為一種發(fā)展趨勢[11]。但是，鋁合金與鈦合金的物理及化學(xué)性質(zhì)存在較大差異，同時(shí)，鈦合金與鋁合金溶化后會(huì)發(fā)生化學(xué)反應(yīng)并生成脆性金屬間化合物，從而導(dǎo)致接頭性能嚴(yán)重降低。傳統(tǒng)熱輸入較高的焊接方法很難實(shí)現(xiàn)鈦/鋁異種合金的可靠連接。因此，有必要使用低熱輸入的焊接方法，抑制或減少鈦/鋁金屬間化合物的形成以獲得可靠的鈦/鋁異種合金連接[12]。

冷金屬過渡(cold metal transfer，CMT)是一種熱輸入較低的焊接技術(shù)。在CMT焊接過程中，焊絲的運(yùn)動(dòng)控制與熔滴過渡過程相結(jié)合，從而實(shí)現(xiàn)冷熱交替焊接并降低熱輸入[13,14,15,16]。同時(shí)，CMT技術(shù)還具有無飛濺、搭橋能力好、焊縫均勻一致以及焊件變形小等優(yōu)點(diǎn)[17,18,19,20]，已被廣泛應(yīng)用于汽車、機(jī)車和航天等諸多領(lǐng)域。目前CMT焊接技術(shù)的相關(guān)研究主要集中在鋁合金焊接[21,22]和異種材料焊接[23,24,25]等方面。

隨著CMT技術(shù)的發(fā)展，多種控制模式被研發(fā)及應(yīng)用，其中變極性CMT (variable polarity-CMT，VP-CMT)和變極性CMT脈沖復(fù)合(VP-CMT+P)模式均已用于鋁合金WAAM的相關(guān)研究[26,27,28]，但利用CMT進(jìn)行異種金屬WAAM的相關(guān)研究則鮮有報(bào)道。目前，CMT焊接鈦合金的模式只有直流CMT (direct current-CMT，DC-CMT)和CMT+P 2種程序。因此，本工作堆積鈦合金時(shí)，使用熱輸入較低的DC-CMT模式。在CMT焊接鋁合金的多種模式中，VP-CMT+P熱輸入相對(duì)較低，且鋁合金成形相對(duì)較好，因此使用該模式進(jìn)行鋁合金的堆積。如今，異種金屬構(gòu)件WAAM相關(guān)研究已經(jīng)成為AM研究領(lǐng)域的熱點(diǎn)之一[29,30]。而對(duì)于許多異種金屬構(gòu)件，由于其反應(yīng)層生成了硬脆相，成為構(gòu)件的薄弱環(huán)節(jié)。激光焊、釬焊和摩擦焊等焊接方法是目前使用最多的鈦/鋁異種金屬焊接方法，焊接時(shí)所面臨的最大問題均為鈦/鋁界面反應(yīng)層難以控制[31]。因此，本工作利用DC-CMT/VP-CMT+P技術(shù)對(duì)鈦/鋁異種金屬進(jìn)行WAAM，重點(diǎn)研究構(gòu)件中反應(yīng)層的微觀組織及其對(duì)構(gòu)件性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)方法

WAAM實(shí)驗(yàn)在CMT Advanced 4000R型焊機(jī)及MOTOMAN HP6型機(jī)器人組成的加工系統(tǒng)上進(jìn)行。實(shí)驗(yàn)所采用的基板為TC4鈦合金，焊絲分別為TC4鈦合金和ER2319鋁合金，直徑均為1.2 mm。基板與焊絲的名義化學(xué)成分如表1所示。鈦/鋁異種金屬WAAM的過程為：先在基板上堆積15層鈦合金；然后在已堆積的鈦合金上堆積25層鋁合金，構(gòu)件相鄰層堆積的間隔時(shí)間為2 min。WAAM的堆積參數(shù)為：鈦合金堆積模式為DC-CMT，鋁合金堆積模式為VP-CMT+P，鈦合金送絲速率為7.2 m/min，鋁合金送絲速率為4 m/min，焊槍運(yùn)行速率為0.3 m/min，Ar氣流量為30 L/min。堆積第一層鋁合金時(shí)，采用高速攝像機(jī)采集電弧形態(tài)和熔滴過渡行為，采樣頻率為2000 Hz。

表1   基板與焊絲名義化學(xué)成分 (mass fraction / %)

Table 1  Nominal chemical compositions of the substrates and filler materials (mass fraction / %)

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金相試樣和拉伸試樣的取樣位置如圖1a所示。金相試樣尺寸為20 mm×10 mm×5 mm，經(jīng)打磨和拋光后，利用Keller試劑(1 mL HF+1.5 mL HCl+2.5 mL HNO3+95 mL H2O)對(duì)金相試樣進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間約為1 min。利用GX51型光學(xué)顯微鏡(OM)、S-4800型掃描電鏡(SEM)及配備的Genesis XM2型能譜分析儀(EDS)、Tecnai F30型透射電鏡(TEM)對(duì)鈦/鋁構(gòu)件進(jìn)行微觀組織觀察與分析。SEM、TEM和EDS測試試樣均為同一金相試樣，待觀察的表面為構(gòu)件橫截面，即圖1a中的yoz面。使用MH-3型Vickers硬度儀對(duì)所截取的金相試樣從鋁合金向鈦合金進(jìn)行硬度測量，相鄰測試點(diǎn)的間距為0.4 mm，載荷為1 kg，保載時(shí)間為15 s。沿構(gòu)件縱向方向截取3個(gè)拉伸試樣，拉伸試樣尺寸如圖1b所示。在室溫條件下，用CSS-44100型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為0.5 mm/min。

圖1

圖1   試樣截取位置

Fig.1   Sampling positions

(a) microstructural examinations

(b) tensile tests (unit: mm)

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 堆積過程分析

圖2為第一層鋁合金堆積過程的電流與電壓波形圖?？梢钥闯?，焊接周期約為340 ms，由正極性(electrode positive，EP)脈沖階段和負(fù)極性(electrode negative，EN) CMT階段2部分組成。EP脈沖階段由10個(gè)連續(xù)正極性脈沖組成，約為125 ms。脈沖階段基值電流約為40 A，為保證EN-CMT短路過渡后順利引弧，第一個(gè)脈沖基值電流相對(duì)較高，約為70 A。EN-CMT階段由10個(gè)連續(xù)的負(fù)極性CMT組成，約為215 ms。

圖2

圖2   第一層鋁合金堆積過程的電流與電壓波形圖

Fig.2   Current and voltage waveforms during the deposition process for the first Al alloy layer (EN-CMT—electrode negative cold metal transfer)

圖3為一個(gè)周期中的典型熔滴過渡過程，圖中箭頭代表焊絲的運(yùn)動(dòng)方向。圖3a為EP脈沖階段，在10~14 ms，焊絲回抽(遠(yuǎn)離熔池)，同時(shí)電弧逐漸明亮，焊絲熔化并形成熔滴，熔滴過渡形式為一脈一滴過渡。10次脈沖熔滴過渡后，焊絲與熔池間距離逐漸減小，在第130 ms時(shí)，焊絲與熔池接觸，同時(shí)發(fā)生極性轉(zhuǎn)換，進(jìn)入EN-CMT階段。焊絲與熔池接觸后，開始回抽，向遠(yuǎn)離熔池方向運(yùn)動(dòng)。在第141 ms時(shí)，焊絲繼續(xù)回抽并脫離熔池，實(shí)現(xiàn)熔滴的短路過渡，同時(shí)電弧重新引燃。在第149 ms時(shí)，焊絲送進(jìn)(向熔池方向運(yùn)動(dòng))，直至第150 ms時(shí)焊絲與熔池接觸。在重復(fù)上述10次短路過渡過程后，由EN-CMT階段向EP脈沖階段轉(zhuǎn)變，即由圖3b向圖3a轉(zhuǎn)變，從而開始新的一個(gè)焊接周期。與EP脈沖階段相比，EN-CMT階段為液態(tài)金屬提供了一個(gè)較為強(qiáng)烈的冷卻過程，導(dǎo)致正負(fù)周期對(duì)熔池和已堆積金屬的加熱效果差異更大，從而使得已堆積構(gòu)件表面所經(jīng)歷的加熱和冷卻往復(fù)過程十分明顯[32]。

圖3

圖3   第一層鋁合金熔滴過渡過程

Fig.3   Droplet transfer processes of the first Al alloy layer (Arrows indicate the movement directions of the wire)

(a) pulse period (b) EN-CMT period

2.2 組織分析

如圖1所示，利用DC-CMT堆積鈦合金，VP-CMT+P堆積鋁合金，可以獲得成形良好的鈦/鋁異種金屬WAAM構(gòu)件。在堆積第一層鋁合金時(shí)，在電弧作用下，最頂層鈦合金局部熔化，此時(shí)，Ti原子和Al原子發(fā)生擴(kuò)散并反應(yīng)，形成金屬間化合物。如圖4a所示，根據(jù)微觀組織形貌分布，可以將WAAM構(gòu)件分成I、II、III和IV 4個(gè)區(qū)域，其中I區(qū)為鋁合金區(qū)，II區(qū)為過渡區(qū)，III區(qū)為鈦/鋁界面層，II區(qū)和III區(qū)共同組成鈦/鋁反應(yīng)層，IV區(qū)為鈦合金區(qū)。可以看出，在I區(qū)出現(xiàn)氣孔，根據(jù)前期研究結(jié)果[15]，該氣孔應(yīng)為氫氣孔。由于H在液態(tài)鋁合金中的溶解度比其在固態(tài)鋁合金中的溶解度大得多，在鋁合金凝固過程中，H的溶解度急劇下降，使得液態(tài)鋁合金在凝固時(shí)析出大量過飽和氣體，而當(dāng)所形成的氣體上浮速率小于結(jié)晶速率時(shí)，便會(huì)形成氣孔。如圖4b所示，在II區(qū)中出現(xiàn)長條狀相，長度約為250 μm。根據(jù)表2中所示點(diǎn)1的EDS分析結(jié)果可知，該長條狀相應(yīng)為金屬間化合物TiAl3。如圖5a所示，II區(qū)包含長條狀相和網(wǎng)狀相，根據(jù)面掃結(jié)果(圖5b~d)可知，長條狀相主要由Ti和Al元素組成，網(wǎng)狀相主要由Al和Cu元素組成。根據(jù)表2中點(diǎn)4和點(diǎn)5的EDS分析結(jié)果可知，長條狀相應(yīng)為TiAl3，網(wǎng)狀相應(yīng)為Al2Cu。圖6為圖4a中II區(qū)的TEM形貌及衍射斑點(diǎn)，其測試結(jié)果與EDS測試結(jié)果一致，表明II區(qū)中存在TiAl3和Al2Cu。如圖4c所示，III區(qū)由連續(xù)的鋸齒狀或塊狀相組成，厚度約為10 μm。根據(jù)表2中點(diǎn)2的EDS分析結(jié)果可知，其Ti與Al的原子比例接近1∶3，因此該相應(yīng)為TiAl3。圖4d表明IV區(qū)組織呈現(xiàn)網(wǎng)籃狀形貌，根據(jù)組織形貌以及表2中點(diǎn)3的EDS分析結(jié)果，可以確定IV區(qū)為鈦合金。

圖4

圖4   絲材+電弧增材制造(WAAM)構(gòu)件微觀組織

Fig.4   OM image of Ti/Al wire and arc additive manufacturing (WAAM) component (a), SEM images of areas II (b), III (c) and IV (d) in Fig.4a

表2   WAAM構(gòu)件不同位置的EDS分析結(jié)果

Table 2  EDS analysis results for different positions in the WAAM component

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圖5

圖5   圖4a中II區(qū)微觀組織的高倍SEM像及相應(yīng)的元素分布

Fig.5   High magnified SEM image of area II in Fig.4a (a) and corresponding element distributions for Al (b), Ti (c) and Cu (d)

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圖6

圖6   圖4a中II區(qū)的TEM分析

Fig.6   TEM analyses of area II in Fig.4a

(a) TEM image of net shape phase (b) electron diffraction pattern of circle area in Fig.6a

(c) TEM image of long strip phase (d) electron diffraction pattern of circle area in Fig.6c

2.3 鈦/鋁反應(yīng)層形成機(jī)理

鈦/鋁構(gòu)件反應(yīng)層的形成本質(zhì)是WAAM過程中局部鈦合金熔化、液態(tài)鋁合金與液態(tài)鈦合金相遇、Ti和Al原子發(fā)生反應(yīng)的結(jié)果。如圖7a所示，在脈沖階段，由于熱輸入較大，已堆積的鈦合金表面溫度迅速升高，局部少量鈦合金發(fā)生熔化，固態(tài)鈦合金形狀由上凸變?yōu)橄掳?。熔化后的液態(tài)鈦合金中的Ti原子在固態(tài)鈦合金表面前沿附近形成富集，隨著時(shí)間的推移，熔池中的Ti原子與Al原子發(fā)生相互擴(kuò)散；同時(shí)由于ER2319鋁合金中含有Cu元素(表1)，因此熔池中出現(xiàn)少量Cu原子。

圖7

圖7   鈦/鋁反應(yīng)層形成示意圖

Fig.7   Schematic of the formation of Ti/Al reaction layer

(a) interdiffusion of Ti and Al atoms (b) formation of TiAl3 in area III in Fig.4a

(c) formation of TiAl3 and Al2Cu in area II in Fig.4a (d) solidification of Al alloy

如圖7b所示，Ti原子與Al原子相遇并發(fā)生反應(yīng)，首先依附于固態(tài)鈦合金表面進(jìn)行非均勻形核。由于形成金屬間化合物TiAl3需要的能量起伏較少，因此TiAl3優(yōu)先在界面處形核，并依附于界面長大，在鈦合金表面形成鋸齒狀或塊狀TiAl3。TiAl3晶核與熔池的固/液界面溫度梯度較大，成分過冷程度較小，因此，晶核以柱狀的形式向鋁合金方向生長[11]。TiAl3是一種有序結(jié)構(gòu)，具有擇優(yōu)長大的取向，因此其柱狀晶組織垂直于鈦合金表面，沿著最大冷卻速率方向迅速生長。界面層的厚度由反應(yīng)時(shí)間和反應(yīng)溫度決定，反應(yīng)時(shí)間越長，溫度越高，形成的界面層越厚[33]。

如圖7c所示，在圖4a中Ⅱ區(qū)中存在斷續(xù)的長條狀TiAl3和共晶組織Al2Cu。TiAl3的晶體類型為D022型正方晶體結(jié)構(gòu)，沿著密排方向生長，而晶格的其它方向生長速率相對(duì)緩慢，導(dǎo)致形成棒狀或長條狀結(jié)構(gòu)。在脈沖階段時(shí)，液態(tài)金屬在電弧作用下發(fā)生劇烈流動(dòng)，在流動(dòng)金屬的沖擊下，已經(jīng)形成的長條狀TiAl3發(fā)生折斷或斷裂，最終形成斷續(xù)的化合物[33]。同時(shí)，也有文獻(xiàn)報(bào)道表明TiAl3的形成速率高于鈦的消耗速率，從而形成了很強(qiáng)的內(nèi)應(yīng)力，導(dǎo)致連續(xù)層破碎并進(jìn)入液態(tài)金屬中，最終形成斷續(xù)的長條狀TiAl3[33]。

根據(jù)Ti-Al二元相圖可知，Ti與Al反應(yīng)可以形成Ti3Al、TiAl和TiAl3等金屬間化合物。在化學(xué)勢梯度的驅(qū)動(dòng)下，界面Ti原子與Al原子相互結(jié)合，從而降低體系的Gibbs自由能；同時(shí)，生成TiAl3需要相對(duì)較小的Gibbs自由能，因此，在圖4a中II區(qū)和III區(qū)所組成的反應(yīng)層內(nèi)優(yōu)先生成TiAl3。Gibbs自由能和溶解速率常數(shù)是界面冶金反應(yīng)熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)的重要要素，溫度對(duì)二者具有一定的影響，所以，合適的溫度分布以及熱循環(huán)是形成界面層的關(guān)鍵因素。在脈沖階段，熱輸入相對(duì)較高，局部少量鈦合金被熔化；與EP-CMT相比，EN-CMT階段熱輸入更低[32]，冷卻作用更明顯，從而抑制鈦合金的熔化，減少Ti原子含量，因此導(dǎo)致在界面層Ⅲ區(qū)沒有達(dá)到形成Ti3Al和TiAl的條件。

如圖7d所示，隨著到界面層距離增加，Ti原子含量降低，導(dǎo)致在液態(tài)鋁合金中不再形成鈦/鋁金屬間化合物，液態(tài)金屬凝固形成固態(tài)鋁合金。

2.4 裂紋分析

如圖8所示，在III區(qū)界面層和IV區(qū)鈦合金層的分界線附近，形成了一條長度約為40 μm的微裂紋。裂紋的形成主要有以下3方面原因：(1) TiAl3在III區(qū)呈連續(xù)的層狀結(jié)構(gòu)分布，界面處存在較高的界面能。為降低體系的能量，晶格中的位錯(cuò)向界面處遷移聚集，從而導(dǎo)致界面處存在較高密度的位錯(cuò)，在殘余應(yīng)力的作用下，界面極易開裂，形成裂紋[34]。(2) WAAM過程中，產(chǎn)生的殘余應(yīng)力是構(gòu)件裂紋的主要來源[35]。在WAAM過程中，由于熱源的移動(dòng)，最新堆積的金屬附近溫度相對(duì)較高，導(dǎo)致構(gòu)件加熱和冷卻不均勻。隨著逐層堆積，反復(fù)進(jìn)行加熱和冷卻過程，構(gòu)件內(nèi)部反復(fù)經(jīng)歷膨脹與收縮，最終冷卻到室溫時(shí)，導(dǎo)致構(gòu)件內(nèi)部產(chǎn)生殘余拉應(yīng)力。由于鈦合金與鋁合金的線膨脹系數(shù)和熱導(dǎo)率相差較大，在沿堆積方向凝固時(shí)，二者收縮程度相差較大，從而導(dǎo)致構(gòu)件開裂。(3) 在600 ℃以下時(shí)，TiAl3的延伸性較差，且脆性明顯，較小的應(yīng)力作用便可導(dǎo)致微裂紋形成及擴(kuò)展。

圖8

圖8   WAAM構(gòu)件反應(yīng)層中裂紋形貌的SEM像

Fig.8   SEM image of crack in reaction layer of WAAM component

雖然在II區(qū)和III區(qū)都有TiAl3存在，但由于II區(qū)的TiAl3以長條狀的形式離散分布于鋁合金中，處于金屬間化合物之間的α-Al通過發(fā)生塑性變形降低了凝固過程中產(chǎn)生的應(yīng)力，從而降低了構(gòu)件的裂紋敏感性[36]，因此，應(yīng)盡量避免生成連續(xù)金屬間化合物層。

2.5 力學(xué)性能

構(gòu)件拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，其最高抗拉強(qiáng)度為68 MPa，平均抗拉強(qiáng)度約為65 MPa。有研究[37]發(fā)現(xiàn)，當(dāng)金屬間化合物厚度大于300 μm時(shí)，在其內(nèi)部容易出現(xiàn)微裂紋，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度小于58 MPa。此結(jié)論與本工作結(jié)果接近。觀察構(gòu)件斷裂位置，可以發(fā)現(xiàn)所有試樣均在III區(qū)斷裂。圖9為拉伸試樣斷口微觀形貌的SEM像?？梢姡嚇訑嗔亚皼]有出現(xiàn)“縮頸”現(xiàn)象，斷口表面平齊無韌窩；可以觀察到撕裂棱存在，呈現(xiàn)明顯脆性斷裂特征。根據(jù)表2中點(diǎn)6的EDS分析結(jié)果可知，在斷口表面有TiAl3相存在，表明斷裂發(fā)生在反應(yīng)層。如前所述，反應(yīng)層有脆性金屬間化合物TiAl3形成；同時(shí)，由于內(nèi)應(yīng)力的作用使得III區(qū)界面層產(chǎn)生微裂紋，在拉伸過程中微裂紋擴(kuò)展從而導(dǎo)致脆性斷裂。因此，界面層成為鈦/鋁構(gòu)件最薄弱的環(huán)節(jié)，且微裂紋的形成是構(gòu)件斷裂失效的主要原因。斷裂由一條相對(duì)較長的裂紋發(fā)起，裂紋源萌生于界面層，同時(shí)向四周擴(kuò)展，即主裂紋擴(kuò)展。同時(shí)，在界面層中存在一些長度較短的細(xì)小裂紋，微裂紋端部的應(yīng)力強(qiáng)度因子超過臨界應(yīng)力強(qiáng)度因子時(shí)，會(huì)在界面層內(nèi)部進(jìn)行擴(kuò)展，這些細(xì)小裂紋與主裂紋匯合后，加速了裂紋擴(kuò)展過程，微小裂紋促進(jìn)主裂紋在界面反應(yīng)層中擴(kuò)展，最終形成沿界面的脆性斷裂[31]。由于脆性TiAl3與鋁合金熱膨脹系數(shù)差異較大，大塊的TiAl3可發(fā)生解理斷裂，導(dǎo)致構(gòu)件的力學(xué)性能較低。因此，為了獲得性能優(yōu)異的鈦/鋁異種金屬構(gòu)件，必須抑制和減少反應(yīng)層中脆性金屬間化合物的產(chǎn)生。同時(shí)，有文獻(xiàn)報(bào)道表明，氣孔可以作為起裂源導(dǎo)致構(gòu)件斷裂[11]。但在斷口位置未檢測到氣孔，因此本工作中氣孔并未導(dǎo)致構(gòu)件斷裂。

圖9

圖9   拉伸試樣斷口形貌的SEM像

Fig.9   Low (a) and locally high (b) magnified SEM images of fracture surface

圖10為WAAM構(gòu)件界面層附近硬度分布?？梢钥闯?，鋁合金的硬度基本穩(wěn)定在70 HV左右，反應(yīng)層的硬度大致為230 HV，鈦合金的硬度約為340 HV。從鋁合金到鈦合金，硬度呈現(xiàn)遞增的趨勢，且反應(yīng)層的硬度介于鋁合金和鈦合金之間。由于鋁合金主要由α-Al組成，在應(yīng)力作用下，α-Al易發(fā)生變形，因此其硬度相對(duì)較低；根據(jù)圖5所示元素分布可知，過渡層的基體為鋁合金，但其中彌散分布有硬脆TiAl3相，使得過渡層硬度較高，從而導(dǎo)致反應(yīng)層的硬度高于鋁合金。

圖10

圖10   WAAM構(gòu)件界面層附近的硬度分布

Fig.10   Hardness distributions near the interface layer of WAAM component

通過利用CMT技術(shù)對(duì)鈦/鋁異種金屬進(jìn)行WAAM，所得構(gòu)件拉伸性能偏低。構(gòu)件力學(xué)性能較低的主要原因是：鈦/鋁反應(yīng)層形成微裂紋以及大量脆性的金屬間化合物。為了提高構(gòu)件力學(xué)性能，應(yīng)該盡量降低熱輸入，以減少微裂紋和金屬間化合物的形成。

3 結(jié)論

(1) 變極性CMT脈沖復(fù)合堆積過程包括正極脈沖階段和負(fù)極性CMT階段。在正極脈沖階段，電弧集中且熱輸入較大；在負(fù)極性CMT階段，熱輸入較小且對(duì)構(gòu)件具有明顯的冷卻效果。

(2) 鈦合金使用直流CMT堆積，鋁合金使用變極性CMT脈沖復(fù)合堆積進(jìn)行鈦/鋁異種金屬絲材+電弧增材制造，可以獲得鈦/鋁異種金屬構(gòu)件。

(3) 鈦/鋁異種金屬構(gòu)件的反應(yīng)層包括過渡層和界面層。過渡層由長條狀TiAl3、網(wǎng)狀A(yù)l2Cu和基體α-Al組成；界面層由連續(xù)的鋸齒狀或塊狀TiAl3組成。同時(shí)，在界面層有微裂紋形成。

(4) 鈦/鋁異種金屬構(gòu)件的平均抗拉強(qiáng)度為65 MPa，試樣均在界面層斷裂，斷裂方式為脆性斷裂。反應(yīng)層的硬度介于鈦合金和鋁合金之間。

來源--金屬學(xué)報(bào)