钛合金具有高比强度、强耐侵蚀性和优异的生物相容性，，，，，，，普遍地应用于航空航天[1]、船舶[2]、生物医学[3]等领域。。。。。。其中α+β型TC11钛合金具有优异的综合热加工性能,在航空航天大型主承力结构制造领域获得了工程应用[4-5]。。。。。。

恒久以来，，，，，，，大型钛合金结构主要接纳铸造/铸造+机械加工的生产方法，，，，，，，但质料使用率低，，，，，，，生产周期长，，，，，，，生产本钱高。。。。。。近些年，，，，，，，随着增材制造手艺的快速生长，，，，，，，越来越多接纳该手艺生产的大型钛合金结构应用到航空航天领域，，，，，，，特殊是激光熔化沉积(Laser melting deposition,LMD)增材制造手艺。。。。。。

电弧熔丝增材制造(Wire and Arc Additive Manufacture, WAAM)手艺是另一种高效、低本钱、高质量的增材制造手艺6,近些年,同样受到海内外航空航天领域的亲近关注。。。。。。其接纳电弧作为热源，，，，，，，通过将金属丝材熔化逐层沉积制造出靠近产品形状和尺寸设计要求的三维金属坯件。。。。。。与LMD手艺相比，，，，，，，WAAM手艺具有装备投资少、制造效率高、运行本钱低等优点,特殊适合大型钛合金结构的研制与生产[8]。。。。。。同时，，，，，，，海内外工程手艺职员在充分研究古板铸造工艺和增材制造手艺各自优弱点的基础上，，，，，，，提出了将古板铸造/铸造与增材制造手艺相团结的复合制造手艺，，，，，，，从而简化工艺，，，，，，，进一步降低制造本钱，，，，，，，缩短制造周期。。。。。。

现在，，，，，，，针对TC11钛合金和上述手艺的研究主要集中在简单电弧增材制造[9?10]、激光-电弧复合制造[11?12]和铸造-LMD复合制造[13]等方面，，，，，，，而关于电弧增材复合制造手艺的相关研究较少。。。。。。Tian等[9]研究了电弧增材TC11钛合金在室温下的压缩力学性能和失效模式,发明了在动态加载条件下的塑性各向异性，，，，，，，基于此建设了刷新的J-C本构模子;Li等研究了电弧增材TC11钛合金沉积态和热处置惩罚态的显微组织和力学性能，，，，，，，基于此设计了双重热处置惩罚制度，，，，，，，获得了最佳综协力学性能;付娟等开展了热输入激光电弧复合增材制造TC11钛合金的组织和性能研究，，，，，，，发明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]系统研究了激光电弧复合增材制造工艺参数和热处置惩罚制度对TC11钛合金组织转变和力学性能的影响纪律,获得了最佳工艺参数和热处置惩罚制度及其对应的力学性能;Zhu等[13]研究了铸造-LMD复合制造TC11钛合金增材区、团结区和基板区显微组织、显微硬度和室温拉伸性能。。。。。。

综上，，，，，，，海内外尚无研究职员对铸造-电弧增材复合制造TC11钛合金的微观组织和力学性能举行研究,因此,本文主要针对此开展起源研究，，，，，，，探明热处置惩罚前后铸造区、过渡区和电弧增材区组织和性能的转变纪律。。。。。。

1、试验及要领

1.1试验质料

试验用丝材接纳定制的直径为1.2mm的TC11钛合金丝材,名义因素 Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si，，，，，，，化学因素如表1所示。。。。。。

试验用TC11基板的化学因素见表1,其β相转变温度为1000~1005℃。。。。。。为包管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,变形温度控制在1050~1150℃，，，，，，，基板厚度为40mm。。。。。。试验前用砂轮机打磨基板外貌去除氧化膜，，，，，，，然后用酒精整理基板外貌。。。。。。

表1 TC11钛合金丝材及基板化学因素(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造系统，，，，，，，如图1所示，，，，，，，主要由焊接机械人、等离子焊机Fronius MagicWave 4000、等离子焊枪Fronius Robacta PTW 3500、送丝机、事情平台及气氛保；；；；；；；は低车茸槌伞！。。。。焊接机械人的主要功效是控制增材制造沉积路径、扫描速率和焊机启停，，，，，，，等离子焊接的主要功效是控制增材制造电流、电压等工艺参数,送丝机的主要功效是控制送丝速率。。。。。。试验时焊接机械人、送丝机、事情平台和等离子焊枪均装置在气氛保；；；；；；；は低持校，，，，，，气氛保；；；；；；；は低惩ü财没缓途换,将水氧质量分数控制在0.02%以下。。。。。。

1.3试验要领

基于成形效率、外貌质量和冶金缺陷等综合思量，，，，，，，接纳表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°，，，，，，，沉积偏向与扫描战略如图2所示。。。。。。沉积试样长100mm、高100mm、厚20mm,共制备两件,划分编号为1#和2#。。。。。。

1#试样坚持沉积态,2#试样举行双重退火热处置惩罚,热处置惩罚制度参考GJB3763A一2004《钛及钛合金热处置惩罚》,详细为:以300℃/h速率升温至980℃,保温1h后空冷，，，，，，，再次以300℃/h速率升温至530℃,保温6h后空冷。。。。。。凭证图3(a)所示位置制备金相试样，，，，，，，接纳金相显微镜视察宏、微观组织。。。。。。凭证图3(b)所示位置截取并制备常温力学性能试棒及显微硬度试样,力学性能试棒尺寸见图3(c),铸造及电弧增材两个区域显微硬度接纳维氏显微硬度计举行丈量,取样位置见图3(d)。。。。。。接纳ETM105D型微机控制电子万能试验机,凭证GB/T228.1测试室温力学性能，，，，，，，并用S-3700N型扫描电子显微镜视察断口形貌。。。。。。

表2电弧增材工艺参数

2、效果与讨论

2.1晶粒形貌剖析

复合制造TC11钛合金沉积态晶粒形貌如图4所示，，，，，，，凭证晶粒形态特点可大致分为铸造区、热影响区和电弧增材区,对应晶粒状态划分为压扁变形的等轴晶、爆发了再结晶的细小等轴晶及外延生长的粗大柱状晶。。。。。。

铸造基体部分主要是压扁变形的等轴晶，，，，，，，其形成缘故原由是基体中的β晶粒在铸造历程中被压扁，，，，，，，沿着金属流动偏向被拉长，，，，，，，但由于变形量有限，，，，，，，且冷却速率较快，，，，，，，在铸造和冷却历程中均未爆发再结晶，，，，，，，最终形成了笔直于铸造偏向被压扁的变形的等轴晶[14-15],晶粒尺寸较大。。。。。。

基体在铸造历程中爆发了严重的塑性变形，，，，，，，因此保存大宗的高密度位错,在电弧增材热作用下,热影响区温度抵达了再结晶温度，，，，，，，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继续移动，，，，，，，逐渐形成大角度晶界，，，，，，，最终形成越发细小的等轴晶粒。。。。。。热影响区靠近熔池底部部分，，，，，，，由于温度较高，，，，，，，远远凌驾了再结晶温度，，，，，，，初始爆发了再结晶的细小晶粒浚？？？Ｗ钕瘸ご螅，，，，，，越靠近熔合线，，，，，，，温度越高，，，，，，，晶粒长洪流平越高，，，，，，，靠近熔合线区域，，，，，，，温度远远凌驾了β相转变温度，，，，，，，晶粒爆发了严重长大，，，，，，，最终在热影响区形成了底部细小等轴晶向熔合线较粗大等轴晶过渡的漫衍特点。。。。。。

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)与热传导偏向一致的晶粒被熔化的水平高，，，，，，，与热传导偏向纷歧致的晶粒被熔化的水平低，，，，，，，因此形成了一个狭窄的不规则的呈锯齿状区域。。。。。。凝固时，，，，，，，晶粒取向与热传导偏向一致的晶粒凝固速率快，，，，，，，沿最大温度梯度的反偏向外延生长，，，，，，，与热传导偏向纷歧致的晶粒，，，，，，，凝固速率和生长速率慢，，，，，，，被生长快的晶粒抑制，，，，，，，最终导致增材部分的凝固组织沿沉积偏向呈柱状晶生长[16]。。。。。。另外，，，，，，，从图4(d)中还可以视察到，，，，，，，在电弧增材多重热循环作用下，，，，，，，沉积态宏观组织沿沉积偏向泛起出明暗交替的周期性转变，，，，，，，该征象被证实与Fe、Al、V等元素的偏析有关[17]。。。。。。

复合制造TC11钛合金双退火态和沉积态晶粒形貌如图5所示。。。。。。与沉积态相似，，，，，，，从铸造区到增材区同样呈压扁等轴晶一细小等轴晶一粗大柱状晶漫衍的特点，，，，，，，但晶粒形态和尺寸爆发一定转变。。。。。。从图5(a)可以看出，，，，，，，双退火后电弧增材区柱状晶进一步长大粗化，，，，，，，晶粒浚？？？？矶扔稍0.5 mm增添至约1.5mm。。。。。。另外，，，，，，，比照图4(a)和5(a)可以看出,热处置惩罚后该区域宏观明暗交替征象显着削弱，，，，，，，证实热处置惩罚后偏析展现获得改善,组织越发匀称;铸造区在热处置惩罚历程中抵达再结晶温度,爆发再结晶,晶粒一定水平上获得细化。。。。。。从微观组织中可以看出，，，，，，，再结晶后原始β晶界一连α相破碎球化,导致图5(b)中晶界模糊，，，，，，，但由于再结晶不彻底，，，，，，，仍能看到部分原始β晶界。。。。。。比照图5(c)和(d)发明,热影响区在热处置惩罚历程中晶粒进一步长大，，，，，，，其中上部较粗大的等轴晶与增材区合并，，，，，，，形成柱状晶，，，，，，，宏观上体现为等轴晶区域变窄。。。。。。

2.2显微组织剖析

图6是复合制造TC11钛合金在沉积态下的光学显微金相图。。。。。。从图6(b)~(d)中可以看出,铸造区为粗大的魏氏组织，，，，，，， α相板条长而粗,在原始β相晶界内呈编织状漫衍;增材区为α+β相网篮组织,差别于魏氏组织, α相板条短而细,呈交织排列。。。。。。

在铸造区(图6(b)),铸造时为包管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,变形完全爆发在β相单相区,铸造历程中未爆发固态相变。。。。。。在随后的冷却历程中，，，，，，，当温度降至β相转变温度以下时，，，，，，，首先沿β相晶界析出一连α相,然后在晶内凭证差别的位相析出交织的长条形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,凝固竣事时，，，，，，，获得全β相凝固组织。。。。。。进一步冷却，，，，，，，凝固组织爆发固态相变，，，，，，，当温度低于β相转变温度时，，，，，，，首先沿β相晶界析出一连α相，，，，，，，然后在晶内凭证差别的位相析出交织的片状a相板条，，，，，，，形成网篮组织。。。。。。与铸造组织差别的是，，，，，，，电弧增材区的网篮组织越发细小(α相板条长度约25μm),这主要由冷却速率决议，，，，，，，锻件毛坯尺寸远远大于电弧增材成形的试样尺寸，，，，，，，冷却速率相对较慢，，，，，，，在α+β两相区相变换加充分,形成更为粗大的晶界α相和网篮组织。。。。。。

在热影响区(图6(d)),泛起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，，，，，，，有等轴化趋势，，，，，，，主要缘故原由是受电弧增材历程热输入影响，，，，，，，在再结晶温度以上爆发a相再结晶，，，，，，，但热作用有限，，，，，，，冷却速率快，，，，，，，再结晶不彻底，，，，，，，未能形成双态组织。。。。。。

复合制造TC11钛合金双退火态微观组织形貌如图7所示。。。。。。显微组织泛起出从铸造区双态组织向增材区网篮组织过渡的漫衍特征。。。。。。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，，，，，，，且铸造基体中保存一定的畸变能，，，，，，，因此在热处置惩罚历程中，，，，，，，铸造区原始粗大的网篮组织爆发再结晶，，，，，，，绝大大都片状a相爆发球化，，，，，，，形成了等轴状的α相[19],但仍有部分较为粗大的片状和块状 α相残留,这可能与变形量缺乏或保温时间过短有关。。。。。。在等轴状的a相间漫衍着许多细小的片状a板条，，，，，，，板条之间是残留的β相,总体泛起出双态组织特征;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，，，，，，，组织越发匀称和粗大，，，，，，，a相在热处置惩罚历程中爆发了显著长大，，，，，，，片状α板条长度由25μm增添到了50μm左右;热影响区双退火态显微组织如图7(d)所示,整体泛起双态组织向网篮组织过渡漫衍，，，，，，，由等轴a、块状a、细小片状α、粗大片状α等组成。。。。。。

2.3拉伸性能剖析

复合制造TC11钛合金沉积态和双退火态的室温力学性能见表3，，，，，，，同时给出了电弧增材TC11和铸造标准中的力学性能。。。。。。效果批注，，，，，，，复合制造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标准之间，，，，，，，抗拉强度和屈服强度高于电弧增材但低于铸造，，，，，，，延伸率和断面缩短率高于锻件标准但低于电弧增材。。。。。。这主要是由于电弧增材TC11钛合金与铸造钛合金在晶粒形貌和尺寸上的差别，，，，，，，电弧增材粗大的柱状晶使在沿沉积偏向拉伸时不受晶界阻碍，，，，，，，因此塑性优异，，，，，，，但强度低于由细小等轴晶组成的锻件，，，，，，，而复合制造的TC11钛合金综协力学性能则介于电弧增材和铸造之间，，，，，，，总体泛起低强高塑的特点。。。。。。

热处置惩罚后复合制造的TC11钛合金电弧增材区晶粒和显微组织粗化,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，，，，，，，反应在宏观拉伸性能上时，，，，，，，抗拉强度、屈服强度及延伸率转变小于5%,断面缩短率略微提升,批注双退火对复合制造TC11钛合金的综协力学性能影响水平较低，，，，，，，主要起组织匀称化和去除应力作用。。。。。。最终的双退火态性能与铸造标准相比，，，，，，，抗拉强度略低，，，，，，，屈服强度与锻件标准相当，，，，，，，但延伸率和断面缩短率高于标准要求，，，，，，，研究批注,通过控制层间温度能在一定水平上改善强度[20]。。。。。。

表3 TC11钛合金室温力学性能

拉伸试样断口形貌如图8所示，，，，，，，断口上保存大宗的韧窝，，，，，，，并且韧窝密度较大，，，，，，，无解理状台阶，，，，，，，批注试样断裂前爆发了大宗的塑性变形，，，，，，，为韧性断裂。。。。。。双退火热处置惩罚后韧窝直径略微增大，，，，，，，断面缩短率略微提升，，，，，，，与表3试验效果吻合。。。。。。

图9为复合制造TC11钛合金热处置惩罚前后拉断试样的宏观形貌，，，，，，，试样外貌经由了化学侵蚀,可以清晰地看出铸造区和增材区晶粒形态的差别，，，，，，，左侧为铸造区和热影响区，，，，，，，晶粒相对细小;右侧是电弧增材区,泛起出显着的柱状晶特征。。。。。。效果批注，，，，，，，所有试样的常温拉伸断裂均爆发在电弧增材区。。。。。。

通过显微硬度测试,进一步对断裂爆发在电弧增材区的缘故原由举行剖析。。。。。。图10为显微硬度测试效果，，，，，，，左侧为铸造区，，，，，，，右侧为电弧增材区，，，，，，，中心虚线处于热影响区周围，，，，，，，可以看出，，，，，，，纵然在统一区域，，，，，，，由于差别位置保存显微组织的不匀称性，，，，，，，显微硬度测试效果有一定波动，，，，，，，难以比照，，，，，，，因此接纳统计学要领对测试效果举行剖析。。。。。。

使用Minitab软件,对铸造区和增材区显微硬度举行单因子方差剖析，，，，，，，判断其是否具有显著差别，，，，，，，效果如图11所示。。。。。。从图11(a)中可以看出，，，，，，，沉积态条件下，，，，，，，铸造区和增材区显微硬度数据等方差，，，，，，，知足单因子方差剖析条件,剖析效果见图11(b),铸造区显微硬度均值379.33HV。。。。。。5,95%置信区间为(373.51HV0.5，，，，，，，385.15HV。。。。。。5),电弧增材区显微硬度均值367.93HV0.5,95%置信区间为(362.11HV0.5,373.75HV0.5),假设磨练效果中P值为0.008,拒绝原假设,说明两个区域内的显微硬度有显著差别,铸造区显微硬度略高于增材区。。。。。。剖析缘故原由，，，，，，，主要是由于铸造区经由铸造和轧制的塑性变形,内部位错密度较高，，，，，，，因此具有更高的显微硬度[21]。。。。。。

从图11(c)中可以看出，，，，，，，双退火条件下,铸造区和增材区显微硬度数据等方差，，，，，，，知足单因子方差剖析条件。。。。。。经由双退火后，，，，，，，铸造区网篮组织爆发再结晶转变为双态组织，，，，，，，位错密度有所下降,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。。。。。。比照两区域显微硬度，，，，，，，单因子方差剖析效果中P值为0.166,接受原假设,批注热处置惩罚后两个区域的显微硬度无显著差别，，，，，，，不具有统计学显著性。。。。。。

凭证晶粒状态和显微硬度剖析效果,判断断裂爆发在电弧增材区主要有两方面缘故原由。。。。。。其一是微观组织,沉积态铸造区内的高密度位错决议其具有更高的显微硬度，，，，，，，因此强度高于增材区;其二是晶粒形态，，，，，，，当试样沿沉积偏向拉伸时，，，，，，，电弧增材区柱状晶的晶界与拉伸偏向平行，，，，，，，凭证Hall-Petch公式，，，，，，，晶界对位错的阻碍效应弱，，，，，，，拉伸时，，，，，，，位错可以在滑移面上长程滑移而不受晶界的阻碍，，，，，，，因此强度低于拥有更小晶粒、更多晶界的铸造区，，，，，，，导致断裂爆发在电弧增材区。。。。。。但双重退火后显微硬度无显著差别。。。。。。在位错和晶粒的配合影响下，，，，，，，热处置惩罚前后复合制造TC11钛合金拉伸试样均断裂在电弧增材侧。。。。。。

3、结论

(1)复合制造TC11钛合金沉积态试样凭证晶粒特征可分为铸造区、热影响区和电弧增材区，，，，，，，对应的晶粒划分为压扁变形的等轴晶、爆发了再结晶的细小等轴晶及外延生长的粗大柱状晶。。。。。。双重退火后晶粒漫衍特征基本一致，，，，，，，但增材区和热影响区晶粒长大粗化,铸造区爆发部分再结晶，，，，，，，晶界模糊。。。。。。

(2)复合制造TC11钛合金的显微组织经双重退火后爆发了显著转变。。。。。。铸造区和热影响区爆发了再结晶,由粗大魏氏组织转酿成双态组织;电弧增材区仍为网篮组织,但片状a长大，，，，，，，且组织越发匀称。。。。。。

(3)复合制造TC11钛合金热处置惩罚后强度及断后伸长率转变小于5%,韧窝尺寸增大,断面缩短率略微提升,双重退火主要起组织匀称化作用。。。。。。综协力学性能介于电弧增材和铸造之间，，，，，，，整体呈低强高塑的特点。。。。。。

(4)沉积态铸造区由于保存高密度位错，，，，，，，显微硬度略高于增材区，，，，，，，但双重退火后显微硬度无显著差别。。。。。。在位错和晶粒的配合影响下，，，，，，，热处置惩罚前后复合制造TC11钛合金拉伸试样均断裂在电弧增材侧。。。。。。

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（注，，，，，，，原文问题：铸造–电弧增材复合制造TC11钛合金组织与力学性能研究）

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