采用CMT-WAAM工藝和LCMT-WAAM工藝制備Ti80合金堆積體，用電火花線切割切出Ti80合金試驗試樣，選用砂紙對試樣表面進行打磨、拋光。采用金相顯微鏡(MS900BD)對Ti80鈦合金微觀組織進行觀測，采用顯微CT儀(SKYSCAN1272)對試樣進行掃描，觀測兩種工藝下Ti80合金的孔缺陷分布情況，采用萬能拉伸機(CMT5205)對拉伸試樣進行力學性能試驗,采用掃描電鏡(ApreoS HiVac)對試樣斷口形貌進行分析。
1.3取樣方式
在兩種工藝制備的Ti80合金中，沿平行于沉積方向(X方向)和垂直于沉積方向(Z方向)各取3個試樣，取樣示意圖及試樣尺寸見圖2。對12個試樣進行編號，見表2。
表2室溫拉伸試樣編號
Tab.2 Specimen identification for room-temperature tensile tests
| 工藝 | 掃描方向 | 編號 | ||
| LCMT-WAAM | X方向 | 1-1 | 1-2 | 1-3 |
| LCMT-WAAM | Z方向 | 2-1 | 2-2 | 2-3 |
| CMT-WAAM | X方向 | 3-1 | 3-2 | 3-3 |
| CMT-WAAM | Z方向 | 4-1 | 4-2 | 4-3 |
2、試驗結果與分析
2.1微觀組織
圖3為CMT-WAAM工藝Ti80合金微觀組織。CMT-WAAM工藝Ti80合金X方向的微觀組織由等軸狀初始α相、β相和針狀馬氏體α相組成，見圖3a;在熱循環的影響下，初始α相轉變為β相，初始α相的比例和尺寸都減小，從而形成了初始α相、少量針狀α相和β相的混合物[15];CMT-WAAM工藝Ti80合金Z方向的顯微組織由針狀α相、α'相和少量β相組成，見圖3b。在增材過程中，初始α相和針狀α相轉變為β相，在隨后的快速冷卻過程中部分β相通過無擴散轉變為針狀 α ′相,而隨著冷卻速率降低,其余大部分β相通過擴散轉變為針狀α相[16]。CMT-WAAM工藝使用電弧作為熱源時能量輸入高,會導致熔池的熱流方向單一,熱量主要沿沉積方向傳導，鈦合金的成形過程中，晶粒的生長方向和熱流方向一致，在Z方向上形成大量柱狀晶，而層間熱循環不足以有效打斷柱狀晶連續生長，導致強織構形成[17]，從而造成X和Z方向的微觀組織差異較大。同時，由于熱傳導路徑不同，X方向熱量更容易散向周圍空氣，而Z方向上冷卻速率較慢[18]，進一步加劇了微觀組織組織的各向異性。
圖4為LCMT-WAAM工藝Ti80合金微觀組織圖。可以看出，顯微組織均呈現為網籃組織，且晶粒粗大，由長條狀α相和針狀馬氏體α'相組成。LCMT-WAAM工藝制備的Ti80合金在X和Z方向上的組織特征和尺寸更加接近，這是由于在激光和電弧的雙熱源作用下，改變了熔池溫度場和流動場的分布，激光的高能量密度與快速冷卻效應促使晶體在多方向上成核，打破了單一方向柱狀晶的連續生長趨勢[19]。在復合熱源的作用下，熔池經歷更為復雜的熱循環過程，局部重熔與再凝固過程發生更加頻繁，促進了等軸晶的形成進而削弱了織構強度，LCMT-WAAM工藝有效改善微觀組織的各向異性[20]。
2.2孔缺陷分析
圖5為兩種工藝制備的Ti80合金的Micro-CT圖，左邊陰影圖片為Ti80合金試樣合金橫截面掃描圖，將所有截面掃描圖進行重構得到鈦合金試樣局部的三維重構圖。圖5a可以看出，在CMT-WAAM工藝試樣中存在較大的孔缺陷，三維重構圖中發現孔缺陷在試樣的中部位置，由于CMT-WAAM工藝中單一熱源的作用，熔池溫度分布不均勻，容易產生局部過熱或冷卻過快的區域，導致氣體未及時逸出而形成孔缺陷[21];圖5b可以看出，LCMT-WAAM工藝在激光和電弧雙熱源的作用下，熔池溫度更高且更均勻，局部溫度梯度減小，熔池對流和攪拌效應加強，促進熔池內氣體有效排出，因而材料中的孔缺陷體積減小[22]。鈦合金材料中較大的孔缺陷會破壞材料的連續性，使有效承載面積減小，在受力時容易在孔缺陷處產生應力集中,導致材料的力學強度下降,同時在受到沖擊或振動時,裂紋更容易在孔周圍萌生和擴展，使鈦合金的韌性降低，抵抗斷裂的能力減弱。
2.3力學性能分析
圖6和圖7分別為LCMT-WAAM工藝、CMT-WAAM工藝制備的 Ti80合金在 X和 Z方向的應力-應變曲線及力學性能數據。可以看出，CMT-WAAM工藝制備的 Ti80合金在抗拉強度和屈服強度均略高于 LCMT-WAAM工藝,伸長率相近,但CMT-WAAM工藝 Ti80合金力學性能的各向異性大,會導致材料的安全性降低，疲勞功能下降。采用下式對兩種工藝制備 Ti80合金的各向異性值進行計算:
式中, σx為 X方向強度; σz為 Z方向強度; ε為各向異性值。兩種工藝制備的Ti80合金各向異性值見表3。可以看出,采用 LCMT-WAAM工藝制備的 Ti80合金在抗拉強度、屈服強度和伸長率的各向異性均低于CMT-WAAM工藝，分別降低了5.0%、2.5%和26.3%,有效降低了Ti 80合金力學性能的各向異性。在激光和電弧的復合熱源下，引起了更強的熔池流動與對流攪拌，抑制了單一方向柱狀晶的生長 [23],削弱了鈦合金的織構強度,使鈦合金在 X和 Z方向上的組織更均勻，進而使兩個方向上的力學性能更加接近，鈦合金材料力學性能的各向異性降低。
表3 Ti80合金力學性能
Tab.3 Mechanical properties of Ti80 alloy
| 方向 | 抗拉強度 /MPa) | εu (%) | 屈服強 度/MPa | εy (%) | 伸長 率/% | εe (%) | |
| X | 850 | 795 | 12.3 | ||||
| CMT- | 6.3 | ||||||
| WAAM | Z | 800 | 765 | 3.8 | 7.2 | 41.5 | |
| X | 800 | 750 | 12.5 | ||||
| LCMT- WAAM | 1.3 | 1.3 | 15.2 | ||||
| Z | 790 | 740 | 10.6 |
2.4斷口形貌分析
圖8通過掃描電鏡(SEM)觀察了兩種不同工藝下試樣的斷口形貌圖。可以發現，兩組試樣都有明顯的韌窩和明亮的白色撕裂棱，呈現出典型的微孔聚集型韌性斷裂的微觀特征，即在外部載荷力的作用下，微孔洞形核、長大、聚集，最終相互連接，導致試樣斷裂。同時，在試樣中發現了微裂紋，這些微裂紋是由拉伸過程引發的二次裂紋，微裂紋的萌生和擴展會加速拉伸試樣的失效，但它也會吸收部分拉伸能量并提高塑性[24]。LCMT-WAAM工藝的復合熱源在成形過程中顯著改善了熔池的熱流場和凝固條件，延緩材料微裂紋的萌生與擴展，使試樣在拉伸過程中能承受更大的塑性變形，從而形成更深且密集的韌窩，這表明LCMT-WAAM工藝制備的Ti80合金具有更好的塑性變形能力，這與室溫拉伸試驗結果相符。
3、結論
(1)采用CMT-WAAM工藝制備Ti80合金，在微觀組織上的各向異性明顯，在X方向上組織由等軸狀初始α相、β相和針狀馬氏體α相組成，Z方向上組織由針狀α相、α'相和少量β相組成，而采用LCMT-WAAM工藝制備的Ti80各向異性有效降低，由長條狀α相和針狀馬氏體α'相組成。
(2)采用CMT-WAAM工藝Ti80合金材料中存在體積較大的孔缺陷，孔缺陷會破壞材料的連續性，LCMT-WAAM工藝Ti80合金材料孔缺陷體積減小，降低了UTS/YS/EI的各向異性并改善均勻性，而強度略有降低。
(3)采用CMT-WAAM工藝Ti80合金微觀組織的各向異性造成力學性能的各向異性顯著，力學性能的各向異性值均偏高，而LCMT-WAAM工藝Ti80合金的各向異性值有效降低。
(4)兩種工藝制備的Ti80合金的斷裂方式均為韌性斷裂，LCMT-WAAM工藝Ti80合金韌窩深且密集，塑性變形能力更強。
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（注，原文標題：CMT_LCMT電弧熔絲增材Ti80合金力學性能研究）
