发布日期：2026-3-28 15:38:11
1、引言
TC11钛合金是一种综合力学性能优异的α+β型高温钛合金，具有良好的强度、韧性、热稳定性等力学性能，是一种在航空航天领域中广泛应用的关键结构材料。目前，传统的“整体锻造+机械加工”技术在制备TC11大型复杂构件时，面临材料利用率低、制造周期长和成本高等问题。激光熔丝增材制造(WLAM)技术可以直接利用丝材逐层制造近净成形的金属构件，具有沉积效率高、成本低、材料利用率大、制造大型结构件灵活等优点[1]。但WLAM钛合金容易产生气孔，一类是保护气不纯(含氧、氢或水)或者基板表面污染引起的气孔(主要是氢气孔)，另一类则是在沉积过程中，匙孔不稳定过早塌陷，气体被困在迅速凝固的熔池中，从而形成工艺性气孔[2-3]。
现有研究表明，在焊接领域中，激光摆动技术可以有效地抑制气孔与粗大β柱状晶的形成，从而提高焊接质量[4-7]。摆动激光通过搅拌熔池，改变焊接过程中的温度梯度和凝固速率，从而实现晶粒细化[5]。激光摆动减少气孔的机制在于:激光的快速摆动在熔池中产生“涡流”效应，使熔池内的流动状态更加均匀且有序，提高了匙孔的稳定性，并延长了气泡逸出的时间[6]。此外，激光快速摆动还可以优化焊接过程中的激光能量分布，降低熔池的峰值温度，弱化熔融金属流动对匙孔的影响，进而减小气孔形成的可能性[7]。为抑制激光熔丝增材制造过程中形成的气孔缺陷，将激光摆动引入WLAM技术，开发出一种激光摆动熔丝增材制造(O-WLAM)技术。
激光增材制造单道成形规律和显微组织的研究对于优化工艺及提高成形质量和性能具有重要意义。宋栓军等[8]对激光熔丝成形过程进行了冷却速率的实时监测，发现扫描速度对冷却速率的影响最大。刘海涛等[9]研究发现，激光功率是影响单道沉积层尺寸的重要因素。张大越等[10]发现，激光熔丝增材制造TC4-DT钛合金的微观组织主要为粗大的β柱状晶和细小的针状马氏体α‘组织。Wang等[11]在激光熔丝增材制造TC4钛合金过程中，通过添加微米级难熔颗粒，实现了分层晶粒细化。Liu等[12]通过机器学习模型，获得了激光熔丝增材制造工艺、几何形状和微观结构之间的关系。
目前，关于激光摆动熔丝增材制造TC11钛合金沉积成形规律和显微组织的研究较少。由于激光增材制造成形件的凝固组织及其内部缺陷等具有“传递性”，与基板结合的第一层沉积层的质量在很大程度上直接决定了整体成形件的质量。为探究激光摆动熔丝增材制造TC11钛合金的工艺特性，本文通过研究不同直线形摆动激光幅值和摆动频率条件下的单道沉积层表面质量和气孔率，确定了最优激光摆动参数。基于此进行了O-WLAM单道沉积正交试验，研究了激光功率P、扫描速度Vs和送丝速度Vf对沉积层尺寸、气孔和熔池形貌的影响规律。对单道多层试样的显微组织和硬度进行了分析，以期为激光摆动熔丝增材制造TC11钛合金的应用和推广提供试验数据和理论支持。
2、试验材料及方法
2.1 试验材料
本次试验原料为直径为1.2mm的TC11丝材，成分(质量分数)为Al(6.40%)、Mo(3.30%)、Zr(1.40%)、Si(0.28%)，余量为Ti。基板材料为热轧状态TC4钛合金板，尺寸为100mm×100mm×10mm，成分(质量分数)为Al(5.92%)、V(4.01%)、Fe(0.18%)，余量为Ti。试验前对基板表面进行打磨处理以去除氧化层，并用乙醇除污，确保样品的洁净度。
2.2 试验设备及方法
O-WLAM系统主要由光纤激光器、工业机器人、气体保护装置和送丝机构组成。激光沉积时采用前向送丝，送丝角度为45°，丝材顶端位于光斑中心；后向送气时采用体积分数为99.999%的氩气作为保护气体，气流量为15L/min；光斑直径d为0.3mm。扫描路径公式[13]为
式中：x(t)、y(t)为光斑瞬间中心位置；A和f分别为振幅和频率；t为时间。O-WLAM系统装置与原理如图1所示。
光斑为高斯热源，其激光能量空间分布公式为
式中：x、y为光斑区域内的位置坐标；η为能量衰减率。
为研究直线形摆动激光振幅A和摆动频率f对单道沉积表面质量和气孔的影响，设置A为0.5、1.0、1.5和2.0mm，f为50、100和150Hz。根据α+β双相钛合金激光熔丝增材常用工艺参数[14]，设置激光功率P=1000W，扫描速度Vs=0.8m/min，送丝速度Vf=1.0m/min。激光摆动单道沉积的工艺参数如表1所示。对比不同条件下的单道沉积形貌和气孔率，从而确定最优摆动参数。
表1 O-WLAM单道沉积工艺参数
| Sample number | A/mm | f/Hz |
| No.1 | 0.5 | 50 |
| No.2 | 0.5 | 100 |
| No.3 | 0.5 | 150 |
| No.4 | 1.0 | 50 |
| No.5 | 1.0 | 100 |
| No.6 | 1.0 | 150 |
| No.7 | 1.5 | 50 |
| No.8 | 1.5 | 100 |
| No.9 | 1.5 | 150 |
| No.10 | 2.0 | 50 |
| No.11 | 2.0 | 100 |
| No.12 | 2.0 | 150 |
基于最优摆动参数，设计正交试验(表2)，研究激光功率P、扫描速度Vs与送丝速度Vf对O-WLAM TC11钛合金单道成形的影响规律。
表2 正交试验设计参数
| Parameter No. | P/W | Vs/(m/min) | Vf/(m/min) |
| (1) | 800 | 0.4 | 0.8 |
| (2) | 800 | 0.6 | 1.0 |
| (3) | 800 | 0.8 | 1.2 |
| (4) | 800 | 1.0 | 1.4 |
| (5) | 1000 | 0.4 | 1.0 |
| (6) | 1000 | 0.6 | 0.8 |
| (7) | 1000 | 0.8 | 1.4 |
| (8) | 1000 | 1.0 | 1.2 |
| (9) | 1200 | 0.4 | 1.2 |
| (10) | 1200 | 0.6 | 1.4 |
| (11) | 1200 | 0.8 | 0.8 |
| (12) | 1200 | 1.0 | 1.0 |
| (13) | 1400 | 0.4 | 1.4 |
| (14) | 1400 | 0.6 | 1.2 |
| (15) | 1400 | 0.8 | 1.0 |
| (16) | 1400 | 1.0 | 0.8 |
2.3 组织分析和显微硬度
O-WLAM沉积试验完成后，采用线切割从基板上分别取单道沉积的横截面与纵截面(长度为20mm)，经镶样、研磨及抛光后，用Kroll试剂(HF、HNO3、H2O体积比为1:3:100)腐蚀。采用光学显微镜(OM)、场发射扫描电镜(SEM)对试样进行观测和显微组织表征，后续通过ImageJ图像处理软件测得沉积形貌尺寸和气孔率。显微维氏硬度试验则利用数显显微硬度计进行，设定载荷为1000g，保持时间为15s。
3、试验结果与分析
图2所示为单道沉积形貌参数，主要包括沉积层高度H、沉积层宽度W、熔深D和气孔率p。单道沉积形貌截面从组织上分为沉积层、熔合区、热影响区和基板四个部分。其中沉积层与熔合区是基板和丝材在激光能量下熔融凝固形成的，热影响区是熔合区到基板的过渡区域。沉积层高度H、沉积层宽度W和熔深D，如图2(a)所示。单道沉积形貌纵截面如图2(b)所示，熔合线上方区域为熔合区和沉积层，其中气孔率p为长度为20mm的纵截面(取单道沉积中间位置)的气孔总面积与熔合区和沉积层总面积的比值[15]，其计算公式为
式中：Sp为气孔面积；Sd为熔合区与沉积层的总面积。
图2
Fig.2 Morphology parameters in single-track deposition.(a) Cross section;(b) longitudinal section
3.1 最优激光摆动参数
表1中12组激光摆动工艺参数下的单道沉积表面形貌和纵截面如图3所示。结果表明，直线形摆动激光对气孔有显著的抑制作用，但同时也会影响单道沉积的表面质量。当振幅A为1.0mm时，气孔的抑制效果显著。然而，当振幅继续增加时，其对气孔的抑制作用变化不大，但会显著降低沉积表面的质量，如图3中的No.6所示。此外，频率f在不同振幅A下对气孔的抑制效果存在差异。在振幅A为0.5mm的条件下，频率f为150Hz时气孔的抑制效果才变得显著。然而，在振幅A为1.0、1.5和2.0mm的条件下，频率f为50Hz时气孔的抑制效果就已经十分显著。
综合考虑沉积表面质量和气孔率，确定直线形摆动激光最优摆动参数为:振幅A为1.0mm，频率f为50Hz。
3.2 工艺参数对单道沉积成形的影响
表3为正交试验的单道沉积形貌参数(沉积层高度H、沉积层宽度W、熔深D和气孔率p)。可以看出，激光功率P、扫描速度Vs与送丝速度Vf对单道沉积形貌参数有重要影响。
表3 正交试验单道沉积形貌参数
| Parameter No. | H/mm | W/mm | D/mm | p/% |
| (1) | 0.851 | 3.873 | 0.771 | 0 |
| (2) | 0.835 | 3.638 | 0.727 | 0 |
| (3) | 0.917 | 3.312 | 0.752 | 0 |
| (4) | 1.377 | 1.023 | 0.064 | 0 |
| (5) | 0.889 | 4.535 | 1.201 | 2.330 |
| (6) | 0.585 | 4.038 | 1.215 | 2.970 |
| (7) | 0.801 | 3.812 | 1.018 | 0 |
| (8) | 0.868 | 4.118 | 0.791 | 0 |
| (9) | 0.780 | 5.317 | 1.665 | 2.187 |
| (10) | 1.016 | 4.953 | 0.974 | 1.040 |
| (11) | 0.491 | 4.109 | 1.374 | 2.284 |
| (12) | 0.506 | 3.879 | 1.303 | 1.271 |
| (13) | 1.367 | 5.166 | 2.105 | 14.249 |
| (14) | 0.794 | 4.616 | 1.852 | 6.249 |
| (15) | 0.529 | 4.460 | 1.678 | 4.763 |
| (16) | 0.360 | 4.182 | 1.536 | 0.892 |
不同工艺参数下的单道沉积表面形貌和横截面如图4所示。在第(1)~(4)组工艺参数下，TC11丝材都呈现出熔合不充分的缺陷，特别是第(4)组，丝材甚至孤立在基板之上，如图4中的圆圈所示。在第(6)~(10)组工艺参数下，出现不同程度的熔滴过渡不平稳现象，表面质量较差[9,16]。特别是第(8)、(10)组，出现了大面积的单道沉积成形不连续的驼峰现象。这种驼峰的成因是:工艺参数之间的不匹配导致扫描速度过大，在成形过程中熔滴不能得到及时补充，熔滴间断滴落，从而导致沉积成形的周期性不连续。驼峰是O-WLAM中一种严重的沉积缺陷，不仅会影响沉积精度，还可能引发“顶丝”现象。在多层沉积时，必须优化工艺参数之间的适配性，以获得光滑平整的成形件。相比之下，在第(5)、(11)~(16)组工艺参数下，成形过程稳定且无飞溅，沉积层表面平整。特别是在第(5)组工艺参数(P=1000W，Vs=0.4m/min，Vf=1.0m/min)下，能够获得综合质量最优的沉积层，其兼具良好的沉积表面质量和较少的气孔。
值得注意的是，在第(1)~(8)、(10)、(12)组工艺参数下，熔池表现出一种两边深、中间浅的特殊双峰结构。而在第(9)、(11)、(13)~(16)组工艺参数下，熔池又呈现出典型弧状形态。沉积成形过程中的熔池形态演变和O-WLAM工艺特性有关。
Fig.4 Single-track deposition morphologies and cross sections under different process parameters
在O-WLAM成形过程中，单道沉积形貌参数与激光沉积能量输入的大小是紧密相连的。通常用线能量密度El来表示常规WLAM沉积过程中，材料在单位长度上所吸收的激光能量[17]，其大小直接决定了金属熔化的程度。但是O-WLAM过程中，激光实际扫描路径并不是直线[图1(b)]，常规的线能量密度El不能反映激光快速振荡效应:
式中：L0为沿扫描方向行进的距离。
本文针对O-WLAM快速振荡效应，提出等效线能量密度Eel，以更好地揭示O-WLAM单道成形规律。直线形激光快速摆动时，摆动速度y‘(t)比扫描速度Vs高1~2个数量级，可以将高斯激光在一个摆动周期内的能量分布等效为qe。O-WLAM等效线能量密度Eel可表示为
qe由激光功率P、振幅A和摆动频率f决定。在激光摆动幅度和频率一定时，等效线能量密度Eel主要取决于激光功率P和扫描速度Vs。
根据正交试验数学模型的综合可比性[18]，对表3中同一因素相同水平工艺参数下得到的单道沉积形貌参数取平均值，分析了激光功率P、扫描速度Vs与送丝速度Vf对单道沉积形貌参数的影响，结果如图5所示。从图5(a)可以看出，当激光功率从800W增加至1400W时，沉积层高度H下降，而沉积层宽度W和熔深D显著增大，分别达到1.645mm和1.214mm。这是因为随着激光功率P的增加，等效线能量密度Eel增大，熔池尺寸也随之变大，所以沉积层宽度W和熔深D增大。然而，由于丝材的供给量保持不变，沉积层高度H下降。如图5(b)所示，当扫描速度从0.4m/min提升至1.0m/min时，沉积层高度H、宽度W和熔深D均下降[19-20]。其中，沉积层宽度和熔深的下降较为显著，分别为1.422mm和0.512mm。原因如下:扫描速度Vs的增加导致等效线能量密度Eel降低，同时基板单位长度上分摊的熔融金属量减少，从而使得H、W和D下降。从图5(c)可以看出，随着送丝速度Vf从0.8m/min逐渐增加到1.4m/min，沉积层高度H从0.572mm上升到1.140mm，几乎增加了1倍。原因如下:送丝速度Vf的增加提高了丝材的供给量，而沉积层宽度W的变化范围为3.739~4.341mm，熔深D的变化范围为1.265~1.040mm，沉积层宽度W和熔深D受送丝速度Vf的影响较小(因为送丝速度并不能决定等效线能量密度Eel)。
此外，随着激光功率P的增加、扫描速度Vs的降低以及送丝速度Vf的提升，气孔率呈现出增加的趋势。
对表3中的数据进行极差分析可确定各工艺参数对单道沉积形貌参数的影响程度，极差分析结果如表4所示，RH、RW、RD、Rp分别为不同工艺参数(激光功率P、扫描速度Vs和送丝速度Vf)下沉积层高度H、沉积层宽度W、熔深D、气孔率p的极差值。极差值越大，表明该工艺参数对单道沉积形貌参数的影响越显著[21]。
表4 单道沉积形貌参数的极差分析结果
| Process parameter | RH | RW | RD | Rp |
| P | 0.300 | 1.645 | 1.214 | 6.539 |
| Vs | 0.287 | 1.422 | 0.512 | 4.151 |
| Vf | 0.568 | 0.602 | 0.225 | 2.285 |
结果表明，送丝速度Vf对沉积层高度H的影响最显著，而激光功率P则主要影响沉积层宽度W、熔深D和气孔率p。对于O-WLAM，送丝速度可以显著改变沉积材料的堆积速率，从而直接影响沉积层高度；而激光功率直接决定熔池的能量输入，相较于扫描速度和送丝速度，其对熔池温度场和形貌的影响更为显著。
3.3 气孔成形与熔池演变
从图5可以看出，增加激光功率P或送丝速度Vf，以及降低扫描速度Vs，都可能导致气孔缺陷的形成。当激光等效线能量密度达到一定值时，熔融金属表面产生的蒸汽反冲压力会使熔池下凹，从而形成匙孔。而匙孔的稳定性是工艺性气孔形成的关键因素[6]。在熔池内部，匙孔的倒塌或闭合容易导致气孔的产生[23]。当送丝速度Vf增加时，大量熔融金属进入熔池，这会加剧匙孔的不稳定性。因此，气孔率p随着送丝速度Vf的增加而增大。当等效线能量密度增加时，熔池的体积会增大，其内部的流动漩涡也会增强[24]，这更容易破坏匙孔的稳定性。因此，增加激光功率P或降低扫描速度Vs都会导致气孔率p呈上升趋势。
在沉积成形过程中，熔池形态的演变与O-WLAM的等效能量分布密切相关。基于激光扫描路径[式(1)]和高斯热源的空间能量分布[式(2)]，计算了直线形摆动激光在二维平面上按照正弦波路径移动时的等效能量分布，并对其进行了归一化处理，结果如图6所示。
从图6可以看出，直线形摆动激光的能量分布呈现出两边高、中间低的特征，这与双峰熔池的形态特征相一致，即熔池两侧较深、中间较浅。当等效线能量密度较低时，丝材两侧的基板会首先熔化，形成双峰结构的熔池。由于能量输入速率较低，丝材与基板之间的熔合并不充分，如图4(a)~(d)所示。随着能量输入速率的增加，丝材与基板之间的熔合变得更加充分，熔池的双峰结构也随之扩大。当等效线能量密度达到较高值时，熔池的双峰结构进一步增大，并开始相互“融合”。最终，双峰结构消失，熔池呈现出典型的弧状形态，这一变化在图4(m)~(p)的熔池形态中得到了明显的体现。
3.4 显微组织与硬度分析
采用单道沉积的最佳工艺参数进行了单道五层沉积试验(层间距为0.8mm)，进一步研究了O-WLAM沉积层的微观组织及硬度。图7(a)展示了多层沉积TC11钛合金的微观组织，可以分为粗大柱状晶区、近等轴晶区和细小等轴晶区。在熔合线上方，粗大的β柱状晶沿沉积方向外延生长，并贯穿多个沉积层。如图7(b)所示，细小等轴晶的尺寸范围为79.7~223.4μm，且出现了大量连续的晶界α相。此外，在晶界处生长了大片不同方向的集束组织。在图7(c)所示的区域中，近等轴晶的纵横比为3.2，其长度测量值为628.5μm，宽度为195.5μm。观察发现，晶粒尺寸沿着沉积方向逐渐减小，粗大的柱状晶转变为近等轴晶，最终在顶部形成细小的等轴晶。温度梯度(G)与凝固速度(R)的比值(G/R)是决定固/液界面处晶粒形态的关键因素[25]。从熔池底部到顶部，随着固/液界面的移动，G/R逐渐减小，晶粒形态发生从柱状晶向等轴晶的转变(CET)，最终在熔池顶部形成等轴晶。在多层沉积过程中，熔池顶部的等轴晶会在下一层沉积时被重熔。因此，多层沉积凝固后，晶粒组织主要为柱状晶，只有多层沉积的最顶层为等轴晶。
多层沉积TC11钛合金的微观组织形貌是由其经历的热历史所决定的。在O-WLAM过程中，高温β相优先形核并长大。当温度降低至β相转变点以下时，会发生β→α的相变，且两相之间存在伯氏矢量关系(BOR)。β相的取向通常沿着(334)或(344)方向，而α相则沿着热流方向形成择优取向，从而形成单一取向的集束组织[27]。在随后的凝固过程中，α相与晶界之间的半共格界面关系变得不稳定，并逐渐转变为非共格关系。这种失稳的α相会继续生长，最终形成相互交织的网篮组织[28]。
图9展示了多层沉积TC11钛合金的显微组织与硬度分布。其中，柱状晶区的硬度范围为367.9~428.3 HV，近等轴晶区和等轴晶区的硬度范围为481.1~499.5 HV。在柱状晶区域内，主要分布有细网篮组织和少量的马氏体α’相。相比之下，在等轴晶区域内则分布着大量的细针状马氏体α’相。值得注意的是，在沉积层顶部生成的细针状马氏体α’相几乎贯穿整个等轴晶粒，其尺寸比柱状晶内的马氏体α‘相更细且更长。
当熔池位于沉积层顶部时，冷却速率更大，从而产生了更大的过冷度，这为针状马氏体α’相的生长提供了更高的驱动力。然而，马氏体α‘相本身不稳定，在多重热循环后，针状马氏体α’相经历了类时效处理的过程，从而原位分解为α+β相。相比之下，多层沉积的顶部区域未受到热循环的影响，难以发生α‘→α+β的原位分解[29]，因此顶部的马氏体α’相更细长且数量更多。
以上结果表明，O-WLAM成形TC11钛合金的显微硬度分布与微观组织演变规律具有一致性。沉积层顶部的晶粒细化以及大量细针状马氏体α‘相的存在，共同导致显微硬度沿沉积方向显著增大。
4、结论
(1) 摆动激光对气孔有很好的抑制作用。当振幅A大于1.0mm，或者频率f过高时，会显著影响沉积单道的表面质量。综合考虑气孔抑制效果和沉积表面质量，确定振幅A=1.0mm、频率f=50Hz为最优激光摆动参数。
(2) 在固定激光摆动参数的条件下，增大激光功率P或减小扫描速度Vs均会显著增加沉积层宽度W和熔深D，其中激光功率P的影响更为显著。送丝速度Vf主要影响沉积层高度H。
(3) 在沉积过程中，摆动激光的等效能量分布呈现出两边高、中间低的特征，这与熔池的双峰结构特征一致。随着激光等效线能量密度的增加，熔池形态逐渐从双峰结构转变为典型的弧状形态。
(4) 单道多层TC11钛合金沉积层的晶粒尺寸沿沉积方向逐渐减小，发生从粗大的β柱状晶到细小等轴晶的转变。马氏体α’相在多层沉积顶部更细长且数量更多。多层沉积TC11钛合金的典型微观组织结构为网篮组织与集束组织。顶部晶粒细化与大量细针状马氏体α‘相的存在是导致硬度沿沉积方向显著增大的主要原因。
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（注，原文标题：激光摆动熔丝增材制造TC11钛合金成形参数及显微组织演变规律_付艳恕）
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