工藝參數(shù)對(duì)鋁合金摩擦擠壓增材組織及性能的影響

唐文珅, 楊新岐, 田超博, 徐永生

（天津大學(xué) 天津市現(xiàn)代連接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室, 天津 300354）

固相摩擦擠壓增材制造（friction extrusion additive manufacturing, FEAM）是近年來(lái)開發(fā)的一種創(chuàng)新金屬近凈成形制造技術(shù)，它利用摩擦堆焊原理使得增材圓棒在工具軸肩的摩擦擠壓及剪切變形作用下實(shí)現(xiàn)金屬材料的沉積過(guò)程[1-3]。與目前熔焊增材制造工藝比較，在FEAM 工藝過(guò)程中不發(fā)生熔化與凝固現(xiàn)象，通過(guò)金屬材料的強(qiáng)烈塑性變形沉積成形，克服了熔化增材制造工藝過(guò)程中不可避免出現(xiàn)的孔洞、未熔合及裂紋等通過(guò)增材組分調(diào)控、焊后熱處理、熱等靜壓及機(jī)械軋制等手段無(wú)法完全消除的各種缺陷[1-2,4-5]。FEAM 在固相增材工藝原理和成形機(jī)制方面取得了突破性進(jìn)展，可以實(shí)現(xiàn)隨焊填充材料的主動(dòng)沉積，并且工藝過(guò)程更為柔性機(jī)動(dòng)，增材效率高，適用于較復(fù)雜幾何形狀零件加工，能夠成形大尺寸金屬構(gòu)件，特別是對(duì)開發(fā)高性能鋁鎂合金增材制造零件提供了新途徑，是一種更具發(fā)展?jié)摿Φ墓滔嗄Σ猎霾闹圃旆椒╗1-2,6-7]。因此，近年來(lái)該技術(shù)得到了國(guó)內(nèi)外學(xué)者的普遍關(guān)注。

在國(guó)外美國(guó)Aeroprobe 科技公司通過(guò)自主設(shè)計(jì)開發(fā)的增材設(shè)備率先實(shí)現(xiàn)FEAM 工藝過(guò)程，并成立MELD 制造子公司，致力于該項(xiàng)技術(shù)的設(shè)備研發(fā)和工業(yè)化推廣應(yīng)用，但由于專利技術(shù)秘密及獨(dú)占性，目前關(guān)于MELD 增材設(shè)備的具體信息尚未公開[1-2]。隨著MELD 公司不斷推出商用設(shè)備，美國(guó)弗吉尼亞理工大學(xué)、阿拉巴馬大學(xué)等高校的研究者開始對(duì)FEAM 成形機(jī)制等應(yīng)用基礎(chǔ)問(wèn)題進(jìn)行深入探究。目前已成功實(shí)現(xiàn)包括鎂合金（AZ31、WE43）、鋁合金（1×××, 2×××, 5×××, 6×××, 7×××系）、純銅、銅合金（Cu110）、鎳基合金（IN625）以及鈦合金（Ti-6Al-4V）等材料的FEAM 工藝過(guò)程[1-2,7-10]。實(shí)驗(yàn)表明：FEAM 成形質(zhì)量和增材層厚度與主軸轉(zhuǎn)速、軸肩移動(dòng)速度以及送料速度直接相關(guān)。如沉積6061 鋁合金時(shí)若送料速度過(guò)小而工具軸肩移動(dòng)速度過(guò)大，增材試樣會(huì)出現(xiàn)嚴(yán)重咬邊和孔洞缺陷；若工具軸肩移動(dòng)速度過(guò)小則會(huì)顯著降低沉積效率，多余塑化材料會(huì)以飛邊形式流出軸肩[8]。沉積層會(huì)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶因而能夠獲得均勻細(xì)小晶粒，如使用晶粒尺寸約為59.4 μm 的6061Al 合金棒料增材后晶粒可細(xì)化至9.9 μm[7]。同時(shí)，F(xiàn)EAM 增材試樣在打印態(tài)已具備良好強(qiáng)韌匹配性[1-2,6]，但是目前報(bào)道的單道單層沉積厚度約為1 mm，且單道多層增材厚度很少有超過(guò)6 mm，特別是關(guān)于不同工藝參數(shù)下FEAM 增材過(guò)程重復(fù)經(jīng)歷熱循環(huán)和摩擦擠壓的影響機(jī)制鮮見(jiàn)報(bào)道。

在國(guó)內(nèi)由于受到FEAM 設(shè)備的限制，有關(guān)實(shí)現(xiàn)填充材料的固相FEAM 工藝研究基本屬于空白。本工作使用自制的FEAM 實(shí)驗(yàn)設(shè)備，采用6061-T651 鋁合金圓棒進(jìn)行不同主軸轉(zhuǎn)速下增材工藝實(shí)驗(yàn)研究，探討主軸轉(zhuǎn)速對(duì)FEAM 試樣成形過(guò)程、組織特征以及力學(xué)性能的影響規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

摩擦擠壓增材實(shí)驗(yàn)采用天津大學(xué)固相摩擦焊接研究室自主設(shè)計(jì)研制的固相摩擦擠壓增材專用設(shè)備完成。選用厚度為5 mm 的6061-T6 鋁合金板作為基板，選用直徑為20 mm 的6061-T651 鋁合金棒作為增材棒料，棒料母材的化學(xué)成分列于表1。

表1 6061-T651 鋁合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Chemical composition of 6061-T651 aluminum alloy(mass fraction/%)

圖1 為FEAM 工藝過(guò)程示意圖，置于中空非消耗摩擦工具軸肩內(nèi)并隨其高速旋轉(zhuǎn)的增材棒料受到軸向壓力的作用持續(xù)擠壓基板，棒料頂端與基板表面劇烈摩擦產(chǎn)熱使得棒料頂部形成熱塑性流動(dòng)，在棒料和工具軸肩的共同擠壓摩擦作用下填充軸肩與基板之間的預(yù)置間隙（增材層厚度），同時(shí)受到兩者的摩擦頂鍛作用在基板表面完成沉積，高速旋轉(zhuǎn)工具軸肩沿基板表面按照預(yù)定路徑橫向移動(dòng)從而形成增材沉積層，單道雙層增材試樣沉積過(guò)程示意如圖1（c）所示。依次重復(fù)上述增材過(guò)程可完成單道多層或多道多層增材試樣，圖1（d）為實(shí)際單道多層增材過(guò)程，其中主軸轉(zhuǎn)速、工具軸肩橫向移動(dòng)速度、增材棒料軸向壓力（即送料速度）)、軸肩與基板間預(yù)置間隙（即單層增材厚度）是影響FEAM的關(guān)鍵工藝參數(shù)。

圖1 FEAM 工藝過(guò)程示意圖 （a）增材開始；（b）第一層沉積結(jié)束；（c）第二層沉積結(jié)束；（d）實(shí)際增材過(guò)程Fig. 1 Schematic diagrams of FEAM process （a）incipience stage；（b）the first layer deposition completed; （c）the second layer deposition completed；（d）example of FEAM process

使用兩種主軸轉(zhuǎn)速（600 r/min 和800 r/min）制備單道雙層試樣，分別定義增材層長(zhǎng)度、寬度和厚度方向?yàn)閄、Y、Z方向，如圖1（c）所示。每種轉(zhuǎn)速對(duì)應(yīng)增材試樣的制備分為兩步，第一步選擇主軸轉(zhuǎn)速為600 r/min 或800 r/min，軸肩移動(dòng)速度為300 mm/min，增材送料速度為65 mm/min 下，增材厚度設(shè)定為2 mm，制備單道單層增材試樣；第二步，保持主軸轉(zhuǎn)速和軸肩移動(dòng)速度不變，增材送料速度增加至130 mm/min，增材厚度設(shè)定為4 mm，將軸肩移動(dòng)至起始位置，在單道單層試樣表面沉積第二層，從而獲得不同層厚的單道雙層增材試樣。

為探究增材試樣成形特征和微觀組織變化規(guī)律，沿垂直于增材X方向切割金相試樣，經(jīng)過(guò)標(biāo)準(zhǔn)金相制備流程后使用Weck 試劑（100 mL H2O+ 4 g KMnO4+1 g NaOH）擦拭20 s，然后采用25%硝酸清洗試樣表面腐蝕物。使用光學(xué)顯微鏡觀察增材試樣宏觀形貌及不同區(qū)域的晶粒分布特征。采用Tecnai G2 F30 透射電子顯微鏡表征增材試樣不同區(qū)域的第二相種類、尺寸及密度。

為評(píng)定增材試樣組織均質(zhì)性，分別對(duì)棒料區(qū)和位于前進(jìn)邊（advancing side, AS）和后退邊（retreating side, RS）的軸肩作用區(qū)進(jìn)行顯微硬度測(cè)試。硬度測(cè)試線沿增材厚度方向，棒料區(qū)測(cè)試線與沉積層中心線重合，軸肩作用區(qū)測(cè)試線分別距離沉積層中心線12 mm，相鄰測(cè)試點(diǎn)間隔0.25 mm，硬度測(cè)試載荷為0.98 N，加載15 s。同一轉(zhuǎn)速下沿雙層增材試樣X(jué)方向制備兩個(gè)拉伸試樣，試樣尺寸如圖2 所示，拉伸試樣不包括基板，僅包括實(shí)際增材層，約為6 mm，采用CSS-44100 電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸速率為2 mm/min。

圖2 成形件拉伸試樣尺寸Fig. 2 Tensile specimen dimension of formed part

2 結(jié)果與討論

2.1 成形件宏觀形貌

圖3 為不同主軸轉(zhuǎn)速制備的增材試樣外觀照片。由圖3 可以看出，兩種主軸轉(zhuǎn)速獲得的構(gòu)件無(wú)任何外觀缺陷，但表面成形質(zhì)量存在差異。主軸轉(zhuǎn)速為600 r/min 時(shí)，構(gòu)件表面成形較為光滑，表面弧形紋細(xì)致均勻，表明增材過(guò)程平穩(wěn)連續(xù)，沉積材料塑性流動(dòng)充分。主軸轉(zhuǎn)速升高至800 r/min，構(gòu)件表面成形較為粗糙，表面弧形紋顯著粗化，表明增材過(guò)程中軸肩作用較弱導(dǎo)致塑化材料流動(dòng)不充分。

圖3 不同轉(zhuǎn)速下成形件沉積形貌Fig. 3 Morphologies of deposited specimens under different rotational speeds （a）600 r/min；（b）800 r/min

圖4 為不同主軸轉(zhuǎn)速下增材試樣某一截面宏觀形貌。對(duì)增材試樣每層厚度和寬度進(jìn)行測(cè)量，統(tǒng)計(jì)結(jié)果列于表2。由圖4 可以看出，兩種主軸轉(zhuǎn)速下，增材層之間均實(shí)現(xiàn)良好致密冶金結(jié)合，界面及層內(nèi)均未發(fā)現(xiàn)孔洞和裂紋等內(nèi)部缺陷。主軸轉(zhuǎn)速為600 r/min 時(shí)，增材棒料和工具軸肩對(duì)熱塑性材料的摩擦擠壓與剪切變形作用明顯更為強(qiáng)烈，結(jié)合界面呈波浪形，第一層靠近AS 的厚度明顯小于沉積預(yù)置厚度（2 mm），最薄處約為1.51 mm。逐漸靠近RS，界面形態(tài)由波浪形向平直態(tài)變化，這一區(qū)域厚度較為均勻，約為2 mm。主軸轉(zhuǎn)速升高至800 r/min，結(jié)合界面呈平直態(tài)，第一層和第二層整體厚度較為均勻，分別與增材層預(yù)置厚度相當(dāng)。同時(shí)，還可觀察到，低轉(zhuǎn)速下沉積層兩側(cè)外輪廓較為平滑，呈半圓形，而高轉(zhuǎn)速下則明顯呈現(xiàn)不規(guī)則鋸齒狀，這種差異也可以從試樣外觀照片（圖3）中得到驗(yàn)證。上述結(jié)果表明，低轉(zhuǎn)速下軸肩的摩擦擠壓作用更為顯著，塑化材料流動(dòng)充分，有利于獲得更寬的沉積層，增材試樣表面成形也更為光滑。

表2 不同轉(zhuǎn)速下成形件每層層寬和層厚Table 2 Width and thickness of each layer of deposited specimens under different rotational speeds

圖4 不同轉(zhuǎn)速下成形件宏觀形貌Fig. 4 Macro views of deposited specimens under different rotational speeds （a）600 r/min；（b）800 r/min

2.2 成形件微觀組織

6061-T651 增材棒料母材的金相組織和析出相分布形態(tài)如圖5 所示。由圖5 可以看到，棒料母材經(jīng)過(guò)T6 熱處理和預(yù)拉伸工藝后呈現(xiàn)略為粗大和細(xì)長(zhǎng)的晶粒組織，平均晶粒尺寸為（24.2±5.3） μm。如圖5（b）所示，棒料母材基體中彌散分布著大量與鋁基體＜001＞晶向相平行的呈針狀或細(xì)點(diǎn)狀β″析出相，它的強(qiáng)化效果最為顯著，同時(shí)還可觀察到少量長(zhǎng)條狀β′析出相和橢球狀富鐵結(jié)晶相（黃色橢圓框所示）[11-13]。

圖5 6061-T651 鋁合金母材 （a）金相組織；（b）透射照片F(xiàn)ig. 5 As-received 6061-T651 aluminum alloy (a) OM image；(b) TEM image

為探究增材試樣沿厚度方向組織均質(zhì)性，沿棒料中心線分別選取第一層中間、第二層中間以及界面三個(gè)位置進(jìn)行觀察。兩種轉(zhuǎn)速制備的增材試樣金相組織如圖6 所示，使用截線法對(duì)不同觀察位置的晶粒尺寸進(jìn)行測(cè)量，統(tǒng)計(jì)結(jié)果列于表3。由于FEAM 增材過(guò)程經(jīng)歷局部加熱和強(qiáng)烈塑性變形，具備發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的溫度及形變條件，因而可看到不同主軸轉(zhuǎn)速對(duì)應(yīng)的三個(gè)觀測(cè)位置均獲得細(xì)小均勻等軸晶粒。雖晶粒尺寸存在一定差異，但變化規(guī)律趨于一致。其中兩種轉(zhuǎn)速下結(jié)合界面的晶粒細(xì)化程度均為最高，轉(zhuǎn)速為600 r/min 和800 r/min時(shí)，界面晶粒分別細(xì)化至棒料母材的25%和37.5%；而兩種轉(zhuǎn)速下第一層的晶粒尺寸均為最大，這一現(xiàn)象應(yīng)歸因于雙層沉積過(guò)程中第一層經(jīng)歷兩次熱循環(huán)和擠壓變形導(dǎo)致晶粒略有長(zhǎng)大。對(duì)比兩種轉(zhuǎn)速可以發(fā)現(xiàn)，低轉(zhuǎn)速由于經(jīng)歷的塑性變形更為劇烈使得再結(jié)晶程度明顯高于高轉(zhuǎn)速工藝條件，因而其晶粒細(xì)化程度也明顯占優(yōu)。整體而言，高轉(zhuǎn)速下，沿厚度方向晶粒分布較低轉(zhuǎn)速更為均勻。

圖6 不同轉(zhuǎn)速下成形件不同區(qū)域金相組織 （a）第二層；（b）近界面處；（c）第一層；（1）600 r/min；（2）800 r/minFig. 6 OM images of deposited specimens in different zones under different rotational speeds (a) the second layer；(b) near interface；(c) the first layer；(1) 600 r/min; (2) 800 r/min

表3 不同轉(zhuǎn)速下成形件不同區(qū)域晶粒平均尺寸Table 3 Average grain size of deposited specimens in different zones under different rotational speeds

上述結(jié)果表明增材試樣結(jié)合界面晶粒細(xì)化更為明顯，一定程度能夠說(shuō)明結(jié)合界面較層內(nèi)金屬應(yīng)經(jīng)歷了更為劇烈的塑性變形和較高熱循環(huán)。因此對(duì)兩種轉(zhuǎn)速獲取的增材試樣界面區(qū)第二相進(jìn)行觀察。如圖7 所示，兩種轉(zhuǎn)速下界面區(qū)主要分布著富含F(xiàn)e、Cr、Mn、Si 等元素的結(jié)晶相，尺寸約為50 nm，對(duì)基體無(wú)強(qiáng)化效果；而納米級(jí)的強(qiáng)化相β″和β′幾乎發(fā)生完全的溶解，說(shuō)明界面峰值溫度已達(dá)到這兩種析出相的溶解溫度，而增材過(guò)程較快冷卻速率不足以使兩者重新析出。

圖7 不同轉(zhuǎn)速下成形件近界面透射照片及能譜分析結(jié)果 （a）600 r/min ；（b）800 r/min ；（c）能譜點(diǎn)掃分析結(jié)果（600 r/min ）；（d）能譜點(diǎn)掃分析結(jié)果（800 r/min ）Fig. 7 TEM images and EDS analysis results near the interface of the deposited specimens under different rotational speeds(a) 600 r/min；(b) 800 r/min；(c) EDS point analysis results (600 r/min) ；(d) EDS point analysis results (800 r/min)

2.3 成形件力學(xué)性能

增材組織分析結(jié)果表明：增材棒料母材經(jīng)過(guò)FEAM 工藝后均形成細(xì)小等軸晶組織特征；但在不同轉(zhuǎn)速下增材試樣沿厚度方向的晶粒尺寸存在一定差異，同時(shí)增材試樣界面主要強(qiáng)化相幾乎全部溶解，上述微觀組織差異應(yīng)對(duì)增材試樣的硬度分布和拉伸性能產(chǎn)生影響。

圖8 為不同主軸轉(zhuǎn)速制備的增材試樣沿Z方向硬度分布。兩種主軸轉(zhuǎn)速對(duì)應(yīng)不同測(cè)試位置的硬度變化規(guī)律趨于一致，其硬度值近似在58～80HV 范圍變化，具有明顯的硬度分布不均勻性。從第一層底部開始逐漸接近結(jié)合界面，硬度值從60HV 先升高到65HV 然后逐漸降低，在結(jié)合界面處達(dá)到最低值為58HV，而進(jìn)入第二層，硬度值呈現(xiàn)整體上升趨勢(shì)，從界面處65HV 不斷增加到表面達(dá)到最大值近似為80HV。根據(jù)增材過(guò)程變形特征和硬度檢測(cè)結(jié)果，將距離第一層底部1.25 mm 至2.25 mm 的區(qū)域定義為界面區(qū)。分別對(duì)兩種轉(zhuǎn)速下界面區(qū)、第一層和第二層的硬度值進(jìn)行分類統(tǒng)計(jì)，計(jì)算結(jié)果列于表4。由表4 可以看出，在600 r/min下增材試樣中部平均硬度為66HV 稍低于800 r/min的平均硬度67.7HV。對(duì)于相同增材層區(qū)域中，兩側(cè)硬度(AS 和RS)稍高于增材中間區(qū)域，但在結(jié)合界面區(qū)軟化最為顯著，其中在600 r/min 下界面區(qū)硬度最低，約為58.7HV，達(dá)到增材棒料母材的52.7%～56.2%，在800 r/min 下界面區(qū)硬度近似為60HV，達(dá)到棒料母材的56.0%～61.3%。

圖8 不同轉(zhuǎn)速下成形件沿厚度方向硬度分布Fig. 8 Hardness profile along build direction in deposited specimens under different rotational speeds

表4 不同轉(zhuǎn)速下成形件不同區(qū)域平均硬度Table 4 Average hardness of deposited specimens in different zones under different rotational speeds

與6061-T651 棒料母材相比，增材試樣不同區(qū)域的晶粒均明顯細(xì)化，但是其硬度卻明顯不及母材，這是因?yàn)榘袅夏覆臑榭蔁崽幚韽?qiáng)化鋁合金，沉淀強(qiáng)化是其主要強(qiáng)化方式。由于界面區(qū)主要強(qiáng)化相幾乎全部發(fā)生溶解，因此軟化最為嚴(yán)重。值得注意的是，低轉(zhuǎn)速下界面的軟化區(qū)域更大，軟化程度更嚴(yán)重，這一現(xiàn)象與已有研究結(jié)果[14]類似，但與攪拌摩擦焊中主軸轉(zhuǎn)速降低其焊接熱輸入也越低導(dǎo)致硬度應(yīng)提高的傳統(tǒng)認(rèn)知并不一致。這說(shuō)明FEAM 工藝參數(shù)對(duì)增材區(qū)細(xì)晶組織的硬度分布有不同影響規(guī)律，還需要進(jìn)一步深入探討。

不同主軸轉(zhuǎn)速制備的增材試樣拉伸曲線如圖9（a）所示，同時(shí)對(duì)獲取的拉伸性能進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，如圖9（b）所示，600 r/min 時(shí)增材試樣的抗拉強(qiáng)度能夠達(dá)到母材的66 %（（233.5±0.66） MPa），而斷后伸長(zhǎng)率能夠達(dá)到母材的212 %。當(dāng)轉(zhuǎn)速升高至800 r/min 時(shí)，增材試樣的抗拉強(qiáng)度略有升高，能夠達(dá)到母材的70 %（（247.1±0.70） MPa），斷后伸長(zhǎng)率降至母材的169 %，但其數(shù)值仍明顯高于母材的伸長(zhǎng)率。這說(shuō)明FEAM 工藝產(chǎn)生的細(xì)小晶粒組織明顯提高增材的塑性變形能力。將本工作研究結(jié)果與其他增材制造技術(shù)制備的打印態(tài)Al-Mg-Si 合金的拉伸性能（拉伸試樣取樣位置與增材熱源移動(dòng)方向一致）進(jìn)行比較，結(jié)果如圖10 所示[11,15-17]。由圖10可看到，與激光粉末床熔化（laser powder bed fusion）和電弧熔絲增材制造（wire arc additive manufacturing，WAAM）工藝制備的Al-Mg-Si 合金相比，F(xiàn)EAM 增材試樣打印態(tài)的拉伸強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均具有明顯優(yōu)勢(shì)。固相超聲增材制造（ultrasonic additive manufacturing，UAM）制備的6061 Al 合金0.2%屈服應(yīng)力雖高于FEAM 增材試樣，但是斷后伸長(zhǎng)率僅約為1.1%，其塑性變形能力明顯很低。通過(guò)熱等靜壓（hot isostatic pressing）工藝處理后，雖能一定程度提升斷后伸長(zhǎng)率，但其抗拉強(qiáng)度顯著降低，整體拉伸性能明顯低于FEAM 工藝。綜上可知，與目前其他增材工藝力學(xué)性能比較，F(xiàn)EAM 工藝制備的增材構(gòu)件具有更加優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

圖9 不同轉(zhuǎn)速下成形件 （a）工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線；（b）拉伸性能Fig. 9 Deposited specimens under different rotational speeds （a）engineering stress-strain curves；（b）tensile properties

圖10 FEAM 與其他增材制造工藝制備的Al-Mg-Si 合金力學(xué)性能對(duì)比Fig. 10 Comparison of mechanical properties of Al-Mg-Si alloy fabricated by FEAM and other additive manufacturing processes

3 結(jié)論

（1）使用自主設(shè)計(jì)研制的固相摩擦擠壓增材制造實(shí)驗(yàn)設(shè)備，在軸肩移動(dòng)速度為300 mm/min、主軸轉(zhuǎn)速分別為600 r/min 和800 r/min 的工藝條件下進(jìn)行6061 鋁合金固相摩擦擠壓增材制造，獲得增材厚度分別約為2 mm 和4 mm 的單道雙層增材試樣。

（2）兩種轉(zhuǎn)速制備的增材試樣表面成形良好，內(nèi)部完全致密無(wú)孔洞、裂紋及未熔合等缺陷，增材摩擦界面達(dá)到良好冶金結(jié)合。低轉(zhuǎn)速有利于工具軸肩施加摩擦擠壓與剪切變形作用，增材層間結(jié)合界面呈波浪狀，塑化金屬流動(dòng)更充分，沉積層更寬，表面成形也更光滑。

（3）兩種轉(zhuǎn)速制備的增材試樣均呈現(xiàn)較為均勻細(xì)小等軸晶粒。增材層間摩擦界面晶粒細(xì)化最明顯，第一層晶粒因重復(fù)受熱和摩擦擠壓作用而發(fā)生長(zhǎng)大。在低轉(zhuǎn)速（600 r/min ）增材過(guò)程中，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度明顯占優(yōu)，增材層間界面晶粒被細(xì)化至6.0 μm，而高轉(zhuǎn)速時(shí)界面晶粒僅被細(xì)化至9.0 μm。

（4）兩種轉(zhuǎn)速制備的增材試樣結(jié)合界面主要強(qiáng)化相幾乎完全溶解從而明顯軟化，低轉(zhuǎn)速下軟化程度最顯著。600 r/min 下界面區(qū)硬度降低至棒料母材的52.7%～56.2%，而800 r/min 下降低至母材的56.0%～61.3%；600 r/min 下增材試樣沿X方向的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率分別為（233.5±1.1） MPa、（139.5±0.7） MPa 和30.5%±1.8 %，而800 r/min 下拉伸性能分別為（247.1±1.7） MPa、（146.5±2.1） MPa 和24.4%±0.1 %，增材細(xì)晶組織的塑性變形能力明顯優(yōu)于棒料母材；與目前其他增材工藝的力學(xué)性能比較均具有顯著優(yōu)勢(shì)。