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等离子弧增材制造工艺是一种以等离子弧为热源，以丝材为增材材质，与CAD等软件模型设计相结合，按照预设路径逐层制造，不断累加，直接成形构件的工艺. 增材的构件经过少量的表面加工处理就可以使用[1]，该工艺具有能量密度高、成形精准等优点[2-3]，广泛应用于制备大型构件和一些复杂构件. 然而随着电弧增材构件的尺度越来越大，从前几年几十厘米到目前的十几米，重量从公斤级过渡到吨级,增材制造过程中的时间成本占的比例越来越高，因而对丝材等离子弧增材效率提出了更高的要求. 单填丝等离子弧增材时，送丝速度过大时，由于电弧中丝材加热位置的限制，没有足够的时间加热，容易产生丝材不熔化的现象，使得送丝速度难以进一步提高. 早期曾经提出了通过双填丝等离子弧增材制造工艺提高熔敷效率[4]，但经过应用发现，双填丝等离子弧增材制造工艺由于外置双送丝夹具的体积较大，在增材制造直线型形状简单的构件时确实提高了熔敷效率，但在制造曲面等复杂构件时容易发生干涉，空间位置可达性明显降低. 因此迫切需要开发一种新的工艺在提高等离子弧增材制造工艺熔敷效率的同时，保持熔敷空间位置可达范围大的优点.
热丝工艺技术是指在进入熔池前通过电阻热对丝材加热到一定温度，能够在不改变电弧热输入的情况下，在相同时间内熔化更多的丝材，大幅度提高熔敷效率[5-7]. 目前热丝工艺主要应用于TIG 焊接和激光焊接，能够在保证焊缝成形质量好、电弧稳定性高、降低母材稀释率的同时提高熔敷效率. Cao等人[8]采用电阻加热的热丝TIG焊接系统，将丝材加热温度稳定在220 ℃，此时热丝TIG焊接工艺的焊接效率是传统TIG焊接工艺的两倍以上. Markus 等人[9]对冷丝激光增材和热丝激光增材工艺进行了对比分析，发现热丝工艺将增材效率提高了612 g/h，显著提高了熔敷效率. 鉴于等离子弧在增材过程中电弧热量集中、成形精度高的特点，文中将热丝工艺与等离子弧增材制造工艺相结合，实现高熔敷效率与精确成形的优势结合. 目前对于热丝等离子弧增材制造的研究相对较少，主要集中于利用旁路电流对丝材进行加热[10]，用于减少构件的稀释率，利用热丝工艺提高熔敷效率的研究还少有学者涉足. 所以深入研究热丝等离子弧增材制造工艺(hot wire plasma arc additive manufacturing, HW-PAM)的特点对其进一步推广应用和发展具有相当重要的作用.
文中以等离子弧为增材热源，308L不锈钢为熔化丝材，并采用独立热源加热不锈钢丝材，进行了直壁体的增材制造. 然后选取了3组典型的电弧行进速度，分别利用热丝等离子弧增材制造和冷丝等离子弧增材制造(cold wire plasma arc additive manufacturing, CW-PAM)工艺进行单道多层增材试验，对HW-PAM工艺的熔敷效率进行深入研究，并对试样的成形、显微组织和力学性能进行对比分析，获取HW-PAM工艺对308L不锈钢增材制造成形件组织和性能影响规律.
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试验选用直径1.0 mm的308L不锈钢丝材为熔化丝材，尺寸400 mm × 200 mm × 10 mm的304不锈钢钢板为基板，丝材和基板化学成分如表1所示. 试验采用HW-PAM制造系统进行，增材过程中，热丝电源通过铜材、电弧、工件之间形成回路，利用铜螺母与工件之间的丝材产生的电阻热对不断送进的丝材进行加热，提高丝材温度. 利用等离子弧热丝设备，分别采用HW-PAM和CW-PAM两种工艺在304不锈钢基板上逐层增材了单道多层直壁体试样. 优化后的工艺规范参数如表2所示，其它工艺过程参数为：钨极直径4.8 mm，喷嘴孔径3.2 mm，离子气体和保护气体均为99.99%纯氩，其中保护气体流量为18 L/min，离子气体流量为1.0 L/min，喷嘴到工件距离为6.0 mm，增材直壁体试样长度为160 mm，HW-PAM和CW-PAM增材层数均为50，层间等待时间为120 s. 经过大量工艺试验发现，采用上述工艺参数，冷丝送丝速度在0.8 ~ 1.8 m/min之间, 热丝送丝速度在1.5 ~ 3.2 m/min之间，均可实现增材直壁体的良好成形.
表 1 基板和丝材化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of substrate and wire
材料 C Mn Cr Si Ni P S N Fe 304不锈钢基板 ≤ 0.08 ≤ 2.0 19.0 ≤ 1.0 9.0 ≤ 0.035 ≤ 0.03 ≤ 0.1 余量 308L不锈钢丝材 0.03 1.80 20.0 0.60 10.0 0.015 0.008 — 余量 表 2 增材试验工艺规范参数
Table 2. Deposition process parameters
工艺方法 组别 熔敷电流Id/A 电弧电压Ua/V 电弧行进速度vd/(cm·min−1) 送丝速度vs/(m·min−1) 热丝电流Ih/A CW-PAM I 150 24.7 50 1.4 — II 150 25.1 40 1.4 — III 150 24.8 20 1.4 — HW-PAM IV 150 24.5 50 2.8 57 V 150 24.5 40 2.8 57 VI 150 24.2 20 2.8 57 -
图1为两种工艺增材的直壁体试样的外观. 可以看出，HW-PAM试样的表面成形良好，表面没有肉眼可见的裂纹、气孔等缺陷，但CW-PAM试样的表面更加平直，侧壁表面起伏更小.图2为两种工艺增材的直壁体试样的平均层高柱状图，平均层高根据直壁体的高度和增材层数计算得到，直壁体的增材高度选择距离起始点30，60和90 mm处测量获得. 当电弧行进速度分别为50，40和20 cm/min时，CW-PAM试样平均层高分别是0.53，0.55 和0.77 mm，而HW-PAM试样平均层高分别是1.02，1.09和1.51 mm，是CW-PAM试样的1.92倍、1.98倍和1.96倍. 可以得出采用HW-PAM工艺时，在电弧行进速度20 ~ 50 cm/min的范围内，均可以实现稳定的增材，且与CW-PAM工艺相比，HW-PAM增材试样平均层高提升明显.
图 1 增材制造的直壁体试样
Figure 1. Deposited samples of additive manufacturing
图 2 增材试样平均层高
Figure 2. Average heights of deposited samples
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为了更好的分析HW-PAM工艺的特点，对直壁体试样的熔敷体积、熔敷金属损失率和单位时间的热输入进行计算对比分析.
试样的实际熔敷体积通过试样的横截面积与长度的乘积获得；横截面积是借助Image J软件来计算，先通过像素设定比例尺，再根据比例尺来计算实际面积. 理论熔敷体积通过以下公式计算，即
$$ {V}_{{\rm{t}}}=\frac{{\text{π}} {d}^{2}}{4}{v}_{{\rm{s}}} \cdot \frac{L}{v_{\rm{d}}} \cdot n $$ (1) 式中：Vt为理论熔敷体积；d为丝材直径；vs为送丝速度；vd为电弧行进速度；L为直壁体长度；n为增材层数.
熔敷金属损失率μ通过以下公式计算,即
$$\mu = \frac{{{V_{\rm{t}}} - {V_{\rm{r}}}}}{{{V_{\rm{t}}}}}$$ (2) 式中：Vr为实际熔敷体积.
CW-PAM和HW-PAM工艺单位时间的热输入Q1和Q2分别运用下列公式计算,即
$${Q_1} = \frac{{\eta {U_{\rm{a}}}{I_{\rm{d}}}}}{{{v_{\rm{d}}}}}$$ (3) $${Q_2} = \frac{{\eta {U_{\rm{a}}}{I_{\rm{d}}} + I_{\rm{h}}^2R}}{{{v_{\rm{d}}}}}$$ (4) 式中：Ua是电弧电压平均值；Id为熔敷电流平均值；Ih是热丝电流平均值；R是热丝电阻(经测量为0.143 Ω)；η是等离子热效率(设定值70%[11])；vd是电弧行进速度.
表 3 增材制造试样的熔敷体积、熔敷金属损失率和热输入
Table 3. Deposition volume, wire lose rate and heat input of deposited samples
工艺方法 组别 横截面积S/mm2 实际熔敷体积Vr/mm3 理论熔敷体积Vt/mm3 熔敷金属损失率μ(%) 热输入Q/(kJ·m−1) CW-PAM I 107 17 120 17 593 2.69 5.19 II 132 21 120 21 991 3.96 6.59 III 254 40 640 43 982 7.60 13.02 HW-PAM IV 215 34 400 35 186 2.23 6.07 V 270 43 200 43 982 1.78 7.59 VI 542 86 720 87 965 1.42 15.03 通过计算可以得到，当电弧行进速度为50 ,40 和20 cm/min时，CW-PAM与HW-PAM试样的实际熔敷体积比值分别为1∶1.97,1∶2.05和1∶2.13. 表明在相同的工艺参数下，HW-PAM工艺的平均熔敷效率提高了105%. 通过表3的熔敷金属损失率计算值对比发现，相比较CW-PAM试样，在相同工艺条件下，HW-PAM试样的熔敷金属损失率显著降低，当电弧行进速度为20 cm/min时，HW-PAM试样的熔敷金属损失率最大可降至1.42%，比CW-PAM减少了6.18%. 同时对于HW-PAM工艺，当电弧行进速度从50 cm/min降低到20 cm/min时，试样的熔敷金属损失率从2.23%降低到1.42%. 这是因为HW-PAM工艺对丝材进行预热，使丝材熔化更加充分，飞溅更小，材料利用率更高. 同时当电弧行进速度提升时，热输入降低，丝材熔化不充分，丝材损失量就会增多. 上述的分析表明，HW-PAM工艺具有高熔敷效率和低熔敷金属损失率的特点.
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使用电火花线切割机从增材制造的直壁体试样中切割出金相试样，并用砂纸打磨至1000号，抛光后用浓度为10%的草酸电解溶液进行电化学腐蚀，腐蚀时间为60 s，通过OLYMPUS(GX71)光学显微镜对显微组织观察分析.图3为增材制造直壁体试样中心部位放大500倍的显微组织，白色区域为γ奥氏体，黑色为δ铁素体.
图 3 直壁体试样微观组织
Figure 3. Microstructure of the straight wall structure samples. (a) CW-PAM deposited sample-20 cm/min; (b) HW-PAM deposited sample-20 cm/min; (c) CW-PAM deposited sample-40 cm/min; (d) HW-PAM deposited sample-40 cm/min; (e) CW-PAM deposited sample-50 cm/min; (f) HW-PAM deposited sample-50 cm/min
由图3a，3c和3e可以看出CW-PAM试样内部等轴δ铁素体数量较多，随着电弧行进速度从20 cm/min 提升到50 cm/min，等轴δ铁素体数量变化不明显. 由图3b，3d和3f可以看出电弧行进速度为20 cm/min时，HW-PAM试样内部含有大量等轴δ铁素体，随着电弧行进速度提升到50 cm/min，试样内部等轴δ铁素体数量逐渐减少，大部分形态变为非等轴δ铁素体. 且CW-PAM试样和HW-PAM试样的铁素体数量均随着电弧行进速度提升而增多，晶粒变的更细小.
对比图3在相同电弧行进速度下获得的两种工艺的显微组织，明显可以发现，HW-PAM试样内部的δ铁素体含量明显高于CW-PAM试样，且CW-PAM试样的铁素体多数呈现等轴形态，而HW-PAM试样的铁素体多数呈现非等轴形态. 这主要是因为在HW-PAM工艺中，金属丝材在进入熔池之前就已经受热，较少的电弧能量就能使其熔化，在先共析铁素体达到等轴形态后，剩余的热量使得等轴晶向柱状晶形态继续生长.
图4为增材制造直壁体试样平均晶粒直径尺寸统计图，测量方式为选取3个不同位置的显微组织，随机选取20组晶粒进行晶粒直径的测量，计算得到平均晶粒尺寸. 当电弧行进速度为20，40 和50 cm/min时，CW-PAM试样的平均晶粒直径dg分别为10.41，9.42 和8.37 μm，HW-PAM试样分别是9.98，8.71 和7.62 μm. 可以看出随着电弧行进速度的提升，CW-PAM和HW-PAM增材试样的平均晶粒直径均逐渐减小，这是因为电弧行进速度提升时，热输入降低，冷却时间缩短，晶粒没有足够的长大时间[12]. 在相同工艺参数下，CW-PAM试样平均晶粒直径明显小于HW-PAM试样，这是因为HW-PAM工艺提前对丝材预热，电弧所提供的热输入降低，晶粒生长时间较短. 因此，说明HW-PAM工艺能够获得晶粒更细小的组织.
图 4 直壁体试样平均晶粒直径尺寸
Figure 4. Mean grain sizes of the deposited samples
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为了探究HW-PAM试样的力学性能，在平行堆敷方向取3个拉伸试样，在室温下使用CSS-44100万能试验机以加载速度为3.0 mm/min进行拉伸测试，然后用FEI Quanta 260F 场发射环境扫描电镜对拉伸断口形貌进行观察.图5为增材制造直壁体试样的力学性能柱状图. 其中图5a为抗拉强度柱状图. 测试结果显示，当电弧行进速度从20 cm/min升高到40 和50 cm/min时，CW-PAM试样的抗拉强度分别为741，773 和775 MPa，而HW-PAM试样抗拉强度则分别为712，731 和736 MPa. 可看出同种工艺增材试样的抗拉强度随着电弧行进速度的增加也呈现上升趋势，这是因为随着电弧行进速度的增加，增材试样的显微组织逐渐变细. 同时在相同工艺参数时，CW-PAM试样的抗拉强度高于HW-PAM试样，主要原因是，虽然HW-PAM试样的晶粒尺寸较小，但其非等轴铁素体的含量较高，等轴铁素体的含量较低，而等轴晶组织能够提高材料抗拉强度[13]，使得CW-PAM抗拉强度较高.
图 5 直壁体试样抗拉强度和断后伸长率
Figure 5. The tensile properties of deposited samples. (a) ultimate tensile strengths; (b) elongations
图5b为断后伸长率柱状图，当电弧行进速度分别为20，40 和50 cm/min时，CW-PAM试样的断后伸长率分别为58.23%，49.07%和46.75%，HW-PAM试样的断后伸长率则分别为49.90%，50.03%和53.00%. 检测数据显示，随着电弧行进速度的提升，CW-PAM试样的断后伸长率呈下降趋势，而HW-PAM试样的断后伸长率则略呈上升趋势. 当电弧行进速度为40 和50 cm/min时，HW-PAM试样的断后伸长率更高，韧性更好，这是因为其组织内部非等轴铁素体明显增多，提高试样的韧性.
图6为选取典型的2组直壁体拉伸试样断口形貌. 从断口的扫描电镜图片可以看出，断口呈纤维状、灰暗色，存在大量的韧窝，表明2组试样均为韧性断裂. 与CW-PAM试样的拉伸断口相比，两种工艺增材试样的拉伸断口中第二相粒子数量差距不明显，但HW-PAM试样的韧窝尺寸较大而深，表明其韧性性能更好.
图 6 拉伸断口形貌
Figure 6. Two different tensile fractures morphology. (a) CW-PAM deposited sample; (b) HW-PAM deposited sample
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使用HVS-1000Z显微维氏硬度计在金相试样上进行硬度测试，试验力为4.903 N，保持时间为10 s，测量间距为0.5 mm.图7为增材制造直壁体试样显微硬度分布曲线. 选取中间稳定段作为有效区域，由图7看出当电弧行进速度为20，40 和50 cm/min时，CW-PAM试样的平均显微硬度分别为189.6，190.3 和192.4 HV0.5，HW-PAM试样的平均显微硬度值为199.5，197.6 和195.6 HV0.5，均在200 HV0.5上下波动，两者的差值仅为9.9，7.3 和3.2 HV0.5，表明电弧行进速度对直壁体增材试样的显微硬度的影响并不明显，HW-PAM工艺使试样的显微硬度略有提高. 其原因主要为显微硬度与层间温度的控制有关，6组试样在增材试验中采用的层间等待时间均为120 s，使6组试样的层间温度都控制在一定范围内，因此6组试样的显微硬度并没有明显的差异.
图 7 直壁体试样显微硬度曲线
Figure 7. Micro hardness distribution of the deposited samples under different travel speed. (a) travel speed of 20 cm/min; (b) travel speed of 40 cm/min; (c) travel speed of 50 cm/min
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(1)采用HW-PAM工艺增材制造了不锈钢直壁体试样，试样成形良好. 相同工艺参数条件下，HW-PAM工艺的平均熔敷效率可提高105%，熔敷金属损失率明显降低，在电弧行进速度20 cm/min时，最高时熔敷金属损失率降低达到6.18%.
(2)显微组织对比分析表明，HW-PAM工艺试样中铁素体含量较高，且随着电弧行进速度的提升，试样显微组织的非等轴铁素体数量增多. 当电弧行进速度50 cm/min时，平均晶粒直径由CW-PAM工艺的8.37 μm细化到7.62 μm.
(3)力学性能测试结果显示，HW-PAM试样的抗拉强度均在700 MPa以上，当电弧行进速度50 cm/min时，断后伸长率最高可达53.00%，比CW-PAM试样提高6.25%，拉伸试样断口上存在大量韧窝和第二相粒子，断裂形式为韧性断裂.
(4)显微硬度试验表明，增材试样中间有效区域的显微硬度值均在200 HV0.5上下波动，HW-PAM试样的显微硬度略高于CW-PAM试样的显微硬度值.
Microstructures and mechanical properties of stainless steel component deposited with 308L wire by hot wire plasma arc additive manufacturing process
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摘要: 随着增材构件重量的大幅度增加和形状复杂性的急速提升，增材时间成本占比越来越高，为了在保持焊枪达到尽可能多空间位置的基础上，提高熔敷效率，降低时间成本比例，提出了热丝等离子弧增材制造工艺. 分别采用冷丝等离子弧增材制造(CW-PAM)和热丝等离子弧增材制造(HW-PAM)两种工艺进行了50层直壁体增材对比试验，研究了HW-PAM工艺的特性，并对增材试样的显微组织和力学性能进行对比分析. 结果表明，HW-PAM工艺的平均熔敷效率提高了105%, 在电弧行进速度为20 cm/min时，熔敷金属损失率最多可降至1.42%，比CW-PAM工艺降低了6.18%. 在电弧行进速度为50 cm/min时，试样内部存在大量非等轴铁素体，平均晶粒直径从CW-PAM工艺的8.37 μm细化到7.62 μm. HW-PAM试样的抗拉强度均在700 MPa以上，断后伸长率最高可达到53%，比CW-PAM工艺提高了6.25%.Abstract: Shapes of deposited components are more complicated and their weights are obviously heavier than before, therefore the ratio of deposited time cost in sum production cost increases dramatically. Hot wire plasma arc additive manufacturing process is proposed to reduce deposited time cost, by increasing deposition rate while keeping welding torch reaches more deposition positions as much as possible. Both CW-PAM process and HW-PAM process were used to manufacture 50 layers walls with 308L filler wire, and the investigation of fundamental characterization of HW-PAM process was implemented, then under different torch speeds, microstructures and mechanical properties of deposited sample by two processes were compared in details. Experiment results show that the deposition rate of HW-PAM process increased by 105% on an average. Its maximum wire lose rate reduced to 1.42%, which is lower 6.18% than the CW-PAM process at the torch speed of 20 cm/min. In addition, when the travel speed is 50 cm/min, lots of non-equiaxed ferrites exist in the samples deposited by HW-PAM process, the mean grain diameter refined to 7.62 μm from 8.37 μm of CW-PAM process. The ultimate tensile strengths of the HW-PAM samples are all above 700 MPa, and the maximum elongation reaches 53%, which raised by 6.25% in contrast to the CW-PAM process.
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Key words:
- hot wire /
- plasma arc /
- additive manufacturing /
- deposition rate /
- mechanical properties
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图 3 直壁体试样微观组织
Figure 3. Microstructure of the straight wall structure samples. (a) CW-PAM deposited sample-20 cm/min; (b) HW-PAM deposited sample-20 cm/min; (c) CW-PAM deposited sample-40 cm/min; (d) HW-PAM deposited sample-40 cm/min; (e) CW-PAM deposited sample-50 cm/min; (f) HW-PAM deposited sample-50 cm/min
图 5 直壁体试样抗拉强度和断后伸长率
Figure 5. The tensile properties of deposited samples. (a) ultimate tensile strengths; (b) elongations
图 6 拉伸断口形貌
Figure 6. Two different tensile fractures morphology. (a) CW-PAM deposited sample; (b) HW-PAM deposited sample
图 7 直壁体试样显微硬度曲线
Figure 7. Micro hardness distribution of the deposited samples under different travel speed. (a) travel speed of 20 cm/min; (b) travel speed of 40 cm/min; (c) travel speed of 50 cm/min
表 1 基板和丝材化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of substrate and wire
材料 C Mn Cr Si Ni P S N Fe 304不锈钢基板 ≤ 0.08 ≤ 2.0 19.0 ≤ 1.0 9.0 ≤ 0.035 ≤ 0.03 ≤ 0.1 余量 308L不锈钢丝材 0.03 1.80 20.0 0.60 10.0 0.015 0.008 — 余量 
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表 2 增材试验工艺规范参数
Table 2. Deposition process parameters
工艺方法 组别 熔敷电流Id/A 电弧电压Ua/V 电弧行进速度vd/(cm·min−1) 送丝速度vs/(m·min−1) 热丝电流Ih/A CW-PAM I 150 24.7 50 1.4 — II 150 25.1 40 1.4 — III 150 24.8 20 1.4 — HW-PAM IV 150 24.5 50 2.8 57 V 150 24.5 40 2.8 57 VI 150 24.2 20 2.8 57
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表 3 增材制造试样的熔敷体积、熔敷金属损失率和热输入
Table 3. Deposition volume, wire lose rate and heat input of deposited samples
工艺方法 组别 横截面积S/mm2 实际熔敷体积Vr/mm3 理论熔敷体积Vt/mm3 熔敷金属损失率μ(%) 热输入Q/(kJ·m−1) CW-PAM I 107 17 120 17 593 2.69 5.19 II 132 21 120 21 991 3.96 6.59 III 254 40 640 43 982 7.60 13.02 HW-PAM IV 215 34 400 35 186 2.23 6.07 V 270 43 200 43 982 1.78 7.59 VI 542 86 720 87 965 1.42 15.03
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[1] Feng Y, Zhan B, He J, et al. The double-wire feed and plasma arc additive manufacturing process for deposition in Cr-Ni stainless steel[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2018, 259: 206 − 215. doi: 10.1016/j.jmatprotec.2018.04.040 [2] Lin J, Lü Y, Liu Y, et al. Microstructural evolution and mechanical properties of Ti-6Al-4V wall deposited by pulsed plasma arc additive manufacturing[J]. Materials & Design, 2016, 102: 30 − 40. [3] Hoefer K, Mayr P. 3DPMD-Arc-based additive manufacturing with titanium powder as raw material[J]. China Welding, 2019, 28(1): 11 − 15. [4] 占彬, 冯曰海, 何杰, 等. 碳钢双丝与单丝等离子弧增材制造成形及组织特征分析[J]. 焊接学报, 2019, 40(6): 77 − 81. doi: 10.12073/j.hjxb.2019400158 Zhan Bin, Feng Yuehai, He Jie, et al. The microstructure characteristics analysis of double wire and single wire plasma arc additive manufacturing process for deposition in carbon steel[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2019, 40(6): 77 − 81. doi: 10.12073/j.hjxb.2019400158 [5] Pai A, Sogalad I, Albert S K, et al. Comparison of microstructure and properties of modified 9Cr-1Mo welds produced by narrow gap hot-wire and cold-wire gas tungsten arc welding processes[J]. Procedia Materials Science, 2014, 5: 1482 − 1491. [6] Silwal B, Santangelo M. Effect of vibration and hot-wire gas tungsten arc (GTA) on the geometric shape[J]. Experimental Thermal and Fluid Science, 2018, 251: 138 − 145. [7] Santangelo M, Silwal B, Purdy A. Vibration assisted robotic hot-wire gas tungsten arc welding (GTAW) for additive manufacturing of large metallic parts[C]//Proceedings of the Solid Freeform Fabrication Symposium, 2016: 1548-1556. [8] Cao F, Chen S, Du C. Investigation of hot-wire TIG welding based on the heat-conduction[J]. Energy Procedia, 2018, 144: 9 − 15. doi: 10.1016/j.egypro.2018.06.003 [9] Markus B, Irina S, Frank S, et al. Comparison of laser metal deposition of Inconel 718 from powder hot and cold wire[J]. Procedia CIRP, 2018, 74: 206 − 209. doi: 10.1016/j.procir.2018.08.095 [10] 苗玉刚, 李春旺, 张鹏, 等. 不锈钢旁路热丝等离子弧增材制造接头特性分析[J]. 焊接学报, 2018, 39(6): 35 − 38. Miao Yugang, Li Chunwang, Zhang Peng, et al. Characteristics analysis of joints for stainless steel bypass hot wire plasma arc additive manufacturing[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2018, 39(6): 35 − 38. [11] Wu C, Hua Y. Numerical analysis of keyhole geometry and temperature profiles in plasma arc welding[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2013, 15(4): 593 − 599. doi: 10.1016/j.jmapro.2013.06.003 [12] 袁敏, 包石磊, 张洪才, 等. 化学成分与冷却速度对Q345E钢低温冲击性能的影响[J]. 金属热处理, 2014, 39(1): 34 − 37. Yuan Ming, Bao Shilei, Zhang Hongcai, et al. Effects of chemical composition and cooling rate on low temperature impact properties of Q345E steel[J]. Heat Treatment of Metals, 2014, 39(1): 34 − 37. [13] 叶校瑛, 董建新, 张麦仓. GH738 合金冷变形及中间退火再结晶行为研究[J]. 稀有金属材料与工程, 2013, 42(7): 1423 − 1428. doi: 10.3969/j.issn.1002-185X.2013.07.022 Ye Xiaoying, Dong Jianxin, Zhang Maicang. Cold deformation of GH738 alloy and its recrystallization behavior during intermediate annealing[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2013, 42(7): 1423 − 1428. doi: 10.3969/j.issn.1002-185X.2013.07.022 -
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