发布日期：2026-4-27 8:47:59
1、引言
金属增材制造技术能够直接从三维数字模型制造复杂形状零件，无需模具，生产周期短，在小批量、定制化生产中具有显著成本优势，在航空航天、汽车、医疗器械等领域受到广泛关注[1-2]。根据热源与原料的不同，金属增材制造技术主要分为激光、电子束和电弧三类热源，以及粉末和丝材两类填充材料。其中，激光熔丝增材制造在沉积速率、成形灵活性以及生产成本等方面具有较好优势。与送粉工艺相比，金属丝材更易存储和生产5、材料利用率高以及显著降低环境污染与健康风险。然而，相较于粉末基激光定向能量沉积，激光熔丝增材制造通常面临成形精度和分辨率较低的问题。采用微米细丝(Dwire<500μm)作为填充材料，有望在保持熔丝工艺优势的同时，提高成形精度和细节分辨率[7]。材料选择是影响成形件综合性能的另一关键因素。钛合金TC4具有优异的高强度密度比、耐腐蚀性和高温力学性能，在工业中备受青睐{8}。因此，本研究选取TC4开展激光熔丝增材制造研究。
目前，已有学者围绕钛合金TC4激光熔丝增材的“工艺-成形-组织-性能”进行了研究。Brandl [9]等探讨了激光功率、焊接速度和送丝速度因子对沉积层硬度分布和几何尺寸的影响规律。研究发现，氧当量对熔合区硬度的影响显著:基材氧当量较高，随着激光功率增加，熔合区硬度上升;而随着送丝速度增加，硬度下降。在几何尺寸方面，激光功率增加导致沉积层宽度增加、高度降低、沉积角减小;扫描速度增加则使熔池尺寸缩小，沉积层变窄变高;送丝速度增加，沉积层高度和沉积角增加，但对宽度影响不显著。Caiazzo [10]等针对钛合金TC4的激光熔丝增材工艺进行了系统性实验研究，探讨了激光功率、扫描速度和送丝速度对单道沉积层几何形貌、微观组织及显微硬度的影响。结果表明，沉积层的宽度和高度主要随送丝量增加而增大，而熔深和稀释率则随之降低;激光功率对沉积层高度影响不显著。Wang[11]等建立了三维数值模型，结合高速摄像实验，系统研究了TC4合金在激光熔丝增材工艺中熔池的传热与流体流动行为。研究发现，在液桥过渡模式下，反冲压力是驱动熔融金属从丝材尖端剥离并流入熔池的关键动力，促使熔池向两侧铺展，以形成高质量的沉积层。
尽管许多研究推动了TC4激光熔丝增材制造的工艺参数与力学性能的优化，但激光熔丝过程涉及到激光-丝材-平台运动之间的复杂耦合过程，加工过程中的扰动会打破原有的动态平衡，进而降低沉积质量。为抑制扰动的影响，提高激光熔丝增材制造的沉积质量，深入理解熔融金属转移行为的物理机制至关重要。为此，国内外学者开展了大量研究。在工艺参数对转移行为的影响方面，Syed和 Li [12]研究了 316L不锈钢激光熔丝沉积中送丝方向和位置对熔池稳定性的影响，发现前向送丝，并将丝材置于熔池前缘时，熔池内涡流和气体扰动最小，从而获得最佳的表面质量和尺寸精度。Su [13]等人在Inconel625热丝激光金属沉积研究中发现，丝材尖端位于激光光斑后缘时，可建立稳定液桥转移模式，实现了连续的熔融金属转移和良好的沉积层成形质量。Wang [14]等人研究了钛基激光定向能量沉积中送丝位置对熔融金属转移行为的影响，发现送丝位置决定了液桥转移的连续性，进而影响沉积过程稳定性和涂层微观组织均匀性。杨鑫等人研究了激光熔丝增材制造中送丝角度与送丝方式对熔池流动行为的影响，发现送丝方式改变了焊丝熔液送入熔池的位置，直接影响了熔液在熔池中的流动方向和作用时间，进而决定了沉积层的形状、尺寸及基板熔深特征。Huang [16]等人研究了5A06铝合金高速激光熔丝增材制造中驼峰缺陷的形成机理，发现激光功率和送丝速度显著影响熔池形态，其中金属蒸气反冲压力驱动液态金属向熔池后方高速流动，在表面张力和非均匀凝固共同作用下，导致液态金属积聚形成驼峰缺陷。Shu [17]等人研究了316L不锈钢微米丝材激光定向能量沉积中工艺参数对熔融金属转移行为的影响,发现丝材-激光相对位置决定了能量吸收比率和归一化熔化时间，进而影响液桥稳定性，熔化-送丝比决定了是否出现不稳定熔滴转移模式。激光熔丝增材制造过程中，能量与质量的匹配关系是成形的关键。为保证成形分辨率，微米细丝需匹配更小的能量输入。然而，能量输入的降低会减小熔池的尺寸，这对基板熔池承接输入质量和能量的能力提出了更高要求，但激光功率和平台运动行为如何协同调控熔池尺寸以实现稳定的熔体转移，尚缺乏系统研究。对于微米细丝，由于丝材直径与输入能量的降低，熔体输入与熔池体积同步减小，使得熔体的转移更易受工艺波动的影响。更需从熔体输入与熔池承接能力之间的动态匹配关系出发，建立工艺参数与转移稳定性的定量关联。
因此，本研究利用高速摄影技术实时捕捉熔融金属向熔池过渡的动态行为，分析不同工艺参数下的转移模式特征及其对单道沉积层成形质量的影响规律。利用Eagar-Tsai解析模型预测熔池特征尺度，提出无量纲填充系数 ξ，定量表征熔池体积对单位时间熔体输入的承接能力。进一步提取沉积层几何参数，构建高长比、高宽比、高深比等无量纲指标，从熔池容纳能力与沉积层形貌特征两个层面建立工艺参数与转移稳定性的定量关联。通过系统分析 ξ及几何比值随激光功率和平台速度的演化规律，确定实现稳定液桥转移的工艺窗口边界，为微米细丝激光熔丝增材制造的工艺参数优化提供理论依据。
2、方法与材料
采用直径为0.4mm的钛合金TC4丝作为沉积材料，在尺寸为80mm50mm20mm的钛合金TC4基板上进行了激光熔丝增材制造实验，工艺参数设置如表1所示，送丝速度为15mm/s。为了防止TC4在沉积过程中氧化，使用纯度为99.99%的氩气作为保护气体。丝材和基板的化学成分如表2。
表1 工艺参数
Table 1 Process parameters
| Experiment number | Laser power/ W | platform travel speed/(mm·s-1) |
| 1 | 300 | 5.0 |
| 2 | 400 | 5.0 |
| 3 | 500 | 5.0 |
| 4 | 600 | 5.0 |
| 5 | 300 | 7.5 |
| 6 | 400 | 7.5 |
| 7 | 500 | 7.5 |
| 8 | 600 | 7.5 |
| 9 | 300 | 10 |
| 10 | 400 | 10 |
| 11 | 500 | 10 |
| 12 | 600 | 10 |
表2 钛合金TC4化学成分
Table 2 Chemical composition of TC4
unit:wt.%
| Element | Ti | Al | V | Fe | Si | C | O | N |
| Substrate | Bal | 4.0 | 6.0 | 0.003 | 0.001 | 一 | ||
| Wire | Bal | 6.2 | 4.3 | 0.28 | 0.1 | 0.09 | 0.2 | 0.05 |
激光熔丝增材制造过程的装置如图1所示，沉积过程使用连续波光纤激光系统，在其上搭建送丝装置。利用二维运动平台来控制基板的运动。采用高速摄像系统(i-speed221，ix-cameras)对丝材熔化过程及其与熔池之间的金属转移行为进行了监测。该相机以1000帧/秒的帧率拍摄，图像分辨率为1200512像素。为确保沉积过程的清晰观测，系统配备了工作波长为808nm的脉冲二极管激光照明系统。该照明激光器峰值功率为30W，最大脉冲频率为20kHz。此外，在相机镜头前加装了窄带光学滤光片(中心波长:808nm，带宽:10 nm)，以减少工艺过程中熔池与丝材表面产生的辐射光及反射光干扰。
3、分析与讨论
3.1不同工艺参数下熔体转移过程
本节使用高速摄影对于沉积过程进行观测，以高速摄影系统开启的时刻为0时刻，选取液桥形成、发展、断裂，以及熔滴生长、聚并、脱离丝材的时刻进行了重点分析。图2为平台移动速度为5mm/s，功率为300W的沉积过程，箭头代表平台运动方向。激光开启时刻定义为0时刻，t=118ms时，激光作用于丝材末端及基板，但只有丝材上侧被熔化，基板未形成熔池。从 t = 150ms起，丝材下侧近基板端出现未完全熔化现象，至 t = 309ms时更为明显。这是由于基板熔池缺失导致丝材端熔体无法有效转移，未完全熔化的丝材持续向激
光外围堆积，阻碍了丝材与基板的冶金结合。 t = 889ms时，堆积的丝材遮挡了激光对基板的照射，导致基板无法形成熔池。t=1456ms时，丝材几乎未熔化，沉积形貌由丝材原始几何形态主导。由于微米金属丝刚性较差，在无法顺利送入熔池的情况下，丝材会在送丝机构的约束下产生不可控弯曲变形,导致沉积层呈现波浪状形貌 [18]。
如图3所示，功率为400W时，较高的激光功率提供了更充足的能量输入，使得丝材和基板能够同步熔化，为稳定的熔体转移创造了条件。t=87ms时，激光照射下丝材末端与基板表面同时开始熔化。t=102ms时，随着能量的持续输入，基板表面形成了具有一定体积的熔池，丝材末端的熔体转移到了基板上。t=205ms时，观测到丝材末端浸入熔池内部，两者之间通过一段直径均匀、长度较短的液桥颈部连接，如t=346 ms时所示。这种液桥结构的建立标志着熔体能够连续、稳定地从丝材端转移至熔池。熔体在沉积过程中均以液桥模式转移，成形的沉积层形貌均匀且光滑、无飞溅。
如图4所示，功率500W时，沉积过程中熔体转移模式发生转变:初始阶段出现短暂的熔滴转移，随后转变为稳定的液桥转移模式。t=84ms时，丝材末端熔化，基板表面形成熔池。至t=110ms，基板形成较大的熔池，丝材末端的熔体在表面张力的作用下快速向熔池转移聚并，丝材与熔池的连接中断。t=120ms时，熔体在丝材末端重新汇聚形成悬垂的熔滴。熔滴尺寸生长到一定程度，t=241ms时，熔滴的底部与基板表面发生接触并短暂润湿，随平台运动被牵引与熔池迅速聚并，导致熔滴与丝材分离。t=241-245ms期间，熔滴转移至熔池，熔池出现振荡。熔滴与丝材脱离时的直径为0.7mm;熔滴从产生至与熔池融合，持续时间为134ms。转移的熔滴在熔池上形成一定沉积高度，缩短了丝材末端与沉积层的距离，这使得持续送入的丝材能够直接与沉积层接触而不会再次形成大尺寸熔滴，避免了不稳定的聚并现象重复出现，为后续液桥转移模式创造了几何条件。t=275 ms时，在持续送丝推动下，丝材逐渐靠近熔池，并实现再接触。至t=288ms，丝材末端与熔池之间建立了稳定的液桥连接，转移模式完成从熔滴到液桥的过渡，最终沉积层形貌连续。
如图5所示，功率600W条件下，t=38ms时，丝材末端熔化，基板表面形成熔池，但至t=45ms时，丝材末端的熔体与熔池发生聚并，导致丝材与熔池连接断裂，熔体重新在丝材末端汇聚成熔滴。相较于500W工况，600W时，在t=45-176ms，t=177-517ms期间先后生成两个独立熔滴，熔滴的直径分别为0.8mm、1.1mm。功率提升扩大了丝材熔化的范围，使丝材熔化末端距离激光中心更远，相对基板平面垂直距离增大。同时，较高的功率增大了熔池的宽度，因此在相同质量输入条件下，沉积层更宽，且高度降低。这增大了丝材末端与熔池的空间距离，使液桥建立的几何条件难以满足。第一个熔滴进入熔池后，丝材与熔池之间的较大空间为第二个熔滴的生长提供了条件。对比 t = 173ms与 t = 510ms两个时刻可知，第二个熔滴尺寸明显大于第一个。当第二个大熔滴转移至熔池后，沉积高度显著增加，缩短了丝材末端与沉积层的垂直距离，为转化为液桥转移创造了条件。最终在t=587 ms建立稳定的液桥过渡模式，但双熔滴转移过程中的聚并导致沉积层起始段形貌尺寸更大。
图6-图9为平台移动速度7.5mm/s,功率300-600W条件下的熔体转移过程及沉积层形貌。平台速度的提升降低了基板单位长度吸收的激光能量，使得熔池尺寸缩小 [19]。 300 W功率下,能量输入不足以在基板表面形成熔池。熔滴在重力作用下克服表面张力与基板接触,但基板表面缺少液态“受体”，熔体无法与基板充分润湿铺展，导致熔体附着在丝材末端，难以实现有效的质量转移，无法形成连续的沉积层。400W时，可形成连续且稳定的液桥转移模式。500W时，过高的能量输入导致沉积过程以熔滴转移模式为主导，期间仅出现短暂的液桥过渡。当功率进一步提升至600 W时，过高的能量输入导致金属过渡完全表现为熔滴模式，液桥过渡消失。
如图6所示，在300W的工艺参数下， t=95 ms时，丝材在激光作用下熔化，但基板表面未形成熔池，激光能量通过熔化的丝材以热传导方式二次传递至基板，但有限的能量输入仍无法使基板达到熔化温度。t=161ms时，熔体在丝材末端汇聚成熔滴;随着平台持续移动(t=300ms)，熔滴与基板接触一侧逐渐凝固，基板表面上形成了熔滴的拖尾。同时，熔滴在丝材端部表面张力和已凝固拖尾的约束作用下逐渐演化为椭球形态。t=567ms时，丝材末端持续熔化的熔体累积，形成长液柱状态。已有研究表明，在熔丝增材过程中，长液柱的存在会引发瑞利-普拉托(Rayleigh-Plateau)不稳定性，使液柱发生颈缩并最终断裂 [20]。
t= 648 ms时，在表面张力作用下，长液柱形与丝材侧的连接断开，熔体快速回缩到基板一侧，形成球状熔滴形貌。整个沉积过程中存在两个大熔滴。第一个大熔滴的持续时间为583 ms，脱离丝材时的直径为1.2mm;第二个大熔滴的持续时间为944 ms，脱离丝材时的直径为1.3mm，两个大熔滴的直径近似相同。
如图7所示，功率为400W时，沉积过程中形成了连续且稳定的液桥转移模式。t=95 ms时，激光同时作用于丝材末端和基板表面，在基板上形成了稳定的熔池。丝材末端熔化的熔体与基板熔池之间建立了液桥连接，熔体通过液桥持续向熔池输送。t=100ms时，丝材的端部仍然保持固态，无颈缩现象。t=242ms时，随着平台移动，液桥跟随熔池移动，几何形态保持稳定，未出现断裂或剧烈波动。t=500ms时，液桥仍维持连续状态，表明该工况下的能量输入与质量转移速率达到了良好的动态平衡。沉积层形貌连续且均匀，表面平整光滑，与基板结合良好，未出现明显的凸起、凹陷或断续现象。随着沉积过程的进行，液桥持续向熔池输送熔体，并保持自身状态的稳定。
功率为500W时的高速摄影如图8所示，t=73ms时，激光在基板上形成了较大熔池。t=78ms时，随着丝材向熔池输送，丝材末端熔体与基板熔池剧烈聚并，液桥瞬间断裂，丝材与基板的连接中断。t=84ms时，丝材末端重新形成独立的熔滴，但与基板熔池之间已无法建立稳定的液桥。后续过程中，熔体转移表现为间歇性的滴落模式:t=495ms后，丝材末端周期性地形成球状熔滴，在重力和表面张力共同作用下脱离。沉积层呈现明显的“串珠状”特征，表面存在周期性的凸起，侧面轮廓起伏不平。每个“珠状”轮廓对应一次熔滴转移，熔体未能实现连续铺展。平台移动速度从5mm/s提高到7.5mm/s，丝材末端熔体与基板熔池的相对位置快速变化，熔覆层单位时间内输入的质量减少，液桥建立所需的几何条件难以满足。整个沉积过程共产生了7个离散熔滴，离散熔滴的直径分布为0.8mm-1.1mm，各个离散熔滴的直径不一致。这是由于送丝过程中存在扰动，影响了丝材与熔池间的距离以及熔滴与熔池接触时的状态。
如图9所示，600W时，沉积过程表现出与500 W相似但更剧烈的不稳定特征。t=69 ms时，丝材末端熔体并入熔池，随后熔体以熔滴形式存在于丝材末端，直至t=512ms，熔滴与基板接触并铺展，5ms后完全融入熔池。与500W不同，600W时，沉积过程存在三个尺寸较大的离散熔滴，熔滴直径一致，均为1.3mm;并且熔滴的持续时间比较接近，分别为 424ms、 687ms、681ms,表现出稳定的滴落转移模式;而 500 W时,熔滴尺寸不规律,说明其处于液桥-滴落转移的临界阈值附近，转移模式在液桥与滴落之间波动。随着功率增加，熔滴转移周期延长，熔滴数量减少。这是由于功率提高使丝材熔化范围增大，导致丝材与熔池的间距增加。增大的空间为形成更大熔滴提供了条件，同时增加了熔滴与熔池接触前的过渡时间。在送丝速度与平台移动速度恒定时，沉积材料体积及沉积时间不变，因此熔滴尺寸增大，熔滴数量减少。
图10为300W、10mm/s条件下的沉积过程，初始丝材及基板熔融情况与7.5mm/s时一致。t=80ms时，由于平台移动速度加快，基板在激光照射区的停留时间缩短，未能积累足够热量形成熔池,但丝材末端已开始熔化。t=149 ms时,丝材末端熔体汇聚成熔滴。此后熔滴与基板经历长时间的“拖行”但无法润湿(t=560ms)。熔滴尺寸持续增大，其与基板的接触面积随之增大，直至t=1155ms，熔滴与基板润湿，熔滴与基板接触部分逐渐凝固。t=1245 ms时，丝材末端熔体累积增加，形成长液柱。t=1362 ms时，熔滴在表面张力作用下脱离丝材。平台移动速度提升至10mm/s时，基板表面凝固的熔滴数量由7.5mm/s条件
下的2个减少为1个，并且大熔滴的持续时间增长至1332ms，直径增大至1.6mm。这是由于平台移动速度增加,熔滴与基板的接触时间缩短,熔滴未能润湿便拖行,延长了熔滴与丝材脱离的时间。随着时间推移，丝材末端熔体持续累积，熔滴与基板的接触面积逐渐扩大，为润湿提供了条件。因此，10mm/s移动速度下，单个熔滴的沉积周期延长，沉积距离增加，不足以完成两次熔滴转移过程，最终仅观察到一个沉积熔滴。
功率400W时的沉积过程如图11所示，由于平台移动速度的增大，基板在激光照射区的停留时间缩短，激光作用时间更短，导致基板热输入减少，熔池的体积明显减小。在沉积的过程中，虽然速度增大使得单位长度上接受的熔融金属质量减少，但同时熔池尺寸的减小使熔融金属在更窄的区域内分布，两种效应相互抵消，液桥仍能保持稳定的连续转移。从沉积层宏观形貌可以看出，10mm/s条件下的沉积道呈现均匀的“细条状”形貌，沉积道表面光滑连续，宽度明显小于7.5mm/s条件。沉积道宽度的减小主要是由于熔池尺寸减小，以及高速移动使熔融金属在基板上的铺展时间缩短所致。
图12为500 W、10 mm/s的高速摄影图像，沉积过程整体呈现熔滴转移的特征，但t=228ms前存在短暂液桥转移。t=111ms时，丝材末端熔体与基板熔池之间建立了液桥。t=143ms时，液桥仍然维持，表明初始阶段的质量输入支撑液桥的形成。由于平台移动速度的增加，单位时间单位长度内输入的熔融金属质量减少，难以为液桥提供足够的质量补充。随着平台的持续移动，丝材末端熔体的供给速率与平台移动速率的不匹配逐渐显现，液桥因质量输入不足而难以维持。从能量输入角度来看，500W功率本应倾向于形成液桥转移，但由于高平台移动速度，提高了丝材远离沉积层的速度，丝材末端熔体的质量供给无法跟上平台移动的需求，无法形成持续的液桥。 t = 228ms时，液桥发生断裂，丝材末端熔体回缩。此后，沉积过程转变为熔滴转移模式，丝材末端周期性形成熔滴，并滴落至基板。整个沉积过程中，共转移至基板表面4个离散熔滴，其持续时间分别为344ms、212ms、235ms、246ms，较为接近，离散熔滴的直径保持一致，均为1.0mm。从沉积层宏观形貌可以观察到明显的“混合转移”特征:起始端呈现周期性的熔滴起伏，这对应于熔滴转移过程中单个熔滴的凝固位置;而结束端则呈现相对平滑连续的形貌，这是后期液桥转移阶段形成的。这种形貌差异直观地反映了转移模式从熔滴向液桥的转变。这表明500 W、10 mm/s的参数组合处于熔滴-液桥转变的阈值附近，转移模式容易受工艺不稳定性影响，在同一沉积过程中出现模式转换。
图13为在功率600W的条件下的沉积过程，呈现出与500W、10mm/s工况相似的特征，即熔体转移模式以不连续的熔滴过渡为主导。t=109m时，液桥仍保持稳定，表明在沉积初期液桥具有一定的维持能力。但激光功率的增加提高了丝材以及基板的能量输入，促使丝材末端与基板表面更快速地达到熔化温度，因此液桥的形成时刻相对提前。随着平台移动速度的进一步提升，单位时间单位长度内输入的熔融金属质量减少，不足以维持液桥的持续稳定，t=139ms后液桥断裂，沉积过程完全转变为熔滴转移模式。整个过程沉积了三个离散熔滴，持续时间接近，分别为234ms、394ms、443m。熔滴的直径近似相同，分别为1.0 mm、1.1mm、1.1mm。
从前面的分析可以看出,平台移动速度为 7.5 mm/s与 10 mm/s时,激光功率 300W与500 W、600 W时,熔体均以熔滴状态转移。但二者熔滴转移的机制并不相同。300 W时,由于功率降低,基板与丝材单位时间单位长度吸收的能量也随之减少。基板表面无法形成熔池或熔池尺寸较小。同时,丝材末端的熔化不充分,熔体的流动性较差。由于缺乏稳定的液态熔池作为承接“受体”,且低温基板对熔体的润湿性差 [21],熔体无法在基板上有效铺展,最终在丝材末端汇聚成大熔滴后滴落。当激光功率提升至 500 W、 600 W时,基板与丝材吸收的能量增加,基板表面形成了大熔池。此时,熔滴转移的限制因素从能量不足转变为质量供给不足。较高的平台移动速度使得熔池快速远离丝材末端,而单位时间内送丝所提供的熔体量不足以在丝材与快速移动的熔池之间建立并维持稳定的液桥连接。其结果是,熔体虽可间歇性地进入熔池,但液桥频繁断裂,金属过渡呈现为周期性、断续的熔滴形态。平台移动速度的增加进一步强化了上述现象,一方面速度的增加,降低了基板单位时间单位长度吸收的能量,另一方面提高了熔池与丝材分离的速度。
3.2 熔体转移模式量纲分析
激光熔丝增材制造过程中,熔体转移模式受控于丝材熔化体积与熔池容纳能力的动态平衡。当单位长度内输入的金属体积过大,熔池无法在有限时间内将其充分熔化、润湿并铺展时,熔体会因无法及时铺展而堆积失稳。反之,若输入体积小于熔池可接收范围,则因供料不足导致金属过渡呈现断续滴落状态,凝固后形成不连续的珠状沉积。为定量描述这一动态平衡关系,提出了无量纲数一填充系数 ξ,表征熔体体积与熔池容纳能力的匹配关系。如图 14所示,依据 Eagar-Tsai解析模型 [22]预测了无丝材填充状态下的稳态熔池尺寸,选取温度为熔点的位置作为预测熔池尺寸的标准:
式中, T为空间点在 t时刻的温度; T 0 为初始温度; P为热源功率; ρ为材料密度; c为材k料比热容; a为热扩散率, 
为热导率; σ为热源分布特征半径; v p 为平台移动 ρc速度。
熔滴对熔池的干扰，一方面表现为熔滴过渡时会对激光造成遮挡，无法判断准确的熔池范围，导致高速摄影无法观测;另一方面表现为熔滴本身具有较高的热量，转移到熔池以后，导致熔池振荡，熔池的宽度呈现波浪形，并不统一，如图8沉积层形貌所示，无法取值。为排除熔滴过渡对熔池尺寸的干扰，表3将平台速度5mm/s时，对应不同功率下Eagar-Tsai解析模型预测的熔池形貌与实测值进行了对比。熔池宽度通过电镜结果进行表征，如图15所示;熔池长度通过高速摄影结果进行验证。依据表3可得，熔池宽度误差最大为23.5%，这是由于300W的功率下，激光能量作用于丝材，向基板传递的能量极少，因此，预测的宽度值和实际的工况相差比较大，导致误差偏高;熔池长度误差最大为14.1%，吻合程度较好。这表明Eagar-Tsai解析模型对熔池宽度及长度的预测具有较高可靠性，可有效用于工艺参数的分析与优化。在熔池深度方面，Eagar-Tsai模型将工件视为无丝材添加的半无限域，热源能量全部直接作用于基板表面，并预测出熔池深度。然而，在实际熔丝增材制造过程中，热源能量需首先将丝材熔化，熔融金属再进入熔池并向基板传导热量，真正传入基板的有效热量大幅降低。基板熔深有限。模型预测的熔深与实际结果存在较大偏差。
表3 熔池长度与宽度误差分析
Table 3 Error analysis for length and width of molten pool
| P/W | 300 | 400 | 500 | 600 |
| length(prediction)/ mm | 1.10 | 1.90 | 2.40 | 2.75 |
| length(measurement)/ mm | 1.28 | 2.14 | 2.60 | 3.20 |
| width(prediction)/ mm | 1.00 | 1.70 | 2.12 | 2.42 |
| width(measurement)/mm | 0.81 | 1.5 | 2.0 | 2.5 |
| length error/% | 14.1 | 11.2 | 7.69 | 14.1 |
| width error/% | 23.5 | 13.3 | 6.00 | 3.20 |
假设熔池截面为半椭圆,因此根据熔池尺寸预测熔池截面积为:
将熔池的形状看作半椭球体,依据熔池尺寸计算熔池体积为:
式中:L、D、W分别为熔池的长度、深度、宽度。
单位时间内送入熔池的熔化的丝材体积为:
式中, R w 为丝材半径; v f 为送丝速度。
熔池维持时间为:
因此，送入熔池的熔融金属体积为:
填充系数 ξ为熔融金属的体积与熔池体积的比值,表征了“送入的熔融金属”与“熔池可容纳体积”的平衡:
引入了了一个送丝-移动比 η表征送丝速度与平台移动速度的相对关系:
表4 熔池尺寸与填充系数
Table 4 Melt pool dimensions and filling factor
| P/W | v p / (mm.s−1) | length L/mm | width W/mm | depth D/mm | ξ |
| 300 | 5.0 | 1.10 | 1.00 | 0.11 | 6.55 |
| 300 | 7.5 | 0.64 | 0.56 | 0.04 | 21.4 |
| 300 | 10 | 0.40 | 0.34 | 0.02 | 53.0 |
| 400 | 5.0 | 1.90 | 1.70 | 0.31 | 1.37 |
| 400 | 7.5 | 1.65 | 1.43 | 0.22 | 1.53 |
| 400 | 10 | 1.40 | 1.431.20 | 0.15 | 2.00 |
| 500 | 5.0 | 2.40 | 2.12 | 0.48 | 0.708 |
| 500 | 7.5 | 2.20 | 1.86 | 0.36 | 0.717 |
| 500 | 10 | 1.95 | 1.66 | 0.28 | 0.775 |
| 600 | 5.0 | 2.75 | 2.42 | 0.61 | 0.488 |
| 600 | 7.5 | 2.55 | 2.14 | 0.47 | 0.477 |
| 600 | 10 | 2.40 | 1.96 | 0.38 | 0.483 |
填充系数 ξ与工艺参数的关系如图 16所示。根据 ξ与激光功率和平台移动速度的关系可知, ξ随激光功率增大而降低,较高激光功率增强了熔池热输入,有利于扩大熔池体积,从而降低填充系数。平台移动速度对 ξ的影响由两个相互竞争的效应决定。平台速度增加使单位长度能量输入减少、熔池尺寸缩小,同时使单位长度内送丝提供的金属体积减少。表 4给出了不同工艺参数下的熔池尺寸测量结果, 300W下,当速度从 5mm/s增至熔池长度从 1.1 mm缩减至 0.4 mm,宽度从 1.0 mm降至 0.34 mm,深度从 0.11 mm降至0.02 mm。这种剧烈尺寸衰减是因为低功率下热量输入有限,难以充分克服金属熔化潜热,而速度增加进一步缩短了激光作用时间,单位长度能量输入严重不足。相比之下, 600 W下,当速度同样从 5 mm/s增至 10 mm/s时,熔池长度从 2.75 mm降至 2.40 mm,宽度从 2.42 mm降至 1.96 mm,深度从 0.61 mm降至 0.38 mm。高功率热量输入能有效克服熔化潜热并维持较大熔池,速度变化对熔池尺寸的影响相对温和。因此,低功率下,熔池尺寸缩减显著, ζ ˘ 随速度增大而明显上升;而高功率下，熔池尺寸较大且稳定性更好，输入金属体积和熔池尺寸的减小程度趋于相互抵消，使 ξ值对速度变化敏感性降低。
图16展示了不同激光功率下与 η的关系，呈现出三种典型金属转移模式及其分布区域。300W下，值偏高， ξ > 6.5，对应 η的范围为1.5-3.0。整个300W工况下，熔池尺寸较小，容纳能力有限，送入的金属体积超过熔池接收范围，熔池处于过载状态。熔体无法及时铺展和融合，在丝材末端不断堆积，形成较大且不稳定的熔滴，呈现典型的球状转移模式。功率提升至400W，熔池尺寸增大， ξ值降至0.7-2.0区间，分布范围收窄，送入的金属体积与熔池容纳能力匹配良好。丝材末端熔体能持续与基板熔池建立稳定液态连接，形成连续的液桥转移模式。当功率提升至500W和600W时，熔池尺寸继续扩大，容纳能力增强，值降至0.4-0.6区域，熔池与丝材末端熔体的平衡被打破，平台移动的拉扯效应占据主导。液桥转移模式中，熔池与丝材末端通过稳定液桥保持连续接触，平台移动的影响由液桥流动性缓冲。然而，当送入金属量不足时，液桥体积和稳定性削弱，无法有效抵抗平台运动拉扯，进而形成断续的熔滴转移模式。
通过熔池的尺寸能够反映出能量的传递效应，以及熔体进入熔池后，对熔池的流动的影响。因此，定义三个关于熔池尺寸的无量纲数:
高宽比a:
α反映了熔体横向铺展与约束的能力。低 α值意味着熔池相对较宽,熔体有空间横向流动,
但也意味着热量分散，熔池扁平。
高长比 β:
β是熔池动态稳定性与金属拉伸效果的指标，低 β值意味着熔池在运动方向上被拉长。
高深比 γ:
γ是能量传递有效性的直接度量。高 γ值意味着沉积层厚而熔池浅,表明能量主要消耗于熔化丝材,向下穿透基材的能力不足,热影响区小。
熔池横截面的高度根据单道沉积层截面积的理论值来计算:
单道沉积层截面积的理论值:
根据三个无量纲数绘制了熔体转移模式与熔池几何特征关系图像,如图 17所示。大熔滴模式集中于高深比 γ > 0.4区域，伴随较高的 α和 β，揭示了能量-质量失配机制:高 γ值表明激光能量不足以形成深熔池,能量主要用于熔化丝材,向基体的穿透能力有限。较高 a值说明熔池宽度 W相对于高度 d过小,熔体缺乏横向铺展空间,被迫向上堆积。较高 β值则反映熔池长度 L不足,无法提供足够容纳空间。在这三个几何约束作用下,送入的金属无法及时融入狭小熔池并铺展,而是在丝材末端堆积,在重力与表面张力作用下形成大球状熔滴。液桥模式位于中部偏左下方,对应中等偏低的 0.1 < γ < 0.2,以及较低的 α和 β。适中的 γ值意味着激光能量能有效穿透基体形成足够深度熔池,为沉积层提供良好冶金结合基础。较低 α值表明熔池宽度相对高度较大,熔体具有充足的横向铺展空间,能够及时融入熔池并扩散,避免了垂直堆积。较低 β值说明熔池长度也较大,熔池在平台运动方向上呈现“瘦长”形态。熔池容纳能力与金属供给量的动态平衡，使丝材末端熔体能持续与基板熔池建立稳定液态连接,形成稳定液桥。离散熔滴模式分布于左下方,即 γ最低 (γ < 0.1),且 α和 β也极低区域。极低的 α和 β值意味着熔池呈现“扁平”且“宽浅”形态:宽度 W远大于高度 d(低 α),长度 L也远大于高度 d(低 β)。这种扁平化熔池在高速平台移动下极不稳定,容易被拉长、颈缩并断裂。较低 γ值表明激光能量能有效穿透基体，形成较深熔池，但牺牲了几何稳定性。高功率激光产生的大熔池使单位长度内送丝提供的金属体积不足，沉积层高度d较小。宽度W和长度L都很大时，较小的d导致 α和 β值极低。这种扁平结构无法有效抵抗平台运动拉扯力，液桥无法持续维持，金属只能间歇性地在丝材末端积聚成熔滴，周期性脱落至基板。虽然熔滴转移与球状转移都表现出不稳定性，但物理机制截然相反:前者源于熔池过大而供料不足(低 γ、低 α、低 β)，后者源于熔池过小而供料过量(高 γ、高 α、高β)。
最终，依据上述分析结果总结得到工艺参数窗口图，如图18所示。从“熔体输入-熔池容纳”的动态匹配机制出发，为钛合金TC4微米细丝激光熔丝增材提供了工艺参数选择的定量依据。避免因参数选择不当导致的大熔滴或离散熔滴等成形缺陷，从而提高沉积过程的成形稳定性与工艺可重复性。本研究提出的无量纲填充系数 ξ与熔池三维几何参数 α、 β和y，将熔体转移行为的物理机制转化为可量化的几何约束与体积匹配关系，为不同材料体系或丝材直径下的工艺参数优化提供了一种可推广的分析框架，减少了由于经验试错而产生的成本。
4、总结
本研究通过高速摄影实验观测与量纲分析相结合，系统阐明了激光熔丝增材制造中能量输入与平台移动速度协同调控对熔体转移模式的影响规律及内在机理。研究发现:
1.钛合金TC4激光熔丝增材制造过程中，熔体转移模式主要分为三类:大熔滴、离散熔滴及液桥。大熔滴模式下，无法形成完整的沉积层，丝材与基板之间未形成良好的冶金结合。离散熔滴过渡时，丝材与基板结合较好，但沉积层不连续。液桥模式时，沉积层均匀且连续，表面光滑无飞溅。
2.填充系数随激光功率增大而降低;在低功率下，熔池尺寸缩减显著，随平台移动速度增大而明显上升;而在高功率下，值对速度变化的敏感性降低。二者共同调控送入金属体积与熔池容纳能力之间的动态匹配关系。当ξ位于0.7至2.0之间时，送入金属与熔池容纳能力良好匹配，易于建立连续稳定的液桥过渡。
3.通过高宽比a、高长比β和高深比y三个无量纲几何参数，系统描述了不同金属转移模式对应的熔池形态特征及其形成机制。大熔滴模式集中于高y、高a与高β区域;液桥模式位于中等 γ与低 α、β区间;离散熔滴模式则对应极低的 γ、α与 β值。
参考文献
[1]Ai Y W, Yan Y C, Yuan P C, et al. The numerical investigation of cladding layer forming process in laser additive manufacturing with wire feeding[J]. International Journal of Thermal Sciences,2024,196:108669.
[2]Jia Y Z, Sun S Q, Li B K, et al. Current research status and prospect of laser wire additive manufacturing technology[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology,2025,137:3229-3255.
[3]Silva A D, Frostevarg J, Volpp J, et al. Additive Manufacturing by laser-assisted drop deposition from a metal wire[J]. Materials and Design, 2021, 209: 109987.
[4]Sun W Z, Shan F H, Zong N F, et al. A simulation and experiment study on phase transformations of Ti-6Al-4V in wire laser additive manufacturing[J]. Materials and Design,2021,207:109843.
[5]Demir A G. Micro laser metal wire deposition for additive manufacturing of thin-walled structures[J]. Optics and Lasers in Engineering, 2018, 100: 9-17.
[6] Xu X, Mi G Y, Luo Y Q,et al. Morphologies, microstructures, and mechanical properties of samples produced using laser metal deposition with 316L stainless steel wire[J]. Optics and Lasers in Engineering, 2017,94:1-11.
[7] Dornelas P H G, Santos T G, Oliveira J P. Micro-metal additive manufacturing-state-of-art and perspectives[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2022,122:3547-3564.
[8] Singh S N, B. Deoghare A. Microstructure, micro-hardness and tensile properties of Ti6Al4V manufactured by high layer-thickness wire-feed multi-laser directed energy deposition[J].Materials Letters,2023,340:134207.
[9] Brandl E, Michailov V, Viehweger B, et al. Deposition of Ti-6Al-4V using laser and wire,part II: Hardness and dimensions of single beads[J]. Surface and Coatings Technology, 2011,206(6):1130-1141.
[10] Caiazzo F. Additive manufacturing by means of laser-aided directed metal deposition of titanium wire. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology[J], 2018, 96:2699-2707.
[11] Wang X, Zhang L J, Ning J, et al. Fluid Thermodynamic Simulation of Ti-6Al-4V Alloy in
Laser Wire Deposition[J]. 3D Printing and Additive Manufacturing, 2023, 10(4): 661-673.
[12] Syed U W H, Li L. Effects of wire feeding direction and location in multiple layer diode laser direct metal deposition[J]. Applied Surface Science, 2005, 248(1-4): 518-524.
[13] Su G X, Shi Y, Li G,et al. Highly-efficient additive manufacturing of Inconel 625 thin wall using hot-wire laser metal deposition: Process optimization, microstructure, and mechanical properties[J]. Optics and Laser Technology, 2024, 175: 110763.
[14] Wang L X, Yuan J, Zhang H B, et al. Effect of the laser-wire relative position on the wire-based laser-directed energy deposition of in-situ synthesis Ti/TiB/TiC composite coatings[J].Materials Characterization,2023,206:113408.
[15] Yang X, Jiang H Y, Zhang J, et al. Effect of wire feeding angle and wire feeding mode on the formation of single-track laser wire deposition layer[J]. Transactions of The China Welding Institution, 2024, 45(4): 43-48, 56.
杨鑫,韩红彪,闫晨宵,等.送丝角度与方式对激光熔丝单道沉积层成形的影响[J].焊接学报,2024,45(4):43-48,56.
[16] Huang W H, Zhong H H, Li XX,et al. Formation mechanism of hump defects in high-speed laser wire additive manufacturing[J]. Optics and Laser Technology,2025,183:112239.
[17] Shu Z, Dong B X, Li S X, et al. Influence of processing parameters on deposition stability and geometric morphology in micrometric wire laser directed energy deposition[J]. Optics and Laser Technology,2026,193:114249.
[18] Gruber P H, Frostevarg J, Akhtar F. Laser micro-wire cladding: Process insights and novel wire-bending technique[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2025, 155: 214-230.
[19] DebRoy T, Wei H L, Zuback J S, et al. Additive manufacturing of metallic components-Process, structure and properties[J]. Progress in Materials Science, 2018, 92: 112-224.
[20] Abadi S M A N R, Mi Y, Kisielewicz A,et al. Influence of laser-wire interaction on heat and metal transfer in directed energy deposition[J]. International Journal of Heat and Mass Transfer,2023,205:123894.
[21] Gao M, Yu H, Cheng G G, et al. Research on test of high temperature wetting behavior between molten metal/slag-oxide[J]. Experimental Technology and Management, 2022, 39(09):54-58.
高茗,于浩,成国光,等.熔融金属/熔渣-氧化物高温润湿行为实验研究[J].实验技术与管理,2022,39(09):54-58.
[22]Eagar T W, Tsai N S. Temperature fields produced by traveling distributed heat sources[J].Welding Journal, 1983, 62(12): 346-355.
（注，原文标题：工艺参数对TC4熔丝增材熔体转移行为的影响_王立玮）