CMT電弧特性對5A56鋁合金增材制造構件組織與性能的影響

王會霞 王松濤 王天順

摘要：為了研究CMT電弧特性對鋁合金增材制造構件組織與性能的影響，采用CMT、CMT-VP及CMT-P三種電弧形式分別對5A56鋁合金進行電弧增材制造。通過高速攝像同步采集系統分析增材制造中的電弧形態及熔滴過渡過程進行跟蹤，研究電弧特性對鋁合金增材制造構件微觀組織與力學性能的影響。試驗結果表明：電弧特性對電弧行為和熔滴過渡都產生影響，CMT-VP電弧的EN階段電弧形態發生變化，弧根上爬包裹熔滴，極區熱量使焊絲熔化量增加;CMT-P中脈沖階段電弧電壓和電流都處于峰值且電流峰值較高，導致電弧力較大，熔滴過渡呈滴狀，熔池振蕩;在焊接電流與熔敷速度相同情況下電弧的線能量大小為CMT-P>CMT>CMT-VP，較低的熱輸入量使得CMT-VP電弧下薄壁試樣的晶粒尺寸最小，組織分布較為均勻，且CMT-VP電弧下試樣的力學性能更為優異，硬度均值最高，達到86.01 HV，橫向與縱向抗拉強度均最大，分別為344.68 MPa和324.61 MPa，其延伸率分別為30.33%和21.04%。而CMT-P電弧的熱輸入最大，易形成粗晶組織，力學性能較差。

關鍵詞：電弧增材制造;電弧特性;微觀組織;力學性能

0? ? 前言

鋁鎂合金為非熱處理強化鋁合金，密度低、強度高，具有良好的成型性和抗腐蝕性，廣泛應用于航空航天、船舶制造、壓力容器和軍工裝備等工業領域。如今，金屬增材制造已經被廣泛關注，出現了如選區激光熔融技術、選區激光燒結技術、激光近凈成形技術、電子束選區熔融技術、電子束自由成形技術等多種金屬增材制造技術[1]。金屬增材制造工藝按材料進給方式主要有鋪粉、送粉和送絲三種，其中基于送絲的電弧增材制造技術（WAAM）[2-3]相比于激光或電子束增材制造工藝具有生產成本低、沉積效率高等特點，能量效率高達90%[4]，沉積速率最高可達10 kg/h[5]。在制造大型金屬構件特別是在汽車制造、軌道交通和航空航天等領域，一些產量需求較少，強度和力學性能要求較高，機械加工困難等，且具有復雜幾何圖形、高比強度和耐腐蝕性良好的大型鋁合金構件方面具有廣闊的應用前景。

金屬增材制造技術焊絲電弧增材制造（WAAM）工藝是一種直接供給工藝，它使用電弧作為熱源，金屬焊絲作為供給材料。冷金屬過渡（CMT）通過優化的脈沖電弧波形和焊絲回抽運動之間的耦合幫助熔滴實現過渡，具有焊接飛濺小、熱輸入較低、弧長控制精確、電弧穩定等優勢。采用CMT作為鋁合金WAAM過程的熱源，可有效減少熔敷過程中裂紋、氣孔和粗大晶粒的形成。因此研究鋁合金WAAM大型構件中的工程應用有著重要意義。

Zhang等[6]采用CMT-VP等多種電弧模式作為熱源對Al-6Mg合金進行增材制造。結果表明，CMT-VP試樣抗拉強度為333 MPa，高于使用其他電弧模式獲得的合金或Al-6Mg合金（315 MPa），變極性CMT電弧模式可以有效地將柱狀晶轉變為等軸晶，細化晶粒尺寸，從而提高了合金力學性能。Fang等[7]采用CMT電弧為熱源，同時通過自研的氣動錘擊裝置錘擊焊道，增材制造了三類具有不同層間變形應變的試樣。分析發現，與沉積樣品相比，試樣的屈服強度和拉伸強度可分別從148.4 MPa和288.6 MPa增加到240.9 MPa和334.6 MPa，具有層間錘擊的試樣的微觀結構表現出高度細化的晶粒。姚云飛等[8]采用四種不同的CMT電弧模式進行2219鋁合金增材制造研究，結果表明，CMT-PADV模式下試樣氣孔面積分布率最小，且尺寸較小，晶粒更加均勻細密，析出了細小的第二相Al2Cu顆粒，橫向與縱向抗拉強度差小于5 MPa。文中采用ER5A56鋁合金焊絲作為熔敷金屬，使用Fronius 公司的CMT Advanced 4000R 型焊接電源，分別采用CMT、CMT-VP和CMT-P三種電弧工藝進行WAAM制備薄壁試樣，分析電弧形態及熔滴過渡形式的變化，研究CMT電弧特性對5A56鋁合金增材制造構件微觀組織與力學性能的影響。

1 實驗材料及方法

1.1 實驗材料

實驗使用尺寸為300 mm×150 mm×10 mm 的5A06鋁合金作為基板，采用直徑為φ1.2 mm 的ER5A56鋁合金焊絲，其化學成分如表1所示，焊接過程中選用99.99%的純氬氣作為保護氣體，保護氣流量為18 L/min。

1.2 試驗參數

分別采用CMT、CMT-VP和CMT-P三種不同CMT電弧模式進行WAAM制備鋁合金薄壁試樣，為探究增材制造過程中CMT電弧特性對薄壁試樣微觀組織和力學性能的影響，選定相同的焊接電流和熔敷速度，但由于采用一元化焊接工藝，所以送絲速度各不相同，同時每熔敷一層后待層道溫度冷卻至35 ℃左右再進行下一層的熔敷，如表2所示。

1.3 試驗方法

1.3.1 電弧行為與電弧電信號數據采集

增材制造試驗中電弧行為與電弧電信號數據采集是利用高速攝像技術對WAAM過程中的電弧形態及熔滴過渡過程進行觀察，并通過高速攝像數據采集系統同步采集電流電壓信號，對CMT焊接電弧及熔滴過渡行為進行綜合分析。焊接電弧同步采集系統示意如圖1所示。高速攝像系統[13]包括高速攝像機、數據采集卡，減光片和窄帶濾光片。數據采集系統包括電壓傳感器、電流傳感器和數據采集計算機。數據采集計算機中選用NI公司的PCI 6251數據采集卡。圖像采集軟件采用 C 語言編寫，數據采集軟件基于LabVIEW平臺開發，可以實現圖像與電流電壓信號同步采集。試驗焊接設備包括 Fronius 公司的CMT Advanced 4000R 型交流CMT焊機、FANUC焊接機器人及變位機等。

（1）金相實驗。

金相試樣取樣位置如圖2所示，試樣尺寸為15 mm×15 mm×2 mm，取沿薄壁試樣熔敷方向截面為觀測表面。使用1000#、1500#和2000#水磨砂紙對金相觀測表面進行打磨，并用自動研磨拋光機對金相試樣進行機械拋光，然后采用酸性腐蝕液[9]通過陽極覆膜方法電解腐蝕金相試樣，利用偏光顯微鏡對金相試樣進行觀察，并采用線截距法計算出觀測面的平均晶粒尺寸。

（2）顯微硬度實驗。

采用維氏顯微硬度計測量試樣硬度，實驗按照標準GB/T 2654-2008進行。實驗所用加載載荷為500 g，加載時間為10 s，點間距為0.5 mm。

（3）拉伸試驗。

拉伸試驗按照國際標準ISO 6892-1-2009執行，分別從沿熔敷層方向和垂直于熔敷層方向各取3個拉伸試樣，取樣位置如圖2所示，試樣尺寸如圖3所示。采用INSTRON 5966 萬能材料力學性能試驗機于室溫下進行拉伸試驗，拉伸速度為1 mm/min。

2 實驗結果和討論

2.1 電弧行為及熔滴過渡分析

CMT焊接熔滴過渡方式屬于特殊的短路過渡，通過送絲機構機械抽拉焊絲來促進熔滴過渡到熔池中，消除了傳統短路過渡過程中通過液態金屬“ 小橋 ”爆斷使熔滴進入熔池而產生的飛濺，并在保證焊接速度和金屬熔敷量的同時，降低了焊接線能量。CMT電弧中的熔滴利用與其熔池間的表面張力及自身重力使熔滴脫離焊絲端頭，并穩定地過渡到熔池當中，CMT電弧低線能量和低電弧力為WAAM過程中熔池穩定提供了前提條件，有效實現了對熔池線能量和流動的控制。

CMT電弧過渡過程[10-11]為燃弧-短路-燃弧交替進行，高速攝像系統拍攝到的CMT電弧圖像及數據采集系統同步采集的電流電壓波形如圖4所示。在短路末期，焊絲與熔池接觸并迅速回抽，電流維持在極低值，電壓幾乎為0，如圖4a所示;隨著熔滴完全過渡后，焊絲脫離熔池并引燃電弧，此時電弧電壓和電流值迅速爬升，電弧形態見圖4b;焊絲已脫離熔池，電壓的突然升高使得電弧迅速被引燃，峰值階段電流維持在最大值，而電壓仍在上升，電弧在焊絲端頭穩定燃燒形成較大的電弧空間，電弧析出的熱量熔化焊絲并在焊絲端頭形成熔滴，如圖4c所示;電壓達到峰值后開始下降，而電流驟降并穩定在基值階段，熔滴的體積不斷長大，隨著焊絲不斷向熔池送進，使得熔滴逐漸接近熔池，弧光逐漸減弱，如圖4d所示;當熔滴與熔池接觸發生短路后，電弧熄滅，弧光消失，進入到短路階段，電流和電壓迅速下降，電壓幾乎降至0，如圖4e和圖4f所示;此時焊絲不再送進并開始做回抽運動，通過熔滴的表面張力與重力作用使熔滴完全脫離焊絲端頭。在熔滴過渡到熔池的過程中，焊接電弧處于熄滅狀態，電弧力也趨近于0，此時電弧對熔池不再加熱，熔池處于“ 冷 ”階段，如圖4g所示。當熔滴已大部分過渡到熔池后，電弧重新引燃，進入到下一個CMT周期。CMT電弧對熔池加熱呈冷-熱交替變換，在熔池上的熱量比傳統熔化極氣體保護焊要低，因而焊縫呈現窄而高的形態。

CMT-VP電弧是在CMT電弧的基礎上增加了負極性階段，電弧分別處于EP（Electrode positive）和EN（Electrode negative）兩個階段[12-13]，EN階段的峰值電流和峰值電壓都低于EP階段，但由于電弧此階段在焊絲上的加熱量超過EP階段，因而能夠增加焊絲的熔敷量，同時對焊絲具有陰極清理作用。CMT-VP周期中變極性階段的電流電壓波形及熔滴過渡高速攝像如圖5所示。

圖5a～圖5f展示了在EP階段的熔滴過渡過程，與上述直流CMT的熔滴過渡過程基本一致;而圖5g～圖5i則展示了EN階段完整的熔滴過渡過程，同樣整個過程分為燃弧和短路兩個階段，燃弧過程經歷了峰值電流和基值電流，短路過程焊絲回抽，熔滴脫離焊絲端頭進入熔池，當焊絲極性由EP轉變為EN后，此時焊絲接電源的負極，電流陡升至90 A，電壓也隨之迅速爬升，電弧在空間再次引燃，如圖5g和5h所示;當電流和電壓達到峰值后電弧穩定燃燒，但電弧形態與EP階段有所差異，電弧弧根沿焊絲發生上爬并將熔滴包裹，電弧空間收縮，弧光較弱，如圖5i所示;在電弧加熱狀態下，熔滴在焊絲端部不斷長大，由于焊絲極區熱量高于傳統CMT電弧，導致焊絲熔化速度增加，熔滴尺寸要明顯大于EP階段，如圖5j和5k所示;隨后焊絲不斷送進，熔滴與熔池接觸發生短路，電弧熄滅，熔滴完成過渡，如圖5l所示。熔滴過渡完成后，電弧極性再次發送轉變。為了使進入EP階段電弧能夠順利引燃，上升電流迅速提升至50 A再次引燃電弧。CMT-VP電弧極性發生變化，在焊絲處于EN階段時，較EP階段電弧極區熱量增加，使得焊絲熔化量隨之增加。

CMT-P電弧是在CMT電弧的基礎上增加了脈沖階段，將傳統的CMT與脈沖MIG相結合[14-15]，改變了電弧的加熱模式。一個CMT-P周期內電弧分別處于脈沖和CMT兩個階段，其電流電壓波形及熔滴過渡高速攝像如圖6所示。圖6a～圖6g展示了脈沖階段熔滴過渡過程，在基值電流階段電弧弧光較暗，如圖6a所示。但此時焊絲與熔池之間穩定建立電弧且焊絲距熔池有一段距離，電壓約15 V，電流維持在50～60 A，可以觀察到焊絲熔化聚集在焊絲端部;進入脈沖電流階段，電流電壓迅速爬升，發出爍亮的弧光，焊絲加速熔化，如圖6b、6c所示;到達峰值電流后電流電壓迅速下降，弧光逐漸減弱，同時焊絲熔化量增加并聚集呈球狀熔滴。經過脈沖峰值后，熔滴在電弧力作用下迅速過渡到熔池中，如圖6d、6e和6f所示;在脈沖階段，脈沖峰值持續時間很短，但峰值電流卻達到了480 A，電弧中等離子流力作用在熔滴上，每個脈沖過渡一個熔滴，形成了射滴過渡模式。脈沖結束后進入下一個基值電流階段，焊絲開始向熔池送進。當焊絲端頭的少量熔滴與熔池發生接觸時，電壓值陡降至趨近于0，發生短路，而電流仍處于基值，此時電弧熄滅進入到CMT階段，如圖6g、6h所示;當熔滴完全進入熔池后隨著焊絲回抽運動，焊絲端頭脫離熔池，如圖6i所示;電壓迅速爬升并超過基值階段值，電弧再次引燃，隨后電壓值將會穩定在基值，進入到下一個脈沖階段，如圖6j、6k所示，完成一個CMT-P周期。CMT-P中脈沖階段電弧電壓和電流都處于峰值，導致電弧力比較大，熔滴過渡呈滴狀，熔敷金屬的線能量較上述兩種電弧狀態有顯著增加。

2.2 宏觀形貌分析

由于焊接電弧形態的變化，導致電弧電流和電壓在增材過程中也產生相應的變化，三種不同電弧模式下WAAM制備的5A56鋁合金薄壁試樣如圖7所示。不同電弧下的薄壁試樣均表現出較好的成形性，熔敷層表面較為平滑。

從三種電弧形態和電弧電流電壓波形分析可知，在不同階段電弧加熱狀態存在顯著區別，而對熔敷金屬性能影響較大的是焊接線能量，沉積層單層焊接線能量用q來表示式中 q為焊接線能量;I為平均電流;U為平均電壓;v為熔敷速度。

通過上式可以計算出CMT電弧的單層線能量為1 311.6 J/cm，CMT-VP電弧為1 162.8 J/cm，CMT-P電弧為1 721.4 J/cm。由此可見，在不同的電弧工藝下雖然焊接電流和熔敷速度相同，但不同的電弧形態導致熔池的焊接線能量不同，表現為CMT-P>CMT>CMT-VP，進而影響了金屬熔敷量和熔敷層成形，使得WAAM過程中熔敷金屬性能產生差異。

對WAAM制備的薄壁試樣進行測量發現，熔敷層的熔寬和層高在不同電弧形態下呈現數據的差異性。CMT電弧下，熔敷層的熔寬和層高分別為7.11 mm和2.31 mm。而CMT-VP電弧下熔敷層的熔寬和層高較CMT電弧下有所增加，分別達到7.57 mm和2.40 mm。通過觀察電弧行為和熔滴過渡形態發現，在EN階段焊絲接電源負極，電弧陰極區產熱量大于陽極區，使得焊絲熔化量增加，熔滴尺寸變大，相比于CMT金屬熔敷量增加，導致熔寬變寬;而在焊接電流和熔敷速度相同的情況下CMT-VP的送絲速度最大，因此金屬熔敷量最大，使得層高更高。在CMT-P電弧模式下，脈沖峰值電流遠大于CMT和CMT-VP峰值電流，達到了480 A。瞬時的脈沖大電流構成射滴過渡使焊絲端頭形成“ 一脈一滴 ”的大熔滴，CMT-P強大的電弧力對熔池產生強烈的振蕩，此時熔池線能量增加，而熔池流動性和流動范圍較大，導致熔寬最大，達到7.98 mm;同時在焊接電流和熔敷速度相同的情況下CMT-P的送絲速度最小，金屬熔敷量較低，導致層高降低，只有1.99 mm，如表3所示。

2.3 微觀組織分析

通過電化學腐蝕得到的在三種電弧工藝下薄壁試樣中部沿熔敷方向的金相顯微組織照片如圖8所示。從圖8中可以觀察到WAAM制備的鋁合金薄壁試樣存在著明顯的層狀組織結構分布特征，圖8a從左往右為試樣的增材制造方向（Building direc-tion），焊絲隨著電弧移動熔敷形成熔敷層，每相鄰兩個熔敷層（Deposition layer）之間即層間（Interlayer）都存在著一個重熔區組織（Remelting region）[6]，在熔敷的過程中新熔敷的熔敷層會使上一道熔敷層表面發生重熔。

晶體取向相同的晶粒在添加偏光鏡的金相顯微鏡下顏色分布相同，從圖中可以看出，沉積層內的微觀組織主要由粗大的柱狀晶組成，且具有一定的方向性，呈現出沿垂直于重熔區邊界生長的趨勢。分析認為，這是由于沉積層外部與空氣接觸增加了散熱途徑，而內部的成分過冷較小，結晶速度較慢，大量的焊接熱量將通過薄壁試樣基體散失，柱狀晶將沿溫度梯度最大方向向內生長[16]。而層間的重熔區主要表現為等軸晶組織，相關研究表明等軸晶的形成與較大的過冷度和異質形核有關，沉積層的表面經冷卻散熱后相對溫度較低，對新熔敷的金屬產生較大過冷度，同時Ganaban等人[17-19]認為Ti和Zr的存在具有細化晶粒的作用，當Ti含量大于0.01%時，易形成細小的等軸晶粒。實驗采用的5A56鋁合金焊絲含有0.13%晶粒細化元素Ti和0.094%晶粒細化元素Zr，熔敷層上表面會為新的熔覆金屬提供異質性核質點，從而使得重熔區的形核率大于生長速率，于是在層間得到大量細小的等軸晶組織。

通過截距法計算三種電弧模式下試樣的平均晶粒度，依次為23.51 μm、20.93 μm和33.07 μm。由圖8c可知，CMT-P電弧下的晶粒尺寸相比其他兩種電弧的晶粒明顯增大，晶粒尺寸的差別主要與電弧的線能量有關。通過焊接線能量的計算可知，CMT-P電弧的焊接線能量最大，在脈沖基值電流階段電弧仍在加熱熔池，焊接線能量要高于其他兩種電弧工藝，加之持續地熔敷使得薄壁試樣中部晶粒組織不斷經受焊接熱循環的作用，所以晶粒較為粗大。CMT-VP電弧的焊接線能量最小，在短路過渡階段和EN階段電弧處于“ 冷 ”的過程，線能量低于其他兩種電弧，因此熔敷層的晶粒尺寸較為細小，且較低的線能量也使得熔敷層與重熔區晶粒尺寸差異減小。而CMT電弧的焊接線能量略高于CMT-VP，導致晶粒尺寸增加。

2.4 顯微硬度分析

三種不同電弧模式下WAAM制備的薄壁試樣沿垂直于沉積層方向上的顯微硬度分布如圖9所示。在CMT-VP電弧下測得的沉積組織顯微硬度分布較為均勻，平均硬度值最大，為86.01 HV。CMT沉積試樣的顯微硬度略低于CMT-VP，分布也相對均勻，平均硬度值為84.93 HV。相比之下，CMT-P電弧模式下的沉積組織顯微硬度分布波動較大，整體略低于前兩種電弧模式，平均硬度值僅81.49 HV。顯微硬度的差異主要與晶粒尺寸有關，電弧的狀態與熱輸入量會對晶粒尺寸產生直接影響，熱輸入量越大，越容易形成粗大的晶粒組織，導致硬度下降;熱輸入量越小，往往晶粒尺寸較小，硬度值上升。由于重熔區的過冷度較大和異質形核，故易于形成細小的等軸晶，而熔敷層由于成分過冷度較小，易于形成粗大的柱狀晶，因此隨著位移增加，硬度分布出現波動。CMT-VP電弧低的焊接線能量使得晶粒尺寸較小，熔敷層與重熔區晶粒尺寸相近，組織更為均勻，因此硬度較高。同時CMT-VP電弧具有變極性階段，在EN階段焊絲接負極性，電弧弧根上爬，陰極清理作用會去除掉焊絲表面的氧化膜，在形成熔滴過渡到熔池中后降低沉積層中氣孔缺陷的產生。CMT-P電弧的焊接線能量太高，熱輸入量較大，易形成粗大的柱狀晶組織，經歷持續的焊接熱循環后晶粒組織過于粗大從而導致硬度下降。同時熔敷層與重熔區晶粒尺寸差異較大，較高的電弧電壓導致弧柱拉長，電弧空間擴展，電弧對熔池的保護作用減弱，熔池表面局部被氧化，在熔敷層中產生氣孔缺陷，使得硬度值出現較大波動。

2.5 接頭力學試驗性能分析

不同拉伸方向上的抗拉強度和延伸率分別如圖10、圖11所示。在三種不同電弧模式下，橫向拉伸試樣的抗拉強度高于縱向拉伸試樣。通過擬合曲線可以看出，電流強度相同的情況下，CMT-VP電弧模式下橫向和縱向拉伸試樣的抗拉強度最高，分別達到344.68 MPa和324.61 MPa，其延伸率也最大，達到30.33%和21.04%。而在CMT-P電弧模式下，橫向和縱向試樣的抗拉強度及延伸率最低。

CMT-VP電弧模式下橫向和縱向拉伸試樣的抗拉強度差異非常小，因此各向異性百分比最小，僅為5.82%。分析認為，晶粒組織分布的不連續性導致不同拉伸方向的拉伸性能出現差異。在橫向拉伸方向上，雖然細晶區與粗晶區晶粒尺寸存在差別，但晶區分布是連續的，且均沿著拉伸方向分布;而縱向拉伸試樣上晶區的分布則呈現出不連續性，細晶區與粗晶區的延伸方向均與拉伸方向不同，易導致試樣在細晶與粗晶間的薄弱環節斷裂，因此表現出橫向拉伸性能優于縱向。Al-Mg合金為非熱處理強化鋁合金，析出相主要為金屬間化合物θ相（Al3Mg2）。Zhang[6]等人指出，鋁鎂合金析出相主要存在于晶界上，第二相強化不是主要強化機制，且固溶強化效果一致，實驗結果表明晶界偏轉角呈現隨機分布，因此細晶強化為主要影響拉伸性能的機制。而由霍爾-佩奇公式（Hall-Petch）可知，晶粒尺寸越小細晶強化作用越大。由圖8的金相組織可以看出，CMT-VP電弧下低的焊接線能量使得制備的薄壁試樣晶粒尺寸較小，熔敷層與重熔區組織晶粒尺寸差別較小，具有相對均勻的微觀組織結構，因此力學性能更高;而CMT-P電弧下熔滴過渡尺寸較大，高的電弧電壓使得弧長增加，電弧空間擴展，向熔池析出更多的熱量，同時電弧長時間地加熱熔池，最終導致熱輸入量最大。晶粒尺寸變大的同時不同晶區的差異更為明顯，使得拉伸性能降低，各向異性百分比達到21.94%;CMT電弧的焊接線能量略高于CMT-VP，晶粒尺寸略大，因此拉伸性能介于兩者之間。

3 結論

對CMT、CMT-VP和CMT-P三種不同工藝下的電弧特性及增材制造的5A56鋁合金構件的宏觀形貌、微觀組織和力學性能進行了對比分析，得出了以下結論：

（1）電弧模式的不同導致電弧行為和熔滴過渡形式產生改變，CMT-VP周期在EN階段弧根上爬包裹熔滴，極區的熱量加大了焊絲熔化量，使得熔滴尺寸變大。CMT-P中脈沖階段電弧電壓和電流都處于峰值，導致電弧力較大，熔滴過渡呈滴狀。

（2）三種電弧模式的單層焊接線能量大小為CMT-P >CMT>CMT-VP。由于EN階段焊絲熔化量增加，CMT-VP熔敷層熔寬和層高均較CMT電弧有所增加，分別為7.57 mm和2.40 mm。CMT-P電弧在脈沖階段電弧力對熔池產生強烈的震蕩，焊接線能量增加，使得熔寬最寬達到7.98 mm，而層高最低，僅為1.99 mm。

（3）觀察熔敷層金相組織發現，由于CMT-VP電弧的焊接線能量最小，晶粒組織較為細小，且分布相對均勻，平均晶粒度最小，為20.93 μm。CMT-VP電弧下的薄壁試樣的顯微硬度最高，為86.01 HV。其橫向和縱向拉伸試樣的抗拉強度都優于其他兩種電弧模式，分別為344.68 MPa和324.61 MPa，同時延伸率也最大，為30.33%和21.04%。

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