5.鈦基合金的LAM

5.1. 出身背景

鈦合金具有比強度高、耐腐蝕性好、生物相容性好等優(you) 點，在航空航天和生物力學領域得到了廣泛的應用。根據合金元素和相組成，傳(chuan) 統鈦合金通常分為(wei) α、α+β和β合金。鈦合金中的合金元素分為(wei) α或β穩定劑。

表麵越複雜，被動層越能抵抗破壞。上圖中，繪製了不鏽鋼1.4301在不同表麵的抗點蝕性能。經後續處理的電拋光表麵具有最佳的抗蝕性。因此，鈍化層對不鏽鋼表麵的耐蝕性起著決(jue) 定性的作用。

Al、Zr、O和N是典型的α穩定劑，V和Mo、Cr是β穩定劑。更詳細的分類偶爾用於(yu) 近α、近/亞(ya) 穩βTi合金的夾雜物。例如，Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo（Ti-6242）有時被歸類為(wei) 近α合金，但在偽(wei) 二元鈦相圖（圖32）中屬於(yu) α+β區域，其中對一些美國鈦合金成分進行了注釋。Ti-6Al-4V是一種典型的α+β鈦合金，是工業(ye) 上應用最廣泛的鈦合金之一。然而，Ti-6Al-4V僅(jin) 適用於(yu) 航空航天工業(ye) 中的中等溫度範圍（

圖32 與(yu) 偽(wei) 二元鈦相圖相關(guan) 的一些美國鈦合金成分

近幾十年來，增材製造為(wei) 以更短的交貨期製造幾何複雜的鈦合金部件提供了一條新的途徑。

除了商用合金如Ti-6Al-4V、Ti-6242、Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr（Ti-17）和Ti-48Al-2Cr-2Nb外，還設計並用於(yu) LAM的一些新型鈦合金，以滿足更苛刻的應用條件，或探索更具成本效益的鈦合金。例如，Ti-15Cr阻燃合金由元素Ti+V+Cr粉末的混合物通過LDED製成，適用於(yu) 高溫航空航天應用。Li等人報道了一種新的Ti-6Al-2V-1.5Mo-0.5Zr-0.3Si合金，該合金通過LDED製成，其成本更低，強度和延展性比Ti-6Al-4V更好。

5.2. 處理窗口

層狀傳(chuan) 統鈦合金中最常見的缺陷是孔隙，孔隙對LBPF工藝參數更為(wei) 敏感。在中等EV（40–60 J/mm3）下獲得最低孔隙度（0.03–0.40%）。EV、V和P對孔隙度的影響如圖33a-c所示。盡管EV始終用作工藝優(you) 化期間的指標，但孔隙度水平即使在相同EV下也會(hui) 發生變化（圖33a），這意味著P和V（圖33b和c）等單獨參數的重要影響。LPBF過程中V和P之間的影響和相互作用示意圖如圖33d和e所示。

圖33 體(ti) 積能量密度、激光掃描速度和激光功率對LPBFed Ti-6Al-4V (a - c)孔隙率的影響，以及激光掃描速度和激光功率在LPBF製備過程中的影響示意圖(d, e)

由於(yu) 小孔效應，較高的P（100–200 W）和較低的V（200–500 mm/s）導致較高的孔隙率，而較高的V（>500 mm/s）導致缺乏熔合和冶金孔隙的增加（圖33e）。圖33a為(wei) 低孔隙率的Ti-6Al-4V提供了相對較寬的LPBF工藝窗口（40–90 J/mm3和335 J/mm3）（<0.5%，如圖33a中紫色線下方所示）。值得注意的是，LBPF機器供應商提供了一些商用合金粉末的優(you) 化工藝參數，如圖33e所示的Ti-6Al-4V的EOS默認參數。盡管如此，對於(yu) LAM中新設計的合金或新采用的合金，如Ti-5Al-2.5Sn合金，有必要研究LPBF工藝參數的影響。

關(guan) 於(yu) 鈦合金的LDED，孔隙率水平與(yu) 原材料相關(guan) ，製備粉末優(you) 於(yu) GA粉末，類似於(yu) 鎳基高溫合金。此外，送粉速率（PFR）對孔隙率水平的影響相當複雜。隨著PFR值從(cong) 0.033 g/s增加到0.066 g/s，孔隙度水平首先下降到最小值，然後上升到峰值，然後下降。

襯底溫度對金剛石薄膜的晶體(ti) 尺寸和形貌有很大的影響。使用垂直布置，牙刺被集中放置在絲(si) 的線圈內(nei) 。在這種結構下，燈絲(si) 中心和末端之間的溫度會(hui) 發生顯著變化，從(cong) 而導致襯底溫度的變化，從(cong) 而影響最終生成的金剛石薄膜的形貌和結構。上圖為(wei) WC-Co牙刺尖端、中部和基部金剛石膜生長狀態的SEM顯微照片。

高P和合理低PFR也是實現低孔隙度（0.013%）的關(guan) 鍵。除上述工藝參數（例如EV、P、V等）外，夾層停留時間、基板厚度、初始基板溫度、沉積策略和連續沉積層的數量也會(hui) 影響最終零件的微觀結構和性能。因此，在工藝參數與(yu) 最終微觀結構/性能之間建立定量關(guan) 係具有挑戰性。在此，重點總結了不同的微觀結構特征及其相應的力學性能。

5.3. 微觀結構

5.3.1. 常規鈦合金

圖34 下宏觀或微結構LDEDed Ti-6Al-4V低(a - c、g h)和高激光功率(d-f, i, j)。(a, d)的存款,(b, e) micro-HAZ macro-HAZ (c、f), (g)針狀α的底部,(h)針狀α的少量片狀α+β頂部附近,(我)針狀α'在底部,(j)完全片狀α+β結構頂部附近。

層狀Ti合金通常具有沿構建方向生長的先前β晶粒的特征，從(cong) 而在數十層中形成柱狀晶粒，如圖34a、d所示。由於(yu) 循環熱曆史和重熔，除了鍍層/基體(ti) 界麵處的宏觀熱影響區（圖34c，f）外，整個(ge) 鍍層中也出現了微觀熱影響區（圖34b，e）。在先前的β晶粒內(nei) ，由於(yu) 冷卻速率高，針狀α′結構在熔池底部區域形成（圖34g，i），而層狀α+β在沉積物頂部附近形成（圖34h和i）。盡管LAMed Ti-6Al-4V中的顯微組織主要由針狀馬氏體(ti) （α′）控製，但它不僅(jin) 取決(jue) 於(yu) 工藝參數（如P，V），還取決(jue) 於(yu) 局部熱曆史。

因此，在圖34中觀察到針狀α′和層狀α+β結構。值得注意的是，α′是由β相的非平衡無擴散轉變產(chan) 生的過飽和HCP相，它總是以針狀形態沉澱，類似於(yu) 擴散轉變產(chan) 生的針狀α。相比之下，由β冷卻或α′分解產(chan) 生的針狀α定義(yi) 不太清楚，且通常具有彎曲邊緣。

用Monte-Carlo方法在純二氧化矽MFI中模擬吸附過程表明，在最高吸附水平下，對甲酚被吸附在二維通道係統的所有通道交叉處。模擬還證實了每克MFI的吸附水平為(wei) 0.6mmol對甲酚。通過Rietveld對飽和濃度(9.6mM)純二氧化矽MFI上吸附對甲酚粉末XRD結果的細化，實驗證實了吸附率和吸附位點。在鋁矽酸鹽MFIs陽離子和粘附的水分子主要放置在鋸齒形通道，直通道仍然是可達的。降低的吸附水平主要受局部極性動量的影響，而不受空間限製的影響。

除了針狀α′和層狀α+β結構外，LAMed鈦合金中還可以形成其他沉澱，如塊狀α（αm）、正交馬氏體(ti) （α′）和六方非熱ω（a-ω）。與(yu) 馬氏體(ti) 相變(β→α′)相比，αm是由大相變(β→αm)產(chan) 生的，大相變發生在較低的冷卻速率和較高的溫度，大規模相變的特征是跨相邊界擴散速率高於(yu) 體(ti) 積擴散速率。

圖35 Ti-6Al-4V中相變與(yu) 冷卻速率的關(guan) 係(a)，以及從(cong) 1050℃/s冷卻175℃/s後析出α′和αm。

適度的冷卻速率(175°C/s)會(hui) 導致α '馬氏體(ti) 和αm同時形成。值得注意的是，在LAM過程中，αm可能作為(wei) 中間相，在隨後的層沉積或高溫後的IHT作用下分解為(wei) 更細的α+β片層。其他非平衡相如α”和ω也可能起同樣的作用。這為(wei) LAMed Ti-6Al-4V合金獲得更精細的組織提供了另一種選擇。Lu等報道，在選擇性電子束熔化過程中，在加熱循環的作用下，αm塊狀晶粒分解為(wei) 超細的α+β層狀晶粒。αm晶粒及其放大組織和相應的SADP如圖35c和d所示。

鑄態Ti-6Al-4V的低延性總是歸因於(yu) α '的固有脆性，盡管它本質上與(yu) α ' /β應變不相容有關(guan) 。Zafari和Xia用脈衝(chong) 激光LPBF製備Ti-6Al-4V合金，獲得了強度和塑性結合良好的全α '組織(YS: 1150 MPa, El: 14 - 15%，沿構建方向)。為(wei) 了獲得完整的α '組織，應仔細控製熱輸入，以避免預先形成的α '的分解。

孤立的薄β片層不利於(yu) 塑性，而交錯的細α+β片層結構有利於(yu) 更均勻的應力分布。然而，大多數LAM技術是基於(yu) 連續波激光，這使得很難通過熱輸入控製實現完整的α '微觀結構。在這種情況下，在高激光能量輸入下(如文獻所示的高激光功率)獲得交替層狀α+β更可行，以獲得較低強度的更好的延展性。最近，Kaschel等人通過原位高溫XRD和TEM分析對LPBFed Ti-6Al-4V中α′的分解進行了深入研究。相變（α′）→加熱過程中的α+β）被認為(wei) 是通過晶格中的Ti原子取代Al和V。

除上述微觀結構外，還報告了優(you) 化後熱處理後的等軸α或球狀α，如圖35e和f所示。雙峰組織(粒狀α和晶間α+β片層)實現了良好的強度和延展性平衡。此外，在Ti-6Al-4V以外的一些Ti合金中也發現了等軸優(you) 先β晶粒，如Ti-3Al-10V-2Fe（TB6）和Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si（TC11）合金。

圖36 LDEDed Ti-6Al-4V的高強度超聲織構變化。(a, c)在沒有(a)超聲和有(c)超聲的樣品中，α相沿著構建方向(z)繪製反極圖(IPF)。(b, d)在沒有(b)超聲和有(d)超聲的樣品中，β相(從(cong) a和c中的α相圖重建)沿構建方向(z)的IPF圖。在沒有(e)超聲和有(f)超聲的樣品中，(e, f) 0001等高線極圖(在MUD中:均勻分布的倍數)。(g, h) 001無(g)超聲和有(h)超聲的樣品中重建β相(MUD)的輪廓極圖。b和d中的黑線表示高角度晶界(misorientation >10°)

等軸β晶粒的出現歸因於(yu) 成分過冷和熔池中殘留的未熔化粉末。盡管大多數層狀Ti-6Al-4V合金的特征是先有柱狀β晶粒，但最近的一些研究也報告了等軸β晶粒。LBPF中相對較低的熱輸入促進了Ti-6Al-4V中近等軸β晶粒的形成，這是由於(yu) 顯著的熱梯度和內(nei) 應力形成了高密度的形核點。在β過渡溫度以上適當的高溫也有利於(yu) 等軸優(you) 先β晶粒的形成。

最近的一份報告采用高強度超聲波將熔融Ti-6Al-4V中的柱狀β轉變為(wei) 細小的等軸β（圖36b，d）。然而，由於(yu) 超聲波能量強度的限製，內(nei) 部編織狀結構受到的影響最小（圖36a，c）。圖36e–h中的輪廓極圖表明，在超聲處理的樣品中，α相和先前β顆粒的結晶織構均減少。

網狀結構實際上是薄層狀α+β相的組合。在Ti-6Al-4V中也發現了類似的層狀α+β結構，稱為(wei) Widmansttten結構，其特征是相對完整的優(you) 先β晶界和內(nei) 部粗糙的α集落。相比之下，先前的β晶界是不完整的，短而薄的α板在編織結構中以多個(ge) 方向析出。此外，根據α形態的差異，“basketweaveWidmansttten”和“colony Widmansttten”的術語也出現在報告中。因此，編織物和Widmansttten的結構確實是相似的，有時難以辨認。

基本上有兩(liang) 種類型的火焰硬化技術在使用，即，旋轉硬化和齒一次方法。旋轉硬化是最好的適合齒輪有足夠的質量，以吸收過多的熱應用在這種方法沒有太多的失真。在齒對齒的方法，齒輪是加熱和淬火的機器本身，這限製了熱量進入齒輪。有兩(liang) 種加熱齒輪齒的方法。一種是如圖6.12A所示的齒對齒方法，其中火焰頭提供了側(ce) 麵和根部硬化。另一種方法如圖6.12B所示，隻有側(ce) 翼硬化，根部區域不處理.

綜上所述，Ti- 6al - 4v等傳(chuan) 統LAMed鈦合金在原有的柱狀β晶粒中由α'、α+β或α' /α+β組合而成。顯微組織高度依賴於(yu) 熱條件和熱曆史。通過熱輸入控製、超β過渡溫度範圍內(nei) 的熱處理後或LAM過程中的高頻振動，可以將原有的柱狀β晶粒轉變為(wei) 等軸晶。層狀α也可以通過定製的熱處理工藝進行顆粒化。

5.3.2. TiAl合金

TiAl合金（也稱為(wei) TiAl鋁化物）因其在高溫下的優(you) 異性能而得到開發，在航空發動機應用中具有很高的替代鎳基高溫合金的潛力。在此，重點放在Ti Al基TiAl合金上。TiAl合金LAM中最迫切的問題是裂紋和選擇性鋁蒸發，這與(yu) Ti-Al金屬間化合物的固有脆性和Al的低熔點有關(guan) 。

航空發動機噪聲是飛機設計中不可忽視的主要噪聲源之一。第二次世界大戰後，民用航空在世界範圍內(nei) 得到迅速發展，早期最具挑戰性的問題可能是如何降低航空發動機中的噴氣噪音。然而，隨著旁通比的增加，渦扇發動機的應用會(hui) 導致更複雜的噪聲源。現在，即使已經采用了各種航空發動機噪聲控製技術，推進係統產(chan) 生的噪聲仍然在飛機噪聲中占主導地位。因此，為(wei) 各種類型的航空發動機噪聲尋求最佳設計仍然是所有發展戰略和致力於(yu) 發展商用航空的任何國家的氣動聲學規劃中的一項主要任務。可以看出，無論主要聲源如何不同，氣動聲學發展的每個(ge) 階段的主要挑戰都是如何有效降低相應航空發動機主要聲源的聲輻射。另一方麵，在下麵的陳述中，值得注意的是，隨著流體(ti) 力學和其他學科知識的積累，推進係統的降噪經曆了一係列的演變。

最近關(guan) 於(yu) LPBFed TiAl的一些研究集中於(yu) 解決(jue) 這些問題。Shi等人研究了LPBFedTi-47Al-2Cr-2Nb合金中的裂紋和氣孔形成機製，並證明了通過預熱減少裂紋形成的可行性。Doubenskaia等人報告了一種LPBFed Ti-48Al-2Cr-2Nb，其中紅外攝像機檢測到高能輸入下的鋁蒸發，並建議通過工藝優(you) 化減少鋁損失。盡管在LPBFed TiAl合金中遇到了問題，但LDED已成功加工出具有最小裂紋和孔隙率的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金，且鋁損失較低(2 at.%）或無鋁損失。

片狀TiAl合金與(yu) 傳(chuan) 統Ti合金的顯微組織存在一定差異。與(yu) Ti-6Al-4V相比，TiAl合金在凝固過程中的相變非常複雜，經曆了L→L+β→β+α→α→α+γ→α2+γ.雖然也形成了交替的柱狀和等軸優(you) 先β晶粒，但內(nei) 部微觀結構卻截然不同，通常是α2（Ti3Al）+γ（TiAl）的層狀結構或α2+γ片層與(yu) γm塊體(ti) 的雙重結構。

圖37 LAMed Ti-47Al-2Cr-2V TiAl合金的宏、微觀組織(a)礦床的宏觀結構。(b)頂部的宏觀結構。(c)中部的宏觀結構。(d)頂部等軸區域的完全片層狀α2+γ菌落。(e)雙微觀結構。(f)柱狀層狀α2+γ菌落在頂部柱狀區。(g)具有少量晶界γm的近完全層狀α2+γ集落

圖37 提供了層狀Ti-47Al-2Cr-2V TiAl合金的宏觀和微觀結構示例。如圖37a–c所示，柱狀和等軸優(you) 先β晶粒的交替排列清楚地勾勒出帶狀結構。內(nei) 部微觀結構如圖37d–g所示。根據不同的局部熱條件，在不同的樣品位置形成層狀或雙重結構。在頂部沉積區域（圖37b，d，f），在等軸和柱狀晶粒中形成全層狀結構；在中間區域（圖37 C，E，G），在等軸晶粒中形成雙麵結構，在柱狀晶粒中形成損壞的γ層M附近的完全層狀結構。在熔融的Ti-47Al-2Nb-2Cr中也發現了類似的微觀結構。

如圖34a、d和圖37a所示，逐層沉積過程中產(chan) 生的帶狀結構是層狀鈦合金最顯著的特征之一。帶狀結構由梯度魏氏結構或樹枝狀帶和等軸菌落帶交替排列而成。機械性能與(yu) 微觀結構直接相關(guan) ，微觀結構取決(jue) 於(yu) 工藝參數或熱處理後路徑。在隨後的章節中，簡要回顧了機械行為(wei) ，討論了層狀鈦合金的微觀結構-性能關(guan) 係。

5.4 機械性能

5.4.1. 拉伸性能

本節總結了不同層狀鈦合金的機械行為(wei) 。鑒於(yu) 最近發表的幾篇關(guan) 於(yu) Ti-6Al-4V合金AM的最新評論，本文僅(jin) 對LAMed Ti-6Al-4V在竣工狀態下具有良好拉伸性能的最新報告進行了審查，如表14所示。

表14 竣工Ti-6Al-4V的機械性能總結。

強度和伸長率乘積（PSE）是強度和延展性的綜合性能指標。表14總結了具有與(yu) 鍛造或鑄造零件相當或高於(yu) PSE的竣工Ti-6Al-4V的報告。圖38a中繪製的YS與(yu) El數據顯示，與(yu) 鍛造或鑄造零件相比，LPBFed和LDED Ti-6Al-4V的機械性能均有明顯改善。此外，LPBFed Ti-6Al-4V顯示出比LDED樣品更高的YS。片狀Ti-6Al-4V中較高的強度源於(yu) 更精細的微觀結構、較高的固有位錯密度和成分偏析。

圖38 （a）片狀Ti-6Al-4V合金的拉伸性能總結。（b）根據ASTM B381-13標準，在不同激光能量輸入（EV）下製備的LPBFed Ti-5Al-2.5Sn樣品和鍛造Ti-5Al-2.5Sn樣品的室溫拉伸性能。

盡管成品Ti-6Al-4V往往表現出較低的伸長率，但最近的一些出版物報道，通過調整工藝參數，在成品狀態下（見表14），El相對較高（>10%）。如前一節所述，整個(ge) α′微觀結構是通過基於(yu) 脈衝(chong) 激光的LPBF獲得的，具有良好的延展性（14–15%），打破了關(guan) 於(yu) 固有脆性α′相的神話。

如表14所示，全編織α+β結構也有利於(yu) 實現相對較高的延性，但強度稍低。隨後將總結層狀鈦合金中特定微觀結構對機械性能的影響。應強調的是，拉伸試件量規區域的尺寸會(hui) 影響拉伸性能，尤其是El值，這使得不同出版物之間難以進行比較。

這裏列出了測量尺寸，供讀者參考。另一個(ge) 重要的考慮因素是沉積樣品的幾何形狀，因為(wei) 大多數報道的工作采用的是體(ti) 積沉積，然後是拉伸片提取，而不是從(cong) 近淨形狀的樣品中製備拉伸片。建成的幾何形狀會(hui) 導致不同的熱循環，因此產(chan) 生不同的微觀結構和機械行為(wei) 。

HT後，包括去應力退火、次β-過渡退火、固溶和時效(STA)，以及前麵提到的三次HT或循環HT等複雜的定製路線，可能是提高LAMed鈦合金延性的必要條件。此外，HIP處理有時被用來消除內(nei) 部缺陷(氣孔或未熔合)，提高LAMed Ti合金的耐久性。然而，幾乎所有的後HT方法都會(hui) 導致強度降低而延性增加。

表15 綜述了其它鈦合金和TiAl合金的j機械性能。

表15列出了對其他鈦合金力學性能的簡要介紹。與(yu) Ti- 6al - 4v相比，其他Ti合金的LAM加工記錄較少。圖38b是LPBFed Ti-5Al-2.5Sn拉伸性能的一個(ge) 例子。在優(you) 化參數(EV =167 J/mm3)下，LPBFedTi-5Al-2.5Sn的YS和UTS值均高於(yu) 鍛件，但El值低於(yu) ASTM標準(10%)，因此還需進一步HT後或工藝修改。在LPBFed Ti-6242中也存在類似的現象。

一般來說，根據相關(guan) 標準對變形或鑄造狀態材料的指導方針，LAMedTi合金的El值高於(yu) 8 -10%是合理可接受的。以上結論適用於(yu) 大多數常規Ti合金，但不適用於(yu) TiAl合金，TiAl合金本身脆性大，室溫塑性有限。

如圖39a所示，與(yu) 沿45°和90°方向加載的樣品相比，LDEDedTi-47Al-2Cr-2Nb TiAl合金在水平方向(0°)上El(0.5%)和UTS(706 MPa)最高。雖然水平力學行為(wei) 與(yu) 常規加工材料相當(圖39b)，但在粗片層集落(圖39c-f)中仍然存在與(yu) 不同變形機製相關(guan) 的明顯的各向異性力學行為(wei) 。提高高溫後的電導率可以緩解材料的各向異性力學行為(wei) ，其中水平方向的UTS和電導率分別為(wei) 539MPa和519MPa，分別為(wei) 1.7%和1.2%。

圖39 (a) LDEDed Ti-47Al-2Cr-2Nb試樣在不同加載方向(θ =0°、θ =45°和θ =90°)下的拉伸應力-應變曲線。(b)lded與(yu) 常規加工的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的力學性能比較。(c)構建試樣中粗糙片層集落的TEM圖像(d-f)TEM圖像顯示了變形試樣在不同加載方向上的孿晶和位錯。

TiAl合金在高溫下的優(you) 異機械性能（蠕變和斷裂韌性）使其成為(wei) 最有前途的航空發動機材料之一，盡管其在室溫下的延展性較低。然而，關(guan) 於(yu) 片狀TiAl合金的高溫力學行為(wei) ，如蠕變或斷裂行為(wei) 數據有限。本文僅(jin) 報告了760°C下片狀TiAl合金的一種高溫拉伸性能，如表15所示。

與(yu) AA 2024-T3相比，AA8090-T81再結晶板的脆性沿晶和解理開裂程度隨測試溫度的降低而增加。圖中為(wei) 斷口(196℃測試後)，顯示脆性沿晶斷裂(I)、解理斷裂(C)和穿晶剪切斷裂(S)(Byrnes and Lynch, 1990-2012)。

TiAl材料固有的脆性使得用LAM製備無裂紋塊體(ti) 材料具有挑戰性；因此，有必要優(you) 化工藝參數以消除內(nei) 部缺陷（氣孔、熔合lac和裂紋）。之後，應重點控製微觀結構，以實現室溫和高溫機械性能的良好平衡。雙相結構有利於(yu) 室溫下的高延展性，細晶粒內(nei) 的全層狀微觀結構適用於(yu) 高溫應用，具有優(you) 異的高溫強度、斷裂韌性和抗蠕變性能。

5.4.2. 疲勞性能

所用材料的疲勞性能是航空發動機行業(ye) 最關(guan) 心的問題之一。與(yu) AHSSs和鎳基高溫合金類似，片狀鈦合金的疲勞行為(wei) 與(yu) 內(nei) 部缺陷直接相關(guan) ，如孔隙滯留、未熔合或未熔化粉末和表麵粗糙度。如圖40a–c所示，缺陷可作為(wei) 疲勞裂紋萌生點，並導致較差的疲勞性能。通過HIP處理可以減少甚至消除內(nei) 部缺陷。對於(yu) 缺陷最小的材料，裂紋可能從(cong) α相團簇開始(圖40d-f)。總的來說，LAMed鈦合金沒有經過任何後處理(表麵加工/拋光或HT)，與(yu) 傳(chuan) 統製造的合金相比，其疲勞性能較差。為(wei) 了提高疲勞強度，消除缺陷和控製組織是有效的.

圖40 在LPBFedTi-6Al-4V中，內(nei) 部缺陷起到了疲勞裂紋萌生的作用。(a)缺乏融合。(b)未熔化的粉末未熔化。(c)圈閉孔隙。(d-f)具有平坦光滑特征的α相裂紋萌生團簇。FGA:細晶粒麵積;√麵積:投影的“缺陷麵積”的平方根。

在這裏，LAMed Ti合金疲勞行為(wei) 的最新文獻列於(yu) 表16。一些LAMedti合金在經過適當的後處理後，與(yu) 常規加工的合金相比，顯示出相當或更高的疲勞強度，一些結果如圖41所示。

圖41 (a) LPBFed Ti-6Al-4V的應力消除S-N數據(試樣為(wei) 造模方向，旋轉彎曲疲勞)。(b)LPBFed Ti-6Al-4V經過各種後處理後應力消除的S-N數據(試樣在建造方向，R =0.1)。(c)將文獻中各種後處理後5 ×106次循環的疲勞極限與(yu) 其他研究進行對比，黃色區域標注Ti-6Al-4V變形後的疲勞極限(更多細節和嵌入的參考文獻，請參考文獻。(讀者可以參考本文的Web版本來理解圖中顏色的含義(yi) 。)

表16 LAMed鈦合金的疲勞性能。

值得注意的是，一些研究人員以近淨形狀的方式製造疲勞測試片，並直接進行測試，而不需要在測厚區進行任何後續加工(可能進行應力消除處理)。這些研究也很有意義(yi) ，考慮到航空發動機中使用的LPBFed組件的某些內(nei) 表麵不能在建造狀態下加工和使用。如圖41a所示，未經過任何後加工的成品疲勞片即使經過HIP後，疲勞性能也較差，而後加工樣品的疲勞性能顯著改善，疲勞極限增加了約200-400MPa(圖41a)。其根本原因是表麵質量的提高和表麵/次表麵缺陷的消除。

為(wei) 了提高Ti-6Al-4V的疲勞性能，人們(men) 嚐試了各種後處理技術。例如，Kahlin等研究了LPBFedTi-6Al-4V經過噴丸強化、激光衝(chong) 擊強化、離心精加工、激光拋光、拋光等後處理後的疲勞性能，其中離心精加工效果最好(圖41b)。經噴丸處理和離心處理的Ti-6Al-4V的疲勞極限均與(yu) 經變形處理的Ti-6Al-4V相當(圖41c)。

然而，表麵粗糙度並不是唯一的影響因素。殘餘(yu) 應力、組織演變和後處理可能產(chan) 生的缺陷也會(hui) 影響疲勞性能。例如，激光拋光後的試樣雖然表麵粗糙度降低，但疲勞性能較差，這是由於(yu) 重熔層下方的氣孔和脆性α '造成的。電解拋光可能是一種有用但耗時的技術，可以在不進一步改變上述其他因素的情況下獲得較高的表麵質量。此外，這些影響因素對疲勞性能的耦合和相互作用需要進一步研究，以優(you) 化後處理技術。

如前所述，殘餘(yu) 應力對疲勞性能也起著重要的作用。拉伸殘餘(yu) 應力使裂紋萌生周期壽命縮短，疲勞裂紋擴展速率提高。因此，在LAM工藝後通常采用應力消除HT，如表16所示。通過噴丸強化、激光噴丸強化(LSP)或新型表麵機械磨損處理(SMAT)等噴丸工藝可以誘導產(chan) 生有利於(yu) 提高疲勞壽命的殘餘(yu) 壓應力層。Yan等使用超聲SMAT進一步提高LPBFedTi-6Al-4V經HIP處理後的疲勞性能。

與(yu) HIPed樣品相比，納米晶晶粒、均勻的應力分布和殘餘(yu) 壓應力進一步提高了疲勞性能。此外，一些研究人員開發了與(yu) LPBF工藝相結合的3D LSP，驗證了LPBFed316l不鏽鋼的疲勞改善效果。類似的工作已經報道了LPBFedTi-6Al-4V與(yu) 改進的靜態機械行為(wei) ，證明了潛在的有效性，提高疲勞壽命。新的混合工藝將LSP整合到整個(ge) LPBF工藝中，即多層沉積加一層LSP處理，為(wei) 消除內(nei) 部缺陷提供了一種HIP處理的替代方法。

大多數LAMed鈦合金疲勞研究的應用應力條件為(wei) 軸向拉壓加載模式(如表16所示)，也有扭轉模式、彎曲模式或混合模式的研究。開發了一些新的加載模式來模擬服役條件，如振動疲勞，這些模式對應於(yu) 某些航空發動機部件(如渦輪和壓氣機葉片)的薄壁/懸臂結構的服役條件。Ellyson等和Zhao等分別研究了LPBFed和LDEDedTi-6Al-4V的振動疲勞行為(wei) 。

圖42 (a)振動疲勞實驗係統。(b)激光測試點最大應力點的應力與(yu) 時間曲線和位移與(yu) 時間曲線。(c) X、Z方向晶體(ti) 結構對裂紋擴展的影響。(d)LDEDed和鍛製Ti-6Al-4V的S-N曲線

圖42a所示的振動疲勞試驗原理與(yu) 傳(chuan) 統疲勞試驗裝置不同。圖42b中的應力-時間和位移-時間曲線表示了試驗過程中的高頻振動。由於(yu) lded試樣中固有的柱狀優(you) 先β晶粒，裂紋沿構建方向(LMD-Z)的擴展比垂直於(yu) 構建方向(LMD-X)的裂紋擴展受到更多的晶界的阻礙(圖42c)。這導致了沿建造方向的各向異性振動疲勞行為(wei) (圖42d)，具有優(you) 越的疲勞性能。

LDEDedTi-6Al-4V零件的振動疲勞壽命較鍛件低，與(yu) 傳(chuan) 統疲勞試驗結果相似。在LPBFed Ti-6Al-4V中觀察到一種矛盾的各向異性行為(wei) ，其沿著構建方向的疲勞性能較差，但這歸因於(yu) 整個(ge) 部分的孔隙帶。這種相反的各向異性疲勞行為(wei) 在常規疲勞試驗中也有報道。

其他一些LAMed Ti合金的疲勞行為(wei) 也有報道，其中一些結果列於(yu) 表16。例如，Wang等和Lu等研究了LDEDedTC11合金的疲勞裂紋擴展(FCP)行為(wei) 。結果表明，FCP速率與(yu) 等軸晶和柱狀晶區初生α片層(αp)和次生α集落(αc)的大小和形態以及熱影響帶(HABs)等宏觀層狀結構有關(guan) 。對於(yu) TiAl合金，電子束熔煉(EBMed) TiAl合金的疲勞研究較少。

在EBM期間的高建築溫度使得更容易獲得無裂紋、中等室溫抗拉強度的TiAl合金。與(yu) 低UTS (545 MPa)和El(1.5%)的LDEDedTiAl合金相比，EBMed TiAl合金在1060℃預熱時，沿造模方向的UTS (~ 630 MPa)和El(~ 2%)均較高。因此，基於(yu) EBMed TiAl合金優(you) 越的拉伸性能進行了後續的疲勞研究。根據作者的了解，目前還沒有關(guan) 於(yu) LAMed TiAl合金疲勞性能的文獻。建議LAMed TiAl合金今後的研究應著重於(yu) 提高室溫拉伸性能(特別是塑性)，其次是疲勞性能和高溫試驗。

盡管前麵對機械性能進行了討論和強調，LAMed Ti合金也應考慮高溫氧化和熱腐蝕性能。如果機械性能不受影響，使用LDED進行表麵改性將更具成本效益。此外，Ti合金和具有晶格結構的Ti基複合材料未包括在本綜述工作中。

5.4.3 具體(ti) 影響性能的因素

微觀結構和材料性能之間的關(guan) 係已經在前麵幾節中有了很大的介紹。很難概括工藝參數與(yu) 最終力學性能之間的變化趨勢。Debroy等人報道，較高的線性熱輸入與(yu) 較低的強度之間似乎存在微弱的相關(guan) 性，但對於(yu) 延性而言，這種趨勢不太明顯。來自不同貢獻者的一般強化機製已在本綜述的3.4.3節中進行了詳細說明。LAMed鈦合金力學性能的具體(ti) 貢獻者將被強調，以加強定製所需組織的含義(yi) 。如5.3.1節所示，LAMedTi-6Al-4V的最佳強度-塑性組合最有希望的組織是片層組織或雙峰組織，在先前的β晶粒中有粒狀α析出。

(i) 先驗β晶粒度

雖然柱狀β晶粒通常在片狀鈦合金中獲得，但也可通過工藝優(you) 化、輔助振動或後熱處理獲得等軸β晶粒。在各層之間不存在缺乏熔合缺陷的前提下，沿構建方向（柱狀β晶粒的主軸）可獲得較高的伸長率和較低的強度。在參考文獻中，提出了一個(ge) 定量關(guan) 係來預測各向異性延伸率與(yu) β晶粒的長徑比，從(cong) 中可以看出，較高的長徑比（>6）會(hui) 導致不同方向上的不同延伸率。

β晶粒尺寸對強度的貢獻可使用Hall-Petch關(guan) 係進行評估。例如，通過細化柱狀β晶粒(300μm）形成等軸β晶粒(117μm），具有一致的內(nei) 部α板條厚度(0.6μm），可通過從(cong) 980兆帕到1094兆帕的12%。然而，如表17所示，在不同的報告中獲得了Hall-Petch關(guan) 係的不同擬合結果。參考文獻中報告了具有低擬合優(you) 度（0.46）的弱線性關(guan) 係，這歸因於(yu) 不同α板條的貢獻。至於(yu) Hall-Petch關(guan) 係中定義(yi) 的“σ0”，它可能不僅(jin) 僅(jin) 是摩擦應力（位錯運動的起始應力），還包括其他因素。這應該是擬合結果不同的主要原因。

(ii) α板條尺寸

α板條寬度（Δα板條）的影響也可以通過使用Hall-Petch關(guan) 係與(yu) YS相關(guan) 聯。此外，還可以通過考慮相分數來評估多相邊界的貢獻。與(yu) 屈服強度相比，δα板條對El的影響更為(wei) 複雜。Galarraga等人報告了δα-板條越細，El越高，並提出了經驗線性關(guan) 係。然而，參考文獻中報告了幾乎相互矛盾的觀察結果。對於(yu) El，應綜合考慮α板條的縱橫比、取向/紋理和沉澱位置。此外，對於(yu) LPBFedTi-6Al-4V，層厚度和δα板條的組合與(yu) El密切相關(guan) 。

對於(yu) Ti-6Al-4V，雙峰結構不僅(jin) 有利於(yu) 強度/延展性平衡，也有利於(yu) 疲勞行為(wei) 。因此，一些研究人員試圖使用高溫處理後降低α板條相的長寬比，甚至獲得了近球形α相。此外，與(yu) Widmansttten結構中具有強織構的粗晶團相比，具有隨機織構的細α板條相更有利於(yu) 阻止位錯移動並降低應力集中。通過考慮α相的形態，提出了一個(ge) 增強Ti-6Al-4V的模型，“basketweave因子”和“colony因子”。

圖43 (a)主疲勞裂紋沿晶界α (αgb)擴展。(b)由於(yu) αGB形成的軟區示意圖[442]。(c) αgb，導致各向異性拉伸行為(wei) [375]，(d) αgb和α菌落(α wgb)通過α gb表麵突起形核。

在某種程度上，內(nei) 部α相的影響可能比先前的β尺寸更為(wei) 顯著。此外，發現晶界α（αGB）的出現對疲勞性能有害，尤其是在厚且連續的方式下。如參考文獻所述，αGB的形成導致邊界附近出現無α沉澱的軟區，易受疲勞裂紋加速擴展的影響（圖43a和b）。不連續的αGB也會(hui) 導致垂直於(yu) 建造方向的方向上的延性降低（圖43c）。圖43d顯示了通過表麵突起從(cong) αGB中成核α菌落（αWGB）。

如早期工作所示，基於(yu) 成分和微觀結構的強度和延展性的準確預測將非常有價(jia) 值。然而，這兩(liang) 份引用的報告均基於(yu) 高溫處理後的LPBFedTi-6Al-4V。對於(yu) 大多數已建成的層狀鈦合金，由於(yu) 非平衡α′的形成，獲得可靠的預測更具挑戰性。如前所述，α′馬氏體(ti) 的“固有脆性”值得進一步研究，考慮到所報道的脈衝(chong) 激光LPBF製備的全α′微觀結構的優(you) 異強度/延展性組合。在未來的研究中，應將更多的研究重點放在先前β晶粒中形成的不同相（α′、α和β）之間的界麵/邊界上。

(iii) 氧氣

氧（O）是鈦合金中的α相穩定劑，也是有效的填隙增強元素。然而，鈦合金中溶解的O越多，不可避免地會(hui) 導致塑性降低，如圖44所示。氧化也容易發生在屏蔽熔池周圍的高溫區域，尤其是在沒有封閉室的LDED工藝中。

圖44 屈服強度和塑性與(yu) 氧含量的關(guan) 係

關(guan) 於(yu) 層狀鈦合金的最新研究大多在受控氣氛中進行，其中LDED工藝封閉在充滿惰性氣體(ti) 的腔室中，類似於(yu) LPBF工藝。因此，氧化問題在一定程度上得到了解決(jue) 。然而，為(wei) LDED使用封閉室將不可避免地限製LDED的構建能力和大尺寸組件的擴展。可設計局部屏蔽裝置以克服補償(chang) 。通過將增強局部屏蔽的新型裝置安裝在包覆頭上，可保持已建成Ti-6Al-4V部件表麵的金屬光澤外觀。

盡管有創新的裝置和額外的措施來增強屏蔽，但由於(yu) 腔室外殼或增強的局部屏蔽在降低氧濃度方麵有其局限性，因此不能完全消除氧化。正如Luo等人提出的，後熱處理是LAM克服氧化脆化的有效方法之一。O在α和β相之間的重新分布可導致形成由針狀α（低O）增強的高強度α（高O）和韌性β，從(cong) 而提供強度和韌性的良好組合。此外，熱處理過程中的微觀結構演變及其對強度/延性的影響應與(yu) O的重新分布以及它們(men) 之間的耦合效應一起評估。

在本節中，總結了LAM工藝窗口、典型的顯微組織、機械性能以及層狀鈦合金的顯微組織-性能關(guan) 係。綜述表明，Ti-6Al-4V仍然是片狀Ti合金中研究最廣泛的材料之一，高溫Ti合金（如TiAl合金）的LAM加工仍在探索中，以用於(yu) 航空發動機。更令人興(xing) 奮的研究是表征不同相（α′、α和β）之間的界麵，以揭示新的協同作用或最佳相組成，從(cong) 而實現優(you) 異的機械和疲勞性能。

來源：Progress and perspectives in laseradditivemanufacturing of key aeroengine materials，International Journal of Machine Tools andManufacture ，10.1016/j.ijmachtools.2021.103804

參考文獻：M.S. Pham, C. Liu, I. Todd, J. Lertthanasarn，Damage-tolerant architected materials inspiredby crystal microstructure， Nature, 565 (2019),pp. 305-311，C. Tan, Y. Chew, R. Duan, F. Weng, S. Sui, F.L. Ng, Z. Du, G. Bi，Additive manufacturing of multi-scaleheterostructured high-strengthsteels，Mater. Res.Lett., 9 (2021),pp. 291-299