5.鈦基合金的LAM

5.1. 出身背景

鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐腐蝕性好、生物相容性好等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天和生物力學(xué)領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用。根據(jù)合金元素和相組成，傳統(tǒng)鈦合金通常分為α、α+β和β合金。鈦合金中的合金元素分為α或β穩(wěn)定劑。

表面越復(fù)雜，被動(dòng)層越能抵抗破壞。上圖中，繪制了不銹鋼1.4301在不同表面的抗點(diǎn)蝕性能。經(jīng)后續(xù)處理的電拋光表面具有最佳的抗蝕性。因此，鈍化層對(duì)不銹鋼表面的耐蝕性起著決定性的作用。

Al、Zr、O和N是典型的α穩(wěn)定劑，V和Mo、Cr是β穩(wěn)定劑。更詳細(xì)的分類偶爾用于近α、近/亞穩(wěn)βTi合金的夾雜物。例如，Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo（Ti-6242）有時(shí)被歸類為近α合金，但在偽二元鈦相圖（圖32）中屬于α+β區(qū)域，其中對(duì)一些美國(guó)鈦合金成分進(jìn)行了注釋。Ti-6Al-4V是一種典型的α+β鈦合金，是工業(yè)上應(yīng)用最廣泛的鈦合金之一。然而，Ti-6Al-4V僅適用于航空航天工業(yè)中的中等溫度范圍（

圖32 與偽二元鈦相圖相關(guān)的一些美國(guó)鈦合金成分

近幾十年來(lái)，增材制造為以更短的交貨期制造幾何復(fù)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(shè)計(jì)并用于LAM的一些新型鈦合金，以滿足更苛刻的應(yīng)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(guò)LDED制成，適用于高溫航空航天應(yīng)用。Li等人報(bào)道了一種新的Ti-6Al-2V-1.5Mo-0.5Zr-0.3Si合金，該合金通過(guò)LDED制成，其成本更低，強(qiáng)度和延展性比Ti-6Al-4V更好。

5.2. 處理窗口

層狀傳統(tǒng)鈦合金中最常見(jiàn)的缺陷是孔隙，孔隙對(duì)LBPF工藝參數(shù)更為敏感。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(duì)孔隙度的影響如圖33a-c所示。盡管EV始終用作工藝優(yōu)化期間的指標(biāo)，但孔隙度水平即使在相同EV下也會(huì)發(fā)生變化（圖33a），這意味著P和V（圖33b和c）等單獨(dú)參數(shù)的重要影響。LPBF過(guò)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 體積能量密度、激光掃描速度和激光功率對(duì)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制備過(guò)程中的影響示意圖(d, e)

由于小孔效應(yīng)，較高的P（100–200 W）和較低的V（200–500 mm/s）導(dǎo)致較高的孔隙率，而較高的V（>500 mm/s）導(dǎo)致缺乏熔合和冶金孔隙的增加（圖33e）。圖33a為低孔隙率的Ti-6Al-4V提供了相對(duì)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(jī)器供應(yīng)商提供了一些商用合金粉末的優(yōu)化工藝參數(shù)，如圖33e所示的Ti-6Al-4V的EOS默認(rèn)參數(shù)。盡管如此，對(duì)于LAM中新設(shè)計(jì)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(shù)的影響。

關(guān)于鈦合金的LDED，孔隙率水平與原材料相關(guān)，制備粉末優(yōu)于GA粉末，類似于鎳基高溫合金。此外，送粉速率（PFR）對(duì)孔隙率水平的影響相當(dāng)復(fù)雜。隨著PFR值從0.033 g/s增加到0.066 g/s，孔隙度水平首先下降到最小值，然后上升到峰值，然后下降。

襯底溫度對(duì)金剛石薄膜的晶體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的線圈內(nèi)。在這種結(jié)構(gòu)下，燈絲中心和末端之間的溫度會(huì)發(fā)生顯著變化，從而導(dǎo)致襯底溫度的變化，從而影響最終生成的金剛石薄膜的形貌和結(jié)構(gòu)。上圖為WC-Co牙刺尖端、中部和基部金剛石膜生長(zhǎng)狀態(tài)的SEM顯微照片。

高P和合理低PFR也是實(shí)現(xiàn)低孔隙度（0.013%）的關(guān)鍵。除上述工藝參數(shù)（例如EV、P、V等）外，夾層停留時(shí)間、基板厚度、初始基板溫度、沉積策略和連續(xù)沉積層的數(shù)量也會(huì)影響最終零件的微觀結(jié)構(gòu)和性能。因此，在工藝參數(shù)與最終微觀結(jié)構(gòu)/性能之間建立定量關(guān)系具有挑戰(zhàn)性。在此，重點(diǎn)總結(jié)了不同的微觀結(jié)構(gòu)特征及其相應(yīng)的力學(xué)性能。

5.3. 微觀結(jié)構(gòu)

5.3.1. 常規(guī)鈦合金

圖34 下宏觀或微結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)頂部附近。

層狀Ti合金通常具有沿構(gòu)建方向生長(zhǎng)的先前β晶粒的特征，從而在數(shù)十層中形成柱狀晶粒，如圖34a、d所示。由于循環(huán)熱歷史和重熔，除了鍍層/基體界面處的宏觀熱影響區(qū)（圖34c，f）外，整個(gè)鍍層中也出現(xiàn)了微觀熱影響區(qū)（圖34b，e）。在先前的β晶粒內(nèi)，由于冷卻速率高，針狀α′結(jié)構(gòu)在熔池底部區(qū)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（α′）控制，但它不僅取決于工藝參數(shù)（如P，V），還取決于局部熱歷史。

因此，在圖34中觀察到針狀α′和層狀α+β結(jié)構(gòu)。值得注意的是，α′是由β相的非平衡無(wú)擴(kuò)散轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的過(guò)飽和HCP相，它總是以針狀形態(tài)沉淀，類似于擴(kuò)散轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的針狀α。相比之下，由β冷卻或α′分解產(chǎn)生的針狀α定義不太清楚，且通常具有彎曲邊緣。

用Monte-Carlo方法在純二氧化硅MFI中模擬吸附過(guò)程表明，在最高吸附水平下，對(duì)甲酚被吸附在二維通道系統(tǒng)的所有通道交叉處。模擬還證實(shí)了每克MFI的吸附水平為0.6mmol對(duì)甲酚。通過(guò)Rietveld對(duì)飽和濃度(9.6mM)純二氧化硅MFI上吸附對(duì)甲酚粉末XRD結(jié)果的細(xì)化，實(shí)驗(yàn)證實(shí)了吸附率和吸附位點(diǎn)。在鋁硅酸鹽MFIs陽(yáng)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(dá)的。降低的吸附水平主要受局部極性動(dòng)量的影響，而不受空間限制的影響。

除了針狀α′和層狀α+β結(jié)構(gòu)外，LAMed鈦合金中還可以形成其他沉淀，如塊狀α（αm）、正交馬氏體（α′）和六方非熱ω（a-ω）。與馬氏體相變(β→α′)相比，αm是由大相變(β→αm)產(chǎn)生的，大相變發(fā)生在較低的冷卻速率和較高的溫度，大規(guī)模相變的特征是跨相邊界擴(kuò)散速率高于體積擴(kuò)散速率。

圖35 Ti-6Al-4V中相變與冷卻速率的關(guān)系(a)，以及從1050℃/s冷卻175℃/s后析出α′和αm。

適度的冷卻速率(175°C/s)會(huì)導(dǎo)致α '馬氏體和αm同時(shí)形成。值得注意的是，在LAM過(guò)程中，αm可能作為中間相，在隨后的層沉積或高溫后的IHT作用下分解為更細(xì)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L(zhǎng)AMed Ti-6Al-4V合金獲得更精細(xì)的組織提供了另一種選擇。Lu等報(bào)道，在選擇性電子束熔化過(guò)程中，在加熱循環(huán)的作用下，αm塊狀晶粒分解為超細(xì)的α+β層狀晶粒。αm晶粒及其放大組織和相應(yīng)的SADP如圖35c和d所示。

鑄態(tài)Ti-6Al-4V的低延性總是歸因于α '的固有脆性，盡管它本質(zhì)上與α ' /β應(yīng)變不相容有關(guān)。Zafari和Xia用脈沖激光LPBF制備Ti-6Al-4V合金，獲得了強(qiáng)度和塑性結(jié)合良好的全α '組織(YS: 1150 MPa, El: 14 - 15%，沿構(gòu)建方向)。為了獲得完整的α '組織，應(yīng)仔細(xì)控制熱輸入，以避免預(yù)先形成的α '的分解。

孤立的薄β片層不利于塑性，而交錯(cuò)的細(xì)α+β片層結(jié)構(gòu)有利于更均勻的應(yīng)力分布。然而，大多數(shù)LAM技術(shù)是基于連續(xù)波激光，這使得很難通過(guò)熱輸入控制實(shí)現(xiàn)完整的α '微觀結(jié)構(gòu)。在這種情況下，在高激光能量輸入下(如文獻(xiàn)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(qiáng)度的更好的延展性。最近，Kaschel等人通過(guò)原位高溫XRD和TEM分析對(duì)LPBFed Ti-6Al-4V中α′的分解進(jìn)行了深入研究。相變（α′）→加熱過(guò)程中的α+β）被認(rèn)為是通過(guò)晶格中的Ti原子取代Al和V。

除上述微觀結(jié)構(gòu)外，還報(bào)告了優(yōu)化后熱處理后的等軸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(shí)現(xiàn)了良好的強(qiáng)度和延展性平衡。此外，在Ti-6Al-4V以外的一些Ti合金中也發(fā)現(xiàn)了等軸優(yōu)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(qiáng)度超聲織構(gòu)變化。(a, c)在沒(méi)有(a)超聲和有(c)超聲的樣品中，α相沿著構(gòu)建方向(z)繪制反極圖(IPF)。(b, d)在沒(méi)有(b)超聲和有(d)超聲的樣品中，β相(從a和c中的α相圖重建)沿構(gòu)建方向(z)的IPF圖。在沒(méi)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(shù))。(g, h) 001無(wú)(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(xiàn)歸因于成分過(guò)冷和熔池中殘留的未熔化粉末。盡管大多數(shù)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(bào)告了等軸β晶粒。LBPF中相對(duì)較低的熱輸入促進(jìn)了Ti-6Al-4V中近等軸β晶粒的形成，這是由于顯著的熱梯度和內(nèi)應(yīng)力形成了高密度的形核點(diǎn)。在β過(guò)渡溫度以上適當(dāng)?shù)母邷匾灿欣诘容S優(yōu)先β晶粒的形成。

最近的一份報(bào)告采用高強(qiáng)度超聲波將熔融Ti-6Al-4V中的柱狀β轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的等軸β（圖36b，d）。然而，由于超聲波能量強(qiáng)度的限制，內(nèi)部編織狀結(jié)構(gòu)受到的影響最?。▓D36a，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(jié)晶織構(gòu)均減少。

網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)實(shí)際上是薄層狀α+β相的組合。在Ti-6Al-4V中也發(fā)現(xiàn)了類似的層狀α+β結(jié)構(gòu)，稱為Widmansttten結(jié)構(gòu)，其特征是相對(duì)完整的優(yōu)先β晶界和內(nèi)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(jié)構(gòu)中以多個(gè)方向析出。此外，根據(jù)α形態(tài)的差異，“basketweaveWidmansttten”和“colony Widmansttten”的術(shù)語(yǔ)也出現(xiàn)在報(bào)告中。因此，編織物和Widmansttten的結(jié)構(gòu)確實(shí)是相似的，有時(shí)難以辨認(rèn)。

基本上有兩種類型的火焰硬化技術(shù)在使用，即，旋轉(zhuǎn)硬化和齒一次方法。旋轉(zhuǎn)硬化是最好的適合齒輪有足夠的質(zhì)量，以吸收過(guò)多的熱應(yīng)用在這種方法沒(méi)有太多的失真。在齒對(duì)齒的方法，齒輪是加熱和淬火的機(jī)器本身，這限制了熱量進(jìn)入齒輪。有兩種加熱齒輪齒的方法。一種是如圖6.12A所示的齒對(duì)齒方法，其中火焰頭提供了側(cè)面和根部硬化。另一種方法如圖6.12B所示，只有側(cè)翼硬化，根部區(qū)域不處理.

綜上所述，Ti- 6al - 4v等傳統(tǒng)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。顯微組織高度依賴于熱條件和熱歷史。通過(guò)熱輸入控制、超β過(guò)渡溫度范圍內(nèi)的熱處理后或LAM過(guò)程中的高頻振動(dòng)，可以將原有的柱狀β晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。層狀α也可以通過(guò)定制的熱處理工藝進(jìn)行顆?；?/p>

5.3.2. TiAl合金

TiAl合金（也稱為T(mén)iAl鋁化物）因其在高溫下的優(yōu)異性能而得到開(kāi)發(fā)，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)用中具有很高的替代鎳基高溫合金的潛力。在此，重點(diǎn)放在Ti Al基TiAl合金上。TiAl合金LAM中最迫切的問(wèn)題是裂紋和選擇性鋁蒸發(fā)，這與Ti-Al金屬間化合物的固有脆性和Al的低熔點(diǎn)有關(guān)。

航空發(fā)動(dòng)機(jī)噪聲是飛機(jī)設(shè)計(jì)中不可忽視的主要噪聲源之一。第二次世界大戰(zhàn)后，民用航空在世界范圍內(nèi)得到迅速發(fā)展，早期最具挑戰(zhàn)性的問(wèn)題可能是如何降低航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的噴氣噪音。然而，隨著旁通比的增加，渦扇發(fā)動(dòng)機(jī)的應(yīng)用會(huì)導(dǎo)致更復(fù)雜的噪聲源?，F(xiàn)在，即使已經(jīng)采用了各種航空發(fā)動(dòng)機(jī)噪聲控制技術(shù)，推進(jìn)系統(tǒng)產(chǎn)生的噪聲仍然在飛機(jī)噪聲中占主導(dǎo)地位。因此，為各種類型的航空發(fā)動(dòng)機(jī)噪聲尋求最佳設(shè)計(jì)仍然是所有發(fā)展戰(zhàn)略和致力于發(fā)展商用航空的任何國(guó)家的氣動(dòng)聲學(xué)規(guī)劃中的一項(xiàng)主要任務(wù)?？梢钥闯觯瑹o(wú)論主要聲源如何不同，氣動(dòng)聲學(xué)發(fā)展的每個(gè)階段的主要挑戰(zhàn)都是如何有效降低相應(yīng)航空發(fā)動(dòng)機(jī)主要聲源的聲輻射。另一方面，在下面的陳述中，值得注意的是，隨著流體力學(xué)和其他學(xué)科知識(shí)的積累，推進(jìn)系統(tǒng)的降噪經(jīng)歷了一系列的演變。

最近關(guān)于LPBFed TiAl的一些研究集中于解決這些問(wèn)題。Shi等人研究了LPBFedTi-47Al-2Cr-2Nb合金中的裂紋和氣孔形成機(jī)制，并證明了通過(guò)預(yù)熱減少裂紋形成的可行性。Doubenskaia等人報(bào)告了一種LPBFed Ti-48Al-2Cr-2Nb，其中紅外攝像機(jī)檢測(cè)到高能輸入下的鋁蒸發(fā)，并建議通過(guò)工藝優(yōu)化減少鋁損失。盡管在LPBFed TiAl合金中遇到了問(wèn)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(wú)鋁損失。

片狀TiAl合金與傳統(tǒng)Ti合金的顯微組織存在一定差異。與Ti-6Al-4V相比，TiAl合金在凝固過(guò)程中的相變非常復(fù)雜，經(jīng)歷了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(yōu)先β晶粒，但內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)卻截然不同，通常是α2（Ti3Al）+γ（TiAl）的層狀結(jié)構(gòu)或α2+γ片層與γm塊體的雙重結(jié)構(gòu)。

圖37 LAMed Ti-47Al-2Cr-2V TiAl合金的宏、微觀組織(a)礦床的宏觀結(jié)構(gòu)。(b)頂部的宏觀結(jié)構(gòu)。(c)中部的宏觀結(jié)構(gòu)。(d)頂部等軸區(qū)域的完全片層狀α2+γ菌落。(e)雙微觀結(jié)構(gòu)。(f)柱狀層狀α2+γ菌落在頂部柱狀區(qū)。(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(jié)構(gòu)示例。如圖37a–c所示，柱狀和等軸優(yōu)先β晶粒的交替排列清楚地勾勒出帶狀結(jié)構(gòu)。內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)如圖37d–g所示。根據(jù)不同的局部熱條件，在不同的樣品位置形成層狀或雙重結(jié)構(gòu)。在頂部沉積區(qū)域（圖37b，d，f），在等軸和柱狀晶粒中形成全層狀結(jié)構(gòu)；在中間區(qū)域（圖37 C，E，G），在等軸晶粒中形成雙面結(jié)構(gòu)，在柱狀晶粒中形成損壞的γ層M附近的完全層狀結(jié)構(gòu)。在熔融的Ti-47Al-2Nb-2Cr中也發(fā)現(xiàn)了類似的微觀結(jié)構(gòu)。

如圖34a、d和圖37a所示，逐層沉積過(guò)程中產(chǎn)生的帶狀結(jié)構(gòu)是層狀鈦合金最顯著的特征之一。帶狀結(jié)構(gòu)由梯度魏氏結(jié)構(gòu)或樹(shù)枝狀帶和等軸菌落帶交替排列而成。機(jī)械性能與微觀結(jié)構(gòu)直接相關(guān)，微觀結(jié)構(gòu)取決于工藝參數(shù)或熱處理后路徑。在隨后的章節(jié)中，簡(jiǎn)要回顧了機(jī)械行為，討論了層狀鈦合金的微觀結(jié)構(gòu)-性能關(guān)系。

5.4 機(jī)械性能

5.4.1. 拉伸性能

本節(jié)總結(jié)了不同層狀鈦合金的機(jī)械行為。鑒于最近發(fā)表的幾篇關(guān)于Ti-6Al-4V合金AM的最新評(píng)論，本文僅對(duì)LAMed Ti-6Al-4V在竣工狀態(tài)下具有良好拉伸性能的最新報(bào)告進(jìn)行了審查，如表14所示。

表14 竣工Ti-6Al-4V的機(jī)械性能總結(jié)。

強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率乘積（PSE）是強(qiáng)度和延展性的綜合性能指標(biāo)。表14總結(jié)了具有與鍛造或鑄造零件相當(dāng)或高于PSE的竣工Ti-6Al-4V的報(bào)告。圖38a中繪制的YS與El數(shù)據(jù)顯示，與鍛造或鑄造零件相比，LPBFed和LDED Ti-6Al-4V的機(jī)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(qiáng)度源于更精細(xì)的微觀結(jié)構(gòu)、較高的固有位錯(cuò)密度和成分偏析。

圖38 （a）片狀Ti-6Al-4V合金的拉伸性能總結(jié)。（b）根據(jù)ASTM B381-13標(biāo)準(zhǔn)，在不同激光能量輸入（EV）下制備的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(xiàn)出較低的伸長(zhǎng)率，但最近的一些出版物報(bào)道，通過(guò)調(diào)整工藝參數(shù)，在成品狀態(tài)下（見(jiàn)表14），El相對(duì)較高（>10%）。如前一節(jié)所述，整個(gè)α′微觀結(jié)構(gòu)是通過(guò)基于脈沖激光的LPBF獲得的，具有良好的延展性（14–15%），打破了關(guān)于固有脆性α′相的神話。

如表14所示，全編織α+β結(jié)構(gòu)也有利于實(shí)現(xiàn)相對(duì)較高的延性，但強(qiáng)度稍低。隨后將總結(jié)層狀鈦合金中特定微觀結(jié)構(gòu)對(duì)機(jī)械性能的影響。應(yīng)強(qiáng)調(diào)的是，拉伸試件量規(guī)區(qū)域的尺寸會(huì)影響拉伸性能，尤其是El值，這使得不同出版物之間難以進(jìn)行比較。

這里列出了測(cè)量尺寸，供讀者參考。另一個(gè)重要的考慮因素是沉積樣品的幾何形狀，因?yàn)榇蠖鄶?shù)報(bào)道的工作采用的是體積沉積，然后是拉伸片提取，而不是從近凈形狀的樣品中制備拉伸片。建成的幾何形狀會(huì)導(dǎo)致不同的熱循環(huán)，因此產(chǎn)生不同的微觀結(jié)構(gòu)和機(jī)械行為。

HT后，包括去應(yīng)力退火、次β-過(guò)渡退火、固溶和時(shí)效(STA)，以及前面提到的三次HT或循環(huán)HT等復(fù)雜的定制路線，可能是提高LAMed鈦合金延性的必要條件。此外，HIP處理有時(shí)被用來(lái)消除內(nèi)部缺陷(氣孔或未熔合)，提高LAMed Ti合金的耐久性。然而，幾乎所有的后HT方法都會(huì)導(dǎo)致強(qiáng)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(jī)械性能。

表15列出了對(duì)其他鈦合金力學(xué)性能的簡(jiǎn)要介紹。與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(gè)例子。在優(yōu)化參數(shù)(EV =167 J/mm3)下，LPBFedTi-5Al-2.5Sn的YS和UTS值均高于鍛件，但El值低于ASTM標(biāo)準(zhǔn)(10%)，因此還需進(jìn)一步HT后或工藝修改。在LPBFed Ti-6242中也存在類似的現(xiàn)象。

一般來(lái)說(shuō)，根據(jù)相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)對(duì)變形或鑄造狀態(tài)材料的指導(dǎo)方針，LAMedTi合金的El值高于8 -10%是合理可接受的。以上結(jié)論適用于大多數(shù)常規(guī)Ti合金，但不適用于TiAl合金，TiAl合金本身脆性大，室溫塑性有限。

如圖39a所示，與沿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(xué)行為與常規(guī)加工材料相當(dāng)(圖39b)，但在粗片層集落(圖39c-f)中仍然存在與不同變形機(jī)制相關(guān)的明顯的各向異性力學(xué)行為。提高高溫后的電導(dǎo)率可以緩解材料的各向異性力學(xué)行為，其中水平方向的UTS和電導(dǎo)率分別為539MPa和519MPa，分別為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(yīng)力-應(yīng)變曲線。(b)lded與常規(guī)加工的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的力學(xué)性能比較。(c)構(gòu)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(cuò)。

TiAl合金在高溫下的優(yōu)異機(jī)械性能（蠕變和斷裂韌性）使其成為最有前途的航空發(fā)動(dòng)機(jī)材料之一，盡管其在室溫下的延展性較低。然而，關(guān)于片狀TiAl合金的高溫力學(xué)行為，如蠕變或斷裂行為數(shù)據(jù)有限。本文僅報(bào)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AA 2024-T3相比，AA8090-T81再結(jié)晶板的脆性沿晶和解理開(kāi)裂程度隨測(cè)試溫度的降低而增加。圖中為斷口(196℃測(cè)試后)，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制備無(wú)裂紋塊體材料具有挑戰(zhàn)性；因此，有必要優(yōu)化工藝參數(shù)以消除內(nèi)部缺陷（氣孔、熔合lac和裂紋）。之后，應(yīng)重點(diǎn)控制微觀結(jié)構(gòu)，以實(shí)現(xiàn)室溫和高溫機(jī)械性能的良好平衡。雙相結(jié)構(gòu)有利于室溫下的高延展性，細(xì)晶粒內(nèi)的全層狀微觀結(jié)構(gòu)適用于高溫應(yīng)用，具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)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(fā)動(dòng)機(jī)行業(yè)最關(guān)心的問(wèn)題之一。與AHSSs和鎳基高溫合金類似，片狀鈦合金的疲勞行為與內(nèi)部缺陷直接相關(guān)，如孔隙滯留、未熔合或未熔化粉末和表面粗糙度。如圖40a–c所示，缺陷可作為疲勞裂紋萌生點(diǎn)，并導(dǎo)致較差的疲勞性能。通過(guò)HIP處理可以減少甚至消除內(nèi)部缺陷。對(duì)于缺陷最小的材料，裂紋可能從α相團(tuán)簇開(kāi)始(圖40d-f)。總的來(lái)說(shuō)，LAMed鈦合金沒(méi)有經(jīng)過(guò)任何后處理(表面加工/拋光或HT)，與傳統(tǒng)制造的合金相比，其疲勞性能較差。為了提高疲勞強(qiáng)度，消除缺陷和控制組織是有效的.

圖40 在LPBFedTi-6Al-4V中，內(nèi)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(tuán)簇。FGA:細(xì)晶粒面積;√面積:投影的“缺陷面積”的平方根。

在這里，LAMed Ti合金疲勞行為的最新文獻(xiàn)列于表16。一些LAMedti合金在經(jīng)過(guò)適當(dāng)?shù)暮筇幚砗?，與常規(guī)加工的合金相比，顯示出相當(dāng)或更高的疲勞強(qiáng)度，一些結(jié)果如圖41所示。

圖41 (a) LPBFed Ti-6Al-4V的應(yīng)力消除S-N數(shù)據(jù)(試樣為造模方向，旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞)。(b)LPBFed Ti-6Al-4V經(jīng)過(guò)各種后處理后應(yīng)力消除的S-N數(shù)據(jù)(試樣在建造方向，R =0.1)。(c)將文獻(xiàn)中各種后處理后5 ×106次循環(huán)的疲勞極限與其他研究進(jìn)行對(duì)比，黃色區(qū)域標(biāo)注Ti-6Al-4V變形后的疲勞極限(更多細(xì)節(jié)和嵌入的參考文獻(xiàn)，請(qǐng)參考文獻(xiàn)。(讀者可以參考本文的Web版本來(lái)理解圖中顏色的含義。)

表16 LAMed鈦合金的疲勞性能。

值得注意的是，一些研究人員以近凈形狀的方式制造疲勞測(cè)試片，并直接進(jìn)行測(cè)試，而不需要在測(cè)厚區(qū)進(jìn)行任何后續(xù)加工(可能進(jìn)行應(yīng)力消除處理)。這些研究也很有意義，考慮到航空發(fā)動(dòng)機(jī)中使用的LPBFed組件的某些內(nèi)表面不能在建造狀態(tài)下加工和使用。如圖41a所示，未經(jīng)過(guò)任何后加工的成品疲勞片即使經(jīng)過(guò)HIP后，疲勞性能也較差，而后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)。其根本原因是表面質(zhì)量的提高和表面/次表面缺陷的消除。

為了提高Ti-6Al-4V的疲勞性能，人們嘗試了各種后處理技術(shù)。例如，Kahlin等研究了LPBFedTi-6Al-4V經(jīng)過(guò)噴丸強(qiáng)化、激光沖擊強(qiáng)化、離心精加工、激光拋光、拋光等后處理后的疲勞性能，其中離心精加工效果最好(圖41b)。經(jīng)噴丸處理和離心處理的Ti-6Al-4V的疲勞極限均與經(jīng)變形處理的Ti-6Al-4V相當(dāng)(圖41c)。

然而，表面粗糙度并不是唯一的影響因素。殘余應(yīng)力、組織演變和后處理可能產(chǎn)生的缺陷也會(huì)影響疲勞性能。例如，激光拋光后的試樣雖然表面粗糙度降低，但疲勞性能較差，這是由于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(shí)的技術(shù)，可以在不進(jìn)一步改變上述其他因素的情況下獲得較高的表面質(zhì)量。此外，這些影響因素對(duì)疲勞性能的耦合和相互作用需要進(jìn)一步研究，以優(yōu)化后處理技術(shù)。

如前所述，殘余應(yīng)力對(duì)疲勞性能也起著重要的作用。拉伸殘余應(yīng)力使裂紋萌生周期壽命縮短，疲勞裂紋擴(kuò)展速率提高。因此，在LAM工藝后通常采用應(yīng)力消除HT，如表16所示。通過(guò)噴丸強(qiáng)化、激光噴丸強(qiáng)化(LSP)或新型表面機(jī)械磨損處理(SMAT)等噴丸工藝可以誘導(dǎo)產(chǎn)生有利于提高疲勞壽命的殘余壓應(yīng)力層。Yan等使用超聲SMAT進(jìn)一步提高LPBFedTi-6Al-4V經(jīng)HIP處理后的疲勞性能。

與HIPed樣品相比，納米晶晶粒、均勻的應(yīng)力分布和殘余壓應(yīng)力進(jìn)一步提高了疲勞性能。此外，一些研究人員開(kāi)發(fā)了與LPBF工藝相結(jié)合的3D LSP，驗(yàn)證了LPBFed316l不銹鋼的疲勞改善效果。類似的工作已經(jīng)報(bào)道了LPBFedTi-6Al-4V與改進(jìn)的靜態(tài)機(jī)械行為，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(gè)LPBF工藝中，即多層沉積加一層LSP處理，為消除內(nèi)部缺陷提供了一種HIP處理的替代方法。

大多數(shù)LAMed鈦合金疲勞研究的應(yīng)用應(yīng)力條件為軸向拉壓加載模式(如表16所示)，也有扭轉(zhuǎn)模式、彎曲模式或混合模式的研究。開(kāi)發(fā)了一些新的加載模式來(lái)模擬服役條件，如振動(dòng)疲勞，這些模式對(duì)應(yīng)于某些航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件(如渦輪和壓氣機(jī)葉片)的薄壁/懸臂結(jié)構(gòu)的服役條件。Ellyson等和Zhao等分別研究了LPBFed和LDEDedTi-6Al-4V的振動(dòng)疲勞行為。

圖42 (a)振動(dòng)疲勞實(shí)驗(yàn)系統(tǒng)。(b)激光測(cè)試點(diǎn)最大應(yīng)力點(diǎn)的應(yīng)力與時(shí)間曲線和位移與時(shí)間曲線。(c) X、Z方向晶體結(jié)構(gòu)對(duì)裂紋擴(kuò)展的影響。(d)LDEDed和鍛制Ti-6Al-4V的S-N曲線

圖42a所示的振動(dòng)疲勞試驗(yàn)原理與傳統(tǒng)疲勞試驗(yàn)裝置不同。圖42b中的應(yīng)力-時(shí)間和位移-時(shí)間曲線表示了試驗(yàn)過(guò)程中的高頻振動(dòng)。由于lded試樣中固有的柱狀優(yōu)先β晶粒，裂紋沿構(gòu)建方向(LMD-Z)的擴(kuò)展比垂直于構(gòu)建方向(LMD-X)的裂紋擴(kuò)展受到更多的晶界的阻礙(圖42c)。這導(dǎo)致了沿建造方向的各向異性振動(dòng)疲勞行為(圖42d)，具有優(yōu)越的疲勞性能。

LDEDedTi-6Al-4V零件的振動(dòng)疲勞壽命較鍛件低，與傳統(tǒng)疲勞試驗(yàn)結(jié)果相似。在LPBFed Ti-6Al-4V中觀察到一種矛盾的各向異性行為，其沿著構(gòu)建方向的疲勞性能較差，但這歸因于整個(gè)部分的孔隙帶。這種相反的各向異性疲勞行為在常規(guī)疲勞試驗(yàn)中也有報(bào)道。

其他一些LAMed Ti合金的疲勞行為也有報(bào)道，其中一些結(jié)果列于表16。例如，Wang等和Lu等研究了LDEDedTC11合金的疲勞裂紋擴(kuò)展(FCP)行為。結(jié)果表明，F(xiàn)CP速率與等軸晶和柱狀晶區(qū)初生α片層(αp)和次生α集落(αc)的大小和形態(tài)以及熱影響帶(HABs)等宏觀層狀結(jié)構(gòu)有關(guān)。對(duì)于TiAl合金，電子束熔煉(EBMed) TiAl合金的疲勞研究較少。

在EBM期間的高建筑溫度使得更容易獲得無(wú)裂紋、中等室溫抗拉強(qiáng)度的TiAl合金。與低UTS (545 MPa)和El(1.5%)的LDEDedTiAl合金相比，EBMed TiAl合金在1060℃預(yù)熱時(shí)，沿造模方向的UTS (~ 630 MPa)和El(~ 2%)均較高。因此，基于EBMed TiAl合金優(yōu)越的拉伸性能進(jìn)行了后續(xù)的疲勞研究。根據(jù)作者的了解，目前還沒(méi)有關(guān)于LAMed TiAl合金疲勞性能的文獻(xiàn)。建議LAMed TiAl合金今后的研究應(yīng)著重于提高室溫拉伸性能(特別是塑性)，其次是疲勞性能和高溫試驗(yàn)。

盡管前面對(duì)機(jī)械性能進(jìn)行了討論和強(qiáng)調(diào)，LAMed Ti合金也應(yīng)考慮高溫氧化和熱腐蝕性能。如果機(jī)械性能不受影響，使用LDED進(jìn)行表面改性將更具成本效益。此外，Ti合金和具有晶格結(jié)構(gòu)的Ti基復(fù)合材料未包括在本綜述工作中。

5.4.3 具體影響性能的因素

微觀結(jié)構(gòu)和材料性能之間的關(guān)系已經(jīng)在前面幾節(jié)中有了很大的介紹。很難概括工藝參數(shù)與最終力學(xué)性能之間的變化趨勢(shì)。Debroy等人報(bào)道，較高的線性熱輸入與較低的強(qiáng)度之間似乎存在微弱的相關(guān)性，但對(duì)于延性而言，這種趨勢(shì)不太明顯。來(lái)自不同貢獻(xiàn)者的一般強(qiáng)化機(jī)制已在本綜述的3.4.3節(jié)中進(jìn)行了詳細(xì)說(shuō)明。LAMed鈦合金力學(xué)性能的具體貢獻(xiàn)者將被強(qiáng)調(diào)，以加強(qiáng)定制所需組織的含義。如5.3.1節(jié)所示，LAMedTi-6Al-4V的最佳強(qiáng)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(yàn)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(guò)工藝優(yōu)化、輔助振動(dòng)或后熱處理獲得等軸β晶粒。在各層之間不存在缺乏熔合缺陷的前提下，沿構(gòu)建方向（柱狀β晶粒的主軸）可獲得較高的伸長(zhǎng)率和較低的強(qiáng)度。在參考文獻(xiàn)中，提出了一個(gè)定量關(guān)系來(lái)預(yù)測(cè)各向異性延伸率與β晶粒的長(zhǎng)徑比，從中可以看出，較高的長(zhǎng)徑比（>6）會(huì)導(dǎo)致不同方向上的不同延伸率。

β晶粒尺寸對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可使用Hall-Petch關(guān)系進(jìn)行評(píng)估。例如，通過(guò)細(xì)化柱狀β晶粒(300μm）形成等軸β晶粒(117μm），具有一致的內(nèi)部α板條厚度(0.6μm），可通過(guò)從980兆帕到1094兆帕的12%。然而，如表17所示，在不同的報(bào)告中獲得了Hall-Petch關(guān)系的不同擬合結(jié)果。參考文獻(xiàn)中報(bào)告了具有低擬合優(yōu)度（0.46）的弱線性關(guān)系，這歸因于不同α板條的貢獻(xiàn)。至于Hall-Petch關(guān)系中定義的“σ0”，它可能不僅僅是摩擦應(yīng)力（位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的起始應(yīng)力），還包括其他因素。這應(yīng)該是擬合結(jié)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(guò)使用Hall-Petch關(guān)系與YS相關(guān)聯(lián)。此外，還可以通過(guò)考慮相分?jǐn)?shù)來(lái)評(píng)估多相邊界的貢獻(xiàn)。與屈服強(qiáng)度相比，δα板條對(duì)El的影響更為復(fù)雜。Galarraga等人報(bào)告了δα-板條越細(xì)，El越高，并提出了經(jīng)驗(yàn)線性關(guān)系。然而，參考文獻(xiàn)中報(bào)告了幾乎相互矛盾的觀察結(jié)果。對(duì)于El，應(yīng)綜合考慮α板條的縱橫比、取向/紋理和沉淀位置。此外，對(duì)于LPBFedTi-6Al-4V，層厚度和δα板條的組合與El密切相關(guān)。

對(duì)于Ti-6Al-4V，雙峰結(jié)構(gòu)不僅有利于強(qiáng)度/延展性平衡，也有利于疲勞行為。因此，一些研究人員試圖使用高溫處理后降低α板條相的長(zhǎng)寬比，甚至獲得了近球形α相。此外，與Widmansttten結(jié)構(gòu)中具有強(qiáng)織構(gòu)的粗晶團(tuán)相比，具有隨機(jī)織構(gòu)的細(xì)α板條相更有利于阻止位錯(cuò)移動(dòng)并降低應(yīng)力集中。通過(guò)考慮α相的形態(tài)，提出了一個(gè)增強(qiáng)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(kuò)展。(b)由于αGB形成的軟區(qū)示意圖[442]。(c) αgb，導(dǎo)致各向異性拉伸行為[375]，(d) αgb和α菌落(α wgb)通過(guò)α gb表面突起形核。

在某種程度上，內(nèi)部α相的影響可能比先前的β尺寸更為顯著。此外，發(fā)現(xiàn)晶界α（αGB）的出現(xiàn)對(duì)疲勞性能有害，尤其是在厚且連續(xù)的方式下。如參考文獻(xiàn)所述，αGB的形成導(dǎo)致邊界附近出現(xiàn)無(wú)α沉淀的軟區(qū)，易受疲勞裂紋加速擴(kuò)展的影響（圖43a和b）。不連續(xù)的αGB也會(huì)導(dǎo)致垂直于建造方向的方向上的延性降低（圖43c）。圖43d顯示了通過(guò)表面突起從αGB中成核α菌落（αWGB）。

如早期工作所示，基于成分和微觀結(jié)構(gòu)的強(qiáng)度和延展性的準(zhǔn)確預(yù)測(cè)將非常有價(jià)值。然而，這兩份引用的報(bào)告均基于高溫處理后的LPBFedTi-6Al-4V。對(duì)于大多數(shù)已建成的層狀鈦合金，由于非平衡α′的形成，獲得可靠的預(yù)測(cè)更具挑戰(zhàn)性。如前所述，α′馬氏體的“固有脆性”值得進(jìn)一步研究，考慮到所報(bào)道的脈沖激光LPBF制備的全α′微觀結(jié)構(gòu)的優(yōu)異強(qiáng)度/延展性組合。在未來(lái)的研究中，應(yīng)將更多的研究重點(diǎn)放在先前β晶粒中形成的不同相（α′、α和β）之間的界面/邊界上。

(iii) 氧氣

氧（O）是鈦合金中的α相穩(wěn)定劑，也是有效的填隙增強(qiáng)元素。然而，鈦合金中溶解的O越多，不可避免地會(huì)導(dǎo)致塑性降低，如圖44所示。氧化也容易發(fā)生在屏蔽熔池周?chē)母邷貐^(qū)域，尤其是在沒(méi)有封閉室的LDED工藝中。

圖44 屈服強(qiáng)度和塑性與氧含量的關(guān)系

關(guān)于層狀鈦合金的最新研究大多在受控氣氛中進(jìn)行，其中LDED工藝封閉在充滿惰性氣體的腔室中，類似于LPBF工藝。因此，氧化問(wèn)題在一定程度上得到了解決。然而，為L(zhǎng)DED使用封閉室將不可避免地限制LDED的構(gòu)建能力和大尺寸組件的擴(kuò)展?？稍O(shè)計(jì)局部屏蔽裝置以克服補(bǔ)償。通過(guò)將增強(qiáng)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部件表面的金屬光澤外觀。

盡管有創(chuàng)新的裝置和額外的措施來(lái)增強(qiáng)屏蔽，但由于腔室外殼或增強(qiáng)的局部屏蔽在降低氧濃度方面有其局限性，因此不能完全消除氧化。正如Luo等人提出的，后熱處理是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(dǎo)致形成由針狀α（低O）增強(qiáng)的高強(qiáng)度α（高O）和韌性β，從而提供強(qiáng)度和韌性的良好組合。此外，熱處理過(guò)程中的微觀結(jié)構(gòu)演變及其對(duì)強(qiáng)度/延性的影響應(yīng)與O的重新分布以及它們之間的耦合效應(yīng)一起評(píng)估。

在本節(jié)中，總結(jié)了LAM工藝窗口、典型的顯微組織、機(jī)械性能以及層狀鈦合金的顯微組織-性能關(guān)系。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，以用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)。更令人興奮的研究是表征不同相（α′、α和β）之間的界面，以揭示新的協(xié)同作用或最佳相組成，從而實(shí)現(xiàn)優(yōu)異的機(jī)械和疲勞性能。

來(lái)源：Progress and perspectives in laseradditivemanufacturing of key aeroengine materials，International Journal of Machine Tools andManufacture ，10.1016/j.ijmachtools.2021.103804

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