5.钛基合金的LAM

5.1. 出身背景

钛合金具有比强度高、耐腐蚀性好、生物相容性好等优点，在航空航天和生物力学领域得到了广泛的应用。根据合金元素和相组成，传统钛合金通常分为α、α+β和β合金。钛合金中的合金元素分为α或β稳定剂。

表面越复杂，被动层越能抵抗破坏。上图中，绘制了不锈钢1.4301在不同表面的抗点蚀性能。经后续处理的电抛光表面具有最佳的抗蚀性。因此，钝化层对不锈钢表面的耐蚀性起着决定性的作用。

Al、Zr、O和N是典型的α稳定剂，V和Mo、Cr是β稳定剂。更详细的分类偶尔用于近α、近/亚稳βTi合金的夹杂物。例如，Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo（Ti-6242）有时被归类为近α合金，但在伪二元钛相图（图32）中属于α+β区域，其中对一些美国钛合金成分进行了注释。Ti-6Al-4V是一种典型的α+β钛合金，是工业上应用最广泛的钛合金之一。然而，Ti-6Al-4V仅适用于航空航天工业中的中等温度范围（

图32 与伪二元钛相图相关的一些美国钛合金成分

近几十年来，增材制造为以更短的交货期制造几何复杂的钛合金部件提供了一条新的途径。

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，还设计并用于LAM的一些新型钛合金，以满足更苛刻的应用条件，或探索更具成本效益的钛合金。例如，Ti-15Cr阻燃合金由元素Ti+V+Cr粉末的混合物通过LDED制成，适用于高温航空航天应用。Li等人报道了一种新的Ti-6Al-2V-1.5Mo-0.5Zr-0.3Si合金，该合金通过LDED制成，其成本更低，强度和延展性比Ti-6Al-4V更好。

5.2. 处理窗口

层状传统钛合金中最常见的缺陷是孔隙，孔隙对LBPF工艺参数更为敏感。在中等EV（40–60 J/mm3）下获得最低孔隙度（0.03–0.40%）。EV、V和P对孔隙度的影响如图33a-c所示。尽管EV始终用作工艺优化期间的指标，但孔隙度水平即使在相同EV下也会发生变化（图33a），这意味着P和V（图33b和c）等单独参数的重要影响。LPBF过程中V和P之间的影响和相互作用示意图如图33d和e所示。

图33 体积能量密度、激光扫描速度和激光功率对LPBFed Ti-6Al-4V (a - c)孔隙率的影响，以及激光扫描速度和激光功率在LPBF制备过程中的影响示意图(d, e)

由于小孔效应，较高的P（100–200 W）和较低的V（200–500 mm/s）导致较高的孔隙率，而较高的V（>500 mm/s）导致缺乏熔合和冶金孔隙的增加（图33e）。图33a为低孔隙率的Ti-6Al-4V提供了相对较宽的LPBF工艺窗口（40–90 J/mm3和335 J/mm3）（<0.5%，如图33a中紫色线下方所示）。值得注意的是，LBPF机器供应商提供了一些商用合金粉末的优化工艺参数，如图33e所示的Ti-6Al-4V的EOS默认参数。尽管如此，对于LAM中新设计的合金或新采用的合金，如Ti-5Al-2.5Sn合金，有必要研究LPBF工艺参数的影响。

关于钛合金的LDED，孔隙率水平与原材料相关，制备粉末优于GA粉末，类似于镍基高温合金。此外，送粉速率（PFR）对孔隙率水平的影响相当复杂。随着PFR值从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。

衬底温度对金刚石薄膜的晶体尺寸和形貌有很大的影响。使用垂直布置，牙刺被集中放置在丝的线圈内。在这种结构下，灯丝中心和末端之间的温度会发生显著变化，从而导致衬底温度的变化，从而影响最终生成的金刚石薄膜的形貌和结构。上图为WC-Co牙刺尖端、中部和基部金刚石膜生长状态的SEM显微照片。

高P和合理低PFR也是实现低孔隙度（0.013%）的关键。除上述工艺参数（例如EV、P、V等）外，夹层停留时间、基板厚度、初始基板温度、沉积策略和连续沉积层的数量也会影响最终零件的微观结构和性能。因此，在工艺参数与最终微观结构/性能之间建立定量关系具有挑战性。在此，重点总结了不同的微观结构特征及其相应的力学性能。

5.3. 微观结构

5.3.1. 常规钛合金

图34 下宏观或微结构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)针状α的底部,(h)针状α的少量片状α+β顶部附近,(我)针状α'在底部,(j)完全片状α+β结构顶部附近。

层状Ti合金通常具有沿构建方向生长的先前β晶粒的特征，从而在数十层中形成柱状晶粒，如图34a、d所示。由于循环热历史和重熔，除了镀层/基体界面处的宏观热影响区（图34c，f）外，整个镀层中也出现了微观热影响区（图34b，e）。在先前的β晶粒内，由于冷却速率高，针状α′结构在熔池底部区域形成（图34g，i），而层状α+β在沉积物顶部附近形成（图34h和i）。尽管LAMed Ti-6Al-4V中的显微组织主要由针状马氏体（α′）控制，但它不仅取决于工艺参数（如P，V），还取决于局部热历史。

因此，在图34中观察到针状α′和层状α+β结构。值得注意的是，α′是由β相的非平衡无扩散转变产生的过饱和HCP相，它总是以针状形态沉淀，类似于扩散转变产生的针状α。相比之下，由β冷却或α′分解产生的针状α定义不太清楚，且通常具有弯曲边缘。

用Monte-Carlo方法在纯二氧化硅MFI中模拟吸附过程表明，在最高吸附水平下，对甲酚被吸附在二维通道系统的所有通道交叉处。模拟还证实了每克MFI的吸附水平为0.6mmol对甲酚。通过Rietveld对饱和浓度(9.6mM)纯二氧化硅MFI上吸附对甲酚粉末XRD结果的细化，实验证实了吸附率和吸附位点。在铝硅酸盐MFIs阳离子和粘附的水分子主要放置在锯齿形通道，直通道仍然是可达的。降低的吸附水平主要受局部极性动量的影响，而不受空间限制的影响。

除了针状α′和层状α+β结构外，LAMed钛合金中还可以形成其他沉淀，如块状α（αm）、正交马氏体（α′）和六方非热ω（a-ω）。与马氏体相变(β→α′)相比，αm是由大相变(β→αm)产生的，大相变发生在较低的冷却速率和较高的温度，大规模相变的特征是跨相边界扩散速率高于体积扩散速率。

图35 Ti-6Al-4V中相变与冷却速率的关系(a)，以及从1050℃/s冷却175℃/s后析出α′和αm。

适度的冷却速率(175°C/s)会导致α '马氏体和αm同时形成。值得注意的是，在LAM过程中，αm可能作为中间相，在随后的层沉积或高温后的IHT作用下分解为更细的α+β片层。其他非平衡相如α”和ω也可能起同样的作用。这为LAMed Ti-6Al-4V合金获得更精细的组织提供了另一种选择。Lu等报道，在选择性电子束熔化过程中，在加热循环的作用下，αm块状晶粒分解为超细的α+β层状晶粒。αm晶粒及其放大组织和相应的SADP如图35c和d所示。

铸态Ti-6Al-4V的低延性总是归因于α '的固有脆性，尽管它本质上与α ' /β应变不相容有关。Zafari和Xia用脉冲激光LPBF制备Ti-6Al-4V合金，获得了强度和塑性结合良好的全α '组织(YS: 1150 MPa, El: 14 - 15%，沿构建方向)。为了获得完整的α '组织，应仔细控制热输入，以避免预先形成的α '的分解。

孤立的薄β片层不利于塑性，而交错的细α+β片层结构有利于更均匀的应力分布。然而，大多数LAM技术是基于连续波激光，这使得很难通过热输入控制实现完整的α '微观结构。在这种情况下，在高激光能量输入下(如文献所示的高激光功率)获得交替层状α+β更可行，以获得较低强度的更好的延展性。最近，Kaschel等人通过原位高温XRD和TEM分析对LPBFed Ti-6Al-4V中α′的分解进行了深入研究。相变（α′）→加热过程中的α+β）被认为是通过晶格中的Ti原子取代Al和V。

除上述微观结构外，还报告了优化后热处理后的等轴α或球状α，如图35e和f所示。双峰组织(粒状α和晶间α+β片层)实现了良好的强度和延展性平衡。此外，在Ti-6Al-4V以外的一些Ti合金中也发现了等轴优先β晶粒，如Ti-3Al-10V-2Fe（TB6）和Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si（TC11）合金。

图36 LDEDed Ti-6Al-4V的高强度超声织构变化。(a, c)在没有(a)超声和有(c)超声的样品中，α相沿着构建方向(z)绘制反极图(IPF)。(b, d)在没有(b)超声和有(d)超声的样品中，β相(从a和c中的α相图重建)沿构建方向(z)的IPF图。在没有(e)超声和有(f)超声的样品中，(e, f) 0001等高线极图(在MUD中:均匀分布的倍数)。(g, h) 001无(g)超声和有(h)超声的样品中重建β相(MUD)的轮廓极图。b和d中的黑线表示高角度晶界(misorientation >10°)

等轴β晶粒的出现归因于成分过冷和熔池中残留的未熔化粉末。尽管大多数层状Ti-6Al-4V合金的特征是先有柱状β晶粒，但最近的一些研究也报告了等轴β晶粒。LBPF中相对较低的热输入促进了Ti-6Al-4V中近等轴β晶粒的形成，这是由于显著的热梯度和内应力形成了高密度的形核点。在β过渡温度以上适当的高温也有利于等轴优先β晶粒的形成。

最近的一份报告采用高强度超声波将熔融Ti-6Al-4V中的柱状β转变为细小的等轴β（图36b，d）。然而，由于超声波能量强度的限制，内部编织状结构受到的影响最小（图36a，c）。图36e–h中的轮廓极图表明，在超声处理的样品中，α相和先前β颗粒的结晶织构均减少。

网状结构实际上是薄层状α+β相的组合。在Ti-6Al-4V中也发现了类似的层状α+β结构，称为Widmansttten结构，其特征是相对完整的优先β晶界和内部粗糙的α集落。相比之下，先前的β晶界是不完整的，短而薄的α板在编织结构中以多个方向析出。此外，根据α形态的差异，“basketweaveWidmansttten”和“colony Widmansttten”的术语也出现在报告中。因此，编织物和Widmansttten的结构确实是相似的，有时难以辨认。

基本上有两种类型的火焰硬化技术在使用，即，旋转硬化和齿一次方法。旋转硬化是最好的适合齿轮有足够的质量，以吸收过多的热应用在这种方法没有太多的失真。在齿对齿的方法，齿轮是加热和淬火的机器本身，这限制了热量进入齿轮。有两种加热齿轮齿的方法。一种是如图6.12A所示的齿对齿方法，其中火焰头提供了侧面和根部硬化。另一种方法如图6.12B所示，只有侧翼硬化，根部区域不处理.

综上所述，Ti- 6al - 4v等传统LAMed钛合金在原有的柱状β晶粒中由α'、α+β或α' /α+β组合而成。显微组织高度依赖于热条件和热历史。通过热输入控制、超β过渡温度范围内的热处理后或LAM过程中的高频振动，可以将原有的柱状β晶粒转变为等轴晶。层状α也可以通过定制的热处理工艺进行颗粒化。

5.3.2. TiAl合金

TiAl合金（也称为TiAl铝化物）因其在高温下的优异性能而得到开发，在航空发动机应用中具有很高的替代镍基高温合金的潜力。在此，重点放在Ti Al基TiAl合金上。TiAl合金LAM中最迫切的问题是裂纹和选择性铝蒸发，这与Ti-Al金属间化合物的固有脆性和Al的低熔点有关。

航空发动机噪声是飞机设计中不可忽视的主要噪声源之一。第二次世界大战后，民用航空在世界范围内得到迅速发展，早期最具挑战性的问题可能是如何降低航空发动机中的喷气噪音。然而，随着旁通比的增加，涡扇发动机的应用会导致更复杂的噪声源。现在，即使已经采用了各种航空发动机噪声控制技术，推进系统产生的噪声仍然在飞机噪声中占主导地位。因此，为各种类型的航空发动机噪声寻求最佳设计仍然是所有发展战略和致力于发展商用航空的任何国家的气动声学规划中的一项主要任务。可以看出，无论主要声源如何不同，气动声学发展的每个阶段的主要挑战都是如何有效降低相应航空发动机主要声源的声辐射。另一方面，在下面的陈述中，值得注意的是，随着流体力学和其他学科知识的积累，推进系统的降噪经历了一系列的演变。

最近关于LPBFed TiAl的一些研究集中于解决这些问题。Shi等人研究了LPBFedTi-47Al-2Cr-2Nb合金中的裂纹和气孔形成机制，并证明了通过预热减少裂纹形成的可行性。Doubenskaia等人报告了一种LPBFed Ti-48Al-2Cr-2Nb，其中红外摄像机检测到高能输入下的铝蒸发，并建议通过工艺优化减少铝损失。尽管在LPBFed TiAl合金中遇到了问题，但LDED已成功加工出具有最小裂纹和孔隙率的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金，且铝损失较低(2 at.%）或无铝损失。

片状TiAl合金与传统Ti合金的显微组织存在一定差异。与Ti-6Al-4V相比，TiAl合金在凝固过程中的相变非常复杂，经历了L→L+β→β+α→α→α+γ→α2+γ.虽然也形成了交替的柱状和等轴优先β晶粒，但内部微观结构却截然不同，通常是α2（Ti3Al）+γ（TiAl）的层状结构或α2+γ片层与γm块体的双重结构。

图37 LAMed Ti-47Al-2Cr-2V TiAl合金的宏、微观组织(a)矿床的宏观结构。(b)顶部的宏观结构。(c)中部的宏观结构。(d)顶部等轴区域的完全片层状α2+γ菌落。(e)双微观结构。(f)柱状层状α2+γ菌落在顶部柱状区。(g)具有少量晶界γm的近完全层状α2+γ集落

图37 提供了层状Ti-47Al-2Cr-2V TiAl合金的宏观和微观结构示例。如图37a–c所示，柱状和等轴优先β晶粒的交替排列清楚地勾勒出带状结构。内部微观结构如图37d–g所示。根据不同的局部热条件，在不同的样品位置形成层状或双重结构。在顶部沉积区域（图37b，d，f），在等轴和柱状晶粒中形成全层状结构；在中间区域（图37 C，E，G），在等轴晶粒中形成双面结构，在柱状晶粒中形成损坏的γ层M附近的完全层状结构。在熔融的Ti-47Al-2Nb-2Cr中也发现了类似的微观结构。

如图34a、d和图37a所示，逐层沉积过程中产生的带状结构是层状钛合金最显著的特征之一。带状结构由梯度魏氏结构或树枝状带和等轴菌落带交替排列而成。机械性能与微观结构直接相关，微观结构取决于工艺参数或热处理后路径。在随后的章节中，简要回顾了机械行为，讨论了层状钛合金的微观结构-性能关系。

5.4 机械性能

5.4.1. 拉伸性能

本节总结了不同层状钛合金的机械行为。鉴于最近发表的几篇关于Ti-6Al-4V合金AM的最新评论，本文仅对LAMed Ti-6Al-4V在竣工状态下具有良好拉伸性能的最新报告进行了审查，如表14所示。

表14 竣工Ti-6Al-4V的机械性能总结。

强度和伸长率乘积（PSE）是强度和延展性的综合性能指标。表14总结了具有与锻造或铸造零件相当或高于PSE的竣工Ti-6Al-4V的报告。图38a中绘制的YS与El数据显示，与锻造或铸造零件相比，LPBFed和LDED Ti-6Al-4V的机械性能均有明显改善。此外，LPBFed Ti-6Al-4V显示出比LDED样品更高的YS。片状Ti-6Al-4V中较高的强度源于更精细的微观结构、较高的固有位错密度和成分偏析。

图38 （a）片状Ti-6Al-4V合金的拉伸性能总结。（b）根据ASTM B381-13标准，在不同激光能量输入（EV）下制备的LPBFed Ti-5Al-2.5Sn样品和锻造Ti-5Al-2.5Sn样品的室温拉伸性能。

尽管成品Ti-6Al-4V往往表现出较低的伸长率，但最近的一些出版物报道，通过调整工艺参数，在成品状态下（见表14），El相对较高（>10%）。如前一节所述，整个α′微观结构是通过基于脉冲激光的LPBF获得的，具有良好的延展性（14–15%），打破了关于固有脆性α′相的神话。

如表14所示，全编织α+β结构也有利于实现相对较高的延性，但强度稍低。随后将总结层状钛合金中特定微观结构对机械性能的影响。应强调的是，拉伸试件量规区域的尺寸会影响拉伸性能，尤其是El值，这使得不同出版物之间难以进行比较。

这里列出了测量尺寸，供读者参考。另一个重要的考虑因素是沉积样品的几何形状，因为大多数报道的工作采用的是体积沉积，然后是拉伸片提取，而不是从近净形状的样品中制备拉伸片。建成的几何形状会导致不同的热循环，因此产生不同的微观结构和机械行为。

HT后，包括去应力退火、次β-过渡退火、固溶和时效(STA)，以及前面提到的三次HT或循环HT等复杂的定制路线，可能是提高LAMed钛合金延性的必要条件。此外，HIP处理有时被用来消除内部缺陷(气孔或未熔合)，提高LAMed Ti合金的耐久性。然而，几乎所有的后HT方法都会导致强度降低而延性增加。

表15 综述了其它钛合金和TiAl合金的j机械性能。

表15列出了对其他钛合金力学性能的简要介绍。与Ti- 6al - 4v相比，其他Ti合金的LAM加工记录较少。图38b是LPBFed Ti-5Al-2.5Sn拉伸性能的一个例子。在优化参数(EV =167 J/mm3)下，LPBFedTi-5Al-2.5Sn的YS和UTS值均高于锻件，但El值低于ASTM标准(10%)，因此还需进一步HT后或工艺修改。在LPBFed Ti-6242中也存在类似的现象。

一般来说，根据相关标准对变形或铸造状态材料的指导方针，LAMedTi合金的El值高于8 -10%是合理可接受的。以上结论适用于大多数常规Ti合金，但不适用于TiAl合金，TiAl合金本身脆性大，室温塑性有限。

如图39a所示，与沿45°和90°方向加载的样品相比，LDEDedTi-47Al-2Cr-2Nb TiAl合金在水平方向(0°)上El(0.5%)和UTS(706 MPa)最高。虽然水平力学行为与常规加工材料相当(图39b)，但在粗片层集落(图39c-f)中仍然存在与不同变形机制相关的明显的各向异性力学行为。提高高温后的电导率可以缓解材料的各向异性力学行为，其中水平方向的UTS和电导率分别为539MPa和519MPa，分别为1.7%和1.2%。

图39 (a) LDEDed Ti-47Al-2Cr-2Nb试样在不同加载方向(θ =0°、θ =45°和θ =90°)下的拉伸应力-应变曲线。(b)lded与常规加工的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的力学性能比较。(c)构建试样中粗糙片层集落的TEM图像(d-f)TEM图像显示了变形试样在不同加载方向上的孪晶和位错。

TiAl合金在高温下的优异机械性能（蠕变和断裂韧性）使其成为最有前途的航空发动机材料之一，尽管其在室温下的延展性较低。然而，关于片状TiAl合金的高温力学行为，如蠕变或断裂行为数据有限。本文仅报告了760°C下片状TiAl合金的一种高温拉伸性能，如表15所示。

与AA 2024-T3相比，AA8090-T81再结晶板的脆性沿晶和解理开裂程度随测试温度的降低而增加。图中为断口(196℃测试后)，显示脆性沿晶断裂(I)、解理断裂(C)和穿晶剪切断裂(S)(Byrnes and Lynch, 1990-2012)。

TiAl材料固有的脆性使得用LAM制备无裂纹块体材料具有挑战性；因此，有必要优化工艺参数以消除内部缺陷（气孔、熔合lac和裂纹）。之后，应重点控制微观结构，以实现室温和高温机械性能的良好平衡。双相结构有利于室温下的高延展性，细晶粒内的全层状微观结构适用于高温应用，具有优异的高温强度、断裂韧性和抗蠕变性能。

5.4.2. 疲劳性能

所用材料的疲劳性能是航空发动机行业最关心的问题之一。与AHSSs和镍基高温合金类似，片状钛合金的疲劳行为与内部缺陷直接相关，如孔隙滞留、未熔合或未熔化粉末和表面粗糙度。如图40a–c所示，缺陷可作为疲劳裂纹萌生点，并导致较差的疲劳性能。通过HIP处理可以减少甚至消除内部缺陷。对于缺陷最小的材料，裂纹可能从α相团簇开始(图40d-f)。总的来说，LAMed钛合金没有经过任何后处理(表面加工/抛光或HT)，与传统制造的合金相比，其疲劳性能较差。为了提高疲劳强度，消除缺陷和控制组织是有效的.

图40 在LPBFedTi-6Al-4V中，内部缺陷起到了疲劳裂纹萌生的作用。(a)缺乏融合。(b)未熔化的粉末未熔化。(c)圈闭孔隙。(d-f)具有平坦光滑特征的α相裂纹萌生团簇。FGA:细晶粒面积;√面积:投影的“缺陷面积”的平方根。

在这里，LAMed Ti合金疲劳行为的最新文献列于表16。一些LAMedti合金在经过适当的后处理后，与常规加工的合金相比，显示出相当或更高的疲劳强度，一些结果如图41所示。

图41 (a) LPBFed Ti-6Al-4V的应力消除S-N数据(试样为造模方向，旋转弯曲疲劳)。(b)LPBFed Ti-6Al-4V经过各种后处理后应力消除的S-N数据(试样在建造方向，R =0.1)。(c)将文献中各种后处理后5 ×106次循环的疲劳极限与其他研究进行对比，黄色区域标注Ti-6Al-4V变形后的疲劳极限(更多细节和嵌入的参考文献，请参考文献。(读者可以参考本文的Web版本来理解图中颜色的含义。)

表16 LAMed钛合金的疲劳性能。

值得注意的是，一些研究人员以近净形状的方式制造疲劳测试片，并直接进行测试，而不需要在测厚区进行任何后续加工(可能进行应力消除处理)。这些研究也很有意义，考虑到航空发动机中使用的LPBFed组件的某些内表面不能在建造状态下加工和使用。如图41a所示，未经过任何后加工的成品疲劳片即使经过HIP后，疲劳性能也较差，而后加工样品的疲劳性能显著改善，疲劳极限增加了约200-400MPa(图41a)。其根本原因是表面质量的提高和表面/次表面缺陷的消除。

为了提高Ti-6Al-4V的疲劳性能，人们尝试了各种后处理技术。例如，Kahlin等研究了LPBFedTi-6Al-4V经过喷丸强化、激光冲击强化、离心精加工、激光抛光、抛光等后处理后的疲劳性能，其中离心精加工效果最好(图41b)。经喷丸处理和离心处理的Ti-6Al-4V的疲劳极限均与经变形处理的Ti-6Al-4V相当(图41c)。

然而，表面粗糙度并不是唯一的影响因素。残余应力、组织演变和后处理可能产生的缺陷也会影响疲劳性能。例如，激光抛光后的试样虽然表面粗糙度降低，但疲劳性能较差，这是由于重熔层下方的气孔和脆性α '造成的。电解抛光可能是一种有用但耗时的技术，可以在不进一步改变上述其他因素的情况下获得较高的表面质量。此外，这些影响因素对疲劳性能的耦合和相互作用需要进一步研究，以优化后处理技术。

如前所述，残余应力对疲劳性能也起着重要的作用。拉伸残余应力使裂纹萌生周期寿命缩短，疲劳裂纹扩展速率提高。因此，在LAM工艺后通常采用应力消除HT，如表16所示。通过喷丸强化、激光喷丸强化(LSP)或新型表面机械磨损处理(SMAT)等喷丸工艺可以诱导产生有利于提高疲劳寿命的残余压应力层。Yan等使用超声SMAT进一步提高LPBFedTi-6Al-4V经HIP处理后的疲劳性能。

与HIPed样品相比，纳米晶晶粒、均匀的应力分布和残余压应力进一步提高了疲劳性能。此外，一些研究人员开发了与LPBF工艺相结合的3D LSP，验证了LPBFed316l不锈钢的疲劳改善效果。类似的工作已经报道了LPBFedTi-6Al-4V与改进的静态机械行为，证明了潜在的有效性，提高疲劳寿命。新的混合工艺将LSP整合到整个LPBF工艺中，即多层沉积加一层LSP处理，为消除内部缺陷提供了一种HIP处理的替代方法。

大多数LAMed钛合金疲劳研究的应用应力条件为轴向拉压加载模式(如表16所示)，也有扭转模式、弯曲模式或混合模式的研究。开发了一些新的加载模式来模拟服役条件，如振动疲劳，这些模式对应于某些航空发动机部件(如涡轮和压气机叶片)的薄壁/悬臂结构的服役条件。Ellyson等和Zhao等分别研究了LPBFed和LDEDedTi-6Al-4V的振动疲劳行为。

图42 (a)振动疲劳实验系统。(b)激光测试点最大应力点的应力与时间曲线和位移与时间曲线。(c) X、Z方向晶体结构对裂纹扩展的影响。(d)LDEDed和锻制Ti-6Al-4V的S-N曲线

图42a所示的振动疲劳试验原理与传统疲劳试验装置不同。图42b中的应力-时间和位移-时间曲线表示了试验过程中的高频振动。由于lded试样中固有的柱状优先β晶粒，裂纹沿构建方向(LMD-Z)的扩展比垂直于构建方向(LMD-X)的裂纹扩展受到更多的晶界的阻碍(图42c)。这导致了沿建造方向的各向异性振动疲劳行为(图42d)，具有优越的疲劳性能。

LDEDedTi-6Al-4V零件的振动疲劳寿命较锻件低，与传统疲劳试验结果相似。在LPBFed Ti-6Al-4V中观察到一种矛盾的各向异性行为，其沿着构建方向的疲劳性能较差，但这归因于整个部分的孔隙带。这种相反的各向异性疲劳行为在常规疲劳试验中也有报道。

其他一些LAMed Ti合金的疲劳行为也有报道，其中一些结果列于表16。例如，Wang等和Lu等研究了LDEDedTC11合金的疲劳裂纹扩展(FCP)行为。结果表明，FCP速率与等轴晶和柱状晶区初生α片层(αp)和次生α集落(αc)的大小和形态以及热影响带(HABs)等宏观层状结构有关。对于TiAl合金，电子束熔炼(EBMed) TiAl合金的疲劳研究较少。

在EBM期间的高建筑温度使得更容易获得无裂纹、中等室温抗拉强度的TiAl合金。与低UTS (545 MPa)和El(1.5%)的LDEDedTiAl合金相比，EBMed TiAl合金在1060℃预热时，沿造模方向的UTS (~ 630 MPa)和El(~ 2%)均较高。因此，基于EBMed TiAl合金优越的拉伸性能进行了后续的疲劳研究。根据作者的了解，目前还没有关于LAMed TiAl合金疲劳性能的文献。建议LAMed TiAl合金今后的研究应着重于提高室温拉伸性能(特别是塑性)，其次是疲劳性能和高温试验。

尽管前面对机械性能进行了讨论和强调，LAMed Ti合金也应考虑高温氧化和热腐蚀性能。如果机械性能不受影响，使用LDED进行表面改性将更具成本效益。此外，Ti合金和具有晶格结构的Ti基复合材料未包括在本综述工作中。

5.4.3 具体影响性能的因素

微观结构和材料性能之间的关系已经在前面几节中有了很大的介绍。很难概括工艺参数与最终力学性能之间的变化趋势。Debroy等人报道，较高的线性热输入与较低的强度之间似乎存在微弱的相关性，但对于延性而言，这种趋势不太明显。来自不同贡献者的一般强化机制已在本综述的3.4.3节中进行了详细说明。LAMed钛合金力学性能的具体贡献者将被强调，以加强定制所需组织的含义。如5.3.1节所示，LAMedTi-6Al-4V的最佳强度-塑性组合最有希望的组织是片层组织或双峰组织，在先前的β晶粒中有粒状α析出。

(i) 先验β晶粒度

虽然柱状β晶粒通常在片状钛合金中获得，但也可通过工艺优化、辅助振动或后热处理获得等轴β晶粒。在各层之间不存在缺乏熔合缺陷的前提下，沿构建方向（柱状β晶粒的主轴）可获得较高的伸长率和较低的强度。在参考文献中，提出了一个定量关系来预测各向异性延伸率与β晶粒的长径比，从中可以看出，较高的长径比（>6）会导致不同方向上的不同延伸率。

β晶粒尺寸对强度的贡献可使用Hall-Petch关系进行评估。例如，通过细化柱状β晶粒(300μm）形成等轴β晶粒(117μm），具有一致的内部α板条厚度(0.6μm），可通过从980兆帕到1094兆帕的12%。然而，如表17所示，在不同的报告中获得了Hall-Petch关系的不同拟合结果。参考文献中报告了具有低拟合优度（0.46）的弱线性关系，这归因于不同α板条的贡献。至于Hall-Petch关系中定义的“σ0”，它可能不仅仅是摩擦应力（位错运动的起始应力），还包括其他因素。这应该是拟合结果不同的主要原因。

(ii) α板条尺寸

α板条宽度（Δα板条）的影响也可以通过使用Hall-Petch关系与YS相关联。此外，还可以通过考虑相分数来评估多相边界的贡献。与屈服强度相比，δα板条对El的影响更为复杂。Galarraga等人报告了δα-板条越细，El越高，并提出了经验线性关系。然而，参考文献中报告了几乎相互矛盾的观察结果。对于El，应综合考虑α板条的纵横比、取向/纹理和沉淀位置。此外，对于LPBFedTi-6Al-4V，层厚度和δα板条的组合与El密切相关。

对于Ti-6Al-4V，双峰结构不仅有利于强度/延展性平衡，也有利于疲劳行为。因此，一些研究人员试图使用高温处理后降低α板条相的长宽比，甚至获得了近球形α相。此外，与Widmansttten结构中具有强织构的粗晶团相比，具有随机织构的细α板条相更有利于阻止位错移动并降低应力集中。通过考虑α相的形态，提出了一个增强Ti-6Al-4V的模型，“basketweave因子”和“colony因子”。

图43 (a)主疲劳裂纹沿晶界α (αgb)扩展。(b)由于αGB形成的软区示意图[442]。(c) αgb，导致各向异性拉伸行为[375]，(d) αgb和α菌落(α wgb)通过α gb表面突起形核。

在某种程度上，内部α相的影响可能比先前的β尺寸更为显著。此外，发现晶界α（αGB）的出现对疲劳性能有害，尤其是在厚且连续的方式下。如参考文献所述，αGB的形成导致边界附近出现无α沉淀的软区，易受疲劳裂纹加速扩展的影响（图43a和b）。不连续的αGB也会导致垂直于建造方向的方向上的延性降低（图43c）。图43d显示了通过表面突起从αGB中成核α菌落（αWGB）。

如早期工作所示，基于成分和微观结构的强度和延展性的准确预测将非常有价值。然而，这两份引用的报告均基于高温处理后的LPBFedTi-6Al-4V。对于大多数已建成的层状钛合金，由于非平衡α′的形成，获得可靠的预测更具挑战性。如前所述，α′马氏体的“固有脆性”值得进一步研究，考虑到所报道的脉冲激光LPBF制备的全α′微观结构的优异强度/延展性组合。在未来的研究中，应将更多的研究重点放在先前β晶粒中形成的不同相（α′、α和β）之间的界面/边界上。

(iii) 氧气

氧（O）是钛合金中的α相稳定剂，也是有效的填隙增强元素。然而，钛合金中溶解的O越多，不可避免地会导致塑性降低，如图44所示。氧化也容易发生在屏蔽熔池周围的高温区域，尤其是在没有封闭室的LDED工艺中。

图44 屈服强度和塑性与氧含量的关系

关于层状钛合金的最新研究大多在受控气氛中进行，其中LDED工艺封闭在充满惰性气体的腔室中，类似于LPBF工艺。因此，氧化问题在一定程度上得到了解决。然而，为LDED使用封闭室将不可避免地限制LDED的构建能力和大尺寸组件的扩展。可设计局部屏蔽装置以克服补偿。通过将增强局部屏蔽的新型装置安装在包覆头上，可保持已建成Ti-6Al-4V部件表面的金属光泽外观。

尽管有创新的装置和额外的措施来增强屏蔽，但由于腔室外壳或增强的局部屏蔽在降低氧浓度方面有其局限性，因此不能完全消除氧化。正如Luo等人提出的，后热处理是LAM克服氧化脆化的有效方法之一。O在α和β相之间的重新分布可导致形成由针状α（低O）增强的高强度α（高O）和韧性β，从而提供强度和韧性的良好组合。此外，热处理过程中的微观结构演变及其对强度/延性的影响应与O的重新分布以及它们之间的耦合效应一起评估。

在本节中，总结了LAM工艺窗口、典型的显微组织、机械性能以及层状钛合金的显微组织-性能关系。综述表明，Ti-6Al-4V仍然是片状Ti合金中研究最广泛的材料之一，高温Ti合金（如TiAl合金）的LAM加工仍在探索中，以用于航空发动机。更令人兴奋的研究是表征不同相（α′、α和β）之间的界面，以揭示新的协同作用或最佳相组成，从而实现优异的机械和疲劳性能。

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

参考文献：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