1、引言

TA15(Ti-6.5Al-2Zr-Mo-V)是一種獨(dú)特的近?鈦合金，高含量的?固溶元素Al[1]所帶來(lái)的 固溶強(qiáng)化效果為合金提供了顯著的高溫強(qiáng)度和蠕變抗力[2, 3]。這些特性使其成為航空航天領(lǐng) 域關(guān)鍵部件的理想選擇[4, 5]，廣泛應(yīng)用于飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤、承力結(jié)構(gòu)件、起落架部件[6]以及需要在450℃ – 500℃長(zhǎng)期服役的零部件[7]。薄壁結(jié)構(gòu)作為航空航天領(lǐng)域典型的特征結(jié) 構(gòu)，能夠?qū)崿F(xiàn)輕量化和功能性的完美平衡，傳統(tǒng)制造工藝在加工薄壁結(jié)構(gòu)時(shí)面臨耗時(shí)、昂貴、 精度低等諸多挑戰(zhàn)，而增材制造（Additive Manufacturing, AM）技術(shù)正逐步成為突破傳統(tǒng)工 藝瓶頸的關(guān)鍵解決方案。激光粉末床熔融（Laser Powder Bed Fusion, LPBF）是一種通過(guò)高 精度激光束逐層熔化金屬粉末，直接成形復(fù)雜三維零件的AM技術(shù)[8]。相較于傳統(tǒng)減材制造， 其能夠?qū)崿F(xiàn)復(fù)雜幾何結(jié)構(gòu)、輕量化設(shè)計(jì)及內(nèi)部特征優(yōu)化[9]，同時(shí)允許在加工過(guò)程中精確調(diào)控 成分和微觀組織，從而獲得傳統(tǒng)工藝難以實(shí)現(xiàn)的優(yōu)異性能[10-12]。所以AM技術(shù)，尤其是LPBF技術(shù)，正在革新鈦合金構(gòu)件的制造方式。

TA15合金的工作溫度范圍高達(dá)500℃，因此對(duì)于大多數(shù)工業(yè)應(yīng)用，評(píng)估其在使用溫度下的力學(xué)性能更有參考價(jià)值[13, 14]。而對(duì)于長(zhǎng)時(shí)間在高溫環(huán)境中服役的鈦合金部件來(lái)說(shuō)，其 高溫蠕變或持久性能將直接決定部件的服役壽命和可靠性。鈦合金的蠕變與持久性能與其微 觀組織特征密切相關(guān)，已成為該領(lǐng)域的研究共識(shí)。Omprakash等[15]的研究表明，近鈦合金在600℃條件下合金內(nèi)部初生?相和?trans基體界面上孔洞的形核、生長(zhǎng)和合并最終會(huì)導(dǎo)致蠕變 斷裂現(xiàn)象的發(fā)生。對(duì)Ti-6Al-4V鈦合金的研究表明，片層組織可有效提升鈦合金的蠕變性能， 而雙態(tài)組織結(jié)構(gòu)中隨片層組織的增多也可在一定程度上提升鈦合金的蠕變性能[16]。這表明， 鈦合金的蠕變性能與其內(nèi)部微觀組織存在明顯的依賴性。大多數(shù)研究表明，片層組織中初生?晶粒和集束的尺寸以及片層的寬度[17, 18]、雙態(tài)組織中初生相的體積分?jǐn)?shù)[19]和等軸組織中相 的尺寸[20]，均會(huì)對(duì)鈦合金的蠕變性能造成影響。Kim等[21]發(fā)現(xiàn)經(jīng)熱處理的激光選區(qū)熔化Ti-6Al-4V合金具有較低的蠕變應(yīng)變和穩(wěn)態(tài)蠕變速率；聶先等[22]在Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr合 金 中 也 發(fā) 現(xiàn) 片 層 組 織 的 抗 蠕 變 性 能 優(yōu) 于 等 軸 組 織 ； 楊 建 凱 等[23]在 研 究Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金時(shí)也得出類似結(jié)論，即由β基體與片狀α相組成的組織 蠕變性能更佳。李學(xué)雄等[24]對(duì)TC6合金的研究還表明，合金的穩(wěn)態(tài)蠕變速率隨溫度及應(yīng)力 的升高而增加，且蠕變受位錯(cuò)滑移、擴(kuò)散及晶界滑移共同調(diào)控。值得注意的是，LPBF等AM技術(shù)因其獨(dú)特的熱循環(huán)和凝固特性，顯著影響了試樣的微觀結(jié)構(gòu)。大量研究表明，LPBF獨(dú)特的成形工藝使得成形厚度、取向、高度的變化均會(huì)引起合金微觀組織尺度發(fā)生改變，最 終導(dǎo)致力學(xué)性能的差異[25-30]。例如，Barba等人[30]系統(tǒng)研究了成形厚度和取向?qū)i-6Al-4V合金力學(xué)性能、微觀結(jié)構(gòu)、化學(xué)成分和表面質(zhì)量的影響。他們發(fā)現(xiàn)隨著試樣尺寸的減小，試 樣的強(qiáng)度增加，韌性降低。然而，目前對(duì)LPBF成形TA15鈦合金在高溫長(zhǎng)時(shí)載荷下的持久 性能研究仍較為缺乏。盡管前述研究在傳統(tǒng)制造鈦合金方面積累了重要認(rèn)識(shí)，但對(duì)于LPBF成形TA15合金，其特有的織構(gòu)、超細(xì)片層組織及潛在缺陷如何耦合影響高溫持久性能，尚 不明確。特別是在不同幾何尺度的薄壁結(jié)構(gòu)下，組織與性能的對(duì)應(yīng)關(guān)系及尺寸效應(yīng)規(guī)律仍有 待揭示。因此，對(duì)于長(zhǎng)時(shí)間在高溫環(huán)境中服役的TA15合金部件來(lái)說(shuō)，探究厚度、高度及取 向?qū)ζ涓邷爻志眯阅艿挠绊憣?duì)于保障部件的服役可靠性尤為重要。

因此，本研究以LPBF成形TA15合金為研究對(duì)象，設(shè)計(jì)了4種厚度、3種高度、2種 取向的薄壁試樣，以實(shí)際服役環(huán)境為出發(fā)點(diǎn)，旨在系統(tǒng)性的研究合金的厚度、高度及加載取 向?qū)ζ湮⒂^組織結(jié)構(gòu)和500℃/470 MPa條件下高溫持久性能的影響。本研究通過(guò)系統(tǒng)探究LPBF成形薄壁結(jié)構(gòu)微觀組織演變規(guī)律與高溫力學(xué)性能的關(guān)聯(lián)性，深入揭示其在熱力耦合作 用下的成形機(jī)制與性能調(diào)控原理，為航空航天領(lǐng)域輕量化、高可靠性薄壁構(gòu)件的創(chuàng)新設(shè)計(jì)提 供關(guān)鍵理論依據(jù)和工藝優(yōu)化指導(dǎo)。

2、實(shí)驗(yàn)方法

2.1材料制備及熱處理

本文選用LPBF成形設(shè)備EP-M300制備厚度分別為1 mm、2 mm、3 mm及4 mm的四 種厚度TA15合金薄壁結(jié)構(gòu)，除壁厚不同外，所有薄壁結(jié)構(gòu)的寬均為100 mm，高均為130 mm。 四種厚度薄壁結(jié)構(gòu)具體成形參數(shù)為：激光功率320 W、光斑尺寸71 mm、掃描速度1200 mm/s、 熔池間距120?m、鋪粉層厚50?m、相鄰層旋轉(zhuǎn)67°。選用的TA15合金粉末的具體化學(xué)成 分如表1所示。制備完成后，對(duì)所有薄壁結(jié)構(gòu)進(jìn)行800℃/4 h的去應(yīng)力退火處理，文獻(xiàn)報(bào)到 該熱處理工藝能有效消除LPBF成形的TA15[14]和Ti-6Al-4V[31-33]合金中的殘余應(yīng)力。

表 1 TA15 合金粉末的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

2.2缺陷及微觀組織表征

首先，從1 mm – 4 mm不同厚度TA15合金薄壁結(jié)構(gòu)半高處（距基板65 mm）相同部位 切取矩形表征試樣，考察薄壁結(jié)構(gòu)的缺陷/組織特征隨厚度的演變規(guī)律；以2 mm厚薄壁結(jié) 構(gòu)為例，從薄壁結(jié)構(gòu)距離基板25 mm和45 mm處切取矩形表征試樣，考察薄壁結(jié)構(gòu)的缺陷/組織特征隨高度的演變規(guī)律。然后，對(duì)所有表征試樣表面進(jìn)行機(jī)械拋光，采用立式倒置顯 微鏡（OM:Olympus，DP71）進(jìn)行缺陷觀察；使用Kroll’s試劑（3% HF+6% HNO₃+91% H₂O） 對(duì)拋光后的試樣進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為10 - 15 s，再采用OM對(duì)合金的初生柱狀β晶粒進(jìn)行 觀察；對(duì)試樣表面進(jìn)行機(jī)械和電解拋光，電解拋光液為60% CH4O + 30% C4H10O + 10% HClO4，電解拋光參數(shù)為：電壓20 V，溫度- 20℃，時(shí)間30 s。采用裝配有EBSD附件的場(chǎng) 發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM：GEMINISEM 300, Germany）對(duì)合金的晶粒結(jié)構(gòu)及晶體學(xué)取向 進(jìn)行觀察。最后，在持久性能測(cè)試后，通過(guò)SEM對(duì)持久試樣縱截面進(jìn)行表征觀察。

2.3高溫持久性能測(cè)試

首先，為考察合金高溫持久性能隨厚度演變規(guī)律，用電火花線切割（EDM）從不同厚 度薄壁結(jié)構(gòu)相同位置沿成形方向取樣（LD//BD，LD：Loading Direction; BD: Building Direction），試樣中心位于薄壁結(jié)構(gòu)半高處（距基板65 mm），并將從1 mm、2 mm、3 mm和4 mm厚薄壁結(jié)構(gòu)中切取的薄壁試樣分別命名為T1-V、T2-V、T3-V、T4-V；為考察合金 高溫持久性能的各向異性，從2 mm厚薄壁結(jié)構(gòu)距基板65 mm處沿著垂直于成形方向取樣 （LD⊥BD），并將試樣命名為T2-H-Top；為考察合金持久性能隨高度演變規(guī)律，分別從2 mm厚薄壁結(jié)構(gòu)距基板25 mm和45 mm處沿著垂直于成形方向取樣（LD⊥BD），并將試樣分別 命名為T2-H-Bottom和T2-H-Middle，具體取樣位置及試樣尺寸示意圖如圖1所示（T2-V和T2-H-Top為同一個(gè)表征試樣）。隨后，在高溫持久性能測(cè)試前對(duì)所有試樣進(jìn)行機(jī)械磨拋和電 解拋光處理，以排除表面粗糙度對(duì)持久性能的影響。最后，依據(jù)GB/T 2039標(biāo)準(zhǔn)，在500℃/470 MPa下利用CSS-3905商用蠕變測(cè)試設(shè)備對(duì)試樣開(kāi)展高溫持久性能測(cè)試，每種條件試樣各2個(gè)，持久實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，采用電阻爐對(duì)試樣進(jìn)行加熱并保溫。

3、實(shí)驗(yàn)結(jié)果

3.1缺陷

圖2(a)-(d)及(e)-(f)所示分別為不同厚度及2 mm厚不同高度試樣縱截面缺陷OM照片。 由圖2(a)-(d)可見(jiàn)，不同厚度TA15合金縱截面雖偶有個(gè)別近球形缺陷，但總體來(lái)看缺陷數(shù) 量均較少。由圖2(b)、(e)和(f)可見(jiàn)，與距基板45 mm及65 mm高度處不同，25 mm高度處 缺陷含量略多，且有蠕蟲(chóng)狀的大尺寸未熔合缺陷。隨后，基于金相法，由Image Pro Plus軟件根據(jù)缺陷與基體的不同對(duì)比度，通過(guò)將10張OM照片中的所有缺陷面積相加并除以圖像 總面積而得到所有試樣的致密度均在99.9%以上，致密度均較高。

3.2微觀結(jié)構(gòu)

圖3(a)-(d)及(e)-(f)所示分別為不同厚度及2 mm厚不同高度試樣縱截面微觀組織OM照 片。由圖可見(jiàn)，在不同厚度及2 mm厚不同高度試樣的縱截面存在大量沿打印方向定向生長(zhǎng) 的柱狀初生β晶粒?；诖罅縊M照片對(duì)β晶粒寬度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)的結(jié)果表明，初生β晶粒的 平均寬度隨厚度的減薄先由4 mm厚時(shí)的101.8 ± 19.5 μm輕微增加至2 mm厚時(shí)的123.7 ± 14.1 μm，再突變式增長(zhǎng)到1 mm厚時(shí)的189.2 ± 41.3 μm；隨高度的升高由25 mm處時(shí)的105.9 ± 37.8 μm先升高至45 mm處時(shí)的141.3 ± 59.2 μm，再略微降低至65 mm處時(shí)的123.7 ± 14.1 μm。

圖4(a)-(d)及(e)-(f)所示分別為不同厚度及2 mm厚不同高度試樣縱截面微觀組織EBSD照片。由圖可見(jiàn)，在不同厚度及2 mm厚不同高度試樣的縱截面可以看到明顯的板條狀組織 結(jié)構(gòu)，這些α板條狀結(jié)構(gòu)呈網(wǎng)籃狀交錯(cuò)分布，具有多種不同的晶粒取向。從圖4(f)縱截面中 可以觀察到初生β晶界，初生β晶界兩側(cè)的α板條取向明顯不同，說(shuō)明了α?馬氏體只會(huì)在母 相初生β晶粒內(nèi)形核并長(zhǎng)大，不會(huì)越過(guò)β晶界延伸至臨近的β晶粒。在退火處理過(guò)程中，從α?馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)棣涟鍡l時(shí)存在記憶效應(yīng)或者說(shuō)是組織遺傳性，不同取向的α板條彼此交錯(cuò)， 形成了α集束。基于大量EBSD照片對(duì)α板條寬度進(jìn)行統(tǒng)計(jì)的結(jié)果表明，LPBF成形1 mm – 4 mm厚TA15合金薄壁結(jié)構(gòu)的α板條平均寬度隨著厚度的增加略有增加；隨著高度的增加α板條的平均尺寸先增大后趨于穩(wěn)定。LPBF成形TA15合金薄壁結(jié)構(gòu)不同厚度及高度試樣 微觀組織具體尺寸分別見(jiàn)表2和3。

表 2 不同厚度薄壁試樣微觀結(jié)構(gòu)尺寸

表 3 不同高度薄壁試樣微觀結(jié)構(gòu)尺寸

3.3高溫持久性能

圖5(a)和(b)所示分別為在500℃/470 MPa條件下不同厚度薄壁試樣（LD//BD）和2 mm厚不同高度薄壁試樣（LD?BD）的持久性能對(duì)比圖。由圖5(a)可見(jiàn)，在LD//BD條件下，3 mm及4 mm厚薄壁試樣持久壽命及塑性相近，但隨著厚度的進(jìn)一步下降，薄壁試樣的持久壽命 有所升高但塑性下降。1 mm厚薄壁試樣的持久壽命和塑性相較于4 mm厚薄壁試樣分別提 升了~13.4%和下降了40.9%。由圖5(b)可見(jiàn)，在LD⊥BD條件下，T2-H-Middle和T2-H-Top試樣的持久壽命（~175 h）和塑性（~30%）相差不大。而隨距基板高度的下降，T2-H-Bottom試樣相較于其它高度，雖平均塑性（~27%）相近，但持久壽命（~130 h）顯著下降，相較 于T2-H-Top試樣，其壽命下降了~26.3%。圖5(c)所示為L(zhǎng)PBF成形TA15合金薄壁試樣持久 壽命與塑性匹配圖。首先，本研究中LPBF成形TA15合金薄壁試樣在500℃/470 MPa條件 下的高溫持久壽命均可優(yōu)于國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 38916-2020[34]。其次，整體來(lái)看，隨厚度的增加 薄壁試樣的持久壽命降低而塑性上升（圖中灰色陰影所示）；隨高度的升高薄壁試樣的持久 壽命升高而塑性相近（圖中紅色陰影所示），但不同高度試樣數(shù)據(jù)分散性較大，尤其是T2-H-Bottom試樣的持久塑性；對(duì)于2 mm厚薄壁試樣來(lái)說(shuō)，合金的高溫持久性能具有明顯 的各向異性，LD//BD時(shí)合金的持久壽命及塑性均高于LD⊥BD時(shí)。

3.4高溫持久損傷行為

圖6(a-c)和(d-f)所示分別為2 mm厚薄壁試樣相同高度（距基板65 mm）處沿著成形方 向（LD//BD）和垂直于成形方向（LD?BD）在500℃/470 MPa條件下持久斷后試樣縱截面 距斷口由遠(yuǎn)及近不同位置處SEM形貌圖。首先，由圖6(a)和(d)可見(jiàn)，對(duì)于不同取向的試樣 來(lái)說(shuō)，在遠(yuǎn)離斷口處均觀察到孔洞優(yōu)先在α/β界面處萌生。當(dāng)逐漸靠近斷口，由圖6(b)和(e)可見(jiàn)，隨著應(yīng)變的持續(xù)累加，孔洞有所長(zhǎng)大并且相鄰孔洞互相連接形成微裂紋。在斷口附近， 由圖6(c)和(f)可見(jiàn)，在LD//BD條件下，此時(shí)初生柱狀晶粒的長(zhǎng)軸與加載方向平行，晶內(nèi)含有大量與加載方向呈近90的微裂紋，裂紋分布均勻且密度較高；在LD⊥BD條件下，此時(shí) 初生晶粒的長(zhǎng)軸與加載方向垂直，斷口附近存在明顯的與加載方向呈近90°的深裂紋，裂紋 密度明顯下降且局部開(kāi)裂更為明顯。

4、分析與討論

4.1高溫持久損傷機(jī)制及各向異性

孔洞形核和裂紋擴(kuò)展是持久失效過(guò)程中的兩個(gè)主要時(shí)期，在高溫持久條件下，晶界作為 變形過(guò)程中的薄弱位置，使得孔洞易于在此類位置處優(yōu)先形核，并隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，孔洞逐 漸長(zhǎng)大并相連形成微裂紋，而后逐漸擴(kuò)展導(dǎo)致材料的持久失效。通常，在高溫持久過(guò)程中， 外加應(yīng)力促使晶體內(nèi)部的位錯(cuò)啟動(dòng)并滑移。隨著時(shí)間推移，位錯(cuò)不斷增殖，并在相界和晶界 處發(fā)生塞積。塞積群產(chǎn)生的長(zhǎng)程應(yīng)力場(chǎng)隨位錯(cuò)數(shù)量增加而增強(qiáng)，并產(chǎn)生顯著的局部應(yīng)力集中， 這種應(yīng)力集中是微孔洞在α/β界面形核的直接驅(qū)動(dòng)力。由于位錯(cuò)增殖速率顯著高于其湮滅速 率，導(dǎo)致合金中位錯(cuò)密度持續(xù)上升，并引發(fā)加工硬化效應(yīng)，使蠕變過(guò)程進(jìn)入減速階段。隨著 應(yīng)變能不斷累積，同時(shí)高溫環(huán)境促進(jìn)了原子振動(dòng)與空位擴(kuò)散，為位錯(cuò)越過(guò)障礙提供了熱激活 條件，刃型位錯(cuò)通過(guò)攀移，螺型位錯(cuò)通過(guò)交滑移在熱激活輔助下跨越相界和晶界[23]，該過(guò) 程使塞積群的應(yīng)力集中得以松弛。在外加應(yīng)力保持恒定的條件下，位錯(cuò)源可重新激活，持續(xù) 產(chǎn)生新的可動(dòng)位錯(cuò)，使材料內(nèi)部維持一定的有效位錯(cuò)密度。當(dāng)加工硬化與動(dòng)態(tài)回復(fù)達(dá)到平衡 時(shí)，蠕變過(guò)程即進(jìn)入穩(wěn)態(tài)階段[24]。隨著應(yīng)變的持續(xù)累加，孔洞有所長(zhǎng)大并且相鄰孔洞互相 連接形成微裂紋，微裂紋沿著晶界或者相界擴(kuò)展，最終導(dǎo)致試樣的失效斷裂?；趫D6對(duì)不同加載方向持久斷后試樣縱截面的損傷演變觀察，本文總結(jié)了如圖7所示的LPBF成形TA15合金薄壁結(jié)構(gòu)在500℃/470 MPa條件下的高溫持久損傷機(jī)制：首先，對(duì)于LD//BD條件下而 言，初生柱狀?晶粒的長(zhǎng)軸與加載方向平行，此時(shí)孔洞易于在?/?界面處形核，隨著應(yīng)變的增 加，孔洞長(zhǎng)大并且相鄰的孔洞連接形成微裂紋。應(yīng)變持續(xù)累積，形成的諸多微裂紋中與載荷 垂直的微裂紋傾向于繼續(xù)擴(kuò)展長(zhǎng)大，形成貫穿初生?晶粒的主裂紋，最終導(dǎo)致材料的穿晶斷 裂失效（圖7(a)和(b)）。而對(duì)于LD⊥BD條件下而言，初生柱狀?晶粒的長(zhǎng)軸與加載方向垂 直，此時(shí)孔洞除在α/β界面處形核外，因?晶界承受I型張開(kāi)應(yīng)力，孔洞也易于在β晶界處形 核。隨著應(yīng)變的持續(xù)累積，因沿著初生β晶界擴(kuò)展的微裂紋擴(kuò)展阻力不足，因此其優(yōu)先繼續(xù) 擴(kuò)展，并發(fā)展為尺寸大，破壞性強(qiáng)的主裂紋，最終造成試樣的沿晶斷裂失效（圖7(c)和(d)）。持久性能研究結(jié)果表明，2 mm厚薄壁試樣持久性能存在明顯的各向異性，LD//BD條 件下的持久壽命明顯優(yōu)于LD⊥BD條件下。基于上述分析可知，T2-H試樣（LD⊥BD）的 加載方向垂直于柱狀初生<100>取向的β晶粒的長(zhǎng)軸，此時(shí)柱狀晶界承受Ⅰ型張開(kāi)拉應(yīng)力，晶 界上的孔洞動(dòng)力學(xué)更快，裂紋沿著初生β柱狀晶界擴(kuò)展，路徑平直，擴(kuò)展速率更高。此外，T2-V試樣（LD//BD）在裂紋擴(kuò)展過(guò)程中，由于相鄰?板條界面的阻擋，裂紋擴(kuò)展路徑較為 曲折。據(jù)文獻(xiàn)報(bào)道，裂紋擴(kuò)展過(guò)程中持續(xù)的偏折會(huì)在相鄰晶粒間的裂紋表面引入摩擦應(yīng)力， 減緩裂紋擴(kuò)展速率[35]，因此T2-V試樣（LD//BD）的裂紋擴(kuò)展速率會(huì)有所下降，使得其具有 更高的持久壽命。同時(shí)，由于T2-V試樣（LD//BD）裂紋擴(kuò)展阻力更高，所以在試樣中形成 更多的微裂紋（如圖6(c)所示），裂紋密度的增多導(dǎo)致T2-V試樣（LD//BD）具有更高的持 久塑性。

4.2厚度對(duì)高溫持久性能的影響

持久性能研究結(jié)果表明，不同厚度薄壁試樣的持久壽命呈現(xiàn)出隨厚度增大先下降后平穩(wěn) 的趨勢(shì)。對(duì)于鈦合金而言，基體組織的微觀結(jié)構(gòu)參數(shù)會(huì)影響材料的抗蠕變性能。Sahoo等人[36]的研究結(jié)果表明，片層組織中初始β晶粒尺寸越大及?板條的寬度越小，則合金的穩(wěn)態(tài)蠕 變速率越低，即材料的抗蠕變性能越好。首先，對(duì)于不同厚度薄壁試樣而言，隨著厚度的減 薄，合金內(nèi)部初生β晶粒的寬度有所提升，尤其是當(dāng)厚度減薄到1 mm時(shí)，初生β晶粒的寬度 由4 mm厚時(shí)的101.8 ± 19.5μm突變式增長(zhǎng)到189.2 ± 41.3μm。這意味著，與4 mm厚試樣 相比，1 mm厚試樣將具有更好的抗蠕變性能。其次，在持久應(yīng)力的作用下，可動(dòng)位錯(cuò)在α板條內(nèi)部開(kāi)始滑動(dòng)。有研究表明，對(duì)于具有片層組織的Ti-6Al-4V合金來(lái)說(shuō)，α片層尺度的 下降也會(huì)使得合金的穩(wěn)態(tài)蠕變速率減緩[31]。對(duì)于不同厚度薄壁試樣而言，隨著厚度的減薄， 初生β晶粒內(nèi)部的α板條寬度也略有下降。這意味著，除大尺寸初生β晶粒所引起的穩(wěn)態(tài)蠕變 速率的降低外，因位錯(cuò)在α板條內(nèi)部滑移距離的減小，1 mm厚試樣的穩(wěn)態(tài)蠕變速率將進(jìn)一步下降。而隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，位錯(cuò)在α板條內(nèi)部不斷累積并在α/β界面處塞積，從而引起應(yīng) 力集中，最終使得孔洞在α/β界面處形核。最后，隨著應(yīng)變的累積，孔洞逐漸相連形成微裂 紋并逐步擴(kuò)展。在LD//BD條件下，α板條對(duì)裂紋擴(kuò)展具有明顯的阻礙作用。α板條尺度越小 對(duì)裂紋擴(kuò)展阻力越大，同時(shí)較大的β晶粒尺寸也使得裂紋在穿過(guò)整個(gè)晶粒時(shí)所遇到的α/β界 面更多。這意味著，較大的初生β晶粒和較小的?板條除會(huì)減緩穩(wěn)態(tài)蠕變速率外，在裂紋擴(kuò) 展階段也會(huì)提升合金的抗裂紋擴(kuò)展能力。因此，1 mm厚薄壁試樣具有更為優(yōu)異的持久性能。 而隨著初生β晶粒尺寸的減小及?板條寬度的增厚，合金的持久壽命呈現(xiàn)出隨厚度增大先下 降后平穩(wěn)的趨勢(shì)。

綜上所述，較小的β晶粒尺寸和較寬的α板條寬度使得較厚試樣的持久壽命低于較薄試 樣。而隨著試樣厚度的增大，初生β晶粒尺寸有所下降。在LPBF成形過(guò)程中，合金的微觀 組織結(jié)構(gòu)主要受熔池內(nèi)部溫度梯度（G）和凝固速率（R）共同控制[37-39]。根據(jù)凝固理論，G/R比值越低，越有利于等軸晶的形成；而冷卻速率（G × R）越高，則晶粒細(xì)化效果越顯 著。一般而言，凝固速率R與掃描速度直接相關(guān)。本文中對(duì)不同厚度試樣均采用同一組工 藝參數(shù)，因此可假定各試樣在凝固過(guò)程中的R值基本一致。在此條件下，溫度梯度G成為 導(dǎo)致不同厚度試樣組織差異的主導(dǎo)因素。Liu等[40]通過(guò)耦合溫度場(chǎng)演變的有限元模型與晶粒 生長(zhǎng)的相場(chǎng)模型研究發(fā)現(xiàn)，較厚試樣中熱場(chǎng)分布更為穩(wěn)定且溫度梯度方向較為一致；而薄壁 試樣受限于幾何尺寸與散熱條件，熱流方向易發(fā)生偏轉(zhuǎn)。同時(shí)，本文中由于所有試樣高度相 同，因此厚度較小的試樣完成單層掃描所需時(shí)間更短，層間停留時(shí)間相應(yīng)減少，導(dǎo)致已凝固 層在下一層鋪設(shè)前未能充分冷卻，層間熱累積加劇。最終，熱流方向的偏轉(zhuǎn)及層間熱累積的 加劇使得上層熔體與底層固體之間的溫度梯度G有所降低。因此，盡管R值相近，1 mm厚 度試樣的冷卻速率（G × R）仍顯著低于4 mm厚度試樣。最終表現(xiàn)為初生?晶粒尺寸隨厚度 增加而減小。此外，隨著試樣厚度的增大，初生β晶粒內(nèi)部α板條寬度有所增大。這主要可 能是由于在熱處理過(guò)程中較薄試樣表面積更大，散熱更快冷卻速率更高，最終呈現(xiàn)出α板條 寬度隨厚度降低而下降的趨勢(shì)。

4.3高度對(duì)高溫持久性能的影響

持久性能研究結(jié)果表明，2 mm厚薄壁結(jié)構(gòu)靠近基板的T2-H-Bottom試樣的持久壽命及 塑性明顯低于其它兩個(gè)高度的試樣。首先，對(duì)于不同高度薄壁試樣而言，隨著距基板高度的 下降，合金內(nèi)部初生β晶粒的寬度有所下降，靠近基板的T2-H-Bottom試樣的初生β晶粒尺寸 明顯小于其它兩個(gè)高度，因此合金的抗蠕變性能也隨之降低。其次，雖然T2-H-Bottom試樣初生β晶粒內(nèi)部的α板條尺寸低于其它兩個(gè)高度，但在LD⊥BD條件下，加載方向垂直于柱 狀初生<100>取向的β晶粒的長(zhǎng)軸，此時(shí)柱狀晶界承受Ⅰ型張開(kāi)拉應(yīng)力，晶界上的孔洞動(dòng)力學(xué) 更快，孔洞易于在β晶界處形核、相連后快速擴(kuò)展。T2-H-Bottom試樣初生β晶粒寬度最小， 這意味著薄壁試樣內(nèi)部具有更多垂直于加載方向的β晶界，因此導(dǎo)致試樣內(nèi)部孔洞形核的有 利位置增多，進(jìn)而使得孔洞的過(guò)早形核，劣化其持久性能。同時(shí)，T2-H-Bottom試樣內(nèi)部存 在較大尺寸的未熔合缺陷（圖2(f)）。這意味著裂紋在擴(kuò)展過(guò)程中遇到未熔合缺陷后迅速失 穩(wěn)擴(kuò)展導(dǎo)致試樣斷裂失效的幾率更大。因此，在多因素的綜合影響下，最終造成了T2-H-Bottom試樣持久壽命有所降低且持久塑性分散性較大。

綜上所述，較細(xì)小的組織及缺陷的存在使得薄壁試樣的持久壽命隨著高度的下降而降低， 且存在明顯的分散性。而隨距基板高度的下降，薄壁試樣的β晶粒尺寸隨之下降。這主要是 由于越接近基板，導(dǎo)熱系數(shù)更高，高冷卻速率抑制晶粒的生長(zhǎng)，導(dǎo)致初生β晶粒尺寸最小。Liu等[40]基于模擬及實(shí)驗(yàn)也發(fā)現(xiàn)，在沉積初始階段近基板區(qū)域因冷卻速率極高，首先形成細(xì) 小等軸晶；隨沉積高度增加，熱場(chǎng)趨于穩(wěn)定，外延生長(zhǎng)機(jī)制逐漸主導(dǎo)凝固過(guò)程，晶粒沿最大 熱梯度方向發(fā)生競(jìng)爭(zhēng)性生長(zhǎng)，最終形成典型的柱狀晶組織。因此，隨具基板高度的升高，穩(wěn) 態(tài)熱循環(huán)逐漸建立，散熱條件改善，冷卻速率降低，初生β晶粒尺寸有所增大。

5、結(jié)論

本研究通過(guò)系統(tǒng)實(shí)驗(yàn)與機(jī)理分析，揭示了激光粉末床熔融（LPBF）成形TA15合金薄 壁結(jié)構(gòu)在高溫持久載荷下的失效機(jī)制與性能調(diào)控規(guī)律。研究結(jié)果表明，持久壽命受厚度、位 置與取向三因素耦合作用，呈現(xiàn)顯著的多尺度協(xié)同效應(yīng)。在厚度方面，持久壽命隨厚度增加 呈先下降后平穩(wěn)的趨勢(shì)，1 mm試樣因具有粗大初生β晶粒和細(xì)小α板條，不僅顯著降低穩(wěn) 態(tài)蠕變速率，還因α/β界面的增多而有效阻礙裂紋擴(kuò)展，故表現(xiàn)出最優(yōu)持久性能；而較厚試 樣因晶粒細(xì)化和板條粗化導(dǎo)致抗蠕變與抗裂紋能力同步下降。在位置方面，近基板區(qū)T2-H-Bottom試樣因初生β晶粒更細(xì)小、β晶界密度更高，且在垂直加載條件下晶界承受I型張開(kāi)應(yīng)力，促使孔洞更易形核和擴(kuò)展，加之該區(qū)域存在未熔合缺陷進(jìn)一步加速失穩(wěn)斷裂， 導(dǎo)致其持久壽命及塑性顯著降低且分散性增大。在取向方面，持久性能表現(xiàn)出強(qiáng)烈各向異性： 當(dāng)加載方向平行于成形方向（LD//BD）時(shí)，裂紋擴(kuò)展路徑曲折、阻力大，表現(xiàn)為穿晶斷裂， 持久壽命和塑性更高；而當(dāng)加載方向垂直于成形方向（LD?BD）時(shí)，裂紋沿平直β晶界快 速擴(kuò)展，呈現(xiàn)沿晶斷裂特征，性能顯著劣化。綜合來(lái)看，對(duì)持久性能影響的重要性排序?yàn)椋喝∠?gt;厚度>位置，其中取向主導(dǎo)裂紋擴(kuò)展機(jī)制與損傷模式，厚度調(diào)控蠕變抗力和裂紋 擴(kuò)展路徑，位置則通過(guò)局部組織細(xì)化與缺陷分布引入性能波動(dòng)。微觀組織（晶粒/板條尺寸） 和工藝缺陷作為內(nèi)在因素，通過(guò)調(diào)制孔洞形核與裂紋擴(kuò)展行為，間接介導(dǎo)了上述宏觀力學(xué)性 能的演變規(guī)律。本研究闡明了微觀組織與高溫持久性能的內(nèi)在聯(lián)系，為航空航天領(lǐng)域高可靠 輕量化構(gòu)件的材料設(shè)計(jì)與工藝優(yōu)化提供了重要的理論依據(jù)和調(diào)控策略。

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（注，原文標(biāo)題：激光粉末床熔融成形TA15合金薄壁結(jié)構(gòu)高溫持久性能研究）