動靜載荷作用下增材制造Ti-6AI-4V合金的力學性能研究進展

中圖分類號：0347 國標學科代碼：13015 文獻標志碼：A

Research progress on mechanical properties of additive manufacturing Ti-6Al-4V alloy under static and dynamic loading

XIAO Xianfeng1，XU Jianlong1，WU Zuxi1， YE Xiaojun ^1，2 ，FU Yanshu1

（1.School ofAdvanced Manufacturing，Nanchang University，Nanchang 33oo31，Jiangxi， China;

2.School ofInformationandArtificial Intelligence，Nanchang InstituteofScienceand Technology， Nanchang，Jiangxi，China）

Abstract： With its high design freedom andrapid prototyping capabilities，additive manufacturing （AM）ofers significant advantages inmanufacturing criticalcomponents withcomplex geometries for theaerospaceanddefense industries.Ti-6Al-4V alloy，leveragingitsexceptionalcombinationoflowdensity，ighspecificstrength，andcrepresistance，areextensively employed incritical structures that are frequentlysubjected to impact loading inaerospace and defense systems.A thorough understandingof themechanical propertiesandunderlying mechanismsof theaditivelymanufacturedTi-6Al-4Vallyunder staticanddynamic loading iscrucial forenhancingtheserviceperformanceof thesecomponents.This paper systematically reviews and summarizes the latest advancements in the mechanical response of AMTi-6Al-4Vtitanium aloys.Firstly，a brief overview of the classification and working principles of typical metal aditive manufacturing （AM）technologies is provided. Subsequently，research eforts on thequasi-static tensile and dynamic compressive propertiesof additively manufactured Ti-6Al-4V titanium alloyaresystematicallyreviewed，followed byacomparativeanalysisof itsmechanical performance against cast and forged Ti-6Al-4Vcomponents.Furthermore，the mechanismsof corelation between the microstructure and mechanical behaviorsoftypical metaladitive manufactured itanium alloys.Additionally，thecommonlyusedpost-processing techniques to mitigate the anisotropic mechanical response of AM Ti-6Al-4V alloy under static loading are summarizes.

Keywords： additive manufacturing; Ti-6Al-4V; dynamic and static loading; mechanical properties; anisotropy

根據美國材料與試驗協會（American Society for Testing and Materials，ASTM）對增材制造（additivemanufacturing，AM）的定義——與減材制造相反，依據3D模型數據，通過將材料一層一層地堆疊以制造所需部件，增材制造也被稱為3D打印、疊層制造和自由成形制造等[1]。典型金屬增材制造工藝包括激光定向能量沉積（laser direct energy deposition，LDED）[2-3]、激光粉末床熔融（laser powder bed fusion，LPBF）[4-5]和電子束熔化（electron beam melting，EBM）[6-7]。增材制造具有以機加工為代表的減材制造技術所不具有的高靈活性，能夠快速便捷地制造出異形零部件，可顯著降低加工成本和減少材料浪費，廣泛應用于加工航空航天領域復雜幾何形狀的關鍵部件，如Ti-6AI-4V鈦合金航空發動機葉片8。此外，結構拓撲優化和增材制造技術的組合實踐已成為現代制造業尤其是航空航天工業的主流設計思路，能夠有效實現結構部件輕量化和高性能的設計目標[9-10]。

航空航天高性能鈦合金關鍵承載部件往往服役于極端嚴苛環境中，要抵抗沖擊載荷所產生的變形和破壞[]。例如：在碎片撞擊衛星、彈藥打擊目標、飛行器著陸或鳥類撞擊飛機等情況下，鈦合金部件會承受突然的沖擊載荷，因此抗沖擊性能是增材制造鈦合金構件的一個重要評價指標[12]。增材制造鈦合金在成形過程中經歷快速熔化和凝固，超過 10³°C/s 的冷卻速率易使其形成與傳統制造構件不同的由柱狀初生 β 晶粒和 α 晶界構成的非均質結構[13]，顯微組織的各向異性導致其在靜態載荷作用下的力學響應呈現各向異性[14-15]。相比于靜態力學響應，對增材制造鈦合金動態力學響應的研究較少。

本文中，聚焦于動靜載荷作用下增材制造Ti-6Al-4V力學性能的研究進展，比較典型增材制造（LPBF、LDED和EBM）與傳統工藝制造（鑄造、鍛造）Ti-6Al-4V構件的力學性能，對增材制造Ti-6Al-4V合金顯微組織與力學行為的關聯機制展開討論。針對增材制造Ti-6Al-4V在靜態載荷作用下的各向異性力學響應，總結常用改善各向異性的后處理工藝。并基于增材制造Ti-6AI-4V力學性能的現有研究，對增材制造鈦合金的研究方向提出展望，以期推動增材制造鈦合金關鍵承載部件在極端環境下中的應用。

1典型金屬增材制造工藝

采用LDED工藝制造時，以激光束為熱源，將原料（粉末或絲材）通過噴頭或進絲裝置連續輸送，如圖1（a）[16]所示，激光束熔化原料并沉積在基板上，基板固定，通過移動激光束成形實體構件。采用LPBF工藝制造時，需要先將粉末鋪展在基板上，如圖1（b）所示，高能激光束熔化粉末并沉積在基板上，在成形一層后，基板下移并重新鋪展一層粉末，再次啟動高能激光束熔化粉末并沉積金屬。與LPBF一樣，EBM也是基于粉末床的增材制造工藝[17]，但EBM采用電子束作為熱源且具有更高的工作功率，其工作原理如圖1（c）[18]所示。

上述3種增材制造技術的成形氛圍有所不同，LDED主要在開放空間并施加局部氣體保護，LPBF 則通常在充滿惰性保護氣體的封閉腔內成形，而EBM必須在真空環境中制造。LDED較簡單的成形氛圍使其構件易被雜質氣體（如氧氣、氫氣等）所污染，而成形氛圍要求更高的LPBF和EBM成形構件不易受到雜質氣體的污染。

LDED成形時采用了比LPBF更大的光斑直徑，從而獲得了更高的成形效率。LPBF成形過程中的激光線能量密度比LDED的更高，其熔池內部溫度梯度更大，這導致LPBF成形時熔池的冷卻速率比LDED的冷卻速率要高2個量級[19]。LPBF和LDED成形時基板預熱至 200^qC 左右[20-21]，而EBM成形時基板和金屬粉末都需要預熱到 650～700%^[22-23] 。因此，相對于LPBF和LDED，EBM具有更低的冷卻速率和平緩的溫度梯度，從而降低了EBM構件的殘余應力，EBM構件通常不需要進行去應力退火[13]。

表1中總結了3類典型金屬增材制造工藝的制造特點，LPBF具有最高的冷卻速率，EBM的冷卻速率最小;在開放空間制造的LDED因其便捷性而具有最廣的使役范圍，而LPBF和EBM更嚴苛的制造要求限制了它們的應用場合；EBM構件較小的殘余應力使其對熱處理的需求最低。

2增材制造Ti-6AI-4V的顯微組織和缺陷

增材制造鈦合金具有復雜的熱歷史，搭接層金屬經歷多重熱循環，在高冷卻速率下會產生細小的 α 板條。圖 2^[28-30] 展示了LDED、LPBF 和 EBM 成形的 Ti-6Al-4V 構件中形成的初生 β 晶粒，圖 3^[13，30-33] 展示了上述3種增材制造工藝和鍛造、鑄造成形Ti-6A1-4V構件內部的顯微結構

增材制造固有的高溫度梯度使得初生 β 晶粒快速生長，長度甚至超過 1mm ，如圖 2^[28-30] 所示。同時在初生 β 晶粒邊界形成了具有一定厚度的 α 晶界， α 晶界比 α 相脆弱，在載荷作用下細長的 α 晶界很容易開裂[17，34-36]。

Ti-6Al-4V的相變主要取決于熱歷史和冷卻速率[37]。在冷卻速率足夠高的情況下，當制造溫度低于馬氏體起始溫度時，鈦合金中就會產生針狀 α^′ 馬氏體[38]。Ti-6A1-4V合金冷卻過程中針狀 α^′ 馬氏體形成的起始溫度介于 575^[39]～800^°C^[40] 之間，而LDED、LPBF和EBM的制造溫度都低于馬氏體起始溫度的最大值，增材制造固有的高冷卻速率會導致構件中產生大量的針狀 α^′ 馬氏體。在LDED制造中產生了較短的針狀 α^′ 馬氏體（圖 2（a）^[28] ），LPBF制造中生成了幾乎穿過整個初生 β 晶粒的針狀 α^′ 馬氏體（圖 2（b）^[29]， ，而EBM構件由更寬大的 α 板條組成（圖 2（c）^[30] ），這歸因于3種成形工藝的冷卻速率不同。LPBF具有比LDED更高的冷卻速率，從而產生了更大的過冷度并提供了更高的驅動力，以促進針狀α^′ 馬氏體生長。因此，LDED構件表現出比LPBF構件更短的針狀 α^′ 馬氏體。與LDED和LPBF相比，EBM較高的工作溫度和多重熱循環會使針狀 α^′ 馬氏體經歷類時效處理，從而原位分解為 α+β 相[41-42]，使得EBM構件組織表現為較寬大的 α 板條。

由于成形過程中較高的冷卻速率，增材制造Ti-6Al-4V構件的顯微組織以魏氏體結構為主，但不同制造工藝形成的魏氏體組織形態不同。LDED構件和LPBF構件中形成更致密的層狀魏氏體組織（圖 3（a）^[31]～（b）^[13]） ，而EBM構件中形成較寬大的網籃狀魏氏體組織（圖3（c）[30]），文獻[29-30，41-44]中都觀察到了類似的微觀結構。鍛造構件顯微組織由等軸 α 晶粒和 β 轉變基體組成（圖 3（d）^[32] ），其中 β 轉變基體內包含細小的 α 板條。鑄造構件顯微組織為層狀魏氏體結構（圖3（e）[33]），但其 α 集束尺寸遠大于LDED和LPBF構件中的同類組織。

同時，增材制造過程產生的缺陷（如氣孔[45]、未熔合[46]、氧化[11）和高殘余應力[47-48]會顯著影響構件的力學性能。圖4（a）[4]、（c）[49]和 （e）^[50] 分別展示了LDED、LPBF和EBM成形Ti-6Al-4V構件中產生的氣孔，圖 4（b）^[46] 、 （d）^[49] 和 （f）^[50] 分別展示了LDED、LPBF和EBM成形Ti-6Al-4V構件具有粉末未熔合的缺陷。上述內部缺陷在疲勞實驗[51] 和拉伸實驗[50]中會引發裂紋，進而影響構件的塑性，如圖 和 （h）[50]所示，前者表示粉末未熔合在LPBFTi-6Al-4V構件中引發疲勞裂紋，后者為粉末未熔合影響EBMTi-6Al-4V構件拉伸延展性。

3增材制造Ti-6AI-4V構件的力學性能

航空航天領域鈦合金承載部件在實際服役過程中往往要承受動態沖擊載荷[1]，增材制造鈦合金的實際應用不僅要考慮其在準靜態載荷作用下的力學性能，還要了解其在動態沖擊載荷作用下的力學響應。準靜態拉伸測試 （10^-5～10^-2s^-1） 和分離式霍普金森壓桿測試（split Hopkinson pressure bar，SHPB）（10²～10⁴s^-1） 試驗方法常用于獲得鈦合金在不同應變率下的力學響應。SHPB測試采用3根同材質的金屬桿進行壓縮實驗，基于一維應力波假設獲得材料的高應變率力學響應。本節中討論增材制造Ti-6Al-4V合金的準靜態拉伸性能和動態壓縮性能及其影響因素。

3.1增材制造Ti-6AI-4V的準靜態拉伸性能

3.1.1制造工藝對拉伸性能的影響

制造工藝對鈦合金力學性能有顯著的影響。表2中列舉了不同制造工藝成形的Ti-6Al-4V構件的準靜態拉伸力學性能數據[14-15.30.32-3.52-53]。在增材制造 Ti-6Al-4V 合金中，LPBF 構件表現出最大的屈服強度，這歸因于LPBF構件含有較多的針狀 α^′ 馬氏體。針狀 α^′ 馬氏體具有比 α 板條更高的屈服強度和更差的延展性[13]，它在載荷作用下更容易斷裂。3種增材制造Ti-6Al-4V構件的伸長率均高于鍛造Ti-6Al-4V構件。鈦合金中的 α/β 界面會顯著阻礙位錯運動[54，由于具有較少的 α/β 界面，等軸組織通常表現出比層狀組織更好的延展性[55-59]。鍛造Ti-6A1-4V構件中較少的 α/β 界面提供了較好的延展性，同時鍛造構件中極少的顯微組織缺陷對材料的塑性影響很小，因此，鍛造構件在準靜態拉伸實驗中通常表現出比增材制造構件更高的伸長率[36，60]。

制造工藝對合金中的顯微組織有很大的影響，這歸因于不同制造工藝的熱歷史不同。EBMTi-6Al-

4V構件比LDED和LPBFTi-6Al-4V構件具有更好的韌性，這是由位錯分布模式決定的[55]。在網籃狀魏氏體組織中，位錯運動被不同取向的 α 晶粒阻礙，位錯堆積在 α/β 界面中（圖 5（a）^[55] ；而層狀魏氏體組織中擁有較大的 α 集束，位錯可以在 α 集束內滑移并在邊界處堆積造成應力集中（圖 5（b）^[55] ）。相比于層狀魏氏體組織，網籃狀魏氏體組織中的位錯分布更均勻，局部應力集中程度更低，協調變形能力更好。鑄造構件中層狀魏氏體組織的 α 集束尺寸大于LDED和LPBF構件中的同類組織，更寬大的 α 集束可能會在邊界處積累更多的位錯，位錯堆積形成的應力集中可能會誘發空洞形核和合并，最終形成裂紋并降低塑性，導致鑄造構件表現出較差的延展性。

殘余應力同樣會顯著影響構件的延展性[61-62]。殘余應力與成形過程的溫度梯度密切相關，增材制造鈦合金固有的高溫度梯度會給構件內部帶來殘余應力[47-48]。LDED 的冷卻速率介于LPBF和EBM之間。具有最高冷卻速率的LPBF 會使構件在制造時產生極大的殘余應力[63-64]，LPBF 構件中較高的殘余應力會導致構件形成微裂紋和翹曲，顯著影響材料的延展性。EBM較低的冷卻速率產生的較平緩的溫度梯度顯著降低了構件中的殘余應力[65]，EBM構件中幾乎可以忽略不計的殘余應力對材料的延展性影響甚微。

晶粒尺寸對屈服強度也有重要影響。依據 Hall-Petch 公式[66-67]，即 σ_y=σ₀+kd^-1/2 ，材料的屈服強度與晶粒尺寸成反比。其中， σ_y 為材料的屈服極限， σ₀ 為移動單個位錯時產生的晶格摩擦阻力， k 為與材料的種類有關的常數， d 為平均晶粒尺寸。注意到LPBF構件和LDED構件中 α/α^′ 板條的寬度明顯低于鑄造構件和EBM構件中同類組織的寬度。LDED和LPBF構件中針狀 α^′ 馬氏體板條的寬度為 0.2～ 1.0μm （圖 3（a）^[31]～（b）^[13]， ，EBM構件中 α 板條的寬度為 2～6μm （圖3（c）[30]），鍛造構件中等軸 α 晶粒的尺寸為 15～25μm （圖 3（d）^[32]， ，而鑄造構件中 α 板條的寬度為 2～7μm （圖3（e）33）。LDED、LPBF構件中含有大量的針狀 α^′ 馬氏體，針狀 α^′ 馬氏體中包含高密度的位錯，LDED、LPBF構件可以通過位錯強化產生更大的硬化。因此，擁有較小晶粒尺寸和額外位錯強化的LDED、LPBF構件表現出較高的屈服強度。

鈦合金的力學性能還與有效滑移長度有關，屈服應力與有效滑移長度成反比[5.68]。在準靜態拉伸實驗中，材料通常以位錯滑移產生變形[。在層狀魏氏體中，有效滑移長度為 α 集束的尺寸；而在網籃狀魏氏體中，有效滑移長度為不同取向 α 板條的長度[55]。在顯微組織由等軸 α 晶粒和 β 轉變基體構成的鍛造構件中，有效滑移長度即為等軸 α 晶粒尺寸。圖 2～3 展示了LDED、LPBF、EBM、鍛造和鑄造成形的Ti-6Al-4V構件的顯微組織，其中LDED、LPBF和EBM構件中有效滑移長度分別為 25～40，30～ 50和 15～30μm ，鍛造構件中有效滑移長度為 15～25μm ，鑄造構件中有效滑移長度為 30～50μm 。有效滑移長度與晶粒尺寸有著內在的聯系， α 板條寬度的增大同時會導致 α 集束尺寸的增大，從而導致有效滑移長度的增大，屈服應力與有效滑移長度成反比，更大的有效滑移長度會產生更低的屈服應力。相對于LDED、LPBF和EBM構件，鍛造構件擁有較小的有效滑移長度，且鍛造構件中 β 轉變基體包含細小的 α 板條，這些 α 板條會阻礙位錯運動，從而產生額外強化效應[70]，因而鍛造構件表現出較高的屈服強度。而擁有最寬的 α 板條和最大有效滑移長度的鑄造構件會表現出最低的屈服強度。

3.1.2沉積方向對拉伸性能的影響

不同沉積方向增材制造鈦合金的力學性能有顯著的差異，增材制造Ti-6A1-4V構件呈現拉伸各向異性。以HD表示沉積方向為水平方向（horizontaldirection），即HD成形構件選取的準靜態拉伸試件和動態壓縮試件的長軸垂直沉積方向，如圖6（a）所示；以VD表示沉積方向為垂直方向（verticaldirection），VD成形構件中選取的準靜態拉伸試件和動態壓縮試件的長軸平行沉積方向，如圖6（b）所示。從表2[14-15.30，32-33，52-53]可以看出，在增材制造Ti-6A1-4V構件的準靜態拉伸測試中，HD成形構件通常表現出更高的屈服強度，而VD成形構件具有更高的伸長率。

拉伸性能的各向異性與顯微組織排列結構有很大的聯系。增材制造鈦合金中的 β 晶粒沿沉積方向生長，在 β 晶粒間有連續的 α 晶界。HD成形構件中的 β 晶粒長軸垂直于拉伸載荷，這導致沿初生 β 晶粒間的 α 晶界容易產生裂紋，較長的 β 晶界為裂縫擴張提供了優先路徑[3，構件產生晶間斷裂（圖 7（a）^[36]， 。圖 7（b）^[36] 展示了VD成形構件的斷裂形貌，構件中 β 晶粒長軸平行于拉伸載荷，當 α 晶界處產生裂紋后，裂紋的傳播路徑在穿過不同 β 晶粒時會產生偏移并消耗更多的能量，這就意味著裂紋的擴張更難，VD 成形構件容易產生沿晶斷裂，從而構件表現出更強的韌性。

沉積方向同樣影響構件的散熱，沿HD沉積的構件與基板的接觸面積大于VD沉積構件，HD 成形構件產生了更大的溫度梯度。相應地，成形過程中產生的熱量在HD成形構件中比在VD成形構件中更有效地通過基板傳導，即HD成形構件的冷卻速率高于VD成形構件[7I，這導致HD成形構件產生了更多的細針狀 α^′ 馬氏體。此外，在成形過程中，構件的搭接層會發生重熔，這些重熔區經歷多次熱循環。

成形過程中的這種重熔行為會促進Ti-6Al-4V合金中針狀 ω^′ 馬氏體原位分解為片層狀 α+β 相[72-73]。相比于HD成形構件，VD成形構件在沉積方向具有更大的尺寸，VD成形構件不僅冷卻更慢，并且經歷更頻繁的重熔，因此它會保留更少的針狀 α^′ 馬氏體。針狀 α^′ 馬氏體的強度高但塑性差，導致VD成形構件具有較強的塑性和較低的屈服強度。

增材制造鈦合金獨特的成形過程產生了 lt;100gt;_β// 沉積方向的纖維織構[30.74-75]，由于鈦合金的 α 和 β （204號相間存在 {0001}_α//{110}_β 和 的伯格斯位向關系（Burgers orientation relationship，BOR）[6]，這使得成形態鈦合金表現出 沉積方向的織構[30.74-7]。鈦合金的基底滑移系（ {0001}_α （204 的臨界分解剪切應力（critical resolved shear stress，CRsS）與柱面滑移系（ 相當，但均遠低于錐體滑移系（ 或 9]。在低應變率加載時，錐體滑移系難以被激活[80-81]。VD成形構件中的 織構在準靜態拉伸載荷作用下表先出較高的基底滑移和柱面滑移施密特因子（Schmid factor，SF），而HD 成形構件具有相對均勻的 SF取向分布[30]，HD 成形構件中的基底滑移和柱面滑移系統在拉伸時更難以激活，較低的滑移傾向性導致HD成形構件表現出比VD成形構件更高的屈服強度。

3.1.3后處理工藝對增材制造Ti-6Al-4V鈦合金各向異性的影響

增材制造鈦合金在靜態載荷下表現出的力學性能各向異性限制了其在航天器、武器裝備等領域的應用，現有研究集中于采取熱處理工藝改善增材制造鈦合金的各向異性[7.82-83]。Ti-6Al-4V 合金的常用熱處理工藝可分為去應力退火[84]、固溶熱處理[85]、固溶時效熱處理[86]和 β 退火[87]。這些熱處理工藝之間的區別主要為退火溫度不同：去應力退火的退火溫度低于再結晶溫度（ 750^qC ；固溶熱處理的退火溫度居于 750^°C 和 β 轉變溫度（ 995‰ ）之間；時效處理在固溶熱處理后進行，其退火溫度為 450～550^°C ：β 退火的退火溫度高于 995°C 。

圖 8^[82] 為LPBFTi-6Al-4V在經過不同后處理工藝（保溫時間 2.5h ，爐冷）后水平和垂直沉積塊狀材料的顯微組織，較低放大倍數的圖像為光學顯微鏡（optical microscope，OM）圖像，其中較暗的區域為β 相，較亮的區域為 α 相；放大倍數較高的是掃描電鏡（scanning electronmicroscope，SEM）圖像，其中較亮的區域為 β 相，較暗的區域為 α 相。圖 8（a）～（b） 為成形態試樣，表現為包含大量針狀 α^′ 馬氏體的柱狀初生 β 晶粒結構；圖 8（c）～（d） 展示的為固溶溫度為 750^°C 的熱處理態組織，成形態中的針狀 α^′ 馬氏體分解為由 α+β 相構成的層狀魏氏體組織;圖 8（e）～（h） 展示的分別為固溶溫度為850和 920‰ 的熱處理態組織，它們具有相似的層狀魏氏體組織；圖 8（i）～（j） 展示的為退火溫度為 1050^qC 的熱處理態組織，由于退火溫度超過了 995‰ ，圖8（i）所示的柱狀初生 β 晶粒發生等軸化，材料表現為均勻的網籃狀魏氏體組織，2個沉積方向具有類似的組織。隨著退火溫度的升高，柱狀初生 β 晶粒愈加等軸化，2個沉積方向的顯微組織差異近乎完全消除。

值得注意的是，常用的后處理工藝，如熱處理工藝或熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP）工藝，均無法完全消除增材制造鈦合金在靜態載荷下的力學性能各向異性[7782.8-93]。去應力退火時較低的退火溫度難以完全分解針狀 α^′ 馬氏體[94-95]，熱處理后保留的大量針狀 α^′ 馬氏體會嚴重削弱構件的塑性。低退火溫度使得成形態構件中的柱狀初生 β 晶粒得到最大程度的保留，不同沉積方向的微觀結構各向異性導致力學性能的各向異性。

為表征增材制造鈦合金在靜態載荷下力學性能的各向異性程度，采用屈服強度差比 r_y. 抗拉強度差比 r_t 和伸長率差比 R 量化沉積方向對力學性能的影響[82]，其計算公式如下：

式中： σ_y，σ_t 和 ε 分別為屈服強度、抗拉強度和伸長率，下標h和 v 表示水平和垂直沉積方向。

表3展示了典型增材制造 Ti-6Al-4V的拉伸各向異性[1，82-83，8.92]。表中展示數據均來自于 750^°C 以上退火后的材料，隨著退火溫度的升高，熱處理工藝由固溶熱處理轉換為 β 退火，增材制造Ti-6Al-4V的各向異性顯著減弱。這歸因于構件中的柱狀初生 β 晶粒和 α 晶界在熱處理時發生了較大的變化，柱狀初生 β 晶粒使得不同沉積方向的顯微組織表現出各向異性，顯微組織的各向異性導致宏觀力學行為的各向異性[82.96]。熱處理時退火溫度的提高促進柱狀初生 β 晶粒等軸化，并消除顯微組織的各向異性[82，97]。經過固溶處理或 β 退火，增材制造鈦合金中的針狀 ∣α^′ 馬氏體完全分解為 α+β 相[9]，高退火溫度提供了α 板條充分生長的驅動力。圖8（i）和（i）為2個沉積方向 β 退火后的顯微組織，高于 995‰ 的退火溫度使得柱狀初生 β 晶粒近乎完全等軸化，2個沉積方向材料均表現為近似的網籃狀魏氏體組織，雖然不同沉積方向的顯微組織近乎一致，但其靜態載荷下的力學性能仍存在微弱的各向異性。可以看出，熱處理工藝能夠改善增材制造Ti-6Al-4V的各向異性。但在 995‰ 以上退火后，顯微組織的各向同性難以解釋力學性能上微弱的各向異性。

現有研究[77.89]表明，增材制造鈦合金內 沉積方向的織構同樣會產生力學性能各向異性，該織構由成形過程產生的 lt;100gt;_β// 沉積方向的纖維織構經伯格斯位向關系生成，熱處理時較短的保溫時間（ 1～3h） 難以完全消除 沉積方向的織構對力學性能的影響。因此， β 退火后，即使不同沉積方向具有近乎一致的顯微組織， 沉積方向的織構仍會導致力學性能產生微弱的各向異性。

3.2 增材制造Ti-6AI-4V的動態壓縮性能

鈦合金在動態載荷下的應力-應變行為受應變硬化、應變率硬化和熱軟化等機制共同作用。應變硬化表現為加載過程中應力隨著應變增加而增加。而在高應變率下，短暫的加載時間導致只有一部分沖擊生成的熱量通過對流、傳導和輻射散布到周圍環境中，剩余的熱量提高了材料的溫度。材料的劇烈升溫將降低流動應力，這種影響被稱為熱軟化[98]。高應變率使材料的晶粒產生扭曲、旋轉和破碎[9]，位錯堆積更嚴重，并表現出比低應變率加載時更高的流動應力，這種影響被稱為應變率硬化[100]。

3.2.1增材制造Ti-6Al-4V的應力-應變行為

在增材制造Ti-6Al-4V[46.101-107]的動態壓縮性能方面已有不少的研究。圖9[46.107，108-10]展示了3種增材制造技術（LDED、LPBF和EBM）和2種傳統工藝（鍛造和鑄造）成形的Ti-6Al-4V構件動態壓縮的力學行為。雖然測試應變率范圍不一致，但Ti-6Al-4V構件在動態壓縮下的屈服強度和極限應變似乎與成形工藝有關。在應變率相近的實驗條件下，LPBF構件表現出最高的屈服強度和僅次于鍛造構件的塑性（圖9（b）[107]和 （d）^[109] ），LDED 構件具有僅次于LPBF構件的屈服強度和塑性（圖9（a）[46]），EBM構件在加載時強烈的應變硬化產生了僅比LPBF構件低的極限抗壓強度（圖 9（c）^[108] ），鑄造構件則表現為最低的屈服強度和極限抗壓強度（圖 9（e）^[110]， 。當LDED構件測試應變率提高到 7000s^-1 時，試件的延展性反而下降（圖 9（b）^[107]） 。這歸因于熱軟化導致絕熱剪切帶（adiabatic shearband，ASB）的形成[]，ASB的發展會導致局部剪切塑性失穩[11]，降低了動態壓縮時的延展性。隨著應變率的提高，ASB 發展更迅速，材料表現出更低的塑性。

圖9不同工藝制造Ti-6A1-4V合金動態壓縮力學響應[46.107-110]

圖10（a）展示了增材制造Ti-6Al-4V合金在動態壓縮時的應力-應變行為，而圖10（b）則展示了與圖10（a）相對應的應變硬化率-應變行為。增材制造Ti-6Al-4V合金動態壓縮變形行為可以分為4段，由于高應變率下更大沖擊引起的瞬時應變硬化[113]，材料更早達到屈服階段，階段1表現出更快的屈服和逐漸降低的應變硬化率，更高應變率沖擊會導致形成更小的應變 ε₁ ，同時由于初始加載時彈性波的彌散，階段1難以表現出完全的線彈性。在塑性變形的開始階段，塑性功產生的熱量不足以使材料發生顯著軟化，應變硬化起著更重要的作用，因此階段2的流變行為是略微上升的“平臺段”，對應于圖 10（b）中 ε₁–ε₂ 階段表現出的平緩下降的應變硬化率。在階段3中，熱軟化產生的影響逐步超過應變硬化的影響，流變曲線則表現為略微下降的“平臺段”，對應于 E₂-E₃ 階段負值的應變硬化率。值得注意的是，階段2和階段3的“平臺段”是宏觀視角的結果，細致觀察應力-應變行為表現為波浪起伏的曲線，這是應變硬化與熱軟化競爭所導致的。階段4表現為顯著的應力下降，表現為應變硬化率曲線斜率急劇減小，這是由熱軟化和快速卸載所導致的。一方面，劇烈的熱軟化使得流動應力顯著下降；另一方面，SHPB實驗無法保持恒定的應變率加載[1，材料將在實驗后段產生快速卸載。劇烈的卸載過程會導致流動應力下降。

應變率的提高會使階段2的間距縮短和階段3的間距增加，這歸因于更高應變率加載產生的更劇烈的熱軟化。同時注意到隨著應變率的升高， ε₄ 顯著增大。

3.2.2增材制造Ti-6Al-4V動態壓縮力學性能的影響因素

3.2.2.1 沉積方向對動態壓縮力學性能的影響

在增材制造鈦合金沉積方向對動態壓縮行為的影響方面，現有研究結論并不一致。部分研究結果表明沉積方向對動態壓縮下的流動應力影響微不足道[46.103.112]，動態壓縮下流動應力表現為各向同性，其原因是由于高應變率下初生 β 晶粒對塑性變形的影響很小，材料變形行為主要取決于 β 晶粒內的 α 板條特性[46]。但在文獻[17]中發現增材制造Ti-6Al-4V在動態壓縮下具有明顯的各向異性，這歸因于VD 成形構件經歷了更多的重熔產生了更精細的微觀結構，因而表現出更大的流動應力。Waymel等[103]認為高應變率測試產生的噪聲可能掩蓋了取向的依賴性。然而，上述研究結論是基于不同的增材制造工藝，如文獻[17]中采用EBM成形，而文獻[46，103，112]中則采用LDED或LPBF成形，增材制造工藝的差異同樣會對動態壓縮力學性能產生影響。目前，對這一方面的研究并不充分，尚不能完全揭示沉積方向和增材制造鈦合金動態壓縮力學性能之間的聯系。

3.2.2.2 應變率對動態壓縮行為的影響

高速沖擊載荷作用下，晶粒易產生扭曲、旋轉和破碎，晶粒尺寸顯著降低[17]。應變率越高，位錯堆積越嚴重，位錯密度也隨之提高。依據Hall-Petch 公式和位錯強化理論，材料將表現出更高的流動應力，常采用應變率敏感系數 m^[114] 來量化應變率對材料應力-應變行為的影響：

式中： σ₂ 和 σ₁ 分別為在應變率 和 下給定應變處的應力值。基于應變率敏感系數，可將材料分為3類：應變率不敏感材料 （m=0） ，正應變率敏感材料（ mgt;0， 和負應變率敏感材料 （mlt;0 ）。

在動態壓縮條件下，各增材制造工藝成形的鈦合金都表現出顯著的正應變率敏感性，即高應變率下表現出更高的流動應力[46.101-107];在鍛造鈦合金中同樣可以觀察到正應變率敏感性[101]。表 4^{[17，46，101，103]} 給出了不同制造工藝成形的Ti-6Al-4V構件的應變率敏感系數的測試結果，可以看出，EBM構件具有比LDED構件、LPBF構件和鍛造構件更高的應變率敏感性，LPBF構件和EBM構件在應變率敏感性上呈現微弱的各向異性。值得注意的是，表4中EBM構件的測試應變率范圍較低（ 150～1100s^-1 ），其余制造工藝成形構件的應變率測試范圍均超過 1100s^-1 。由于這些研究的動態壓縮應變率范圍存在差異，因此無法判斷EBMTi-6Al-4V表現出的最高的正應變率敏感性是該工藝固有特性還是測試應變率范圍不同所引起。

在應變率相近的實驗條件下，LDED構件和鍛造構件表現出近乎一致的應變率敏感性，且它們都擁有比LPBF構件更高的應變率敏感性，這可能是制造工藝的固有特性導致的。應變率敏感性與材料的應變硬化有關，應變硬化的下降會產生較低的應變率敏感系數。LPBF構件中較多的針狀 ω^′ 馬氏體可能在高應變率加載時更早產生損傷，導致材料表現出較差的應變硬化，低的應變硬化表現出較低的應變率敏感系數。此外，熱處理后的LDED構件表現出較低的應變率敏感性，但文獻[46，101]采用的制造工藝參數不一樣，因此難以判斷熱處理對增材制造鈦合金的應變率敏感性的影響。

在應變率相近的實驗條件下，LDEDTi-6Al-4V表現出最好的塑性，而LPBFTi-6Al-4V具有較差的塑性（圖 11^{[17，46，101]} ），其原因在于LPBF Ti-6A1-4V中較多的針狀 α^′ 馬氏體降低了構件的延展性。由于應變率范圍不同，因此無法比較更高應變率下（ gt;1100s^-1 LDED、LPBF和EBM成形的Ti-6Al-4V構件之間的延展性差異。在增材制造Ti-6Al-4V構件動態壓縮實驗中，加載應變率的提高會顯著提升極限應變，顯示出應變率增塑效應。

從材料變形角度考慮，通常材料變形需要5個獨立滑移系統，而基底和柱面滑移只有4個獨立滑移系統[102]。高應變率沖擊產生的更大作用力會激活更多的錐體滑移系以適應變形要求[115]。

當錐體滑移處于硬取向時，材料會產生孿晶滿足變形要求[116]。在鈦合金動態壓縮中通常會產生 拉伸李晶[76.117]， 孿晶在動態壓縮時的CRSS為 346～361MPa^[76] ，而鈦合金基底滑移系統、柱面滑移系統和錐體滑移系統的CRSS分別為444、380和 631MPa^[118] 。相比于錐體滑移系統， 拉伸孿晶的CRSS較小，因而鈦合金在動態壓縮時容易產生 孿晶，更高應變率的加載會產生更多的孿晶[76.118]。在孿晶誘導塑性效應[19]的作用下，材料表現出更大的延展性。因此，在高應變率下，材料會激活更多錐體滑移系或產生更多孿晶從而提高塑性。

4總結和展望

增材制造Ti-6Al-4V鈦合金準靜態拉伸時呈現出顯著各向異性的作用機理已有較充分的研究，但在增材制造鈦合金的動態壓縮性能方面，現有研究尚無法完整揭示出增材制造鈦合金的沖擊變形機制，已有的實驗方法（如SHPB、輕氣炮平板撞擊層裂實驗等）僅能得到材料的宏觀力學行為，而不能揭示材料塑性流動的具體過程。縱觀增材制造Ti-6Al-4V鈦合金準靜態拉伸和動態壓縮力學性能研究進程，在以下4個方面仍需深入研究。

（1）增材制造鈦合金在極端環境載荷下的力學行為研究不全面。航空航天使用的增材制造鈦合金部件多服役于各種極端環境中，如高應變率載荷、低/高溫和超高壓等。現有增材制造鈦合金力學行為研究主要側重于極端環境載荷情況的單一方面（高溫或高應變率），對于極端溫度梯度、高應變率和多場耦合情況下的力學行為有待深人研究。此外，增材制造鈦合金實際服役時會經歷多重載荷循環，對增材制造鈦合金在高溫高應變率耦合作用下的疲勞行為研究需進一步拓展。

（2）增材制造鈦合金沉積方向與動態力學響應的關系有待進一步研究。現有研究結果表明增材制造鈦合金準靜態拉伸性能具有顯著的各向異性，但不同沉積方向對動態載荷作用下力學性能的影響尚未得到充分研究。為充分了解增材制造鈦合金沉積方向與動態力學響應的關系，還需要研究包括制造工藝、動態載荷加載和后處理等條件下沉積方向對其動態力學響應的影響機制。

（3）增材制造鈦合金微觀組織與動態響應關聯機制有待進一步研究。在增材制造鈦合金顯微組織與準靜態性能的關系方面已有大量研究，而對動態響應的研究主要集中在增材制造鈦合金的宏觀力學行為上，對其顯微組織與動態性能的關聯機制鮮有關注。研究增材制造鈦合金顯微組織演變與應變率的關聯機制將有助于揭示增材制造鈦合金在動態載荷作用下的變形失效機制。

（4）開發適用于增材制造鈦合金的本構模型仍是一個巨大的挑戰。增材制造鈦合金在動態壓縮時受到應變硬化、應變率硬化和熱軟化的共同作用，更高應變率的加載顯著加劇熱軟化。現有研究集中于擬合J-C本構方程以適用于增材制造鈦合金，但將應變硬化、應變率硬化和熱軟化分別解耦的J-C本構方程無法準確反映增材制造鈦合金實際變形機理。考慮到本構模型在數值模擬領域的廣泛應用，開發將應變硬化、應變率硬化和熱軟化耦合的增材制造鈦合金本構模型具有重要意義。

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