1、引言

TA15(Ti-6.5Al-2Zr-Mo-V)是一種獨特的近?鈦合金，高含量的?固溶元素Al[1]所帶來的 固溶強化效果為合金提供了顯著的高溫強度和蠕變抗力[2, 3]。這些特性使其成為航空航天領 域關鍵部件的理想選擇[4, 5]，廣泛應用于飛機發動機壓氣機盤、承力結構件、起落架部件[6]以及需要在450℃ – 500℃長期服役的零部件[7]。薄壁結構作為航空航天領域典型的特征結 構，能夠實現輕量化和功能性的完美平衡，傳統制造工藝在加工薄壁結構時面臨耗時、昂貴、 精度低等諸多挑戰，而增材制造（Additive Manufacturing, AM）技術正逐步成為突破傳統工 藝瓶頸的關鍵解決方案。激光粉末床熔融（Laser Powder Bed Fusion, LPBF）是一種通過高 精度激光束逐層熔化金屬粉末，直接成形復雜三維零件的AM技術[8]。相較于傳統減材制造， 其能夠實現復雜幾何結構、輕量化設計及內部特征優化[9]，同時允許在加工過程中精確調控 成分和微觀組織，從而獲得傳統工藝難以實現的優異性能[10-12]。所以AM技術，尤其是LPBF技術，正在革新鈦合金構件的制造方式。

TA15合金的工作溫度范圍高達500℃，因此對于大多數工業應用，評估其在使用溫度下的力學性能更有參考價值[13, 14]。而對于長時間在高溫環境中服役的鈦合金部件來說，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，已成為該領域的研究共識。Omprakash等[15]的研究表明，近鈦合金在600℃條件下合金內部初生?相和?trans基體界面上孔洞的形核、生長和合并最終會導致蠕變 斷裂現象的發生。對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， 而雙態組織結構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部微觀組織存在明顯的依賴性。大多數研究表明，片層組織中初生?晶粒和集束的尺寸以及片層的寬度[17, 18]、雙態組織中初生相的體積分數[19]和等軸組織中相 的尺寸[20]，均會對鈦合金的蠕變性能造成影響。Kim等[21]發現經熱處理的激光選區熔化Ti-6Al-4V合金具有較低的蠕變應變和穩態蠕變速率；聶先等[22]在Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr合 金 中 也 發 現 片 層 組 織 的 抗 蠕 變 性 能 優 于 等 軸 組 織 ； 楊 建 凱 等[23]在 研 究Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe合金時也得出類似結論，即由β基體與片狀α相組成的組織 蠕變性能更佳。李學雄等[24]對TC6合金的研究還表明，合金的穩態蠕變速率隨溫度及應力 的升高而增加，且蠕變受位錯滑移、擴散及晶界滑移共同調控。值得注意的是，LPBF等AM技術因其獨特的熱循環和凝固特性，顯著影響了試樣的微觀結構。大量研究表明，LPBF獨特的成形工藝使得成形厚度、取向、高度的變化均會引起合金微觀組織尺度發生改變，最 終導致力學性能的差異[25-30]。例如，Barba等人[30]系統研究了成形厚度和取向對Ti-6Al-4V合金力學性能、微觀結構、化學成分和表面質量的影響。他們發現隨著試樣尺寸的減小，試 樣的強度增加，韌性降低。然而，目前對LPBF成形TA15鈦合金在高溫長時載荷下的持久 性能研究仍較為缺乏。盡管前述研究在傳統制造鈦合金方面積累了重要認識，但對于LPBF成形TA15合金，其特有的織構、超細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構下，組織與性能的對應關系及尺寸效應規律仍有 待揭示。因此，對于長時間在高溫環境中服役的TA15合金部件來說，探究厚度、高度及取 向對其高溫持久性能的影響對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合金為研究對象，設計了4種厚度、3種高度、2種 取向的薄壁試樣，以實際服役環境為出發點，旨在系統性的研究合金的厚度、高度及加載取 向對其微觀組織結構和500℃/470 MPa條件下高溫持久性能的影響。本研究通過系統探究LPBF成形薄壁結構微觀組織演變規律與高溫力學性能的關聯性，深入揭示其在熱力耦合作 用下的成形機制與性能調控原理，為航空航天領域輕量化、高可靠性薄壁構件的創新設計提 供關鍵理論依據和工藝優化指導。

2、實驗方法

2.1材料制備及熱處理

本文選用LPBF成形設備EP-M300制備厚度分別為1 mm、2 mm、3 mm及4 mm的四 種厚度TA15合金薄壁結構，除壁厚不同外，所有薄壁結構的寬均為100 mm，高均為130 mm。 四種厚度薄壁結構具體成形參數為：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67°。選用的TA15合金粉末的具體化學成 分如表1所示。制備完成后，對所有薄壁結構進行800℃/4 h的去應力退火處理，文獻報到 該熱處理工藝能有效消除LPBF成形的TA15[14]和Ti-6Al-4V[31-33]合金中的殘余應力。

表 1 TA15 合金粉末的化學成分（質量分數，%）

2.2缺陷及微觀組織表征

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

2.3高溫持久性能測試

首先，為考察合金高溫持久性能隨厚度演變規律，用電火花線切割（EDM）從不同厚 度薄壁結構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構半高處（距基板65 mm），并將從1 mm、2 mm、3 mm和4 mm厚薄壁結構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厚薄壁結構距基板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律，分別從2 mm厚薄壁結構距基板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為同一個表征試樣）。隨后，在高溫持久性能測試前對所有試樣進行機械磨拋和電 解拋光處理，以排除表面粗糙度對持久性能的影響。最后，依據GB/T 2039標準，在500℃/470 MPa下利用CSS-3905商用蠕變測試設備對試樣開展高溫持久性能測試，每種條件試樣各2個，持久實驗過程中，采用電阻爐對試樣進行加熱并保溫。

3、實驗結果

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，不同厚度TA15合金縱截面雖偶有個別近球形缺陷，但總體來看缺陷數 量均較少。由圖2(b)、(e)和(f)可見，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軟件根據缺陷與基體的不同對比度，通過將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微觀結構

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，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 的柱狀初生β晶粒。基于大量OM照片對β晶粒寬度進行統計的結果表明，初生β晶粒的 平均寬度隨厚度的減薄先由4 mm厚時的101.8 ± 19.5 μm輕微增加至2 mm厚時的123.7 ± 14.1 μm，再突變式增長到1 mm厚時的189.2 ± 41.3 μm；隨高度的升高由25 mm處時的105.9 ± 37.8 μm先升高至45 mm處時的141.3 ± 59.2 μm，再略微降低至65 mm處時的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，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 結構，這些α板條狀結構呈網籃狀交錯分布，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晶界兩側的α板條取向明顯不同，說明了α?馬氏體只會在母 相初生β晶粒內形核并長大，不會越過β晶界延伸至臨近的β晶粒。在退火處理過程中，從α?馬氏體轉變為α板條時存在記憶效應或者說是組織遺傳性，不同取向的α板條彼此交錯， 形成了α集束。基于大量EBSD照片對α板條寬度進行統計的結果表明，LPBF成形1 mm – 4 mm厚TA15合金薄壁結構的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定。LPBF成形TA15合金薄壁結構不同厚度及高度試樣 微觀組織具體尺寸分別見表2和3。

表 2 不同厚度薄壁試樣微觀結構尺寸

表 3 不同高度薄壁試樣微觀結構尺寸

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）的持久性能對比圖。由圖5(a)可見，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，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LPBF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于國家標準GB/T 38916-2020[34]。其次，整體來看，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），但不同高度試樣數據分散性較大，尤其是T2-H-Bottom試樣的持久塑性；對于2 mm厚薄壁試樣來說，合金的高溫持久性能具有明顯 的各向異性，LD//BD時合金的持久壽命及塑性均高于LD⊥BD時。

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 距斷口由遠及近不同位置處SEM形貌圖。首先，由圖6(a)和(d)可見，對于不同取向的試樣 來說，在遠離斷口處均觀察到孔洞優先在α/β界面處萌生。當逐漸靠近斷口，由圖6(b)和(e)可見，隨著應變的持續累加，孔洞有所長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，在LD//BD條件下，此時初生柱狀晶粒的長軸與加載方向平行，晶內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 初生晶粒的長軸與加載方向垂直，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裂更為明顯。

4、分析與討論

4.1高溫持久損傷機制及各向異性

孔洞形核和裂紋擴展是持久失效過程中的兩個主要時期，在高溫持久條件下，晶界作為 變形過程中的薄弱位置，使得孔洞易于在此類位置處優先形核，并隨著時間的延長，孔洞逐 漸長大并相連形成微裂紋，而后逐漸擴展導致材料的持久失效。通常，在高溫持久過程中， 外加應力促使晶體內部的位錯啟動并滑移。隨著時間推移，位錯不斷增殖，并在相界和晶界 處發生塞積。塞積群產生的長程應力場隨位錯數量增加而增強，并產生顯著的局部應力集中， 這種應力集中是微孔洞在α/β界面形核的直接驅動力。由于位錯增殖速率顯著高于其湮滅速 率，導致合金中位錯密度持續上升，并引發加工硬化效應，使蠕變過程進入減速階段。隨著 應變能不斷累積，同時高溫環境促進了原子振動與空位擴散，為位錯越過障礙提供了熱激活 條件，刃型位錯通過攀移，螺型位錯通過交滑移在熱激活輔助下跨越相界和晶界[23]，該過 程使塞積群的應力集中得以松弛。在外加應力保持恒定的條件下，位錯源可重新激活，持續 產生新的可動位錯，使材料內部維持一定的有效位錯密度。當加工硬化與動態回復達到平衡 時，蠕變過程即進入穩態階段[24]。隨著應變的持續累加，孔洞有所長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展，最終導致試樣的失效斷裂。基于圖6對不同加載方向持久斷后試樣縱截面的損傷演變觀察，本文總結了如圖7所示的LPBF成形TA15合金薄壁結構在500℃/470 MPa條件下的高溫持久損傷機制：首先，對于LD//BD條件下而 言，初生柱狀?晶粒的長軸與加載方向平行，此時孔洞易于在?/?界面處形核，隨著應變的增 加，孔洞長大并且相鄰的孔洞連接形成微裂紋。應變持續累積，形成的諸多微裂紋中與載荷 垂直的微裂紋傾向于繼續擴展長大，形成貫穿初生?晶粒的主裂紋，最終導致材料的穿晶斷 裂失效（圖7(a)和(b)）。而對于LD⊥BD條件下而言，初生柱狀?晶粒的長軸與加載方向垂 直，此時孔洞除在α/β界面處形核外，因?晶界承受I型張開應力，孔洞也易于在β晶界處形 核。隨著應變的持續累積，因沿著初生β晶界擴展的微裂紋擴展阻力不足，因此其優先繼續 擴展，并發展為尺寸大，破壞性強的主裂紋，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晶粒的長軸，此時柱狀晶界承受Ⅰ型張開拉應力，晶 界上的孔洞動力學更快，裂紋沿著初生β柱狀晶界擴展，路徑平直，擴展速率更高。此外，T2-V試樣（LD//BD）在裂紋擴展過程中，由于相鄰?板條界面的阻擋，裂紋擴展路徑較為 曲折。據文獻報道，裂紋擴展過程中持續的偏折會在相鄰晶粒間的裂紋表面引入摩擦應力， 減緩裂紋擴展速率[35]，因此T2-V試樣（LD//BD）的裂紋擴展速率會有所下降，使得其具有 更高的持久壽命。同時，由于T2-V試樣（LD//BD）裂紋擴展阻力更高，所以在試樣中形成 更多的微裂紋（如圖6(c)所示），裂紋密度的增多導致T2-V試樣（LD//BD）具有更高的持 久塑性。

4.2厚度對高溫持久性能的影響

持久性能研究結果表明，不同厚度薄壁試樣的持久壽命呈現出隨厚度增大先下降后平穩 的趨勢。對于鈦合金而言，基體組織的微觀結構參數會影響材料的抗蠕變性能。Sahoo等人[36]的研究結果表明，片層組織中初始β晶粒尺寸越大及?板條的寬度越小，則合金的穩態蠕 變速率越低，即材料的抗蠕變性能越好。首先，對于不同厚度薄壁試樣而言，隨著厚度的減 薄，合金內部初生β晶粒的寬度有所提升，尤其是當厚度減薄到1 mm時，初生β晶粒的寬度 由4 mm厚時的101.8 ± 19.5μm突變式增長到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，在持久應力的作用下，可動位錯在α板條內部開始滑動。有研究表明，對于具有片層組織的Ti-6Al-4V合金來說，α片層尺度的 下降也會使得合金的穩態蠕變速率減緩[31]。對于不同厚度薄壁試樣而言，隨著厚度的減薄， 初生β晶粒內部的α板條寬度也略有下降。這意味著，除大尺寸初生β晶粒所引起的穩態蠕變 速率的降低外，因位錯在α板條內部滑移距離的減小，1 mm厚試樣的穩態蠕變速率將進一步下降。而隨著時間的延長，位錯在α板條內部不斷累積并在α/β界面處塞積，從而引起應 力集中，最終使得孔洞在α/β界面處形核。最后，隨著應變的累積，孔洞逐漸相連形成微裂 紋并逐步擴展。在LD//BD條件下，α板條對裂紋擴展具有明顯的阻礙作用。α板條尺度越小 對裂紋擴展阻力越大，同時較大的β晶粒尺寸也使得裂紋在穿過整個晶粒時所遇到的α/β界 面更多。這意味著，較大的初生β晶粒和較小的?板條除會減緩穩態蠕變速率外，在裂紋擴 展階段也會提升合金的抗裂紋擴展能力。因此，1 mm厚薄壁試樣具有更為優異的持久性能。 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出隨厚度增大先下 降后平穩的趨勢。

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成形過程中，合金的微觀 組織結構主要受熔池內部溫度梯度（G）和凝固速率（R）共同控制[37-39]。根據凝固理論，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，則晶粒細化效果越顯 著。一般而言，凝固速率R與掃描速度直接相關。本文中對不同厚度試樣均采用同一組工 藝參數，因此可假定各試樣在凝固過程中的R值基本一致。在此條件下，溫度梯度G成為 導致不同厚度試樣組織差異的主導因素。Liu等[40]通過耦合溫度場演變的有限元模型與晶粒 生長的相場模型研究發現，較厚試樣中熱場分布更為穩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，熱流方向易發生偏轉。同時，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間更短，層間停留時間相應減少，導致已凝固 層在下一層鋪設前未能充分冷卻，層間熱累積加劇。最終，熱流方向的偏轉及層間熱累積的 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晶粒內部α板條寬度有所增大。這主要可 能是由于在熱處理過程中較薄試樣表面積更大，散熱更快冷卻速率更高，最終呈現出α板條 寬度隨厚度降低而下降的趨勢。

4.3高度對高溫持久性能的影響

持久性能研究結果表明，2 mm厚薄壁結構靠近基板的T2-H-Bottom試樣的持久壽命及 塑性明顯低于其它兩個高度的試樣。首先，對于不同高度薄壁試樣而言，隨著距基板高度的 下降，合金內部初生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晶粒內部的α板條尺寸低于其它兩個高度，但在LD⊥BD條件下，加載方向垂直于柱 狀初生<100>取向的β晶粒的長軸，此時柱狀晶界承受Ⅰ型張開拉應力，晶界上的孔洞動力學 更快，孔洞易于在β晶界處形核、相連后快速擴展。T2-H-Bottom試樣初生β晶粒寬度最小， 這意味著薄壁試樣內部具有更多垂直于加載方向的β晶界，因此導致試樣內部孔洞形核的有 利位置增多，進而使得孔洞的過早形核，劣化其持久性能。同時，T2-H-Bottom試樣內部存 在較大尺寸的未熔合缺陷（圖2(f)）。這意味著裂紋在擴展過程中遇到未熔合缺陷后迅速失 穩擴展導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，導熱系數更高，高冷卻速率抑制晶粒的生長，導致初生β晶粒尺寸最小。Liu等[40]基于模擬及實驗也發現，在沉積初始階段近基板區域因冷卻速率極高，首先形成細 小等軸晶；隨沉積高度增加，熱場趨于穩定，外延生長機制逐漸主導凝固過程，晶粒沿最大 熱梯度方向發生競爭性生長，最終形成典型的柱狀晶組織。因此，隨具基板高度的升高，穩 態熱循環逐漸建立，散熱條件改善，冷卻速率降低，初生β晶粒尺寸有所增大。

5、結論

本研究通過系統實驗與機理分析，揭示了激光粉末床熔融（LPBF）成形TA15合金薄 壁結構在高溫持久載荷下的失效機制與性能調控規律。研究結果表明，持久壽命受厚度、位 置與取向三因素耦合作用，呈現顯著的多尺度協同效應。在厚度方面，持久壽命隨厚度增加 呈先下降后平穩的趨勢，1 mm試樣因具有粗大初生β晶粒和細小α板條，不僅顯著降低穩 態蠕變速率，還因α/β界面的增多而有效阻礙裂紋擴展，故表現出最優持久性能；而較厚試 樣因晶粒細化和板條粗化導致抗蠕變與抗裂紋能力同步下降。在位置方面，近基板區T2-H-Bottom試樣因初生β晶粒更細小、β晶界密度更高，且在垂直加載條件下晶界承受I型張開應力，促使孔洞更易形核和擴展，加之該區域存在未熔合缺陷進一步加速失穩斷裂， 導致其持久壽命及塑性顯著降低且分散性增大。在取向方面，持久性能表現出強烈各向異性： 當加載方向平行于成形方向（LD//BD）時，裂紋擴展路徑曲折、阻力大，表現為穿晶斷裂， 持久壽命和塑性更高；而當加載方向垂直于成形方向（LD?BD）時，裂紋沿平直β晶界快 速擴展，呈現沿晶斷裂特征，性能顯著劣化。綜合來看，對持久性能影響的重要性排序為：取向>厚度>位置，其中取向主導裂紋擴展機制與損傷模式，厚度調控蠕變抗力和裂紋 擴展路徑，位置則通過局部組織細化與缺陷分布引入性能波動。微觀組織（晶粒/板條尺寸） 和工藝缺陷作為內在因素，通過調制孔洞形核與裂紋擴展行為，間接介導了上述宏觀力學性 能的演變規律。本研究闡明了微觀組織與高溫持久性能的內在聯系，為航空航天領域高可靠 輕量化構件的材料設計與工藝優化提供了重要的理論依據和調控策略。

參考文獻

[1] Ma B, Wu X, Li X, et al. Investigation on the hot formability of TA15 titanium alloy sheet[J]. Materials & Design, 2016, 94: 9-16.

[2] Zhao A M, Yang H, Fan X G, et al. The flow behavior and microstructure evolution during (α + β) deformation of β wrought TA15 titanium alloy[J]. Materials & Design, 2016, 109: 112-122.

[3] Sun Q J, Xie X. Microstructure and mechanical properties of TA15 alloy after thermo-mechanical processing[J]. Materials Science and Engineering: A, 2018, 724:

493-501.

[4] Wu X, Cai C, Yang L, et al. Enhanced mechanical properties of Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V with ultrafine crystallites and nano-scale twins fabricated by selective laser melting[J]. Materials Science and Engineering: A, 2018, 738: 10-14.

[5] Jiang J, Ren Z, Ma Z, et al. Mechanical properties and microstructural evolution of TA15 Ti alloy processed by selective laser melting before and after annealing[J]. Materials Science and Engineering: A, 2020, 772: 138742.

[6] Zhao B, Ding W, Shan Z, et al. Collaborative manufacturing technologies of structure shape and surface integrity for complex thin-walled components of aero-engine: Status, challenge and tendency[J]. Chinese Journal of Aeronautics, 2023, 36: 1-24.

[7] Nesterenkov V, Akhonin S, Klochkov I, et al. High cyclic fatigue behavior of 3D-printed titanium alloy TA15[J]. Welding in the World, 2025, 69: 717-725.

[8] Liu Y, Yang Y, Mai S, et al. Investigation into spatter behavior during selective laser melting of AISI 316L stainless steel powder[J]. Materials & Design, 2015, 87:797-806.

[9] Thomas D. Costs, benefits, and adoption of additive manufacturing: a supply chain perspective[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2015, 85: 1857-1876.

[10] Pothala S, Jagannadha Raju M V. Recent advances of metallic bio-materials in additive manufacturing in biomedical implants–A review[J]. Materials Today: Proceedings, 2023.

[11] Madigana C S, Vaddula A, Yerramsetti S D, et al. Additive manufacturing of titanium and nickel- based superalloys: A review[J]. Materials Today: Proceedings, 2023.

[12] Li K, Yang T, Gong N, et al. Additive manufacturing of ultra-high strength steels: A review[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2023, 965: 171390.

[13] Rizwan M, Lu J, Chen F, et al. Microstructure Evolution and Mechanical Behavior of Laser Melting Deposited TA15 Alloy at 500 °C under In-Situ Tension in SEM[J]. Acta Metallurgica Sinica (English Letters), 2021, 34: 1201-1212.

[14] Huang S, Sun B and Guo S. Microstructure and property evaluation of TA15 titanium alloy fabricated by selective laser melting after heat treatment[J]. Optics & Laser Technology, 2021, 144: 107422.

[15] Omprakash C M, Satyanarayana D V V and Kumar V. Effect of microstructure on creep and creep crack growth behaviour of titanium alloy[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals, 2010, 63: 457-459.

[16] Nie X, Liu H Q, Zhou X Z, et al. Creep of Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr alloy with equiaxed and lamellar microstructures[J]. Materials Science and Engineering A, 2016, 651: 37-44.

[17] Sugahara T, Reis D A P, Neto C M, et al. The Effect of Widmanstatten and Equiaxed Microstructures of Ti-6Al-4V on the Oxidation Rate and Creep Behavior[J]. Materials Science Forum, 2010, 636-637: 656-662.

[18] Oliveira V M C A, Vazquez A M, Aguiar C, et al. Nitride coatings improve Ti-6Al-4V alloy behavior in creep tests[J]. Materials Science and Engineering A, 2016, 670: 357-368.

[19] Xiao L, Tian S G, Bao X Y, et al. Influence of heat treatment on microstructure and creep properties of hot continuous rolled Ti-6Al-4V alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 559: 401-406.

[20] Liu P, Zong Y Y, Shan D B, et al. Relationship between constant-load creep, decreasing-load creep and stress relaxation of titanium alloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2015, 638: 106-113.

[21] Kim Y K, Park S H, Yu J H, et al. Improvement in the hightemperature creep properties via heat treatment of Ti-6Al-4V alloy manufactured by selective laser melting[J]. Materials Science & Engineering A, 2018, 715: 33-40.

[22] Nie X, Liu H Q, Zhou X Z, et al. Creep of Ti-5Al-5Mo-5V-1Fe-1Cr alloy with equiaxed and lamellar microstructures [J]. Materials Science & Engineering A, 2016, 651: 37-44.

[23] Yang J K, Liang Z Q, Xiao S L, et al. Effect of heat treatment on microstructure and creep behavior of β high-strength titanium alloy Ti-3.5Al-5Mo-6V-3Cr-2Sn-0.5Fe[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2025, 35: 2259-2272.

[24] 李學雄,夏長清,戚延齡,等. TC6鈦合金的高溫拉伸蠕變行為研究[J]. 稀有金屬材料與工程, 2013, 42(9): 1901-1904.

Li X X, Xia C Q, Qi Y L, et al. Tensile creep behavior at high temperature of TC6 alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2013, 42(9): 1901-1904.

[25] Chlebus E, Ku?nicka B, Kurzynowski T, et al. Microstructure and mechanical behaviour of Ti―6Al―7Nb alloy produced by selective laser melting[J]. Materials Characterization, 2011, 62: 488-495.

[26] Antonysamy A A, Meyer J and Prangnell P B. Effect of build geometry on the β-grain structure and texture in additive manufacture of Ti6Al4V by selective electron beam melting[J]. Materials Characterization, 2013, 84: 153-168.

[27] Simonelli M, Tse Y Y, Tuck C. Effect of the build orientation on the mechanical properties and fracture modes of SLM Ti–6Al–4V[J]. Materials Science and Engineering: A, 2014, 616: 1-11.

[28] Wauthle R, Vrancken B, Beynaerts B, et al. Effects of build orientation and heat treatment on the microstructure and mechanical properties of selective laser melted Ti6Al4V lattice structures[J]. Additive Manufacturing, 2015, 5: 77-84.

[29] Zhao X, Li S, Zhang M, et al. Comparison of the microstructures and mechanical properties of Ti–6Al–4V fabricated by selective laser melting and electron beam melting[J]. Materials & Design, 2016, 95: 21-31.

[30] Barba D, Alabort C, Tang Y T, et al. On the size and orientation effect in additive manufactured Ti-6Al-4V[J]. Materials & Design, 2020, 186: 108235.

[31] Wu S Q, Lu Y J, Gan Y L, et al. Microstructural evolution and microhardness of a selective-laser-melted Ti–6Al–4V alloy after post heat treatments[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 672: 643-652.

[32] Cao S, Chu R, Zhou X, et al. Role of martensite decomposition in tensile properties of selective laser melted Ti-6Al-4V[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 744: 357-363.

[33] Kumar P, Ramamurty U. Microstructural optimization through heat treatment for enhancing the fracture toughness and fatigue crack growth resistance of selective laser melted Ti 6Al 4V alloy[J]. Acta Materialia, 2019, 169: 45-59.

[34] 全國有色金屬標準化技術委員會(SAC/TC 243). 航空航天用高溫鈦合金板材: GB/T 38916-2020[S]. 北京: 中國標準出版社, 2020.

[35] Koyama, Motomichi, Zhang, et al. Bone-like crack resistance in hierarchical metastable nanolaminate steels[J]. Science, 2017, 6329(335): 1055-1057.

[36] Sahoo R, Jha B B and Sahoo T K. Effect of Microstructure on the Creep Properties of Ti-6Al-4V Alloys: An Analysis[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals, 2018, 71: 1573-1582.

[37] Wan H Y, Zhou Z J, Li C P, et al. Effect of scanning strategy on grain structure and crystallographic texture of Inconel 718 processed by slective laser melting[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2018, 34(10): 1799-1804.

[38] Nadammal N, Mishurova T, Fritsch T, et al. Critical role of scan strategies on the development of microstructure, texture, and residual stress during laser powder bed fusion additive manufacturing[J]. Additive Manufacturing, 2020, 38(5): 101792.

[39] DebRoy T, Wei H L, Zuback J S, et al. Additive manufacturing of metallic components - Process, structure and properties[J]. Progress in Materials Science, 2018, 92: 112-224.

[40] Liu P W, Ji Y A, Wang Z, et al. Investigation on evolution mechanisms of site-specific grain structures during metal additive manufacturing[J]. Journal of Materials Processing Tech, 2018, 257: 191-202.

（注，原文標題：激光粉末床熔融成形TA15合金薄壁結構高溫持久性能研究）