導讀目錄：

1、腐蝕頂刊：3D過渡金屬表面超鈍化膜的形成和故障機制

2、金屬的斷裂和疲勞(2)

3、不銹鋼、鎳高溫合金和鈦合金(5)

腐蝕頂刊：3D過渡金屬表面超鈍化

膜的形成和故障機制

圖2 沉積態Inconel 718合金在NaNO三、論文鏈接：https://doi.org/10.1016/j，*感謝論文作者團隊對本文的大力支持，圖5 基于點缺陷模型的金屬/二次鈍化膜/溶液界面，微組織特征中的偏析行為誘導各微區表面的二次鈍化膜氧，必然導致超鈍化膜向金屬側的遷移速率和超鈍化膜。

兩相表面膜/膜界面逐漸脫粘，更終導致超鈍化膜開裂(如圖3所示A和圖4A），超鈍化膜沖刷引起的金屬/高速流動電解液也會引起膜破裂失效。此外，在如此高的外加電壓下。

膜/溶液界面處的界面反應(4)[如圖5]的反應速率導致大量

當電流密度達到20時，超鈍化膜與金屬脫粘，促進膜破裂 A/cm2時，超鈍化膜局部破裂(如圖4所示B所示)，根據點缺陷模型，（PDM）理論，含Cr合金表面鈍化膜（primary passiv。

因此，沉積態718合金上形成的鈍化膜晶體框架是Cr2O，取代陽離子亞晶格上的其他合金元素Cr原子(如Mo)，或出現在鈍化膜中作為間隙原子(如Fe、Ni），進入超鈍化區后，Cr(III)氧化為Cr(VI)此時鈍化膜損壞。

同時，表面會立即形成其他幾種氧化物(如Ni2O3)，如圖1所示，當反應產物擴散緩慢時，氫氧化物或羥基氧化物會附著在氧化物表面形成外層。如果氧化物(內層)和氫氧化物(外層)在金屬表面，極化曲線中的二次鈍化區(圖2)可以很好地證明這一點。

由于在流動電解液的作用下，電流密度為40A/cm2時仍未達到極限擴散電流密度(見Supplement，即傳質過程不是陽極溶解的速率控制步驟，圖3 電流密度為2A/cm2時，超鈍化膜的（A）上表面形狀和（B）剖面形狀及（C。

激光電解整體制造技術，可實現高性能、大、復雜的金屬結構效率、低成本，在航空發動機制造中應用前景廣闊，但在電解加工過程中，過渡金屬試驗表面一旦局部損壞，會誘導選擇性溶解，降低電解加工質量，這在激光添加劑制造過渡金屬構件中尤為突出。

需要指出的是，自20世紀70年代以來，雖然研究人員對超鈍化膜進行了一定數量的研究，但對膜的定義尚未達成一致（如陽極膜和氧化，這意味著人們對超鈍化膜的形成機制仍缺乏準確的理解，超鈍化膜在電解加工過程中的失效。

人們普遍認為，這是由高速流動電解沖刷超鈍化膜，但對金屬微組織和膜內缺陷的誘導機制尚不清楚。 電流密度為2A/cm2時，超鈍化膜（A）原子細節圖及（B）金屬與（C）更近，青島理工大學、西北理工大學、加州大學伯克利分校等。

基于點缺陷模型（PDM）理論，采用FIB-SEM雙束系統和高分辨率TEM對于激光添加劑，探討了超鈍化膜的形成過程，闡明了基于金屬微組織特征和點缺陷模型理論的二次鈍化誘導超鈍化膜的形成本質（因此，二次鈍化膜為超鈍化膜），它揭示了超鈍化膜失效的原因Nb以Unveiling the trans。

青島理工大學副教授郭鵬飛是西北理工大學林欣教授和加州大學伯克利分校的**作者D.D，Macdonald基于超鈍化溶解實驗和通信作者的教授PDM，過渡金屬/二次鈍化膜/溶液界面處的界面反應更終建立，本研究澄清了過渡金屬或合金表面在電解加工過程中的超鈍化，它揭示了超鈍化膜的失效機制，可以極大地促進激光電解整體制造技術的發展。

本文來自微信微信官方賬號材料科學與工程。請聯系我們轉載。未經許可拒絕轉載到其他網站。 電流密度為20A/cm2時，超鈍化膜（A）上表面和（B）剖面形狀及超鈍化膜。

金屬的斷裂和疲勞(2)

Kumar和Ramamurty[研究了工藝參數組合和重建的顯微CT圖像顯示，當使用90時，缺陷尺寸和分布對工藝參數敏感°掃描旋轉時，在構建方向上觀察缺陷對齊，但當掃描旋轉67時°缺陷隨機分布。

如圖8a如圖8所示，即使兩種情況下的體積能量密度相似c[所示，使用67°掃描旋轉或減少圖案填充間距可顯著降低相對較大缺陷的頻率，4.4.改進工藝相關屬性的后處理。

在DED 316L中子衍射的測量表明，殘余應力約為合金屈服強度的50–80%，LB-PBF Ti6Al4V和Inconel 71這些應力沿施工方向（Z）更大，在零件中心受壓。

在外部自由表面拉伸，更集中在平臺界面附近。AM目前對合金結構-性能相關性的理解已經完成。本文是第二部分，5.1.激光鈦合金、熱等靜壓處理PBF Ti-6Al-4V中缺陷。

殘余應力的大小隨著掃描線長度的增加而增加?？紤]到這一點，減少制造過程中應力積累的更常見方法是實施掃描策略，將層劃分為島或條，以減少更長的不間斷行程。

PBF系統主要通過每層后旋轉熱源的掃描方向，層高也直接影響應力分布。與較厚的層相比，較薄的層導致較高的應力梯度，分層制造工藝和附著在表面的半熔化顆粒、亞表面和表面。

導致AM合金零件的表面高度粗糙，如圖9所示，表面粗糙度受工藝類型和參數、粉末尺寸、層厚等影響。例如，傾斜角度的分層會產生具有樓梯形狀的表面，其坡度或曲率與每層相似。

此外，由于熱源與建筑平臺的方向不同，上下方向的側面會導致不同的表面形式。與上側相比，下側的粗糙度明顯較高，通常用于熱處理AM Ti6Al4V、SS、鎳基高溫，SR熱處理涉及恢復，LB-PBF和DED零件通常在構建平臺之前切割。

為了限制與幾何公差的偏差，高溫退火通常會導致晶粒生長和晶粒取向的變化，促進更等軸微觀結構的形成，通常伴隨著強度、延展性和各向異性的降低。然而，高溫熱處理并不能提高密度和表面清潔度。然而，在大多數情況下。

為了提高準靜態拉伸性能，需要進行后處理熱處理。這種處理通常會降低強度，但會增加延展性。在大多數情況下，強度-延展組合仍然符合標準化要求，例如Ti6Al4V熱處理通常會減少各向異性。

然而，由于AM合金固有的細觀結構，通常仍有一定程度的各向異性，以下總結了使用情況AM特定合金系統技術生產的拉伸性能，4.2.表面粗糙度，參考文獻：D.D。

然而，由于AM合金固有的細觀結構，通常仍有一定程度的各向異性，以下總結了使用情況AM特定合金系統技術生產的拉伸性能，4.2.表面粗糙度，參考文獻：D.D。

Gu，W，Meiners，K，Wissenbach，R，Poprawe。

Laser additive manufactur，processes and mechanisms，Int，Mater，Rev.，57 (2012)，pp，133-164。

通常，DED工藝表面光潔度更好，EB-PBF比如更差，Ti6Al4V平均表面粗糙度（Ra）報告值為1，基于激光和電子束的工藝使用更細的粉末和層厚。

由于粉末在零件邊緣燒結，這些粉末和層厚容易形成衛星，但由于線寬和層高顯著增加，DED使用近凈形狀的技術(即。

在提供更終幾何形狀后，接近所需零件幾何形狀的形狀受到限制，doi.org/10.1016/j.actamat，熱等靜壓是減少使用的普遍推薦工藝AM零件中的孔隙，如。

已證明可以關閉LB-PBF鎳基高溫合金和Ti6A，此外，它還可以消除殘余應力，如果氣體缺陷沒有完全閉合，后續的熱處理可以重新打開，對吧LB-PBF Ti6Al4V研究表明，盡管內部缺陷存在EDE節日期間關閉，但表面和近表面缺陷仍不受影響。

在某些情況下，熱等靜壓可能會通過顯著的晶粒生長發生顯著變化AM零件的晶體，4，工藝相關屬性，制造后需要幾個步驟AM將零件轉換為更終用途零件，通常，去除多余的粉末，從構建平臺上切割零件。

支撐結構的加工可以通過額外的后處理來改善與工藝相關的屬性，包括熱處理，以改善微結構和/或緩解殘余應力和熱靜壓（HIP）為了降低孔隙度和某種形式的表面精加工，實現所需的表面光潔度和形狀，大多數氣體缺陷接近球形，因此具有高球形和高縱橫比。

LOF缺陷形狀不規則，邊緣鋒利。它們可能含有未熔化的粉末顆粒，通常球形和縱橫比較低。氣體缺陷的大小通常與熔池的大小有關。

與EB-PBF和LB-DED相比，LB-PBF通常會產生較小的缺陷，LOF缺陷的大小通常與圖案填充間距的順序相同，LOF缺陷被認為是導致的PBF和DED工藝疲勞失效，在BJP中。

缺陷尺寸明顯較小，具有高縱橫比、熱等靜壓處理的激光PBF Ti-6Al-4V遠離缺陷和樣品表面的兩個位置EBSD在鎳基高溫合金、鎢等硬質金屬中，相位取向圖、高殘余應力的影響在制造和使用過程中都會出現問題。

經常觀察沿熔池路徑形成的小裂紋，如圖10所示。據報道，大部顯著拉伸應力的積累會導致制造過程中的支撐結。由于零件變形，尺寸公差也受到顯著影響。殘余應力可作為疲勞期間額外的裂紋驅動力，從而促進裂紋的發生和擴展。

表1 通過不同AM生產工藝和熱處理條件Ti6Al，來源：Fracture and fatigue i，Acta Materialia，圖11 化學蝕刻LB-PBF Ti6Al4V（a），化學蝕刻（b–d）不同摩爾（M）溶液濃度后的表。

4.3.長三角形殘余應力G60激光聯盟陳長軍原創作品，10.1179/1743280411Y.許多研究旨在優化工藝參數。

如熱源特性、暴露策略、層厚和零件取向，獲得更大密度和更小缺陷尺寸，粉末材料能量輸入和熔化平衡復雜，能量不足導致粉末部分熔化，導致缺乏熔化(LOF)與未熔粉顆粒類型相反，能量輸入過多會導致熔池不穩定。

導致飛濺和蒸發，導致氣夾和鑰匙孔缺陷。非更佳參數也會導致軌跡不連續、線間冶金結合弱、分層。表1概述AM Ti6Al4V的選定拉 伸性能，為了便于比較，還列出了鍛造Ti6Al4V的性能，從中可以看出，雖然AM合金可以達到甚至超過ASTM規范的YS和U。

　　但EF通常較低，圖8層厚（t