由于鈦合金有著比強度較高、生物相容性較好以及耐腐蝕性能好的優勢，因此在全球范圍內廣泛應用于生物醫療與航空領域[1-2]。主要使用的鈦合金包括 Ti6Al4V（TC4），TC4 是一種 α+β 型兩相鈦合金，因為其具有良好的強度重量比和出色的耐腐蝕性，這種輕質合金在重載機身結構、噴氣發動機、燃氣輪機等領域占據主導地位[3-5]。鈦合金材料需要在摩擦學與疲勞性能上的改進，以滿足其零部件在服役性能方面的要求，因此如何制備高性能鈦合金復雜結構件成為制造技術發展的關鍵問題。

目前主要的兩種金屬結構件制造工藝與成形技術分別是等材制造工藝與減材制造工藝。等材制造工藝是在加工過程中無需添加額外的材料，以鍛造、鍛造附加焊接的工藝為代表；減材制造工藝是在加工過程中不斷去除材料以得到最終零件，主要以車、銑、刨、磨等機械加工為代表。在傳統的制造工藝過程中存在材料浪費、組織缺陷以及加工后表面質量差等問題，并且傳統鍛造需要使用大型的鍛壓設備和專用夾具，嚴重阻礙了更深層次的發展[6-7]。增材制造技術（AM）在二十世紀九十年代興起，并自此不斷發展。該技術使用了快速成型技術“離散+堆積”的增材制造思想，粉末原料通過激光逐層熔覆，然后在零件表面生成熔凝組織，最后完成整個實體零件的建造[8]。它提供了較高的設計自由度和新型幾何形狀的制造方法，并且在成形過程中不需要任何刀具或夾具，這是傳統加工方法很難完成的。

SLM 和 LMD 技術作為增材制造技術（AM）中的兩種技術，由于其制造的鈦合金性能與鍛件的性能越來越接近，越來越多的技術人員了解并選擇上述兩種技術進行制造鈦合金零件[9-11]。在 SLM 和 LMD 成形過程中無需添加任何粘結材料，在高能激光束的照射下，粉末經歷了從固態變為液態再變為固態的非穩態的相變過程[12-14]。由于在成形過程中局部環境的差異會導致晶粒的擇優取向，且基體中會產生大量的晶體學缺陷，最終產生的孔隙與缺陷會影響構件的力學性能，制約了上述兩種技術的發展和應用。本文對鈦合金在 SLM 和 LMD 技術成形過程中加工參數、掃描策略等因素對組織和力學性能的影響進行比較，以及對工藝處理后鈦合金微觀組織和力學性能的變化進行總結。

1 、SLM和LMD工藝原理

在 SLM 與 LMD 成形過程中，任何復雜的三維零件均可通過計算機劃分為簡單的二維平面并逐層制造，這種降維制造的方式能夠簡化加工步驟，為復雜精密的金屬零件提供了較好的技術解決方案[15]，兩種增材制造技術及其參數如圖 1 與表 1 所示。

激光選區熔化技術（SLM）通過計算機定制設計 CAD 模型，將三維模型分為逐層二維平面，刮板在基板上覆蓋一層粉末原料，利用高能激光束作為熱源，按規劃好的路徑照射粉末原料，使其發生熔化、凝固，形成沉積層[16-17]。整個成形過程置于惰性氣體保護氛圍中，常用的惰性氣體有氮氣、氬氣[18-19]。SLM 技術可以通過特定的支撐結構制造復雜精密零件，同時提高了成形精度，也解決了傳統減材和等材制造受限于零件復雜精密結構的問題[20-21]�；�于上述原理，SLM 技術具有以下優勢：由于其在基板上提前覆蓋了金屬粉末，在激光照射、熔化粉末后熔池周圍存在部分未完全熔化的粉末，可支撐和固定中部的熔池。因此從理論上而言，該技術可以成形具有傾角結構的零件。此外，由于 SLM 技術的鋪粉厚度可以小于 LMD 技術的沉積厚度，因此可以選擇更小的激光光斑直徑，成形構件的表面質量與尺寸精度可以得到提升。

與 SLM 技術類似，激光熔化沉積技術（LMD）技術也是通過計算機設計的 CAD 模型。激光會根據每層的加工數據在基板上移動，并且金屬粉末通過噴嘴進料同步送到激光焦點處，對金屬粉末進行熔化冷卻，整個成形過程置于惰性氣體保護下進行[22-24]。由于 LMD 技術采用同軸送粉的方式，使其可以隨時調整粉末的配比，而且加工速度更快，比較適合制造中大型金屬零件。基于上述原理，LMD 技術主要具有的優勢：由于其采用同步送粉，加工余量少，材料利用率高；其次激光能量密度比 SLM 技術更高，可復合多種合金材料的成形以及制造功能梯度零件[25-26]。

綜上所述，SLM 和 LMD 制造工藝均屬于增材制造的熱成形制造技術，能克服傳統加工制造所遇到的異形復雜零件、特種材料難加工的問題，而且也是“等材”和“減材”加工工藝的補充。因此，SLM 和 LMD技術適用于新產品零件進行快速制造及其小批量、個性化的生產需求，能滿足航空航天、生物醫療領域的服役性能要求。

增材制造 TC4 鈦合金在 SLM 和 LMD 增材制造過程時伴隨著頻繁的加熱和冷卻過程，導致零件內部的溫度梯度較大，從而會導致金屬零件的熱變形不均勻，產生殘余熱應力，因此在金屬零件表面會出現裂縫、孔隙度大和表面粗糙度差的情況。通過調整制造時機器的加工方式和工藝參數，可以在一定程度上減少這些障礙。參數優化的研究主要集中在零件的力學性能與表面質量上，最有效的工藝參數是激光功率、掃描速度、掃描間距、粉末層厚以及掃描角度等。這些參數的不同水平通過改變微觀結構與相變，從而改變材料的特性，呈現出表面粗糙度、硬度、靜力學以及動態力學性能等方面的差異[27]。除了這些工藝參數各自的影響外，還有綜合效應通過輸入能量密度來表示，可用以下（1）式定義。

E=P/（V*H*e）   （1）

公式中，E 為輸入能量密度（J/mm2），P 為激光功率（W），V 為掃描速度（mm/s），H 為掃描間距（mm），e 為粉末厚度（mm）[78]。除了激光功率、掃描速度以及掃描間距包括在表面能量密度公式中，掃描角度與粉末層厚度也是影響材料特性的重要參數，因此分別討論每個工藝參數對零件性能的影響。

2.1 SLM 成形工藝參數

2.1.1 激光功率

激光功率是 SLM 成形技術的一個主要控制參數，一般激光功率的變化會影響粉末原料熔化程度、表面的孔洞數量以及成形樣品的表面質量。李立軍等[28]采用了激光功率從 120 W 增加至 160 W 以及 200 W，成形件的孔隙率逐漸降低，硬度逐漸增大，表面粗糙度得到降低，并發現激光功率是影響樣品表面粗糙度的主要因素。李吉帥等[29]探究了不同激光功率（300-450 W）對 SLMed TC4 的成形性能影響，如圖 2 所示。

當激光功率從 300 W 增加至 450 W 時，樣品表面的孔洞數量發生減少，存在極少數未融化的粉末，同時材料的顯微硬度發生提高。李學偉等[30]發現 TC4 合金隨著激光能量密度的提高，材料顯微硬度、致密度以及成形質量呈現出先增加后下降的趨勢，激光能量密度達到 0.21 J/mm 時材料各項性能最佳。

綜上，適當提高激光功率有利于粉末的充分熔化，可以減少零件孔隙率從而提升合金的致密度，改善成形件的表面質量與性能。當激光功率較低時，熔池表面單位面積接受的能量減少，粉末不能夠充分熔化，在表面凝結成不連續的熔滴，使樣品表面質量變差；當激光功率過大時，熔池溫度升高，會出現熔融的金屬球飛濺到熔池中，不利于 SLM 成形，并且產生較多的裂紋和氣孔，降低了成形樣品表面質量。

2.1.2 激光掃描速度

掃描速度影響了激光在熔化區停留的時間長短，對能量輸入大小具有重要的調節作用，決定了粉末顆粒能否充分熔化。Wang 等[31]發現在 850~1450 mm/s 時可獲得尺寸精度與粗糙度最佳的表面，并且隨著掃描速度逐漸提高，顯微組織從等軸晶變化為等軸晶和柱狀晶的混合物。當掃描速度超過 850 mm/s 時，顯微組織完全轉化為柱狀晶，并且針狀結構逐漸細化，并從 α（α′）+β 相逐漸轉變為 α′相，同時顯微硬度逐漸下降，如圖 3 所示。Sun 等[32]發現當掃描速度提高時表面掃描軌跡的形態由清晰均勻變為無序分布，而降低掃描速度與適當提高激光功率可以提高成形試樣的致密度，并提升預制件的拉伸性能，如圖 4 所示。施承坤等[33]發現當掃描速度為 1200、1300、1400 mm/s 時隨著掃描速度的增加，SLM 成形 TC4 鈦合金制件的氣孔和裂紋得到改善，提高了制件的力學性能，并且在掃描速度為 1400 mm/s 時試樣的抗拉強度最高。Kruth等[34]使用了 225、380 mm/s 的掃描速度進行樣品成形，發現較低的掃描速度，降低熱梯度的變化可以減少熱應力，但過高的掃描速度會導致殘余應力的增加。

激光束在熔池上停留的時間長短取決于掃描速度的快慢，合適的掃描速度能夠提供充足的能量，使粉末充分熔化。當掃描速度較快時，單位時間內激光與粉末作用的時間較短，能量輸入不足，熔化路徑上的粉末不能完全融化。部分顆粒分散在試樣內部，從而形成孔隙；當掃描速度較低時，激光束在粉末顆粒上停留的時間增加，導致形成的熔體不穩定，成形樣品具有較多的孔洞并出現雜質與裂紋的現象。

2.1.3 激光掃描間距

掃描間距同樣是 SLM 成形過程中的重要參數，掃描間距的不同同樣會導致能量密度不同。這會影響掃描線之間是否發生重疊，從而影響粉末熔化部分的熔道搭建面積，而合適的熔道搭建面積是成形致密度較好的必要條件[37]。黃建國[35]通過比較 0.05 mm、0.07 mm 與 0.11 mm 三組不同的掃描間距對試樣成形質量的影響，發現當激光掃描間距為 0.05 mm 時，致密度出現最低值，當掃描間距為 0.11 mm 時，由于掃描間距較大，產生較多的未熔或半熔粉末顆粒，從而形成縫隙和孔洞等缺陷。王小龍[36]同樣發現隨著掃描間距的不斷增加，成形零件的致密度先逐漸增大，隨后逐漸減小，在 0.09 mm 時達到最大。王沛[37]發現當掃描間距為 0.05 mm 時，由于掃描線重疊的搭接率較高，能量得到充分輸入，激光作用的區域出現多次熔化及凝固的現象和粉末缺失不足產生孔洞等現象，降低成形效率。而當掃描間距為 0.1 mm 時，掃描線之間搭接率繼續降低甚至分離，導致掃描區中的金屬粉末融合較差，出現較大的孔洞現象，影響成形質量。

綜上，相關學者的研究表明在掃描間距為 0.05~0.09 mm 左右時，在掃描路徑上能夠充分熔化粉末顆粒，樣品的成形質量較好。當間距較小時，雖然不容易形成孔洞等缺陷，但會發生金屬粉末重熔的現象，零件的相對密度會發生降低。若掃描間距過大，在掃描間隔區域的粉末顆粒會未完全熔化，從而形成表面缺陷。掃描間距除了在一定程度上影響了激光選區熔化的成形質量，對零件的加工周期也有影響。

2.1.4 鋪粉厚度

Qiu 等[38-39]發現當鋪粉厚度為 0.02 mm 時，激光掃描軌道均勻分布且成形試樣的空隙率較低；當鋪粉厚度提高至 0.06 mm 時，掃描軌跡發生錯位，洞狀空隙數量急劇上升，成形質量變差；隨著鋪粉厚度的增加，掃描軌跡趨于不規則，熔體的流動趨于不穩定，試樣表面起伏增大。Nguyen 等[40]發現當粉層厚度為0.02~0.05 mm 的范圍時，較低的鋪粉厚度能夠提高成形試樣的相對密度與表面質量，如圖 5 所示，從而獲得較高的抗拉強度和顯微硬度。Sun 等[41]通過比較 0.02~0.08 mm 范圍內的鋪粉厚度同樣發現粉末厚度的增加將導致熔體的不均勻，同時降低了成形試樣的致密度。

由于在 SLM 成形過程中需要在基板上層層鋪粉再進行熔化，而激光照射的能量是一定的，鋪粉厚度影響了熔池的深度，從而決定了成形質量。可見大量學者通過研究不同鋪粉層厚度的成形零件，得出在鋪粉層較小時，單位體積內的能量密度相對較大，粉末得到充分熔化，從而提高了成形試樣的致密度與表面質量；而在較高的鋪粉層厚度下，單位體積的能量密度相對較小，未熔化的粉末顆粒較多，從而提高了成形件的孔隙率。

2.1.5 其余參數

除了一些主要工藝參數對樣品的影響，還有成形方向、粉床溫度以及加工變量等參數對 SLM 成形過程存在一定的影響。孫東升[42]發現不同成形方向會引起熱積累的差異性，繼而導致成形試樣的致密化程度以及顯微組織演變的差異，XZ 成形方向的板狀時間致密化程度和拉伸性能明顯大于 XY 成形方向的板狀試件。Xu 等[43]發現較短的夾層時間，較大的層厚、較少的支撐結構、較大的零件尺寸和較少的接觸有利于馬氏體的分解，且分解產生的 α+β 微觀結構取決于相變溫度和停留時間。Ali 等[44]將粉床溫度提高到 570℃ 時，可使 α'馬氏體分解為平衡的 α+β 微觀結構，顯著減少 SLM 成形 TC4 鈦合金內部殘余應力的形成，提高了成形件的屈服強度、延展性以及顯微硬度，如圖 6(a)所示。Mercelis 等[45-47]同樣發現基板的加熱使溫度梯度得到降低，從而降低了部件的各向殘余應力，如圖 6(b)所示，但在大多數商用 SLM 機器上很難實現高的預熱溫度。Xu 等[48]通過改變一系列的加工變量，包括層厚、能量密度和焦點偏移距離，使非平衡的馬氏體原位分解為新型的超細片狀 α+β 結構，提高了試樣的拉伸伸長率和屈服強度，性能優于具有 α'馬氏體的SLM 成形 TC4 鈦合金。上述實驗表明，通過優化試樣的成形方向，適當地提升粉床溫度，縮短夾層時間等工藝方法，SLM 成形工藝可以獲得拉伸性能優異的試件。

2.2 LMD 成形工藝參數

2.2.1 激光功率

激光功率是 LMD 成形過程中的主要控制參數之一，通過調控不同數值的激光功率能夠得到不同的微觀組織，并且激光功率對熔覆層的熔融效果影響較大。Mahamood 等[49-50]發現當激光功率在 1500~3100 W的范圍時，增大激光功率能夠降低 LMD 成形 TC4 鈦合金的孔隙率，從而提高其表面質量，如圖 7 所示。此外，在較高的激光功率下，適度提高顯微硬度能夠改善 LMD 成形 TC4 鈦合金的抗腐蝕性能。Ravi 等[51]發現激光功率對沉積態 TC4 鈦合金的晶體結構有很大的影響，較高的激光功率會導致試樣產生更大尺寸的 晶粒和更粗的微觀結構。傅道健[52]發現TC4粉末熔融效率隨著激光功率的增大而升高，當激光功率降低時，試樣易出現層間未融化的缺陷，使原本垂直外延生長的柱狀晶產生傾斜；當激光功率升高時，成形試樣的微觀組織截面呈現等軸狀 β 晶粒與垂直生長的柱狀 β 晶粒。

從實驗結果可見，通過適當增大激光功率，從而增大了熔覆層的深度與寬度，提高了粉末的熔融效率。同時，掃描單道之間的寬度發生減小，成形試樣的孔隙率得到降低，從而提高了試件的成形質量。通過研究總結得到適合不同應用場景且穩定高效的激光功率參數，可以在激光熔化沉積過程中得到均勻、細化的微觀組織結構。

2.2.2 激光掃描速度

相比于激光功率，掃描速度對微觀組織結構的影響更明顯，尤其是對晶粒結構轉變與尺寸的影響較為明顯。Mahamood 等[53-54]探究了 20~120 mm/s 的掃描速度對試樣性能的影響，發現隨著掃描速度的增加，成形零件的凝固速度也得到了提高，從較軟的魏氏 α 晶粒結構轉變為較硬的馬氏體 α 晶粒結構，而且成形試樣的顯微硬度和表面粗糙度均隨著掃描速度的提高而增大，如圖 8 所示。為了達到最小的表面粗糙度同時保持適中的顯微硬度，最佳的掃描速度為約 630 mm/s。李俐群等[55]發現隨著掃描速度的降低，熱積累越明顯，從而引起柱狀晶的寬度的增大；當掃描速度降低到一定數值時，柱狀晶轉變為細小的等軸晶。

在低掃描速度下，激光與粉末的相互作用時間較長，融化粉末材料需要耗費更多的時間，沉積的粉末會產生較大的熔池，從而導致較低的顯微硬度，而較大的熔池需要更長的時間來凝固與冷卻，基材表面的熔化程度較高；而在高掃描速度下，快速冷卻可能會導致沉積樣品表面形成片狀形貌，這可能是表面粗糙度較高的原因。

2.2.3 送粉速率

與掃描速度類似，送粉速率在一定程度上也會影響金屬成形速率和成形質量，在 LMD 工藝中常用的送粉速率約為 1-10 g/min。Zhong 等[56]總結了 Ti6Al4V 的 LMD 沉積速率通常低于 8.4 g/min，送粉速率的增加會導致顯微硬度和表面粗糙度的增加。時國浩[57]發現隨著粉末輸送速率從 0.6 R/min 增加到 1.4 R/min，試樣的致密度呈現出逐漸減小趨勢。由于送粉速率較小時，過剩的能量輸入使熔體具有較高的過熱度，熔體中的氣體逸出熔體表面，從而提高試樣的致密度；較高的送粉速率會使熔體中的氣體難以逸出熔體表面，從而導致氣孔數量增加。

綜上，在能量輸入不變的條件下，熔池的面積變化不大。當送粉速率較低時，粉末層寬度與厚度較低，適當增大送粉速率可以使更多的粉末得到充分融化。當送粉速率較大時，多余的粉末也不會被熔池熔化，而粉末沉積在試樣中會產生未融合的缺陷。此外，過高的送粉速率也會導致材料的浪費，大大提高 LMD 技術的成本。

2.3 SLM 與 LMD 的掃描策略影響

除了不同工藝參數外，結合理想的掃描策略可以顯著提高打印部件的機械性能。目前，在成形過程中常見的掃描方式可分為同層掃描和異層掃描，其中同層掃描包括島式和 S 型掃描等方式，而異層掃描主要是不同掃描方向的成形方式，主要的掃描策略如圖 9 所示。在 SLM 成形過程中，Ali 等[58]發現采用 90°交替掃描策略的 SLMed TC4 鈦合金零件的殘余應力積累最低。采用棋盤式掃描時，如圖 9(a)所示，隨著棋盤塊大小（掃描矢量長度）的增加，殘余應力呈上升趨勢。郝云波等[59]比較了單向掃描與往復掃描成形 TC4鈦合金，發現單向掃描在成形過程中易引起誤差累積；在往復掃描時由于掃描方向不斷的變化，因此可以消除掃描層間的高度差，可使試樣表面平整從而提升其表面質量。徐浩然等[60]發現了層間同向正交掃描策略能得到更好的層間溫度分布，提高零件質量；而在層間異向掃描策略時，在掃描路徑末端會出現局部高溫現象。Ni 等[61-62]采用三種角度的異層掃描策略，發現 0°和 90°SLMed Ti6Al4V 合金頂面的表面質量明顯好于前表面，而 67.5°SLMed Ti6Al4V 合金前表面的表面質量略好于頂面。

LMD 成形過程中，萬樂[63]發現采用普通式、棋盤式和條帶式的單層掃描方式時 LMD 成形試樣的表面質量相差不大，但正交式由于每層掃描兩次，導致試樣在成形過程的整體熱循環發生變化。而回形式在掃描直角時激光束的掃描速度會降低，導致直角處的能量密度升高，從而影響直角處的試樣表面形貌。單奇博等[64]發現不同掃描策略下網籃組織形態存在差異，從而影響了 LMDed TC4 合金的力學性能，在回旋掃描策略下的拉伸強度和屈服強度要大于單向掃描策略，分區回旋掃描所得的殘余應力分布更均勻，四種掃描策略及其殘余應力結果如圖 10 所示。

不同掃描策略會引起掃描路徑上熔池的冷卻時間、激光輸入位置、溫度梯度等發生變化[63]。同層掃描方式由于包含單向掃描、往復掃描以及回旋掃描等掃描方式，得到的柱狀晶形態與排列方向具有很大差異，單向掃描中的柱狀晶較為稀疏且晶界分明，往復掃描中的柱狀晶密集且晶界較為雜亂，而回旋掃描中的柱狀晶晶粒較小且方向變化較大，這也導致了不同掃描方式之間的力學性能存在較大的差異；異層掃描由于不同成形方向的掃描角度的差異，層與層之間掃描方向的變化，成形試樣的不同表面存在較大的微觀組織與力學性能差異，具有較強的各向異性特點。因此，對于不同成形要求的構件需要采用與之匹配適合的掃描策略，尋找合適的掃描方式優化零件的成形效果，同時提高增材制造成形零件的表面質量與力學性能。

3、 熱處理對鈦合金組織與力學性能的影響

在使用 SLM 和 LMD 工藝成形 TC4 鈦合金零件時常受到復雜熱交互和飛濺等因素的影響，導致成形零件出現較大的孔隙、粗糙度和殘余應力等[65]。熱處理是改善金屬材料微觀組織和力學性能最常用的方法之一。合適的熱處理可以極大地較小快速凝固中產生的殘余應力。通過改變相的形狀和大小等，從而優化微觀組織，提高力學性能。目前常用的熱處理方法包括退火、固溶與固溶時效，在加熱升溫過程中使原子重新排列組合，使亞穩定非平衡組織轉變為平衡組織，減少了晶粒間的聚集效應，從而減小了試樣的殘余應力[66]。因此對鈦合金零部件進行不同方法的熱處理可一定程度上解決上述問題，表 2 列出了不同熱處理工藝下 SLMed TC4 鈦合金的力學性能。

Frkan 等[67]發現在 740℃熱處理后的 SLM 成形 TC4 鈦合金的微觀結構顯示出由 α 和 β 相形成的兩相結構，在 900℃下熱處理的試樣顯示出以 α'的細針為特征的微觀結構，900℃熱處理后的組織結構更均勻，而且略高于 740℃的疲勞強度，如圖 11(a)、(b)所示。肖振楠等[68]發現未熱處理的整體組織主要是分布均勻的針狀 α'馬氏體，β 相含量很少。試樣經過退火處理后，α 相發生粗化，并且發生積聚。試樣經過固溶處理后，形成了交錯的網籃組織，β 相含量增多，部分 α 相發生彎曲現象，如圖 12(c)所示。經過固溶時效處理后，整體組織由均勻彌散的（α+β）相構成，條狀 α 相發生粗化，而且 β 相晶界更加清晰。經測定這三種熱處理方式降低了試樣的強度和殘余應力，同時提高了試樣的塑性。Huang 等[69]發現亞固溶熱處理與超固溶熱處理、混合處理相比會產生籃狀的微觀結構和更好的力學性能，但不能改變原有 β 晶粒的形態。肖美立等[70]發現 SLMed TC4 鈦合金沉積態金相組織保留了明顯的 β 柱狀晶界，而針狀 α'馬氏體近似 45°方向排列。經過退火處理后，原始 β 柱狀晶界消失，晶粒更趨向于等軸化，α'馬氏體沒有發生粗化而向短軸化方向演變，如圖 12(e)所示。退火態試樣與沉積態試樣相比，其室溫的拉伸強度發生降低，但斷后伸長率明顯提高，因此塑性得到提升如圖 12(f)所示。王舒等[71]發現經過 780℃×2 h 退火熱處理后結合區 TC4 鈦合金的延伸率與斷面收縮率比增材制造區與鍛造區都有所降低，而屈服強度與抗拉強度處于增材制造區和鍛造區之間。梁曉康等[72-73]發現沉積態 TC4 鈦合金的抗拉強度與硬度隨著退火溫度的升高而降低，而塑性得到提升，如圖11(d)所示。這是由于退火處理后針狀 α 相的含量增加且 α 板條發生一定的粗化，同時 β 相含量增加的現象，由于 β 相強度低于 α 相，而塑性高于 α 相，從而使試樣強度發生降低而塑性得到提高。樂方賓[74]發現隨著熱處理溫度從 850℃提升至 1050℃，SLMed TC4 鈦合金的顯微硬度也隨之增加。這是由于 850℃與 900℃兩組熱處理后針狀馬氏體結構被消除，形成的 α 板條粗化導致較低的硬度值，而 1050℃熱處理組形成的 α相具有精細的結構，其硬度值遠高于另外兩組，如圖 14(a)所示。可見經過一定的退火、固溶以及固溶時效處理，原 SLMed TC4 鈦合金中 α+β 相組織發生轉變，從而使 SLMed TC4 鈦合金的拉壓強度發生降低，而塑性得到大幅提升，同時致密度可以達到鍛件水平，綜合性能得到改善。

與 SLMed TC4 鈦合金類似，提升 LMDed TC4 鈦合金的力學性能的關鍵在于對其組織的調控。除了在加工過程中可以通過工藝參數的調整實現對微觀結構的控制，對成形零件進行熱處理來實現微觀組織的優化。陳志茹等[75]發現熱等靜壓后 LMDed TC4 合金組織為網籃組織，α 相寬度增加，長寬比較�。还倘軙r效后合金組織主要由雜亂短棒狀的 α 相組成，如圖 13(f)所示。同時其抗拉強度達到 1022 Mpa，屈服強度達到909 Mpa，拉伸性能達到了鍛件標準。Wei 等[76]發現正火溫度對 LMDed TC4 的室溫拉伸和硬度有顯著的影響。當正火溫度為 990℃時，由于溫度較高，在空氣冷卻時冷卻速度非常快，使得 β 相在冷卻過程中未完全轉變為 α 相同時形成極細 α 相，從而導致試件硬度明顯增加，如圖 14(b)所示。而初生的 α-Ti 相的長寬比與含量隨著正火溫度的升高而逐漸降低，在 930℃和 990℃時 β-Ti 相不僅存在于 α-Ti 相之間，而且還存在于板條狀 α-Ti 相的網絡中，如圖 13(g)、(h)所示。欽蘭云等[77]發現 LMDed TC4 鈦合金隨著退火溫度的升高，組織中的 α 片層寬度逐漸增大，如圖 13(a)、(b)所示。當 TC4 鈦合金在 960℃以上高溫退火處理時，與室溫形成較大的溫度梯度，空冷狀態下，冷卻速率較快，從而發生了 β 相向 α'相和 α''相的轉變，形成馬氏體，如圖 13(c)、(d)所示。而且退火溫度對試樣室溫拉伸性能的各向異性具有一定影響，如圖 14(c)、(d)所示�？梢姡�當 LMDed TC4 鈦合金熱處理溫度在 β 相相變點之下進行時，現有的柱狀初生 β 晶形態和大小都不會發生變化，而內部的 α 晶粒則會發生改變；當熱處理溫度在 β 相相變點之上進行時，初生的柱狀 β晶將會重新生長，內部的 α 相會完全轉變為 β 相。

上述研究中的結果表明，采用不同的熱處理工藝會使材料表現出不同的微觀和性能特點，通過不同的熱處理工藝能夠使微觀組織更均勻，從而提高材料的塑性，同時一定程度上降低材料的強度與硬度。此外，合理選擇熱處理的溫度和時間是改善其力學性能的關鍵因素。

4 、總結

合理的激光成形參數和適當的后處理可以使 TC4 鈦合金粉末充分熔化，減少成形時的孔洞現象，使非平衡組織重新排列組合，從而減小零件的殘余應力并提高力學性能。目前一些 SLM 與 LMD 成形鈦合金結構件強度已經高于鍛件水平，但塑性較差，其性能還不能滿足一些使用環境的要求。本文通過對國內外文獻進行研究分析總結如下：

1）影響 SLM 成形 TC4 鈦合金組織性能的主要參數包括激光功率、掃描速度、掃描間距、鋪粉厚度以及粉床溫度等。在其他參數相同的情況下，較高的激光功率能夠充分熔化粉末，從而提高試樣表面質量；而較高的掃描速度會使晶粒逐漸細化，α+β 相轉變為 α′相，降低了零件的顯微硬度，拉伸性能變差；隨著激光掃描間距的增加，試樣的致密度先發生增大再減�。惠^低的鋪粉厚度能夠提高試樣的相對密度，提高其抗拉強度與顯微硬度；提高一定的粉床溫度可優化成形件的屈服強度及延展性。

2）影響 LMD 成形 TC4 鈦合金組織性能的主要參數包括激光功率、掃描速度以及送粉速率等。提高成形過程中的激光功率，能夠降低成形試樣的孔隙率，從而改善其表面粗糙度與抗腐蝕性能；隨著掃描速度增加，顯微硬度和表面粗糙度得到提高，而且激光功率與掃描速度之間有較大的關聯性，可采取較低的激光功率和較高的掃描速度進行組合，從而得到顯微硬度較高的試樣；隨著送粉速率提高，試樣致密度呈現先提高后降低的趨勢。

3）激光選區熔化 TC4 鈦合金隨著退火溫度的升高，α 相轉變為 β 相，β 相含量顯著提高，由于 β 相強度低于 α 相，而塑性高于 α 相，從而降低了試樣的強度同時提高了試樣的塑性。根據已有研究，選擇 920-940 ℃進行固溶處理，會形成（α+β）網籃組織，使鈦合金試樣強度降低，塑性提高。目前已有研究人員將退火與固溶時效兩種熱處理手段相結合，更好的平衡了強度與塑性。與 SLM 成形技術類似，隨著熱處理溫度適當的提高，原始的針狀馬氏體結構被消除，從而提高了 LMD 成形 TC4 鈦合金的力學性能。

4）目前，對于如何通過調控合理的工藝參數，同時匹配合適的熱處理方法并明晰其內在機理的研究比較少，而匹配合理的 SLM 與 LMD 工藝參數和熱處理方法是獲得優異力學性能鈦合金的最佳選擇，因此需要進一步探索工藝參數、掃描策略以及熱處理對 SLM 與 LMD 成形鈦合金的微觀結構與性能的影響。在不同的工藝參數中，激光功率和掃描速度對成形件的成形質量影響最大。因此，在選擇這兩個工藝參數時應謹慎，從而盡可能減少缺陷。此外，不同熱處理方法的組合也是提升 SLM 與 LMD 成形鈦合金構件組織性能的方式，通過探索不同熱處理方法的組合以減少缺陷并提高鈦合金在不同工程應用中的性能。

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