激光增材制造钛合金微观组织和力学性能研究进展

由于钛合金有着比强度较高、生物相容性较好以及耐腐蚀性能好的优势，因此在全球范围内广泛应用于生物医疗与航空领域[1-2]。主要使用的钛合金包括 Ti6Al4V（TC4），TC4 是一种 α+β 型两相钛合金，因为其具有良好的强度重量比和出色的耐腐蚀性，这种轻质合金在重载机身结构、喷气发动机、燃气轮机等领域占据主导地位[3-5]。钛合金材料需要在摩擦学与疲劳性能上的改进，以满足其零部件在服役性能方面的要求，因此如何制备高性能钛合金复杂结构件成为制造技术发展的关键问题。

目前主要的两种金属结构件制造工艺与成形技术分别是等材制造工艺与减材制造工艺。等材制造工艺是在加工过程中无需添加额外的材料，以锻造、锻造附加焊接的工艺为代表；减材制造工艺是在加工过程中不断去除材料以得到最终零件，主要以车、铣、刨、磨等机械加工为代表。在传统的制造工艺过程中存在材料浪费、组织缺陷以及加工后表面质量差等问题，并且传统锻造需要使用大型的锻压设备和专用夹具，严重阻碍了更深层次的发展[6-7]。增材制造技术（AM）在二十世纪九十年代兴起，并自此不断发展。该技术使用了快速成型技术“离散+堆积”的增材制造思想，粉末原料通过激光逐层熔覆，然后在零件表面生成熔凝组织，最后完成整个实体零件的建造[8]。它提供了较高的设计自由度和新型几何形状的制造方法，并且在成形过程中不需要任何刀具或夹具，这是传统加工方法很难完成的。

SLM 和 LMD 技术作为增材制造技术（AM）中的两种技术，由于其制造的钛合金性能与锻件的性能越来越接近，越来越多的技术人员了解并选择上述两种技术进行制造钛合金零件[9-11]。在 SLM 和 LMD 成形过程中无需添加任何粘结材料，在高能激光束的照射下，粉末经历了从固态变为液态再变为固态的非稳态的相变过程[12-14]。由于在成形过程中局部环境的差异会导致晶粒的择优取向，且基体中会产生大量的晶体学缺陷，最终产生的孔隙与缺陷会影响构件的力学性能，制约了上述两种技术的发展和应用。本文对钛合金在 SLM 和 LMD 技术成形过程中加工参数、扫描策略等因素对组织和力学性能的影响进行比较，以及对工艺处理后钛合金微观组织和力学性能的变化进行总结。

1 、SLM和LMD工艺原理

在 SLM 与 LMD 成形过程中，任何复杂的三维零件均可通过计算机划分为简单的二维平面并逐层制造，这种降维制造的方式能够简化加工步骤，为复杂精密的金属零件提供了较好的技术解决方案[15]，两种增材制造技术及其参数如图 1 与表 1 所示。

激光选区熔化技术（SLM）通过计算机定制设计 CAD 模型，将三维模型分为逐层二维平面，刮板在基板上覆盖一层粉末原料，利用高能激光束作为热源，按规划好的路径照射粉末原料，使其发生熔化、凝固，形成沉积层[16-17]。整个成形过程置于惰性气体保护氛围中，常用的惰性气体有氮气、氩气[18-19]。SLM 技术可以通过特定的支撑结构制造复杂精密零件，同时提高了成形精度，也解决了传统减材和等材制造受限于零件复杂精密结构的问题[20-21]。基于上述原理，SLM 技术具有以下优势：由于其在基板上提前覆盖了金属粉末，在激光照射、熔化粉末后熔池周围存在部分未完全熔化的粉末，可支撑和固定中部的熔池。因此从理论上而言，该技术可以成形具有倾角结构的零件。此外，由于 SLM 技术的铺粉厚度可以小于 LMD 技术的沉积厚度，因此可以选择更小的激光光斑直径，成形构件的表面质量与尺寸精度可以得到提升。

与 SLM 技术类似，激光熔化沉积技术（LMD）技术也是通过计算机设计的 CAD 模型。激光会根据每层的加工数据在基板上移动，并且金属粉末通过喷嘴进料同步送到激光焦点处，对金属粉末进行熔化冷却，整个成形过程置于惰性气体保护下进行[22-24]。由于 LMD 技术采用同轴送粉的方式，使其可以随时调整粉末的配比，而且加工速度更快，比较适合制造中大型金属零件。基于上述原理，LMD 技术主要具有的优势：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 技术更高，可复合多种合金材料的成形以及制造功能梯度零件[25-26]。

综上所述，SLM 和 LMD 制造工艺均属于增材制造的热成形制造技术，能克服传统加工制造所遇到的异形复杂零件、特种材料难加工的问题，而且也是“等材”和“减材”加工工艺的补充。因此，SLM 和 LMD技术适用于新产品零件进行快速制造及其小批量、个性化的生产需求，能满足航空航天、生物医疗领域的服役性能要求。

增材制造 TC4 钛合金在 SLM 和 LMD 增材制造过程时伴随着频繁的加热和冷却过程，导致零件内部的温度梯度较大，从而会导致金属零件的热变形不均匀，产生残余热应力，因此在金属零件表面会出现裂缝、孔隙度大和表面粗糙度差的情况。通过调整制造时机器的加工方式和工艺参数，可以在一定程度上减少这些障碍。参数优化的研究主要集中在零件的力学性能与表面质量上，最有效的工艺参数是激光功率、扫描速度、扫描间距、粉末层厚以及扫描角度等。这些参数的不同水平通过改变微观结构与相变，从而改变材料的特性，呈现出表面粗糙度、硬度、静力学以及动态力学性能等方面的差异[27]。除了这些工艺参数各自的影响外，还有综合效应通过输入能量密度来表示，可用以下（1）式定义。

E=P/（V*H*e）   （1）

公式中，E 为输入能量密度（J/mm2），P 为激光功率（W），V 为扫描速度（mm/s），H 为扫描间距（mm），e 为粉末厚度（mm）[78]。除了激光功率、扫描速度以及扫描间距包括在表面能量密度公式中，扫描角度与粉末层厚度也是影响材料特性的重要参数，因此分别讨论每个工艺参数对零件性能的影响。

2.1 SLM 成形工艺参数

2.1.1 激光功率

激光功率是 SLM 成形技术的一个主要控制参数，一般激光功率的变化会影响粉末原料熔化程度、表面的孔洞数量以及成形样品的表面质量。李立军等[28]采用了激光功率从 120 W 增加至 160 W 以及 200 W，成形件的孔隙率逐渐降低，硬度逐渐增大，表面粗糙度得到降低，并发现激光功率是影响样品表面粗糙度的主要因素。李吉帅等[29]探究了不同激光功率（300-450 W）对 SLMed TC4 的成形性能影响，如图 2 所示。

当激光功率从 300 W 增加至 450 W 时，样品表面的孔洞数量发生减少，存在极少数未融化的粉末，同时材料的显微硬度发生提高。李学伟等[30]发现 TC4 合金随着激光能量密度的提高，材料显微硬度、致密度以及成形质量呈现出先增加后下降的趋势，激光能量密度达到 0.21 J/mm 时材料各项性能最佳。

综上，适当提高激光功率有利于粉末的充分熔化，可以减少零件孔隙率从而提升合金的致密度，改善成形件的表面质量与性能。当激光功率较低时，熔池表面单位面积接受的能量减少，粉末不能够充分熔化，在表面凝结成不连续的熔滴，使样品表面质量变差；当激光功率过大时，熔池温度升高，会出现熔融的金属球飞溅到熔池中，不利于 SLM 成形，并且产生较多的裂纹和气孔，降低了成形样品表面质量。

2.1.2 激光扫描速度

扫描速度影响了激光在熔化区停留的时间长短，对能量输入大小具有重要的调节作用，决定了粉末颗粒能否充分熔化。Wang 等[31]发现在 850~1450 mm/s 时可获得尺寸精度与粗糙度最佳的表面，并且随着扫描速度逐渐提高，显微组织从等轴晶变化为等轴晶和柱状晶的混合物。当扫描速度超过 850 mm/s 时，显微组织完全转化为柱状晶，并且针状结构逐渐细化，并从 α（α′）+β 相逐渐转变为 α′相，同时显微硬度逐渐下降，如图 3 所示。Sun 等[32]发现当扫描速度提高时表面扫描轨迹的形态由清晰均匀变为无序分布，而降低扫描速度与适当提高激光功率可以提高成形试样的致密度，并提升预制件的拉伸性能，如图 4 所示。施承坤等[33]发现当扫描速度为 1200、1300、1400 mm/s 时随着扫描速度的增加，SLM 成形 TC4 钛合金制件的气孔和裂纹得到改善，提高了制件的力学性能，并且在扫描速度为 1400 mm/s 时试样的抗拉强度最高。Kruth等[34]使用了 225、380 mm/s 的扫描速度进行样品成形，发现较低的扫描速度，降低热梯度的变化可以减少热应力，但过高的扫描速度会导致残余应力的增加。

激光束在熔池上停留的时间长短取决于扫描速度的快慢，合适的扫描速度能够提供充足的能量，使粉末充分熔化。当扫描速度较快时，单位时间内激光与粉末作用的时间较短，能量输入不足，熔化路径上的粉末不能完全融化。部分颗粒分散在试样内部，从而形成孔隙；当扫描速度较低时，激光束在粉末颗粒上停留的时间增加，导致形成的熔体不稳定，成形样品具有较多的孔洞并出现杂质与裂纹的现象。

2.1.3 激光扫描间距

扫描间距同样是 SLM 成形过程中的重要参数，扫描间距的不同同样会导致能量密度不同。这会影响扫描线之间是否发生重叠，从而影响粉末熔化部分的熔道搭建面积，而合适的熔道搭建面积是成形致密度较好的必要条件[37]。黄建国[35]通过比较 0.05 mm、0.07 mm 与 0.11 mm 三组不同的扫描间距对试样成形质量的影响，发现当激光扫描间距为 0.05 mm 时，致密度出现最低值，当扫描间距为 0.11 mm 时，由于扫描间距较大，产生较多的未熔或半熔粉末颗粒，从而形成缝隙和孔洞等缺陷。王小龙[36]同样发现随着扫描间距的不断增加，成形零件的致密度先逐渐增大，随后逐渐减小，在 0.09 mm 时达到最大。王沛[37]发现当扫描间距为 0.05 mm 时，由于扫描线重叠的搭接率较高，能量得到充分输入，激光作用的区域出现多次熔化及凝固的现象和粉末缺失不足产生孔洞等现象，降低成形效率。而当扫描间距为 0.1 mm 时，扫描线之间搭接率继续降低甚至分离，导致扫描区中的金属粉末融合较差，出现较大的孔洞现象，影响成形质量。

综上，相关学者的研究表明在扫描间距为 0.05~0.09 mm 左右时，在扫描路径上能够充分熔化粉末颗粒，样品的成形质量较好。当间距较小时，虽然不容易形成孔洞等缺陷，但会发生金属粉末重熔的现象，零件的相对密度会发生降低。若扫描间距过大，在扫描间隔区域的粉末颗粒会未完全熔化，从而形成表面缺陷。扫描间距除了在一定程度上影响了激光选区熔化的成形质量，对零件的加工周期也有影响。

2.1.4 铺粉厚度

Qiu 等[38-39]发现当铺粉厚度为 0.02 mm 时，激光扫描轨道均匀分布且成形试样的空隙率较低；当铺粉厚度提高至 0.06 mm 时，扫描轨迹发生错位，洞状空隙数量急剧上升，成形质量变差；随着铺粉厚度的增加，扫描轨迹趋于不规则，熔体的流动趋于不稳定，试样表面起伏增大。Nguyen 等[40]发现当粉层厚度为0.02~0.05 mm 的范围时，较低的铺粉厚度能够提高成形试样的相对密度与表面质量，如图 5 所示，从而获得较高的抗拉强度和显微硬度。Sun 等[41]通过比较 0.02~0.08 mm 范围内的铺粉厚度同样发现粉末厚度的增加将导致熔体的不均匀，同时降低了成形试样的致密度。

由于在 SLM 成形过程中需要在基板上层层铺粉再进行熔化，而激光照射的能量是一定的，铺粉厚度影响了熔池的深度，从而决定了成形质量。可见大量学者通过研究不同铺粉层厚度的成形零件，得出在铺粉层较小时，单位体积内的能量密度相对较大，粉末得到充分熔化，从而提高了成形试样的致密度与表面质量；而在较高的铺粉层厚度下，单位体积的能量密度相对较小，未熔化的粉末颗粒较多，从而提高了成形件的孔隙率。

2.1.5 其余参数

除了一些主要工艺参数对样品的影响，还有成形方向、粉床温度以及加工变量等参数对 SLM 成形过程存在一定的影响。孙东升[42]发现不同成形方向会引起热积累的差异性，继而导致成形试样的致密化程度以及显微组织演变的差异，XZ 成形方向的板状时间致密化程度和拉伸性能明显大于 XY 成形方向的板状试件。Xu 等[43]发现较短的夹层时间，较大的层厚、较少的支撑结构、较大的零件尺寸和较少的接触有利于马氏体的分解，且分解产生的 α+β 微观结构取决于相变温度和停留时间。Ali 等[44]将粉床温度提高到 570℃ 时，可使 α'马氏体分解为平衡的 α+β 微观结构，显著减少 SLM 成形 TC4 钛合金内部残余应力的形成，提高了成形件的屈服强度、延展性以及显微硬度，如图 6(a)所示。Mercelis 等[45-47]同样发现基板的加热使温度梯度得到降低，从而降低了部件的各向残余应力，如图 6(b)所示，但在大多数商用 SLM 机器上很难实现高的预热温度。Xu 等[48]通过改变一系列的加工变量，包括层厚、能量密度和焦点偏移距离，使非平衡的马氏体原位分解为新型的超细片状 α+β 结构，提高了试样的拉伸伸长率和屈服强度，性能优于具有 α'马氏体的SLM 成形 TC4 钛合金。上述实验表明，通过优化试样的成形方向，适当地提升粉床温度，缩短夹层时间等工艺方法，SLM 成形工艺可以获得拉伸性能优异的试件。

2.2 LMD 成形工艺参数

2.2.1 激光功率

激光功率是 LMD 成形过程中的主要控制参数之一，通过调控不同数值的激光功率能够得到不同的微观组织，并且激光功率对熔覆层的熔融效果影响较大。Mahamood 等[49-50]发现当激光功率在 1500~3100 W的范围时，增大激光功率能够降低 LMD 成形 TC4 钛合金的孔隙率，从而提高其表面质量，如图 7 所示。此外，在较高的激光功率下，适度提高显微硬度能够改善 LMD 成形 TC4 钛合金的抗腐蚀性能。Ravi 等[51]发现激光功率对沉积态 TC4 钛合金的晶体结构有很大的影响，较高的激光功率会导致试样产生更大尺寸的 晶粒和更粗的微观结构。傅道健[52]发现TC4粉末熔融效率随着激光功率的增大而升高，当激光功率降低时，试样易出现层间未融化的缺陷，使原本垂直外延生长的柱状晶产生倾斜；当激光功率升高时，成形试样的微观组织截面呈现等轴状 β 晶粒与垂直生长的柱状 β 晶粒。

从实验结果可见，通过适当增大激光功率，从而增大了熔覆层的深度与宽度，提高了粉末的熔融效率。同时，扫描单道之间的宽度发生减小，成形试样的孔隙率得到降低，从而提高了试件的成形质量。通过研究总结得到适合不同应用场景且稳定高效的激光功率参数，可以在激光熔化沉积过程中得到均匀、细化的微观组织结构。

2.2.2 激光扫描速度

相比于激光功率，扫描速度对微观组织结构的影响更明显，尤其是对晶粒结构转变与尺寸的影响较为明显。Mahamood 等[53-54]探究了 20~120 mm/s 的扫描速度对试样性能的影响，发现随着扫描速度的增加，成形零件的凝固速度也得到了提高，从较软的魏氏 α 晶粒结构转变为较硬的马氏体 α 晶粒结构，而且成形试样的显微硬度和表面粗糙度均随着扫描速度的提高而增大，如图 8 所示。为了达到最小的表面粗糙度同时保持适中的显微硬度，最佳的扫描速度为约 630 mm/s。李俐群等[55]发现随着扫描速度的降低，热积累越明显，从而引起柱状晶的宽度的增大；当扫描速度降低到一定数值时，柱状晶转变为细小的等轴晶。

在低扫描速度下，激光与粉末的相互作用时间较长，融化粉末材料需要耗费更多的时间，沉积的粉末会产生较大的熔池，从而导致较低的显微硬度，而较大的熔池需要更长的时间来凝固与冷却，基材表面的熔化程度较高；而在高扫描速度下，快速冷却可能会导致沉积样品表面形成片状形貌，这可能是表面粗糙度较高的原因。

2.2.3 送粉速率

与扫描速度类似，送粉速率在一定程度上也会影响金属成形速率和成形质量，在 LMD 工艺中常用的送粉速率约为 1-10 g/min。Zhong 等[56]总结了 Ti6Al4V 的 LMD 沉积速率通常低于 8.4 g/min，送粉速率的增加会导致显微硬度和表面粗糙度的增加。时国浩[57]发现随着粉末输送速率从 0.6 R/min 增加到 1.4 R/min，试样的致密度呈现出逐渐减小趋势。由于送粉速率较小时，过剩的能量输入使熔体具有较高的过热度，熔体中的气体逸出熔体表面，从而提高试样的致密度；较高的送粉速率会使熔体中的气体难以逸出熔体表面，从而导致气孔数量增加。

综上，在能量输入不变的条件下，熔池的面积变化不大。当送粉速率较低时，粉末层宽度与厚度较低，适当增大送粉速率可以使更多的粉末得到充分融化。当送粉速率较大时，多余的粉末也不会被熔池熔化，而粉末沉积在试样中会产生未融合的缺陷。此外，过高的送粉速率也会导致材料的浪费，大大提高 LMD 技术的成本。

2.3 SLM 与 LMD 的扫描策略影响

除了不同工艺参数外，结合理想的扫描策略可以显著提高打印部件的机械性能。目前，在成形过程中常见的扫描方式可分为同层扫描和异层扫描，其中同层扫描包括岛式和 S 型扫描等方式，而异层扫描主要是不同扫描方向的成形方式，主要的扫描策略如图 9 所示。在 SLM 成形过程中，Ali 等[58]发现采用 90°交替扫描策略的 SLMed TC4 钛合金零件的残余应力积累最低。采用棋盘式扫描时，如图 9(a)所示，随着棋盘块大小（扫描矢量长度）的增加，残余应力呈上升趋势。郝云波等[59]比较了单向扫描与往复扫描成形 TC4钛合金，发现单向扫描在成形过程中易引起误差累积；在往复扫描时由于扫描方向不断的变化，因此可以消除扫描层间的高度差，可使试样表面平整从而提升其表面质量。徐浩然等[60]发现了层间同向正交扫描策略能得到更好的层间温度分布，提高零件质量；而在层间异向扫描策略时，在扫描路径末端会出现局部高温现象。Ni 等[61-62]采用三种角度的异层扫描策略，发现 0°和 90°SLMed Ti6Al4V 合金顶面的表面质量明显好于前表面，而 67.5°SLMed Ti6Al4V 合金前表面的表面质量略好于顶面。

LMD 成形过程中，万乐[63]发现采用普通式、棋盘式和条带式的单层扫描方式时 LMD 成形试样的表面质量相差不大，但正交式由于每层扫描两次，导致试样在成形过程的整体热循环发生变化。而回形式在扫描直角时激光束的扫描速度会降低，导致直角处的能量密度升高，从而影响直角处的试样表面形貌。单奇博等[64]发现不同扫描策略下网篮组织形态存在差异，从而影响了 LMDed TC4 合金的力学性能，在回旋扫描策略下的拉伸强度和屈服强度要大于单向扫描策略，分区回旋扫描所得的残余应力分布更均匀，四种扫描策略及其残余应力结果如图 10 所示。

不同扫描策略会引起扫描路径上熔池的冷却时间、激光输入位置、温度梯度等发生变化[63]。同层扫描方式由于包含单向扫描、往复扫描以及回旋扫描等扫描方式，得到的柱状晶形态与排列方向具有很大差异，单向扫描中的柱状晶较为稀疏且晶界分明，往复扫描中的柱状晶密集且晶界较为杂乱，而回旋扫描中的柱状晶晶粒较小且方向变化较大，这也导致了不同扫描方式之间的力学性能存在较大的差异；异层扫描由于不同成形方向的扫描角度的差异，层与层之间扫描方向的变化，成形试样的不同表面存在较大的微观组织与力学性能差异，具有较强的各向异性特点。因此，对于不同成形要求的构件需要采用与之匹配适合的扫描策略，寻找合适的扫描方式优化零件的成形效果，同时提高增材制造成形零件的表面质量与力学性能。

3、 热处理对钛合金组织与力学性能的影响

在使用 SLM 和 LMD 工艺成形 TC4 钛合金零件时常受到复杂热交互和飞溅等因素的影响，导致成形零件出现较大的孔隙、粗糙度和残余应力等[65]。热处理是改善金属材料微观组织和力学性能最常用的方法之一。合适的热处理可以极大地较小快速凝固中产生的残余应力。通过改变相的形状和大小等，从而优化微观组织，提高力学性能。目前常用的热处理方法包括退火、固溶与固溶时效，在加热升温过程中使原子重新排列组合，使亚稳定非平衡组织转变为平衡组织，减少了晶粒间的聚集效应，从而减小了试样的残余应力[66]。因此对钛合金零部件进行不同方法的热处理可一定程度上解决上述问题，表 2 列出了不同热处理工艺下 SLMed TC4 钛合金的力学性能。

Frkan 等[67]发现在 740℃热处理后的 SLM 成形 TC4 钛合金的微观结构显示出由 α 和 β 相形成的两相结构，在 900℃下热处理的试样显示出以 α'的细针为特征的微观结构，900℃热处理后的组织结构更均匀，而且略高于 740℃的疲劳强度，如图 11(a)、(b)所示。肖振楠等[68]发现未热处理的整体组织主要是分布均匀的针状 α'马氏体，β 相含量很少。试样经过退火处理后，α 相发生粗化，并且发生积聚。试样经过固溶处理后，形成了交错的网篮组织，β 相含量增多，部分 α 相发生弯曲现象，如图 12(c)所示。经过固溶时效处理后，整体组织由均匀弥散的（α+β）相构成，条状 α 相发生粗化，而且 β 相晶界更加清晰。经测定这三种热处理方式降低了试样的强度和残余应力，同时提高了试样的塑性。Huang 等[69]发现亚固溶热处理与超固溶热处理、混合处理相比会产生篮状的微观结构和更好的力学性能，但不能改变原有 β 晶粒的形态。肖美立等[70]发现 SLMed TC4 钛合金沉积态金相组织保留了明显的 β 柱状晶界，而针状 α'马氏体近似 45°方向排列。经过退火处理后，原始 β 柱状晶界消失，晶粒更趋向于等轴化，α'马氏体没有发生粗化而向短轴化方向演变，如图 12(e)所示。退火态试样与沉积态试样相比，其室温的拉伸强度发生降低，但断后伸长率明显提高，因此塑性得到提升如图 12(f)所示。王舒等[71]发现经过 780℃×2 h 退火热处理后结合区 TC4 钛合金的延伸率与断面收缩率比增材制造区与锻造区都有所降低，而屈服强度与抗拉强度处于增材制造区和锻造区之间。梁晓康等[72-73]发现沉积态 TC4 钛合金的抗拉强度与硬度随着退火温度的升高而降低，而塑性得到提升，如图11(d)所示。这是由于退火处理后针状 α 相的含量增加且 α 板条发生一定的粗化，同时 β 相含量增加的现象，由于 β 相强度低于 α 相，而塑性高于 α 相，从而使试样强度发生降低而塑性得到提高。乐方宾[74]发现随着热处理温度从 850℃提升至 1050℃，SLMed TC4 钛合金的显微硬度也随之增加。这是由于 850℃与 900℃两组热处理后针状马氏体结构被消除，形成的 α 板条粗化导致较低的硬度值，而 1050℃热处理组形成的 α相具有精细的结构，其硬度值远高于另外两组，如图 14(a)所示。可见经过一定的退火、固溶以及固溶时效处理，原 SLMed TC4 钛合金中 α+β 相组织发生转变，从而使 SLMed TC4 钛合金的拉压强度发生降低，而塑性得到大幅提升，同时致密度可以达到锻件水平，综合性能得到改善。

与 SLMed TC4 钛合金类似，提升 LMDed TC4 钛合金的力学性能的关键在于对其组织的调控。除了在加工过程中可以通过工艺参数的调整实现对微观结构的控制，对成形零件进行热处理来实现微观组织的优化。陈志茹等[75]发现热等静压后 LMDed TC4 合金组织为网篮组织，α 相宽度增加，长宽比较小；固溶时效后合金组织主要由杂乱短棒状的 α 相组成，如图 13(f)所示。同时其抗拉强度达到 1022 Mpa，屈服强度达到909 Mpa，拉伸性能达到了锻件标准。Wei 等[76]发现正火温度对 LMDed TC4 的室温拉伸和硬度有显著的影响。当正火温度为 990℃时，由于温度较高，在空气冷却时冷却速度非常快，使得 β 相在冷却过程中未完全转变为 α 相同时形成极细 α 相，从而导致试件硬度明显增加，如图 14(b)所示。而初生的 α-Ti 相的长宽比与含量随着正火温度的升高而逐渐降低，在 930℃和 990℃时 β-Ti 相不仅存在于 α-Ti 相之间，而且还存在于板条状 α-Ti 相的网络中，如图 13(g)、(h)所示。钦兰云等[77]发现 LMDed TC4 钛合金随着退火温度的升高，组织中的 α 片层宽度逐渐增大，如图 13(a)、(b)所示。当 TC4 钛合金在 960℃以上高温退火处理时，与室温形成较大的温度梯度，空冷状态下，冷却速率较快，从而发生了 β 相向 α'相和 α''相的转变，形成马氏体，如图 13(c)、(d)所示。而且退火温度对试样室温拉伸性能的各向异性具有一定影响，如图 14(c)、(d)所示。可见，当 LMDed TC4 钛合金热处理温度在 β 相相变点之下进行时，现有的柱状初生 β 晶形态和大小都不会发生变化，而内部的 α 晶粒则会发生改变；当热处理温度在 β 相相变点之上进行时，初生的柱状 β晶将会重新生长，内部的 α 相会完全转变为 β 相。

上述研究中的结果表明，采用不同的热处理工艺会使材料表现出不同的微观和性能特点，通过不同的热处理工艺能够使微观组织更均匀，从而提高材料的塑性，同时一定程度上降低材料的强度与硬度。此外，合理选择热处理的温度和时间是改善其力学性能的关键因素。

4 、总结

合理的激光成形参数和适当的后处理可以使TC4钛合金粉末充分熔化，减少成形时的孔洞现象，使非平衡组织重新排列组合，从而减小零件的残余应力并提高力学性能。目前一些 SLM 与 LMD 成形钛合金结构件强度已经高于锻件水平，但塑性较差，其性能还不能满足一些使用环境的要求。本文通过对国内外文献进行研究分析总结如下：

1）影响 SLM 成形TC4钛合金组织性能的主要参数包括激光功率、扫描速度、扫描间距、铺粉厚度以及粉床温度等。在其他参数相同的情况下，较高的激光功率能够充分熔化粉末，从而提高试样表面质量；而较高的扫描速度会使晶粒逐渐细化，α+β 相转变为 α′相，降低了零件的显微硬度，拉伸性能变差；随着激光扫描间距的增加，试样的致密度先发生增大再减小；较低的铺粉厚度能够提高试样的相对密度，提高其抗拉强度与显微硬度；提高一定的粉床温度可优化成形件的屈服强度及延展性。

2）影响 LMD 成形TC4钛合金组织性能的主要参数包括激光功率、扫描速度以及送粉速率等。提高成形过程中的激光功率，能够降低成形试样的孔隙率，从而改善其表面粗糙度与抗腐蚀性能；随着扫描速度增加，显微硬度和表面粗糙度得到提高，而且激光功率与扫描速度之间有较大的关联性，可采取较低的激光功率和较高的扫描速度进行组合，从而得到显微硬度较高的试样；随着送粉速率提高，试样致密度呈现先提高后降低的趋势。

3）激光选区熔化TC4钛合金随着退火温度的升高，α 相转变为 β 相，β 相含量显著提高，由于 β 相强度低于 α 相，而塑性高于 α 相，从而降低了试样的强度同时提高了试样的塑性。根据已有研究，选择 920-940 ℃进行固溶处理，会形成（α+β）网篮组织，使钛合金试样强度降低，塑性提高。目前已有研究人员将退火与固溶时效两种热处理手段相结合，更好的平衡了强度与塑性。与 SLM 成形技术类似，随着热处理温度适当的提高，原始的针状马氏体结构被消除，从而提高了 LMD 成形TC4钛合金的力学性能。

4）目前，对于如何通过调控合理的工艺参数，同时匹配合适的热处理方法并明晰其内在机理的研究比较少，而匹配合理的 SLM 与 LMD 工艺参数和热处理方法是获得优异力学性能钛合金的最佳选择，因此需要进一步探索工艺参数、扫描策略以及热处理对 SLM 与 LMD 成形钛合金的微观结构与性能的影响。在不同的工艺参数中，激光功率和扫描速度对成形件的成形质量影响最大。因此，在选择这两个工艺参数时应谨慎，从而尽可能减少缺陷。此外，不同热处理方法的组合也是提升 SLM 与 LMD 成形钛合金构件组织性能的方式，通过探索不同热处理方法的组合以减少缺陷并提高钛合金在不同工程应用中的性能。

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