針對未來航空航天裝備對鈦合金材料的綜合高性能、結構-功能一體化、整體化、復雜化、更低的制造成本等需求，尤其是隨著目前新一代輕質高強材料的不斷涌現和新型制造技術的應用，對高強度航空航天結構件材料提出了更高的要求[1–3]。基于鈦合金相析出條件和強化特性，近β鈦合金和亞穩β鈦合金具有更好的熱處理響應和優異的強塑性匹配，是理想的高強鈦合金，在航空航天應用中受到越來越多的關注[4–6]。鈦合金熔煉加工與制造成本較高，周期較長，材料利用率低，這些都制約著其在相應領域的應用。基于離散堆積原理的增材制造（additive manufacturing，AM）技術相比于傳統減材制造和等材制造，具有更高的設計自由度、更短的產品研發周期、更節能環保的制造工藝與實地按需的定制選項，可以實現近凈成形、復雜結構一體化成形，為傳統航空航天制造業的轉型升級提供了新的思路和巨大契機[7–10]。其中激光選區熔化（selectivelasermelting，SLM）作為增材制造技術的關鍵工藝之一，可以成形復雜或極端復雜形狀的構件，成形精度高、表面質量好，被視為重點發展技術和前沿方向[11–13]。目前，SLM成形工藝研究與工程化應用最為成熟的鈦合金材料是Ti-6Al-4V合金，而對于高強鈦合金相關研究還不夠系統深入，尚未進入到成熟的工程化應用。本文綜述了SLM成形鈦合金的原理及特點，重點從SLM成形高強鈦合金經歷極高加熱/冷卻速率以及獨特的熱循環歷史出發，分析其微觀組織特征、相組成、力學性能特點以及通過合理的后熱處理調控實現優異的熱處理強化效應，總結發展方向并提出展望。

1、激光選區熔化成形原理及特點

激光選區熔化，也稱為激光粉末床熔融（laser powder bed fusion，LPBF）[10]，采用逐層鋪粉、逐層熔化累積的成形方式，使得該技術可以實現復雜或極端復雜形狀構件的高效致密成形。其基本原理如圖1所示，由三維CAD數據驅動，利用刮刀將粉末均勻鋪于基板上，高能激光束作為能量源，在計算機控制下有選擇性地熔化金屬粉末層，之后基板下降，重復鋪粉-熔化過程，直至完成構件的整體成形，實現三維實體金屬零件的制造[14–15]。成形缺陷是SLM技術的一個常見問題和關鍵問題。如構件變形和分層是由于宏觀殘余應力引起的，該殘余應力源于溫度梯度、熱循環過程中構件的不均勻膨脹和收縮，以及不均勻的非彈性應變[16–17]；而與表面完整性相關的缺陷，如階梯效應、部分熔化的粉末、球化效應以及表面裂紋，將會導致較高的表面粗糙度[16]。

如圖2所示，在SLM成形Ti-5553高強鈦合金側表面觀察到粘附的粉末、球化現象、表面孔隙以及表面微裂紋等特征，Ahmed等[18]發現粘附粉末數量會隨激光功率和掃描速度的增加而增加，在樣品的側面和粘附的粉末顆粒之間導致不良結合，而且表面孔隙可能作為裂紋萌生源，微裂紋也會在粉末顆粒和熔融部分的界面上發展。表面缺陷的形成與熔體粘度、表面張力以及凝固特征有關，通過工藝參數調控有助于提高成形的表面質量和精度。除上述缺陷外，在SLM構建過程中更為顯著的是孔隙缺陷。根據孔隙形成機制可分為氣孔和未熔合缺陷，氣孔又可以分為冶金孔和匙孔孔隙[19]。由于冷卻速度快，內部氣體無法及時逸出到熔池頂部，導致凝固熔池中存在氣體被截留，從而形成了冶金孔[16]。相比之下，匙孔是由不穩定熔化模式引起的。SLM成形Ti-6Al-4V合金過程中存在一定的能量密度閾值，導致熔池中出現匙孔[20]。在匙孔模式熔化時，金屬快速蒸發產生的強大反沖壓力將周圍的熔融液體向下推動，形成一個深而窄的空腔。匙孔壁失穩會不斷波動和坍塌，匙孔的根部在多種力（如Marangoni對流、反沖壓力等）的綜合作用下被掐斷，孔隙快速移動直至被凝固前端釘扎，成為有害的微觀缺陷[21–22]。與氣孔缺陷不同，未熔合（lack of fusion，LOF）缺陷不規則且呈細長狀，主要包括軌間LOF缺陷、層間LOF缺陷和飛濺引起的LOF3種類型[19,23]。軌間LOF缺陷是由成形期間熔池的不充分重疊引起的，而層間LOF缺陷是由于沉積層之間的結合不完全造成的，在較低的能量密度下，熔池的深度和流速難以實現良好的層間結合，球化效應也會進一步加劇層間LOF形成[16]。此外，局部激光與粉末床相互作用的工藝不穩定性，導致粉末以及熔滴飛濺會阻礙均勻鋪粉，從而造成LOF缺陷[24]。Liu等[25]指出激光輸入能量是提供穩定熔池的先決條件，熔池適當的幾何重疊是制造最終致密構件的另一個必要條件。SLM成形鈦合金的質量控制在于缺陷的檢測和消除，建立工藝參數調控與成形質量把控的準確聯系，對于增材制造高強鈦合金的研究及開發潛力具有重要意義。

2、SLM成形高強鈦合金組織與力學性能

2.1　SLM成形高強鈦合金微觀結構特征

從微觀角度出發，鈦合金增材制造的瓶頸主要表現在：微觀缺陷的防止和消除，以及微觀結構的精細控制。與消除缺陷相比，實現精確的微觀結構調控更具有挑戰性。相應地，復雜的熱歷史導致了多尺度微觀結構的發展，Schwab等[26]通過SLM技術制備出了幾乎完全致密的Ti-5553合金試樣，并且發現試樣的微觀組織為全β相，這是由于SLM工藝快速冷卻的結果。如圖3a~3b所示，從平行構建方向的平面來看，掃描軌跡的邊界呈現為鼻形粗白線，即熔池邊界，晶界呈垂直發展的細白線。SLM典型的外延生長主導了凝固，原始β晶粒沿構建方向伸長，尺寸高達幾百微米的晶粒已經越過熔化邊界生長，存在一定程度的沿<001>構建方向的織構（圖3d）。Zafari等[27]同樣觀察到柱狀β晶粒在SLM制備Ti-5553合金過程中占主導地位，但也有部分晶粒的生長由于受到快速生長的β晶粒的阻礙，導致β晶粒變短或呈近等軸狀。而Liu等[28]使用粒徑范圍為53~120μm的Ti-55531合金粉末用于SLM工藝發現，粒徑分布較寬的粗粉打印的樣品表現出短柱狀、V形和等軸β晶粒的混合組織，同時抑制了柱狀β晶粒的外延生長，無明顯織構形成。在Qiu等[29]研究中發現，改變工藝參數如激光功率或掃描速度，會導致晶粒尺寸的變化，但不會顯著改變晶粒形態，仍以柱狀晶粒為主；但通過增加粉末層厚度能夠有效促進柱狀晶向等軸晶轉變，細小的等軸晶粒更傾向于在層間界面處形成。這是由于使用較厚的粉末層導致熔池內熱梯度的潛在下降，以及為等軸晶粒的異質成核提供了更大的層間界面。溫度梯度和凝固速率對凝固微觀結構形貌和尺寸會產生影響，是影響熔池晶粒生長的2個關鍵熱因素[30]。通常，平界面、胞狀或胞狀枝晶等亞晶級凝固結構對應于較大的柱狀晶粒[16]。如圖3c所示，由于熱梯度與凝固速率的比值變化導致的平面凝固的不穩定，晶粒內部的凝固形貌從平界面生長轉變為胞狀/胞狀枝晶結構。Xu等[31]在Ti-15Mo合金中觀察到類似的現象，在熔池底部的胞狀枝晶垂直于熔池邊界與構建方向平行，熔池邊界中部胞狀枝晶的生長方向與構建方向垂直，即沿最大熱梯度方向由熔池邊界指向熔池中心[32]。由于晶粒外延生長的特點和復雜的凝固環境，SLM高強鈦合金中會形成大量的小角度晶界（LAGBs）且沿構建方向平行排列，如圖4b所示，這與定向凝固中報道的現象類似[33]。SLM成形過程中，熱應力、局部溫度梯度變化和熔體流動等不穩定因素是LAGBs形成的主要原因。熔池內陡峭的溫度梯度、熱應力和熔體對流可能會在凝固過程中引起枝晶的微小變形，從而導致單個枝晶取向的偏差，隨后沿著構建方向匯聚形成LAGBs[34]。LAGBs由亞晶界和位錯組成，具有相對高的畸變能，如圖4c所示。同時，考慮到亞晶界和位錯是α相的理想形核位置，在SLM后熱處理過程中，LAGBs的存在能夠促進晶內α相的優先形核。

2.2　SLM成形高強鈦合金相組成

SLM復雜的熱歷史條件使得高強鈦合金相結構演變在不同研究中可能有所不同。高強鈦合金含有大量β穩定元素，在SLM工藝固有的極高冷卻速率（≥104℃/s）[35]特點下，在制備成形后將保留幾乎全β相。同時，SLM工藝獨特的熱循環歷史，通常作為本征熱處理（intrinsic heat treatment，IHT）[36]，能夠促進高強鈦合金中α相的析出。Bakhshivash等[37]探討了SLM工藝參數對Ti-5553合金顯微組織演變的影響，發現在較高輸入能量密度條件下有利于少量α相形核析出。Liu等[38]指出α相不可能在新沉積層中形成，因為在SLM處理時，新沉積層通常經歷顯著高速率的冷卻，容易抑制β→α轉變，相析出是后續構建過程中施加在先前沉積層上的再加熱循環的結果。Qiu等[29]通過SLM制備成形Ti-1023合金，研究發現高輸入能量密度在先前沉積層上產生更高的再加熱溫度，并且當溫度達到α相臨界形核溫度時，將形成少量細小的α板條，如圖5a~5c所示。顯然，SLM工藝下α相從β基體中形核析出存在一個臨界溫度，且α相的析出量有限，合金中仍以亞穩β相為主。于是有研究人員通過基板加熱到500℃的原位熱處理制備出具有α+β兩相組織的Ti-5553合金，SLM成形期間利用基板加熱實現的溫度機制使得合金能夠很快地通過β相區，后續在構建過程中更長的時間將停留在較高溫度的α+β兩相區，獲得晶粒內部次生α板條的精細分布[39]。Deng等[40]通過基板加熱到700℃也成功制備出具有精細β轉變組織的Ti-55531合金，高溫基板加熱能夠實現SLM高強鈦合金中β→α轉變，是一種很有潛力的SLM原位熱處理方法。

近/亞穩β鈦合金經歷SLM工藝的快速冷卻，可能會導致該類合金中立即形成無熱ω相。Qiu[29,41]和Liu[38]等采用可調制脈沖激光模式首次在增材制造的β鈦合金中觀察到ω相，從圖5d~5e中可以看出，在不同工藝參數下打印Ti-1023合金中，除β基體外，沿<011>β帶軸的衍射花樣在1/3和2/3{112}β處存在ω相，而且顯示出或多或少的倒易晶格條紋，表明析出相為無熱ω相。隨著輸入能量密度提高，衍射花樣中ω斑點變得模糊且微弱。由于后續沉積層的再加熱效應，很有可能導致先前沉積層中析出的相結構改變。較高輸入能量密度導致在先前沉積層上產生高的再加熱溫度，而α相形核溫度通常高于無熱ω相轉變溫度，沉積后立即形成的無熱ω相會在再加熱期間完全溶解。所以在高能量密度條件下，樣品中存在的無熱ω相是再加熱過程中從高于α相臨界形核溫度快速冷卻的結果。而低能量密度條件下的再加熱溫度可能過低而達不到無熱ω相轉變的臨界溫度，也可能高于ω相的溶解溫度但低于α相臨界形核溫度，導致再加熱后快速冷卻過程中無熱ω相的保留或再析出[29]。

SLM工藝強烈的IHT效應除了促進成形過程中α相的析出，同樣也可能會促進等溫ω相的形成[36]。Mantri等[42]對SLM制備的Ti-1023合金采用透射電鏡和三維原子探針分析（圖6），可以看到ω相和β基體之間發生了明顯的成分再分配，ω相排出β穩定元素，表明析出的為等溫ω相。等溫ω相形成機理是一種擴散現象，由熱激活擴散機制控制，其析出發生在SLM多次再加熱循環過程中。Xu等[31]研究發現ω析出相含量隨掃描速度的增加而減少，掃描速度越慢，SLM過程中構件溫度保持越高，在熱循環過程中可能達到等溫ω相的形成溫度。構件保持的溫度范圍與亞穩相轉變的溫度相交時，在SLM過程中形成等溫ω相，其演變取決于溫度范圍ΔT和作用時間Δt，熱積累會隨構建高度的增加而增加，而相互作用時間則相反，導致沿構建方向ω相的尺寸也會存在差異[43]。關于等溫ω相的析出，Devaraj等[44]在Ti-12Mo合金中發現淬火過程中形成無熱ω相，其ω晶胚的形成是化學成分與結構的不穩定性相互競爭造成的結果，但此時成分調整不完全，從而導致β相{111}晶面坍塌也不完全。而經過低溫時效過程，由于熱激活使得成分調整能夠進行完全，同時，β{111}晶面坍塌也能夠進行完全，從而形成了等溫ω相。因此，部分等溫ω相的形成可能還與快速冷卻過程中析出的無熱ω相有關。SLM逐層沉積的工藝特點使得在打印過程中IHT效應在空間上是變化的，其熱分布不一致，從而導致相分布不均勻。如果SLM基板預熱，零件的下部區域更靠近預熱的基板，并且經歷更多的熱循環，上部區域距離基底更遠，經歷的熱循環更少，重復而復雜的熱循環會導致不均勻的相分布，形成空間依賴性的微觀組織。Zhang等[36]發現基板加熱和熱循環的共同作用促進了等溫ω相和α相的形成，而去除基板加熱能夠減少成形期間的熱積累。對沿構建方向從下往上的3個試樣進行EBSD表征（圖7），發現構件不同位置的試樣顯示出基本相似的晶粒結構。然而位于中間的試樣（3#）顯示出更多的α相析出，即構件的中間區域表現出更強的IHT效應，導致不均勻的相分布。中間區域的硬度高于上/下區域，同樣說明該區域α相的體積分數較高。Deng等[45]在激光熔化沉積制備的Ti-55531合金中同樣得到類似的結論，α相的不均勻分布導致試樣下部區域觀察到大量細小的α相析出，而上部區域幾乎無α相析出。此外，Bakhshivash等[37]在高能量密度條件下制備的Ti-5553合金中還觀察到下部區域和上部區域均析出α相，且底部區域由于更多的熱積累導致針狀α相明顯粗化。多周期、變循環、劇烈加熱和冷卻的短時熱歷史，使得SLM成形構件的顯微組織結構獨特并表現出對制造工藝條件的強烈依賴性和多變性[46]。通過SLM工藝實現微觀組織的控制是極具挑戰性的，其獨特的熱循環歷史和熱分布會促進高強鈦合金中等溫ω相以及α相的析出和不均勻分布，在合適的工藝窗口下，高的輸入能量密度也會促進有限的α相析出。通過調控工藝參數、設計沉積策略、改變基板預熱溫度甚至激光工作模式等，有望實現對SLM成形高強鈦合金微觀組織的有效控制。

2.3　SLM成形高強鈦合金力學性能

在SLM成形過程中通過其復雜的熱歷史可以嘗試調控合金微觀組織[31,36]，但是由于打印態高強鈦合金缺乏α相強化，其力學性能低于現有傳統工藝制備高強鈦合金的服役強度水平[47]。如圖8a所示為SLM典型高強鈦合金拉伸性能總結[26–27,34,36,41,47–56]，打印態高強鈦合金組織中主要為β相，其強度水平相對較低，但總體表現出優異的塑性。

Schwab等[26]制備的全β組織Ti-5553合金抗拉強度約為800MPa，最大伸長率為14%，且與已知的全β組織Ti-5553合金力學性能相當。同樣在不含α相的SLM成形Ti-1023合金中，其抗拉強度為920~950MPa，延伸率達到10%~14%[41]。不同的是，在Ramachandiran等[48]的研究中，SLM成形Ti-5553合金抗拉強度約為780MPa，延伸率約為30%，這不同尋常的拉伸塑性與其析出的少量非片層狀α相有關。Zhang等[36]指出熱循環導致的不均勻相分布會造成不均勻和較差的拉伸塑性，考慮到等溫ω相或α相的形成是強烈熱驅動的，可以通過調整基板溫度和層間沉積時間來減少制造期間的熱積累，弱化熱循環的負面影響。其研究結果表明，去除基板加熱和增加層間沉積時間可以顯著提高拉伸塑性，但不能完全消除沿構建方向的塑性變化。而設計梯度層間沉積時間的策略能夠解決Ti-5553合金中相的不均勻分布性，實現SLM成形的Ti-5553合金均勻和增強的拉伸塑性，延伸率提高4~5倍達到約19%，但同時也伴隨著抗拉強度的輕微損失。同其他增材制造鈦合金一樣，出現跨熔池的粗大柱狀晶會導致高強鈦合金打印構件的力學性能表現出明顯的各向異性[27,34,51]。Ramachandiran等[51]沿豎直及水平方向打印Ti-5553合金柱狀拉伸試樣，豎直構建試樣中柱狀晶平行于加載方向，而在水平試樣中柱狀晶垂直于加載方向。水平試樣比豎直試樣表現出更高的拉伸強度和抗斷裂擴展能力，豎直試樣的抗拉強度為780MPa，延伸率達到23.3%，而水平試樣抗拉強度高達846MPa，延伸率為21.2%。如圖9所示，水平試樣表現為穿晶斷裂，而豎直試樣表現為沿晶斷裂模式。晶界和熔池邊界是打印缺陷的潛在位置，在豎直試樣中，熔池的排列垂直于施加的拉伸載荷容易造成應力集中。在拉伸加載期間施加足夠的應變，在平行排列變形帶內形成微孔，微孔聚集形成裂紋。從圖9c、9f可以看出，在豎直試樣中觀察到在靠近斷裂起始的晶粒內，滑移面相對于加載方向約呈45°排列，遠離斷裂位置，滑移面的排列相對于加載方向約呈90°。此外，連續滑移面之間的距離相當，在部分晶粒內還可以看到滑移面交叉排列，其相互作用導致接合處明顯的位錯纏結[27]。在水平試樣中，交叉滑移面普遍存在，對斷裂擴展路徑無顯著影響，還能夠更好地抵抗拉伸載荷下的變形。Zafari等[27]在水平打印的Ti-5553合金試樣中發現，除{110}<111>確定的滑移系外，{112}<111>滑移系的存在增加了滑移帶之間、滑移帶和晶界之間的相互作用，與垂直試樣相比表現出增強的加工硬化能力，從而提高拉伸塑性。對于許多航空航天結構件來說，在服役過程中承受不同程度的交變應力，從而導致構件發生疲勞破壞，因此，疲勞性能對構件服役行為具有重要的影響。以研究較為成熟的Ti-6Al-4V鈦合金為例，目前，增材制造Ti-6Al-4V合金的綜合力學性能基本達到與鍛件相當，僅疲勞性能還與鍛件存在一定差距[57]。Edwards等[58]研究表明SLM成形Ti-6Al-4V鈦合金試樣，其高周疲勞強度要比鍛造態低75%以上。SLM成形過程中產生的孔隙、殘余應力等是導致高周疲勞差的主要原因。Leuders等[59]還指出構件中的孔隙主要影響其疲勞強度，而殘余應力主要影響其疲勞裂紋擴展過程。同時，構建方向也會對試樣的高周疲勞性能產生顯著影響。通過后處理來消除缺陷、閉合氣孔、抵消殘余應力及對組織的優化，能夠達到改善構件疲勞性能的目的[60]。然而，目前針對SLM成形高強鈦合金疲勞性能的研究還非常少，其微觀組織特征對疲勞性能的影響尚不明確，提高SLM成形高強鈦合金疲勞性能及探討其疲勞破壞機理將是研究的重點方向，也是難點所在。

3、熱處理工藝及優化

在實際應用中，傳統制造高強鈦合金經鍛造、軋制等復雜的冷/熱成形工藝后，多數須再通過熱處理強化來達到高強度和高韌性的最佳匹配，以滿足構件服役性能要求。因此，通過控制α析出相形貌、體積分數等特征來調整合金性能至關重要[61–62]。然而，打印態的SLM成形高強鈦合金中缺乏α相析出的強化作用，原位熱處理調控微觀組織較為困難，而且由于SLM工藝中復雜而重復的熱循環所導致的微觀組織不均勻性也會造成構件力學性能的惡化，故必須通過后續熱處理來提高SLM成形構件的力學性能。此外，殘余應力的控制與消除決定著增材制造構件質量的優劣[63]，熱處理的另一個明顯優勢是能夠消除SLM過程中積累的殘余應力。如表1所示，SLM成形高強鈦合金通過常規熱處理能有效調控α相特征，以獲得所期的強塑性匹配，其屈服強度（yieldstrength，YS），抗拉強度（ultimatetensilestrength，UTS）以及延伸率（elongation，EL）如表1所示，AC表示空冷，FC表示爐冷，WQ表示水淬。大量研究表明，在相變點以上β固溶處理可以促進增材制造鈦合金中柱狀晶粒向等軸晶粒的轉變[27,64]。這是界面能降低的結果，β固溶處理能夠使β晶粒發生再結晶[42]。Qi等[64]指出β固溶處理過程中柱狀晶向等軸晶轉變與應變儲能有關，而其應變儲能與位錯密度有關。

SLM成形Ti-55511合金試樣中含有大量LAGBs和較高的KAM值，微觀組織處于高應變儲能狀態。這意味著晶粒在熱處理過程中不穩定，基于LAGBs的排列，再結晶形核優先沿著晶界或位錯發生，在應變儲能的驅動下，新的晶核長大。如圖10a~10b，經過β相區固溶處理促進了Ti-55531合金中柱狀晶向等軸晶的轉變，從表1結果可以看出，時效后合金拉伸各向異性可以忽略不計[34]。β相區固溶后時效，SLM成形Ti-55531合金中亞穩β組織成為β轉變組織，如圖10d所示，β基體內析出大量納米級晶內α相，這導致了較高的強度（UTS>1400MPa），而β晶界處會出現連續αGB層，其延伸率幾乎為0。經β退火緩冷雙重時效，Ti-55531合金呈現含有粗大αp片層和細小αs相的雙片層組織，如圖10e所示，不同尺度的α片層組織還能夠提高合金的斷裂韌性。Bai等[52]通過β退火緩冷時效對SLM成形Ti-55511合金進行處理獲得類似的雙片層組織，拉伸強度較高，而且由于αp的存在以及混合的連續以及不連續αGB組織特征，可以獲得一定的延展性。在α+β相區固溶時效后，SLM成形Ti-55531合金中亞穩β組織轉變為具有棒狀αp相和針狀αs相的雙態組織，如圖10f所示。αGB不連續分布，裂紋擴展不再沿原始β晶界，具有良好的強塑性匹配，與鍛造Ti-55531合金拉伸性能相當[65]。需要指出的是，如圖10c所示，低于β轉變溫度的固溶處理，由于柱狀原始β晶粒的形態得以保持，故在時效后水平和垂直取向試樣之間拉伸各向異性依然存在[34]。

Cao等[66]對SLM成形Ti-55531合金經熱處理發現，雙態組織的沖擊韌性相比片層組織明顯較差，這是因為等軸αp相比片層α相具有更好的協調變形能力，為位錯滑移提供了較大的空間，從而易于過早發生屈服和裂紋萌生。時效處理導致的強度提高主要與熱處理過程中αs相含量及形貌有關，而αp相的含量、形貌及分布主要影響合金的塑性。Ramachandiran等[47]選取SLM成形Ti-5553合金經800℃固溶處理后在500~700℃時效0.5~4h，研究時效溫度和時效時間對組織演變和力學性能的影響，其組織演變特征如圖11所示。

在600℃時效其強塑性匹配較好，隨時效時間延長，透鏡狀α相逐漸轉變為片層狀、柱狀形貌，從表1可以看出該條件下拉伸性能隨時效時間差異較大。隨時效溫度升高，為αs相的生長提供了更大的驅動力，同時降低了αs相的形核率[67]，使得αs相尺寸有所增加，700℃時效合金強度較低而具有優異的塑性。由于SLM成形過程中快速凝固特性，使得合金組織中存在高密度位錯等亞結構以及較大的殘余內應力，有研究人員采用直接時效來處理SLM成形高強鈦合金[53,67]，造成其時效過程中優先形核質點更多，促進了αs相形核，使得αs含量較高且尺寸細小。直接時效處理后試樣晶粒的尺寸和形貌相對于打印態變化不大，而由于αs相大都從β晶內析出，晶界的強度與晶內差別過大，造成材料過早地在晶界處失效，導致塑性降低。且隨時效溫度的升高，αs板條體積分數降低且尺寸增大。在Zhang等[53]研究中Ti-55511合金經750℃+600℃雙重時效后，微米級αp板條和納米級的αs板條隨機分布在β晶粒中，晶界附近區域觀察到較多αs析出，合金具有較高的抗拉強度（1264MPa）和塑性（10%）。Carlton等[54]通過對SLM制備成形的Ti-5553合金進行400~800℃短時等溫時效熱處理，獲得較寬范圍變化的拉伸性能。值得注意的是，此時構件的拉伸延展性仍然表現出顯著的分散性。高強鈦合金的力學性能主要受α相的形態、含量、尺寸及分布等特征參數的影響，固溶時效是高強鈦合金最常用的熱處理方法。相比于打印態試樣，經過熱處理后構件的綜合力學性能有了較大的提升（圖8a~8b）。SLM成形高強鈦合金通過β相區固溶處理有助于消除由柱狀晶導致的各向異性影響，但往往會導致晶粒粗化以及連續的αGB析出。隨后經過時效處理，αs相從β晶內析出作為主要強化相導致合金強度較高。對于未經固溶處理而直接時效處理的樣品，其析出相也全為αs相，但由于晶內的強度與晶界處相差更大，其塑性更低。通過β退火緩冷時效能夠獲得不同尺度的α片層組織，在一定程度上犧牲了強度但能夠顯著提高其韌性。而從目前的工程應用來看，微米級的等軸αp相+納米尺度的αs相是多數高強鈦合金典型組織特征，如Ti-1023與Ti-5553合金。兩相區固溶時效可能仍然是最常用的調控SLM成形高強鈦合金的熱處理工藝，能夠獲得更優異的強塑性匹配。通過后續熱處理能夠有效消除殘余應力、優化組織，以達到改善構件疲勞性能的目的。Shaha等[56]將SLM成形Ti-55511合金以10℃/min的速率緩慢升溫到850℃，保溫4h后隨爐冷卻，熱處理后殘余應力顯著降低，與打印態試樣相比殘余應力降低62%~91%。在應力振幅為800MPa的完全反轉（R=–1）應力控制測試條件下，打印態試樣的疲勞壽命周期約為530，熱處理試樣的疲勞壽命周期約為2850。在低于β轉變溫度的850℃下爐冷，改變了微觀組織，β基體中有細小的α相析出，同時殘余應力顯著降低，獲得了更長的疲勞壽命。Yasin等[68]研究了相同工藝參數成形的Ti-5553和Ti-55511合金在900℃消除殘余應力后的疲勞性能，并與Ti-6Al-4V合金進行對比，疲勞試驗在完全反轉應力控制條件下進行。

研究表明，在低周疲勞狀態下，3種試樣的平均疲勞壽命之間存在較大的差異，在高周疲勞狀態下，平均疲勞壽命方面表現相似，疲勞數據分散度較大，如圖12所示。試樣疲勞壽命的變化可歸因于試樣中存在缺陷的數量、尺寸和位置，因為在高周疲勞中，即使在彈性區域加載，近表面缺陷也會引起局部應力集中。熱等靜壓（HIP）已被證明可以消除氣孔、未熔合等成形缺陷，能夠使試樣的疲勞數據的穩定性大大提高，而針對HIP工藝對SLM成形高強鈦合金構件疲勞性能的影響，還需進一步地深入研究。

4、總結與展望

近β和亞穩β鈦合金由于深淬透性及良好的強度、塑性和斷裂韌性的匹配，是高強度航空航天結構件理想材料。現有研究表明，高強鈦合金在SLM工藝極高冷卻速率條件下將幾乎保留全β相，獨特的熱循環歷史和熱分布會促進合金中等溫ω相以及少量α相的析出和不均勻分布。打印態高強鈦合金中沿構建方向粗柱狀晶還會導致構件各向異性，且由于缺乏α相強化以及不均勻的微觀組織，會導致打印態高強鈦合金力學性能變差。因此，后續熱處理是調控SLM成形高強鈦合金微觀組織特征和提高力學性能的重要手段。相較于研究與工程化應用較為成熟的α+β兩相鈦合金如Ti-6Al-4V，SLM成形高強鈦合金相關研究還不夠系統深入，存在的主要問題及未來可開展的工作如下：

1）針對SLM成形高強鈦合金組織演變規律缺乏系統的研究。近/亞穩β鈦合金中含有的大量β穩定元素有利于凝固過程中液固界面前沿成分過冷區的快速建立，從而抑制柱狀晶的外延生長。因此，優化合金成分設計有望實現合金中凝固晶粒的有效調控。此外，SLM工藝熱循環歷史對ω相/α相析出形貌特征以及相變變體選擇效應的影響仍不明確，限制了SLM成形新型高強鈦合金的開發設計。

2）高強鈦合金室溫變形機制對于微觀組織特征極為敏感，SLM成形過程中ω相/α相的析出及演變可能會導致β基體穩定性發生改變，對其變形產物及相應的變形機制缺乏細致的研究，不足以為SLM成形高強鈦合金力學性能的精細調控提供基礎支撐。

3）針對SLM成形高強鈦合金力學性能的研究主要集中于常規的拉伸性能，對于疲勞、蠕變等性能的研究比較欠缺，深入理解組織特征和強化機理之間的關系，是提升成形構件綜合力學性能的關鍵。

4）由于SLM工藝近凈成形的特點，構件無法再進行變形加工，嚴重限制了高強鈦合金組織結構的調控方式。因此，針對特定合金制定合理的后續熱處理制度提高組織均勻性以及調控初生/次生α相特征，是發揮SLM工藝優勢，并獲得具有理想力學性能的高強鈦合金的關鍵。

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