隨著我國高新事業迅速發展，航空航天、生物醫療、海洋工程、軍事等領域對輕質高性能材料的需求與日俱增，鈦合金因其具有密度小、比強度高、熱強度高、抗腐蝕性好、低溫性能好、彈性模量小等特點而被開發研究，并廣泛應用在各個領域[1?6]。我國鈦儲量位居世界第一，合理的開發利用鈦合金，對我國未來發展具有重大意義。然而，鈦合金材料的低導熱性和低體積比熱會導致加工時的切削溫度升高；同時，鈦合金在高溫下仍保持高強度，則需要更高的加工力[7]，這使得傳統方法生產難度大、周期長、成本也大幅提高，大大限制了精密鈦合金的開發和應用。

增材制造(Additive manufacturing, AM)又稱 3D打印，它因能夠實現高精度生產、一體化成形制造、生產周期短、成形件形態不受限制等特點而廣受關注。AM 技術是 20 世紀 80 年代后期發展起來的一種新型加工技術，它基于離散?堆積原理，利用軟件將三維立體實物逐層解構成二維截面，再利用高輸入能量源逐層熔化原材料粉末或絲材等，通過逐層累加的加工方式，最終得到立體實物[8]。目前，AM 技術的成形材料包括非金屬、金屬材料等，其已被廣泛應用于航空航天、汽車、高精度電子儀器、珠寶首飾、建筑等領域[9?13]。

AM 技術按照熱源分類可分為激光增材制造(Laser additive manufacturing, LAM)、電子束增材制造(Electron beam additive manufacturing, EBM)兩大類[14]。其中激光選區熔化技術(Selective laser melting, SLM)是 LAM 技術中最具發展前景的技術之一，SLM 技術能實現一體化制造，縮短生產周期[15]，此外，在成形過程中，其熔池內的冷卻速度可達到103~108 K/s，能有效抑制晶粒生長和合金元素的偏析，在熔池內形成較為精細且均勻的顯微組織，從而提高成形件性能[16]。對于難加工的鈦合金而言，SLM技術的興起為其提供了一個發展平臺，SLM 技術對鈦合金的高效精細化生產有著重要作用。

近年來，國家科技的高速發展對高性能優質材料的需求日益增加，國內外研究人員大力開展對于SLM 成形鈦合金的研究，以求實現航空航天、醫療等領域材料的全面升級。本文介紹了近年來激光選區熔化鈦合金的研究進展，從模擬、微觀組織、性能和后處理方面總結了國內外的研究成果，并指出激光選區熔化鈦合金的發展趨勢和主要問題，以期提供借鑒和參考。

1、 激光選區熔化技術

1.1 技術原理

SLM 技術通過在三維軟件中構建實物的三維模型，再利用切片軟件將三維模型切割成二維平面，然后導入到3D打印機中逐層進行掃描、加熱，通過激光加熱使金屬粉末快速升溫，金屬粉末熔化后接著進行快速凝固，以實現對金屬粉末材料的激光成形。SLM技術原理示意圖如圖1[17]所示。因其特殊的生產工藝，SLM 技術往往被用來生產薄壁和特殊結構部件，而且將金屬粉末二次回收使用以提高原料利用率和降低生產成本[18?20]。SLM 技術具有以下優點：1) 可成形合金粉末，包括鈦合金、不銹鋼、鎳基高溫合金、鋁合金等；2) 成形零件表面質量高，經簡單表面處理即可達到使用要求；3)靈活生產小型復雜結構零件；4) 打印件的力學性能優異，優于鑄件，比肩鍛件；5) 生產周期小。主要缺點：1) 生產零件尺寸受粉床尺寸限制，一般不超過500 mm；2) 合金粉末質量要求很高。目前，固定牌號合金粉末的制備技術較為成熟，而對新型合金粉末的開發有限。

1.2 工藝參數

通過對 SLM 成形工序的相關工藝參數進行統計分析發現：激光功率、掃描速度、掃描間距以及鋪粉厚度對成形構件力學性能影響顯著。這4個工藝參數在實際生產過程中容易調節，因而受到眾多學者的廣泛關注，這些參數最終歸定為統一參數—體積能量密度(ρV)[21]，其定義為：

式中：ρV為體積能量密度(J/mm3)；P 為激光功率(W)；v為掃描速度(mm/s)；h為掃描間距(μm)；t為層厚(μm)。HANN 等[22]提出 keyhole-mode(匙孔熔池模式)閾值的數學準則，讓最佳激光功率和掃描速度的參數值的探索變得更方便，其公式如下：

式中：d 為激光光斑尺寸；Tb為沸點；K 為導熱系數；D為合金的熱擴散系數；A為激光吸收率(與材料、激光波長等參數有關)。當

大于等于匙孔閾值時，熔池進入匙孔熔池模式，該模式下匙孔缺陷增多，孔隙率較大，一般在小于閾值的區間并結合模擬或其他合金工藝參數來確定激光功率和掃描速度。掃描間距直接影響激光光斑的大小，小的掃描間距會導致高能量區域集中，從而形成重熔區域，進而降低相對密度；而大的掃描間距會減少重熔現象，使得粉末與基材之間的潤濕性得到增強，進而可以提高成形件致密度。但是當掃描間距過大時，相鄰區域的粉末熔合不足，表面會殘留未熔化顆粒。鋪粉厚度較小時，體能量密度相對較大，大的能量密度能充分熔合金屬粉末，進而提高合金表面的成形質量。相反地，鋪粉厚度過大會導致體能量密度相對較小，而不能完全融化金屬粉末，從而使合金零件的致密性和力學性能下降。關于鋪粉厚度的研究，PANWISAWAS 等[23]和 QIU 等[24]通過研究鋪粉厚度對合金表面質量的影響發現，鋪粉厚度較低時有利于合金表面的成形質量，當鋪粉厚度超過0.04 mm時，合金的表面粗糙度和孔隙率都會增大。繼續增加厚度，合金的成形質量會更加惡化。

SLM 成形的零件質量也受掃描策略的影響，掃描策略分為同層掃描和異層掃描，常見的同層掃描方式有島式掃描和 S 形掃描[25?26]。有研究指出，S形掃描成形質量較差，主要因為大溫度梯度和應力集中。相比之下，島式掃描是一種短邊掃描方式，能夠避免這些問題。但在島嶼的邊緣可能會產生二次升溫現象，從而影響表面質量。異層掃描原理是每掃描完成一層，激光按掃描角度旋轉繼續掃描下一層。異層掃描能夠有效地降低殘余應力，并被眾多國內外學者廣泛應用。一些研究發現，在旋轉角度為 67°或 90°時，合金產生的殘余應力較小[27?28]。因此，適當的掃描方式能夠提高 SLM 技術的成形質量，并減少殘余應力，對提高加工效果具有重要意義。

1.3 合金粉末

目前，SLM技術常用已有牌號的鈦合金粉末，合金粉末的原材料需要具備一系列優良特性，包括粒徑細小、粒度分布窄、球形度高、流動性強以及松裝密度高等[29]。在國內外，生產合金粉末的公司采用多種技術，包括等離子旋轉電極法、稀有氣體霧化法、感應等離子球化法以及感應等離子霧化法[30]。現在使用較廣泛的是稀有氣體霧化法，然而，由于該法對鈦合金粉末的質量要求高，導致粉末的生產成本相對較高。因此，現需進一步研發鈦合金粉末的生產工藝，以提高生產效率和產品質量，實現低成本的鈦合金 SLM 成形，這將有助于推動 SLM 技術的快速發展和廣泛應用，為制造業帶來更為經濟高效的解決方案。這一挑戰性的目標需要產業界、研究機構和政府共同努力，以推動合金粉末制備技術的創新和進步[31?32]。

1.4 數值模擬

困擾 SLM 鈦合金工業化的重要因素之一就是成本問題，控制成本是目前研究人員面臨的主要難題，早期有學者提出通過模擬手段進行預加工，來規避產品缺陷，提高生產力。目前，SLM 的模擬主要是預測熔池幾何形狀演變、熱傳導、微觀組織、力學性能和復雜幾何形狀下的殘余應力等，有限元分析(FEA)、有限體積法(FVM)、離散元法(EDM)、計算流體力學(CFD)方法以及機器學習方法是目前主流的模擬方法[33]。表1所示為常用的模擬方法[34?37]。

除了常見的典型模擬模型外，研究人員還根據不同的應用環境開發出多種先進、高效的模型，如：為了預測多晶凝固組織的形成，PINOMAA[38]提出了一種基于擴散界面多相計算流體力學的大規模高效傳熱模型，以描述大體積內的溫度演化。該模型準確地描述了熔池內的傳熱過程，并對 SLM過程中驅動凝固的局部熱條件進行了估計，得知對流、馬蘭戈尼效應和金屬粉末蒸發是影響傳熱行為的關鍵因素。結果表明，該模型可以快速預測凝固過程中整體溫度分布和固態二次熱循環的溫度分布，并能準確預測熔池中缺陷的成形。GUO[39]提出了一種基于固有應變法的自底向上改進的綜合建模方法，并用該方法來估計設計和打印零件之間的表面波動，以此進一步預測 SLM 零件表面質量。

該模型中溫度場是通過虛擬熱源技術從包含面內掃描軌跡熱影響的殘余溫度積分的準靜態熱分析模型中獲得。層間應變累積和層間重熔效應分別通過層間波動疊加和重熔深度參數嵌入到固有應變中，并采用彈性格林函數模型和修正的彈性麥克道爾解析模型來求解應變組。模型中采用的是與溫度相關的材料特性，最終做到能定量預測和直觀評價 SLM零件的打印表面質量，其分析建模框架如圖 2[39]所示。

數值模擬在 SLM 技術領域具有廣泛的應用價值。數值模擬技術可以為工藝設計、材料選擇與性能優化、缺陷預測與質量控制以及制造過程優化等提供有效的指導。

2 、激光選區熔化鈦合金

鈦合金根據合金成分可分為三大類：α+β、β、α鈦合金。在SLM鈦合金的發展歷史中，α+β鈦合金的研究最為廣泛，其工藝參數方面的研究已經十分成熟。近年來，α+β鈦合金打印件最佳后處理工藝的探索成為了研究熱點。β鈦合金具有出色的生物相容性，常被用于醫療領域。近年來，研究人員針對SLM β鈦合金的組織性能和熱處理進行深入研究。相較于以上兩種鈦合金而言，α鈦合金加工窗口小、成形性能較差。目前，最佳打印參數的探索仍是α鈦合金的研究重點。

2.1 α+β鈦合金

在SLM成形鈦合金中，α+β鈦合金的研究歷程最久，其中SLM Ti-6Al-4V鈦合金構件已經成功應用于航空航天和醫療領域[40?41]。SLM 制備 Ti-6Al-4V時，過大的溫度梯度使得Ti-6Al-4V的基體為柱狀β相和針狀α馬氏體相[42]，這種微觀組織的強度高、塑性差[43]，但經過后處理后，塑性會有所改善。

合適的熱處理工藝可以極大地減小快速凝固成形過程中的殘余應力，改變組織形貌與尺寸等，從而優化組織和力學性能。SABBAN 等[44]提出在975 ℃和925 ℃兩個溫度循環退火的方法，誘導熱溝槽和邊界分裂機制，從而實現球化板條α相，最終獲得雙模態組織，即球狀α和網籃狀組織。球狀組織賦予材料延展性，網籃狀組織賦予材料強度，該雙模態組織使材料塑性提高了80%，韌性提高了66%，實現了塑性和韌性的良好結合。XIAO 等[45]通過采用退火的熱處理方法優化了SLM Ti-6Al-4V的微觀組織結構，即對 SLM Ti-6Al-4V 合金進行950 ℃退火處理4 h，在消除殘余應力的同時將α馬氏體分解為α+β穩定相，并且在β相邊界生成等軸αGB，不僅提高了抗裂紋萌發和擴展能力，還減少了沿晶斷裂，將材料伸長率提高到26.4%。

隨著對 SLM α+β 鈦合金的深入研究，研究人員在傳統熱處理基礎上開展出新型后處理方法。

YAN 等[46]采用脈沖電流處理 SLM Ti-6Al-4V 合金。其實驗分為三組進行，其中，HT 實驗組預熱至1293 K 保溫 5 min 再空冷。EPT 實驗組在 HT 實驗組基礎上通脈沖電流 400 ms，再加風冷處理。ABA+EPT實驗組先退火(700 ℃、16 h)，再通相同參數條件的脈沖電流。實驗發現，在相變過程中，脈沖電流會均勻化SLM Ti-6Al-4V合金中α的12種變體。通過EPT組與ABA+EPT組發現，脈沖電流會引發熱殘余應力，如圖 3(a)~(c)中紅色標定部分所示，這是由于脈沖電流導致β晶粒內部和β晶界升溫速率不同，使β晶粒發生塑性變形，從而產生熱殘余應力，進而影響α的形核和變體的選擇。由于界面的不穩定機制，α 晶粒優先在晶界處形核，并在高溫作用下長成集束狀組織。同時，在β晶粒內部存在大量的位錯(見圖3(f))，β晶粒內部的位錯會通過增加原子擴散速率來加速相轉變，且較高的相變速率有利于網籃狀組織的形成。由于α變體在原始β晶界和β晶粒內部競爭形核，空冷后會形成集束狀和網籃狀混合組織。小尺寸的集束狀組織起到細晶強化作用，提高了材料的屈服強度；網籃狀組織可以阻礙位錯運動和微裂紋擴展，從而提高材料的延展性。

ABA+EPT實驗組的微觀組織表現出良好的力學性能，其塑性比打印態組織高出66%。LI 等[47]在傳統熱處理工藝基礎上加入磁場對SLMed Ti-6Al-4V合金進行處理，分別在0 T、2 T、4 T、6 T、8 T、10 T的磁場強度和400 ℃溫度下處理30 min，其實驗結果見圖4。結果表明，磁場會促進α′馬氏體向α+β轉變。強磁場與退火的耦合作用加速了馬氏體的分解，減小了α′/α板條的寬度，這是由于強磁場熱處理改變了相變的熱力學驅動力。8 T實驗組試樣的組織中存在大量超細α+β相，該組試樣具有適中的強度和優異的延展性。該研究提出的短時處理工藝加速了SLM Ti-6Al-4V結構部件在生物醫學中的應用。

竇恩惠等[48]研究了退火熱處理對SLM成形Ti-6.5Al-3.5Mo-l.5Zr-0.3Si(TC11)合金的影響。結果顯示，經950 ℃退火1 h后，α片層細密，且晶界α相由連續分布轉變為非連續分布。非連續的α相能有效地阻礙位錯的運動。退火態的TC11鈦合金強度和塑性匹配更佳，其抗拉強度和斷后伸長率分別為1051 MPa和19.8%。

近年來，國內外學者對激光選區熔化α+β鈦合金的研究集中于Ti-6Al-4V鈦合金，對其他新型α+β鈦合金的開發尚且不夠。

2.2 β鈦合金

β鈦合金具有較低的彈性模量、形狀記憶性能、優異的耐腐蝕性和良好的生物相容性，是生物醫學領域最具吸引力的材料之一[49]。SLM 技術具有復雜結構凈成形的特點，可以實現臨床醫學中不同病人獨特的骨骼結構假體的快速制備。同時，SLM技術制備的構件表面質量較高，經過簡單的處理就可以投入使用。因此，SLM β鈦合金在醫學領域中具有廣泛的應用前景。在成形性能方面，SLM制備的β鈦合金相比于傳統加工工藝具有很大優勢。SLM制備β鈦合金過程中會發生大量無擴散相變并且產生少量細小的孿晶，這種變化會給材料帶來性能上的提升，因此,研究人員著重關注SLM β鈦合金微觀組織演變與性能 強 化 機 制 。 基 于 HANN[22] 的 公 式 ， 即 式 (1)，LUO 等[50]采用 160 W 的激光功率和 600 mm/s 的掃描速度打印 Ti-34.2Nb-6.8Zr-4.9Ta-2.3Si(TNZTS)合金，成功調節熔池模式為傳導熔池模式，進而通過調節掃描速度和激光功率來調控熔池模式，從而避免了絕大多數的孔隙缺陷，其熔池截面形貌見圖5。

該打印工藝成功將SLMed TNZTS合金試樣的致密度提高到99.7%。SLMed TNZTS合金的基體由β-Ti柱狀晶界及其周圍的薄殼狀 S2 相和 β-Ti 基體中的超細點狀S1相組成，并表現出1286 MPa的超高屈服強度、2375 MPa 的高抗壓強度和 79 GPa 的低彈性模量。超高強度是由高密度位錯、半共格 S1 相和共格 S2 相對位錯的有效阻擋誘導的位錯強化所致。

研究發現，多數SLM β鈦中會發生相變誘導塑性(TRIP)和孿生誘導塑性(TWIP)效應，這會增強構件的延展性[51]，LIU等[52]在SLM Ti-25Nb-3Zr-3Mo-2Sn(TLM) 合 金 時 也 發 現 該 現 象 ， 發 現 TRIP 和TWIP效應會避免多孔結構發生分層斷裂，提供了一種通過相變和孿晶耦合效應引發多孔金屬材料非分層斷裂的新型強化模型。QIU 等[53]采用 SLM 技術 制 備 了 一 種 亞 穩 態 β 鈦 合 金 (Ti-10V-2Fe-3Al(Ti1023))，研究表明 SLMed Ti1023 合金屈服強度要高于傳統水淬工藝處理的Ti1023合金。這是因為在 SLM 制備過程中，快速冷卻產生的固溶強化賦予了材料高的屈服強度，并且 SLMed Ti1023 合金的微觀組織中具有細小晶粒、納米尺寸的ω相和高密度的位錯，從而誘導細晶強化、第二相強化以及位錯強化機制。

SLM 技術的性能優勢不僅僅體現在強度和塑性方面，在耐腐蝕性能方面也有出色的表現。

PEDE等[54]的實驗發現，SLM打印的材料表面質量更佳。其實驗材料采用 SLM 制備的 Ti-42Nb 和 Ti-20Nb-6Ta兩種新型β鈦合金。研究表明，SLM制備的材料表面粗糙度更低，抗腐蝕性能更佳，其材料表面質量如圖 6[54]所示。在此基礎上 PEDE 還增加了一組精細打磨的試驗組，用來規避表面粗糙度對腐蝕性能的影響。結果表明，經過極化實驗后，SLM制備的兩種新型β鈦合金表面沒有出現明顯的點蝕現象，這是由于Nb和Ta含量的增加促使鈍化層中鉭氧化物和鈮氧化物的形成，從而改進鈍化層結構。SLMed材料耐腐蝕性增強的原因歸結于優異的表面質量和特殊的鈍化層結構。其中，Ti-42Nb的鈍化層在非常高的電位下似乎更穩定，高抗腐蝕性新型β鈦合金的成功研制為鈦合金在生物醫學領域的應用提供了推動力。

SLM β鈦合金存在典型的柱狀晶組織，這些柱狀晶是打印過程中在熔池中擇優生長形成的，有明顯的各向異性。ZHOU等[55]對此展開研究，發現在沿單軸單向掃描的試樣中，β晶粒呈現出〈011〉擇優取向，這是由沿著與構建方向呈 45°的生長的、〈001〉晶向的兩個相互垂直的晶粒碰撞產生的。旋轉90°單向掃描的試樣顯示出〈001〉晶向，這是由熔

池中心垂直生長的柱狀晶生長形成的。這些強織構結構會導致力學性能的各向異性，甚至可能會引起著的局部應力集中，從而導致材料失效，阻礙材料在復雜應力狀態下的應用。近期，QI 等[56]研究發現，通過退火熱處理可以降低材料的各向異性 ，對打印態 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe(Ti55511)合金進行退火處理((950 ℃, 15 min)+WQ+(950 ℃,30 min)+WQ+(950 ℃, 30 min)+WQ))后誘導柱狀晶等軸化。打印態Ti55511合金中存在較高的位錯密度和大量的小角度晶界。富集小角晶界的β晶粒具有較高的應變能，在熱處理作用下更容易發生再結晶。SLMed Ti55511合金試樣在高溫熱處理后形成了等軸β晶粒和隨機取向分布的穩定組織。這種微觀結構的各向異性較低，更利于實際應用。該退火方式大大推動了SLM β鈦合金的工業化生產。

QI等[57]分析了固溶前后SLMed近β鈦合金(Ti-6Zr-5Fe)頂部和底部組織差異以及顯微硬度差異的原因。這主要是打印件底部受到的熱影響較強，相當于進行了熱處理，所以打印態底部組織中會出現αGB相，且由于底部的 α 相受熱影響作用，其尺寸也較大。QI 等[57]對 SLMed Ti-6Zr-5Fe 合金進行860 ℃、1 h固溶處理，結果表明，頂部組織中α相完全溶解并且 β 相尺寸增加，底部組織中的 αGB相在固溶過程中阻礙 β 相的長大，最終頂部組織以 β相為主，底部以β相和αGB相為主，且底部β相的尺寸小于頂部β相的尺寸。由于打印態試樣頂部具有細小的 α 相，故其頂部的顯微硬度(518HV)要高于底部(394HV)。固溶態試樣的頂部和底部的顯微硬度分別為 482HV 和 475HV，頂部顯微硬度下降的主要原因在于α相是β鈦合金的強化相，而固溶后，頂部細小的α相消失，導致頂部硬度下降。而底部硬度上升的原因是因為 Fe 和 Zr元素的固溶強化作用提高了材料的顯微硬度。

2.3 α鈦合金

α鈦合金可以長時間在高溫(500~600 ℃)環境下服役，有良好的熱穩定性、抗氧化性和焊接性能[58?59]。α鈦合金在室溫和高溫下的高強度使其成為制造艙壁和機艙中心梁框架的最佳材料[60]。為滿足輕量化設計和減少成本的需求，飛機部件的結構設計愈發復雜化，但傳統加工方法很難滿足要求。

因此，研究人員開展 SLM 一體化成形 α 鈦合金的研究。

目前，研究人員針對SLM α鈦合金的工藝參數和后處理對微觀組織及力學性能的影響開展研究。

CAI 等[61]研究了工藝參數、熱處理對 SLM 構建 Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V(TA15)合金微觀組織及力學性能的影響，采用多組不同工藝參數打印 TA15 鈦合金，將不同能量密度的工藝分成三個具有代表性的區域，即高能量密度區、適宜能量密度區和不足能量密度區。SLMed TA15 打印件宏觀結構如圖 7所示，其中激光功率 230~380 W 和掃描速度 675~800 mm/s 是 SLMed TA15 合金的最佳加工參數范圍，因為在該參數范圍內，合金具有合適的熔池重疊比，并且打印件表面質量良好、具有較高的致密度。室溫下 S17 的抗拉強度達到 14221.1 MPa，伸長率為9.5%，500 ℃下抗拉強度達到990 MPa，伸長率為 15.6%。后續，CAI 等[61]將 S17 樣品的打印厚度改為60 μm，然后對打印態的樣品進行750 ℃退火處理。在退火過程中，合金微觀組織的演變過程為：細板條狀(α+β)和針狀α馬氏體相→全板條狀(α+β)→粗板條狀(α+β)和板條狀(α+β)。退火后，試樣在室溫下的抗拉強度達到1123.6 MPa，伸長率為11.3%；500 ℃下，抗拉強度達到757.1 MPa，伸長率為 13.4%。CAI 等[61]的研究為 SLM 構建 TA15 鈦合金做出了卓越貢獻，同時，滿足了輕型強韌化合金的工業需求。隨后，JIANG 等[62]通過優化 SLMTA15 鈦合金工藝參數的方式，將打印件抗拉強度和硬度分別提高到 1296 MPa 和 395HV，但其塑性較差，只有 7.6%(見圖 8)。由圖 8 可看出，試樣微觀結構中存在細小孿晶和大量位錯，其中細小孿晶有效阻礙晶體中位錯滑移。孿晶界通過有效地阻止材料中的裂紋擴展和阻礙位錯運動來提高材料的強度。

FAN 等[63]成功采用 SLM 制備出高溫近 α 鈦合金 Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo(Ti-6242)，并對試樣進行時效處理(595 ℃，8 h)，研究時效對微觀組織、力學性能的影響。結果顯示，打印態的組織為典型的針狀 α 馬氏體和 β 基體，其中 α 馬氏體中存在細小的孿晶，這些孿晶是由熱源的反復加熱所形成的。試樣在室溫下的抗拉強度為 1438 MPa，伸長率為5.3%。時效后，α 馬氏體轉變為 α 和 β 穩定相，組織呈 α 和殘余 α 馬氏體交錯的片層結構，且在 α 馬氏體周圍存在少量納米β晶。時效后，材料抗拉強度達到 1510 MPa，伸長率僅有 1.4%。通常，經過時效處理后，材料組織結構中的位錯消解，材料會發生軟化現象，但是在此研究中，納米級β晶的出現會導致時效后硬度反而升高，達到 451HV。

WANG等[64]對SLM TA15鈦合金做了四組熱處理實驗：以 10 ℃/min 速度升溫至預定溫度(950 ℃、1000 ℃、1050 ℃、1100 ℃)，并保溫2 h進行水淬，然后在600 ℃下保溫4 h，再空冷。通過表征發現，熱處理前基體中存在大量不同尺寸的α馬氏體，其中尺寸較大的是一次馬氏體，二次、三次馬氏體尺寸逐漸減小，馬氏體中存在大量位錯和孿晶。相比之下，熱處理后的組織更加均勻，基體中小角度晶界減少、大角度晶界增加。在熱處理過程中，馬氏體轉變為等軸狀初生α相和片層狀次生α相。隨著熱處理溫度的升高，試樣的延展性先升高后降低。這是由于等軸初生α相的尺寸隨著溫度的升高而逐漸增大。在一定范圍內，更多更大的等軸α相有利于提高試樣的延展性。但是，尺寸過大的等軸α相可能導致晶粒中形成孔洞或使晶粒變形不均勻，從而降低材料的塑性。隨著溫度的升高，材料的抗拉強度呈先升高后降低的趨勢。這是由于層狀次生α相的寬度逐漸減小，在一定范圍內減少層狀次生α相的數量和厚度有利于試樣的高溫強度。層狀次生α相通過抑制位錯的移動來提高材料的抗變形能力。

經 1000 ℃固溶處理后，試樣表現出最佳的綜合力學性能，其高溫抗拉強度為715 MPa，對應的伸長率為24.5%。

3、 激光選區熔化鈦合金應用現狀

3.1 航空航天領域

國家在航空航天領域的發展情況可以側面反映國家制造業水平，同時也是國家軍事力量強弱的體現。航空航天領域的構件往往服役于極端艱苦的條件，其構件要求具有超輕量化、高耐熱性、耐腐蝕、超高承載等特性，并且結構十分復雜[65?66]。

SLM 制備的鈦合金構件因出色的力學性能和一體化成形的特點而被廣泛應用于航空航天領域。

2019 年，空客公司利用 SLM 技術制造的飛機用 Ti-6Al-4V 支架相比傳統加工方式制備的支架減重了約30%[67]。此外，該公司還成功實現客機艙門鎖閂軸的一體化制造，將 10 個零件整合為 1 個零件，實現了減重降本的目標。同樣，GE公司利用SLM 工藝完成了航空發動機燃油噴嘴的一體化成形，如圖9(a)所示，將20個零件集成為1個部件進行打印，不僅減重25%，而且實現數萬個零件的批量制造。此外，GE公司還利用SLM完成了發動機電動門支架的制造，如圖9(b)所示，減重10%，減少了90%的原材料浪費。

這些創新應用在航空領域展現了 SLM 技術的重要地位和潛在的成本效益，為航空工業的發展帶來了新的前景[68]。中國航天科工集團有限公司和鑫精合激光科技發展(北京)有限公司合作開發、采用SLM工藝打印的某噴管產品，其尺寸為d 580 mm×500 mm, 材料為TA15，具有壁厚薄、復雜內流道一體成形、結構一致性好的特點，達到了減重和結構功能一體化的效果[69]。本課題組通過模擬和預實驗對比了8組不同工藝參數下的SLMed Ti-6Al-4V鈦合金試樣，經過篩選，選用成形性最佳的工藝參數來打印渦輪葉片部件。其中，所使用的打印機為寧夏共享集團提供，其渦輪葉片部件如圖10所示。

目前，SLM 航空航天用鈦合金面臨的主要問題是如何在高溫環境下保證高強度的同時還能提高材料的韌性，這迫切需要服役溫度在600 ℃以上并且兼具優良 SLM 工藝性的高溫高強鈦合金。有研究發現，有望在雙模態組織中實現材料高強度和高韌性結合，但這仍需要更加深入的研究。同時，目前有關高溫高壓環境下 SLM 鈦合金材料的研究尚不深入。

3.2 醫療領域

低密度、低楊氏模量、良好的力學性能、良好的耐腐蝕性和高的生物相容性等特點使鈦合金成為生物醫學植入中最理想的材料之一[70?74]。如果醫用材料制成的假體與周圍骨模量的差異很大，則會導致假體周圍產生骨吸收應力，使假體松動，甚至導致患者進行痛苦的翻修手術。這種骨吸收應力的現象被稱為“應力屏蔽效應”。研究人員發現，多孔結構可以降低材料的模量和重量，從而削減應力屏蔽效應[75]。SLM 技術既能有效縮短加工周期，又能實現精密零件一體化成形，為鈦合金在醫療領域的發展提供平臺。

2018年，華南理工大學BAI等[76]通過對一位骨盆骨折患者的骨盆部位進行分析，設計了一種針對性的 Ti-6Al-4V 鈦合金假體接骨板，其設計過程見圖 11(a)，所得的假體硬度為 1360~1390HV，抗拉強 度 為 1000~1100 MPa， 屈 服 強 度 為 900~950MPa，伸長率為8%~10%。SLM制備的具有個性化結構的假體成功用于臨床手術，這不僅使手術時長縮短了 2 h，給患者減輕了痛苦，也為醫生減輕了負擔。除此之外，BAI等[76]還對一位顱骨骨折患者進行分析，設計了一種個性化的 Ti-6Al-4V 鈦合金顱骨假體。為了減小應力屏蔽效應，他采用了多孔結構，其設計過程見圖 11(b)。SLM 加工得到的顱骨修復假體經噴砂、超聲清洗、高溫滅菌后可臨床使用。MONDAL 等[77]運用 EOSINT-M280 型號的

SLM 打印機打印出 3 種類型的 Ti-6Al-4V 鈦合金支架(Tesseract、Star、Octet)，見圖 12。其目標結構的孔隙率為 65%，實驗樣品中 Star 型支架孔隙率(64.3%)最接近目標結構，其余型號的支架孔隙率也能保證在62%以上。同時，實驗打印出的支架的有效彈性模量與人體骨骼也非常接近。除此之外，打印件的抗壓強度很高，可以延長植入物的使用壽命。

2020 年初，首批牙科 SLM 鈦合金粉末成功獲批 CFDA 三類醫療器械注冊證，標志著 3D 打印材料在口腔醫療領域邁出了重要的一步。這一牙科SLM鈦合金粉末，即“鈦孚美”，填補了該領域的空白，具備多項優越的特性：高生物相容性、耐腐蝕、強度卓越、長期使用也不易發生變形、材質輕巧、佩戴舒適以及異物感極小。同時，其導熱慢的特點使得其在佩戴時對牙齦的熱影響相對較輕[78]。這次醫療器械注冊證的批準對口腔醫療領域3D打印材料的應用具有歷史性的重要意義，為患者提供更加個性化、符合人體工程學的治療方案提供了有力支持。產品的技術特性和獲批證書的取得為醫療行業帶來了新的可能，為未來口腔醫療的發展奠定了堅實的基礎。隨后，越來越多企業開啟了對SLM 鈦合金在口腔醫療領域應用的探索，例如：中航邁特增材科技(北京)有限公司自主研發出 Ti-6Al-4V01 鈦合金粉末[79]、江蘇威拉里新材料科技有限公司自主研發出微米級鈦合金粉末(產品名：VMP-Ti01)用于成形牙科嵌體、冠、橋體、可摘局部義齒支架及卡環[80]。

4、 展望

SLM 技術能實現一體化成形，其打印產品的強度高于鍛件，在航空航天(飛機部件)、生物醫學(人造骨骼、牙齒等)領域已獲得廣泛應用。本文針對近年來國內外 SLM 制備鈦合金的研究成果做出以下展望：

1) SLM成形設備的尺寸限制了SLM技術在航空航天發動機制造領域的應用。目前，航空航天發動機零部件成形尺寸小于 500 mm×500 mm×500mm(受打印機基板尺寸限制)，大尺寸 SLM 成形已成為重要發展趨勢，因此大尺寸、高效率的 SLM成形設備的研制是SLM技術發展的主要方向。

2) SLM 鈦合金的應用目前僅限于航空航天和生物醫學領域的小批量和高精度定制零件。對于SLM 鈦合金工業化來說，其最大的阻礙之一就是成本，昂貴的打印機和粉末原料造成的高制造成本問題仍然有待克服。目前，預制合金粉末成分范圍窄、成本高以及可用性有限等問題有待解決。

3) 目前，大多數研究都集中在Ti-6Al-4V合金上，對α鈦合金的開發尚為淺薄，這提醒了研究人員需要通過 SLM 探索更多的工程鈦合金。工業上使用的典型合金對 SLM 的適應性較差，因此，應通過新型成分設計開發出性能優異的新型鈦合金或獨特的合金體系。

4) 定量分析 SLM 鈦合金方面仍具有很大的挑戰，許多非線性相關的物理性質尚未得到深入定量分析，建議采用超聲波、X射線等熔池在線同步監控表征技術，深入挖掘組織形成機理以及后處理過程中誘導各機制產生的原因。

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