Ti–6Al–4V（TC4）鈦合金由于擁有優異的耐腐蝕性能，而且比強度和屈強比較高[1]，目前被廣泛應用于航空航天、航海與生物醫療[2–4]等行業。但是對于形狀復雜的結構件，傳統加工工藝繁瑣復雜，使得材料利用率低、制造成本很高。而經濟性好、制造周期短和性能優越是未來TC4合金零件制造行業發展的必然趨勢，采用激光增材制造（Laser Additive Manufacturing，LAM）TC4合金構件兼具成本低、周期短、性能高等優勢[5]。

然而，由于 LAM 過程中快速加熱冷卻的特點，使得 LAM TC4合金沉積態組織與傳統 TC4合金鑄鍛件組織在尺度、形態和分布等方面都有較大區別[6]。傳統TC4鈦合金組織形態主要包括魏氏組織、網籃組織、雙態組織、等軸組織，以及 Zhou 等[7] 通過近 β 鍛造發展起來的三態組織，不同組織形態、不同相的比例及分布對于合金力學性能有很大影響。而LAMTC4合金顯微組織主要由貫穿整個熔覆層的粗大 β 柱狀晶以及晶界的初生 α 板條組成，柱狀晶內亞顯微組織組成比較復雜，受加工參數影響較大，一般為針狀 α' 馬氏體、α 魏氏組織等。通過對 LAM TC4合金零件進行合理的熱處理從而優化其組織結構，是目前提升 LAMTC4合金力學性能的有效手段。根據加熱溫度，TC4合金的熱處理通 常分為兩類。當加熱溫度高于 Tβ（α → β 轉變溫度，約 995℃）[8] 時的熱處理稱為超臨界熱處理，在低于Tβ 的溫度下進行的熱處理稱為亞臨界熱處理[9]。國內外研究學者相繼

對此展開了諸多研究。本文通過分析國內外近年來 LAM TC4合金熱處理工藝的最新研究成果，以期能夠為 LAM TC4合金熱處理工藝的進一步優化，獲得具備更加優異綜合力 學性能的 LAM TC4合金提供借鑒。

一、金屬 LAM 技術原理及特點

目前金屬 LAM 技術主要包括以同步送粉為特點的激光熔覆沉積（Laser Cladding Deposition，LCD）技術以及以粉床鋪粉為特點的選區激光熔化（Selective Laser Melting， SLM）技術[10]。由于 TC4合金在高溫下極易氧化，因此整個制造過程需在真空環境或干燥惰性氬氣氛保護下完成。

1、 LCD技術

LCD 技術結合了增材制造技術中“疊層累加”沉積原理和激光熔覆技術，通過分層軟件將建立的 CAD三維數據模型離散為一組二維圖形，即分層切片，通過編程形成加工路徑 以控制激光頭掃描路徑[11]。同時以高能激光束作為熱源，送粉器將金屬粉末經同軸送粉噴嘴同步送進，從而將同步送給的金屬粉末進行逐層熔化、快速凝固、逐層沉積，最終獲得近凈成形三維實體零件。

LCD 技術的突出優點是不受零件成形尺寸限制，可實現大尺寸零件一體化直接制造；可對失效和受損零件實現快速修復，并可實現定向組織的修復與制造。但是成本較高，效率低下，制造精度相對較低[10,12]。

2 、SLM技術

SLM 技術同樣要進行建模分層，編程形成加工路徑以控制激光頭掃描路徑。同時在高能激光束的輻照下，選擇性地熔化鋪粉層的金屬粉末形成熔池，然后快速凝固。當前鋪粉層掃描完成后，將基臺降低與層厚度相等的量，并用刮刀鋪上一層新的粉末，層層疊加，從而實現零件一體化成形[3]。

SLM 成形零件精度及粉末利用率較高，但是成形零件尺寸受到基臺和工作箱尺寸的限制，不適合成形大尺寸零件，也不適合對失效零件進行修復[10]。

二、不同熱處理工藝下 LAM TC4鈦合金組織與性能國內外研究進展

1、 國外研究進展ALi 等[13] 發現將打印基板預熱到 570oC 能顯著降低 SLM TC4合金構件內部的殘余應力，提升屈服強度和塑性。在該溫度下，打印過程中 α' 馬氏體組織直接分解成平衡α+β 微觀組織 , 與基板未預熱狀態下打印相比，屈服強度和伸長率分別提高了 3.2% 和 66.2%。

Sabban 等[14] 采用氬氣氛保護重復熱循環處理工藝，熱處理溫度Ta 接近但低于 Tβ，使得 α 相球化，最終獲得由球化 α 相與 β 轉變基體中的片層 α 相組成的雙態組織，實現了不需要借助塑性變形[15]，單純通過熱處理使得板條組織球化，從而將 SLM TC4合金的伸長率和韌性分別提高了 80% 和 66%，產生雙態組織的詳細熱處理工藝 1（Heat Treatment 1，HT1）：在 875~975℃之間的熱循環，加熱速率為 2.5℃ /min，冷 卻 速 率 為 1 ℃ /min，持 續24h，然后空冷（Air Cooling，AC），如圖 1 所示[14]。相關力學性能指標如表 1 所示[14]。

試驗分別采取了平行于激光掃描方向的水平方向 H 和垂直于激光掃描方向的垂直方向 V 兩種取樣方式，試樣拉伸方向與取樣方向一致，以評估打印方向對力學性能的影響。該研究團隊同時研究了在熱處理后α 相球化機理。在熱循環過程中由于冷速較慢，α 相和 β 相的體積分數振蕩與 α 相外延生長協同作用導致 α 相球化。而晶界分裂無法實現α 相完全球化，邊緣球化并非 α 相球化的原因[15]。

龍老虎等[16] 通過總結試驗規律發現，材料屈強比在 0.80~0.85 范圍內，材料的綜合力學性能會比較好，有利于提高材料的韌性和低周疲勞性能。文獻 [14] 通過使 α 片層球化所獲得的雙態組織 TC4合金屈強比比較符合 0.80~0.85 范圍，因而其綜合力學性能較好，可以預測其低周疲勞性能也應該較為理想。

Kumar 等[17] 實現了在不顯著降低拉伸強度的情況下，單獨通過退火熱處理工藝來提高 SLM TC4合金斷裂韌性和疲勞裂紋擴展抗力的可能性。圖 2 所示為分別采用氬氣氛保 護單步冷卻（HT1，HT3）與兩步冷卻（HT2，HT4）熱處理工藝，研究了在 4 種不同 SLM 參數下 SLM TC4合金力學性能的變化。研究表明，將SLM TC4 沉積態試樣在實際加熱溫度 Ta ＞ Tβ 的條件下（HT3 和 HT4）進行退火，可以完全消除原始 β 柱狀晶微觀結構，但會導致粗大等軸β 晶的出現。對于 SLM TC4 沉積態合金，屈服強度可超過 1000MPa，且 I 型斷裂韌性（KIc）在 50 MPa· m?左右。而采用 Ta<Tβ（HT2）這種兩步熱處理，粗化的 α 相片層與原始細小的 β 相組成 α+β 網籃組織，降低了合金力學性能的各向異性，提高了合金的伸長率、斷裂韌性和疲勞裂紋擴展抗力，熱處理后材料 KIc 提高了將近 1 倍。這些性能明顯優于相同晶粒度的鍛造 TC4合金。但同時使熱處理后的 SLM TC4合金的屈服強度和抗拉強度比沉積態合金性能降低了約 20%。對試樣進行 HT2熱處理后的相關力學性能指標如表 2 所示[17]，樣代號為 3090、3067、6090 和 6067 ；前兩位數字表示層厚t，下一位數字表示層間旋轉角 ?。如3090 表 示 t=30μm 且 ?=90°。Kq 為條件斷裂韌性，因為試驗中所用半尺寸壓縮 – 拉伸試樣的厚度不滿足ASTM E399–12 中的平面應變條件。

在熱處理后，試樣的拉伸行為和穩態疲勞裂紋擴展行為與原始 β 微觀結構無關，而斷裂韌性與之相關，合金的強度趨于各向同性。但是熱處理后仍然存在原始 β 柱狀晶結構的合金，其斷裂韌性具有明顯的各向異性，而穩態疲勞裂紋擴展速率（Fatigue Crack Growth，FCG）與傳統方法制造的同種合金的 FCG 相當。疲勞裂紋擴展門檻值△K0 有所提升，這是由于網籃組織的產生導致在△K0 值附近時裂紋擴展由穿晶轉變為沿晶，從而產生了較高的裂紋擴展路徑曲折度。

Vrancken 等[8] 研 究 發 現，在真 空（10–2Pa）條 件 下 分 別 進 行780℃ /2h/ 爐冷（Furnace Cooling，FC）和 843℃ /2h/FC 兩種熱處理后，α' 馬氏體轉變為片層 α+β 組織，但保持原始 β 柱狀晶微觀結構特征。熱處理溫度越高，α 相粗化越明顯，β 相體積分數越高，越多的 β柱狀晶轉變為等軸晶粒。試驗表明，熱處理溫度對微觀組織的影響最大。同時研究了 940℃ /1h/FC+650℃ /2h/AC 和 940℃ /2~20h/FC 兩種熱處理工藝，發現在 α+β 高溫區保溫時間的影響更顯著，α 晶粒尺寸受到β 晶粒尺寸的限制，該試驗表明在940℃ /1h/FC+650℃ /2h/AC 工藝下試樣綜合力學性能最好。隨后又研究了在 850℃保溫 2h，分別進行了FC、AC 和 WC，依次得到 α+β 片層組織、α 魏氏組織或網籃組織以及 α' 馬氏體組織。并且片層間距隨冷卻速率的增大而減小。說明通過控制冷卻速率可以得到不同的微觀組織形態。

Longhitano 等[18] 對 SLM TC4合金試樣進行氬氣保護熱處理，發現在 850℃ /1h/FC、950℃ /1h/FC 兩種熱處理工藝下，微觀結構由針狀 α/α' 相和圍繞在 α 相周圍的 β 相組成。在較高溫度下（＜ Tβ）進行的熱處理因為 V 的偏析使 α 相周圍形成 β 相。此外，在 950℃ /1h/FC工藝下，由于加熱溫度較高，導致組織結構發生粗化。而在超過 Tβ 的 1050℃ /1h/FC 工藝下，獲得單一 β相，原始 β 柱狀晶微觀結構特征消失，形成粗大 β 晶，冷卻后獲得粗化α+β 片層組織，研究發現，緩慢的冷卻速率有利于 α 相的形核，α 相 優先在 β 相界處生長。冷卻后，β相存在于 α 板條之間。

Yan 等[19] 研究了在真空（低于10–3Pa）條件下進行不同的熱處理以及熱等靜壓（Hot Isostatic Pressing，HIP）后 SLM TC4–ELI 試樣的顯微組織和力學性能變化。研究對比了 沉積態以及在 HIP 和 900℃ /2h/FC工藝 3 種狀態下試樣的疲勞性能后發現，沉積態試樣表現出最低的疲勞強度；而在 900℃ /2h/FC 工藝下，試樣在 107 循環周次下的疲勞強度較之于沉積態提高超過 40MPa；HIP 處理后試樣疲勞強度的提升最顯著，如圖 3 所示[19]。HIP 處理后疲勞行為的改善可能歸因于孔隙被壓實，并且α' 的分解可以提升伸長率，同時使試樣具有更好的應變硬化能力，而試樣應變硬化能力的改善有利于限制缺陷附近的裂紋形核。作者認為在低周疲勞體系中，延展性比固有缺陷對低周疲勞行為影響更大。而在高循環周次下微觀結構對殘余孔隙等缺陷更敏感。對應熱處理工藝下的力學性能參數如表 3 所示[19]。

Vilaro 等[21] 在真空（1.33×10^–3 Pa）條件下對 SLM TC4合金分別進行了 730℃ /2h/AC 低溫熱處理和高溫熱處理（包括高溫固溶處理以及高溫固溶 + 回火處理）。并通過分別測試 V 和 H 兩個取樣方向的力學性能，來評估加工過程中產生的各向異性。研究發現，在低溫熱處理條件下，觀察到 α' 馬氏體分解為 α+β相，硬度降低，伸長率略微增加，但各向異性仍然較大。而超臨界高溫熱處理后，強度降至與鑄件相近，伸長率提升最大，但仍低于 10%，同時各向異性大幅降低。作者認為熱處理后伸長率較低是由于試樣內部存在 缺 陷 導 致。 在 1050 ℃ /1h/WC+（700~750℃）/2h/AC 熱處理條件下，顯微組織由 α'+β+α 相組成。在1050 ℃ /1h/WC+（750~850 ℃）/2h/AC 熱處理條件下，生成較軟的 α''斜 方 馬 氏 體 相；而 在 1050 ℃ /1h/WC+（＞ 850℃）/2h/AC 條件下，形成 α'+βr （貧礬 β 相） +α 相，導致硬度升高。

Nicoletto 等[22] 在真空條件下將 4 組 SLM TC4合金試樣分別在740℃、900℃、1200℃保溫 1h 以上，在 大 于 1h 時 間 里 爐 冷 至 530 ℃，然后在氬氣氛中冷至室溫，以及在740℃保溫大于 1h 后在氬氣氛中冷至室溫，發現在 900℃下抗拉強度在 1000MPa 以上，伸長率最大，超過16%，并且低周疲勞性能在 4 種熱處理方法中最好；1200℃溫度下抗拉強度與伸長率最低，但高周疲勞性能最好，而在 740℃保溫完成后直接在氬氣氛中冷卻試樣疲勞性能最差。

2、 國內研究進展

Zhao 等[23] 對 LCD TC4合金 進 行 氬 氣 氛 保 護 980 ℃ /1h/FC+920℃ /1h/AC+600℃ /4h/AC 的亞臨界三重熱處理（Subcritical TripleHeat Treatment，STHT），如圖 4 所示[23]，實現了 LCD TC4–ELI（ExtraLow Interstitial TC4）合金的優異延展性，并研究了該合金中 α 片層球化機理。

試驗測得沉積態試樣的屈服強 度、抗 拉 強 度 和 伸 長 率 分 別 為855.6MPa、932.3MPa 和 12.5%。 通過對沉積態試樣采用 STHT，屈服強度和抗拉強度略微降低至 829.3MPa 和 905.8MPa。然而，伸長率大大提高到 25.1%，與沉積態試樣相比伸長率提升了 105%。在二次等軸 αe 相中連續出現的位錯滑移和剪切變形被證明可以顯著提高合金伸長率。

超細的二次 αs 片層和等軸 αe 相中的位錯纏結是產生可觀屈服強度的主要原因。研究發現，α 片層的球化機制是由于固有位錯在亞臨界退火時多邊形化形成亞晶界而導致的。

Tao 等[24] 研 究 發 現 在 真 空（1×10^–3Pa）條件下對 SLM TC4 試樣采用 800~900℃ /2~4h/FC 熱處理工藝，然后在 920℃ /100MPa 條件下進行 HIP 處理 2h 后 α' 馬氏體會轉化為 α+β 片層組織，材料力學性能存在的各向異性可能會被消除。在800℃ /2h/FC 工藝下，屈服強度和抗拉強度均略有下降，但與采用去應力退火的試樣相比 , 伸長率明顯增加。伸長率增加是由于馬氏體完全分解成細小的 α+β 平衡相。另外，熱處理溫度相對較低，因此顯微組織的粗化不明顯。當在 800℃ /4h/FC 工藝下，屈服強度降幅不明顯，但總伸長率增幅較大。此時伸長率增加可歸因于長時間退火后合金元素再分布。

研究發現，即使在 HIP 處理后，成形件表面的損傷也會導致伸長率急劇下降。SLM TC4合金試樣不同處理狀態下拉伸性能各向異性見表 4[24]（Dr 表示拉伸性能的差異比）。Zhang 等[25] 發 現 在 氬 氣 氛 環境 下，當 加 熱 溫 度 升 至 950 ℃ 時，SLMTC4合金組織中的板條長寬比進一步下降，并且微觀結構表現出球化的趨勢。部分 α 板條的球化程度不斷增加，形態各向異性消失。因此，研究認為可以利用低于 Tβ 的高溫亞臨界退火處理來減少 LAM 期間引發的微觀結構各向異性。但是這種減少各向異性的效果僅對于遠小于α 相域尺度的結構特征是顯著的，而其他幾何特征等于或大于原始 β柱狀晶尺度的微觀結構各向異性則大部分被保留了下來。在 850℃ /2h/FC 或 900℃ /2h/FC 熱處理后獲得屈服強度、極限抗壓強度和伸長率的最佳匹配。

Fan 等[26] 研究發現，SLM TC4合 金 試 樣 經 真 空 950 ℃ /1h/AC +540℃ /4h/AC 工藝處理后，微觀結構轉變為網籃組織，抗拉強度和屈服強度分別為 1206MPa 和 1122MPa，伸 長 率 達 到 13.42%。 而 在 真 空950℃ /1h/FC 工藝下，組織中的一些α 相球化，另一部分仍具有網籃結構特性，微觀結構變為雙態組織。試樣的強度略有增加，但伸長率降低至2.42%，明顯低于沉積態。圖 5[26] 顯示了經過不同熱處理的 TC4合金的金相顯微組織。對于沉積態 TC4合金，金相組織是以針狀 α' 馬氏體為主的魏氏組織。研究認為，魏氏組織的塑性和沖擊韌性較差，但抗蠕變性能較好；網籃組織的塑性、沖擊韌性和高溫蠕變性能較好，雙態組織強度較高，塑性較差。

李文賢等[27] 研究了 7 種不同的氬氣氛保護熱處理工藝對于 SLMTC4合金組織性能的影響。發現在800℃ /2h/FC 工藝下進行熱處理后由于在高溫保溫時間較短，因此所獲得的組織較細，并且冷卻速率較慢，組織主要由 α+β 平衡相組成，因此伸長率達到 20.5%。不同熱處理工藝下試樣相應的力學性能指標如圖 6 所示[27]。

Wu 等[28] 對 SLM TC4 合 金 在300~1020℃進行氬氣氛保護熱處理后水冷，并總結了顯微組織形態隨熱處理溫度變化的 4 個階段：當加熱溫度低于 600℃時，原始的針狀形 態僅少部分分解，沉積態和熱處理后的試樣顯微組織沒有明顯差別；當在 750~900℃時，原始的針狀 α' 馬氏體明顯地分解成 α 片層和周圍的 β 相；在 900~990℃，之前占主要 部分的 α' 相在 920℃時明顯轉變成為穿晶 α+β 片層，而且片層長寬比隨溫度增加而不斷減小；超過 Tβ后，α 相體積分數不斷降低，馬氏體體積分數不斷增加，細長的原始 β 柱狀晶徹底轉變成為粗大的等軸 β晶，水冷后晶粒內部為新形成的馬氏體。馬氏體由原始的集束狀轉變為網籃狀。

Huang 等[29] 對 SLM TC4合金分別進行氬氣氛保護亞臨界熱處理，超臨界固溶熱處理以及超臨界固溶+ 亞臨界混合熱處理 3 類熱處理手段。研究發現，在不改變原始柱狀 β 晶形態的情況下，亞臨界熱處理導致網籃組織的產生。超臨界固溶處理產生片層狀結構和等軸 β 晶粒?；旌蠠崽幚慝@得了結合亞臨界熱處理和超臨界固溶熱處理兩種特征的顯微組織結構。對應熱處理工藝下合金相關力學性能參數如表 5所示[29]。可以看出，在 3 類熱處理手段中，亞臨界熱處理能夠獲得很好的強塑性匹配，800℃ /2h/AC 熱處理工藝效果最佳。

Cao 等[30] 通過控制熱處理溫度和保溫時間來控制 SLM TC4合金中α' 馬氏體的分解程度，進而探究 α'馬氏體分解對于 SLM TC4合金試樣拉伸性能的影響。研究分別制定了 4 種真空熱處理工藝，冷卻方式均為爐冷。當熱處理溫度為 800℃且保溫時間在 6h 以上時，α' 馬氏體完全分解，隨著熱處理溫度的升高，α片層的寬度在增加，同時 β 相體積 分數也在增加。如圖 7 所示[30]，在800℃時進行退火熱處理使得塑性與強度匹配較好。在 800℃ /6h/FC 和800℃ /12h/FC 兩種熱處理工藝下，試樣的伸長率增加至 18% 以上，相對于 800℃ /2h/FC 熱處理工藝，試樣的屈服強度僅下降 2%，抗拉強度仍在 1000MPa 以上，下降幅度較小。

Liang 等[31] 研 究 了 5 種 不 同的氬氣氛保護熱處理方法對 SLMTC4合金的組織和力學性能的影響，結果表明，隨著熱處理溫度的升高，α' 相逐漸分解成為片層 α+β組織，在 800℃ /4h/AC 熱處理工藝下基本完全分解；而在 950℃ /2h/WC+540℃ /4h/AC 工藝下，由于水冷而形成了相較于沉積態 α' 相稍微粗化的新 α' 相。從圖 8[31] 可以看出， 當熱處理溫度在 800℃以及 850℃時試樣的伸長率超過了 12%，而抗拉強度也超過 1000MPa ；綜合力學性能較好。

Yu 等[32] 發現采用氬氣氛保護下 的 920 ℃ /2h/FC（HT–920） 以及 850 ℃ /2h/WC+550 ℃ /4h/AC（HT–850–550）兩種熱處理工藝均會導致 SLM TC4合金內 α 片層發生 不同程度的粗化。隨著熱處理溫度從 850℃升高到 920℃，試樣冷卻后α/α' 晶寬度逐漸增加。進行 HIP處理后試樣綜合力學性能在 3 種熱處理中最好。從圖 9[32] 中可以發現，

和沉積態試樣相比，3 種熱處理方式均使得試樣的抗拉強度和屈服強度降低，但伸長率超過了鍛造退火態試樣。圖 10[32] 表明熱處理后試樣的高周疲勞強度明顯提高，HIP 處理后試樣的疲勞性能改善最顯著，可與鍛造退火態試樣媲美。

三、討論

隨著 LAM 技術的日益成熟以及 LAM TC4合金突出的優勢，LAMTC4合金的加工工藝參數也在不斷被優化與豐富。本文通過對國內外文獻進行研究分析總結如下：

（1） 影響沉積態 LAM TC4合金原始組織性能的 LAM 工藝參數主要包括激光能量密度、掃描速度、搭接率、層厚及層間角度等。在其他參數相同的情況下，激光能量密度較高 時，在 LAM 過程中熱積累更加顯著，導致冷卻速率降低，無法形成馬氏體，轉而形成粗化的魏氏 α 集束組織，使得沉積態試樣強度降低，塑性有所提升；隨著 LAM 過程中冷卻速率的增加，微觀組織由粗化魏氏 α集束向網籃組織轉變，網籃組織塑性較魏氏組織稍好，但韌性稍差，強度適中，各向異性較??；隨著冷卻速率進一步增加，形成針狀馬氏體組織，其塑性差，強度高；當激光能量密度足夠高，會形成等軸晶組織，其塑性好，但強度低，各向異性最小。

（2）通過對比 LCD 與 SLM 兩種 LAM 技術發現，一般 SLM 所用激光功率較小，但能量密度較高，同時鋪粉厚度也較小，在增材制造過程中合金內部冷卻速率很快，導致馬氏 體組織的形成；而 LCD 技術所用激光功率一般較大，并且可調節范圍大，同時成形尺寸不受限，因此可以通過合理的控制工藝參數如冷卻速率等來獲得不同的組織。

（3）對于內部以針狀馬氏體為主的 LAM TC4 沉積態試樣，在退火條件下，當 Ta>Tβ 并保溫一定時間后，β 柱狀晶結構消失，隨著保溫時間的增加，晶粒等軸化程度不斷增加并且不斷粗化，冷卻至室溫后，強度大幅降低，塑性有較大提升；而當 Ta<Tβ，在 500~750℃左右時，隨著 Ta 的升高及保溫時間增加，馬氏體分解程度不斷增加，并且 α 板條 寬度增加，此時塑性略微有所增加，強度變化不大，各向異性稍有所降低；在 750~850℃左右時，保溫初期由于馬氏體分解生成的彌散分布 β相，一定程度上抑制了 α 相的長大，最終獲得的組織相對細小，且 α 板條寬度較小，使得塑性明顯增加的同時，強度仍然較高，各向異性降低幅度增大； 850~900℃左右時，隨著Ta 升高，更多的 α 相轉變為 β 相，初生 α 相發生粗化，此時強度下降幅度相對較大，塑性有較大提升；在900℃ ~Tβ 范圍時，隨著 Ta 升高及保溫時間的延長，α 板條粗化，FC 條件下，部分 α 板條斷裂球化，形成魏氏 α 相 + 球化 α 相雙態組織特征，塑性有所提升，強度大幅下降，各向異性降幅進一步增大。

（4） 一般加熱溫度在 900℃ ~Tβ范圍被用來進行固溶處理，為后面的時效處理做準備，在該溫度段內，隨著固溶溫度的升高，更多的 α 相轉變為 β 相，冷卻后形成新的粗化馬 氏體，在時效之后 ,α+β 片層層間距減小，α 板條長度增加，導致位錯滑移程增加，同時 β 轉變基體當中析出細小的二次 α 相，組織從 α+β片層向網籃組織再到粗化魏氏 α 集 束組織轉變，強度不斷增加，塑性大幅下降。根據已有研究，選擇 920℃進行固溶，時效后可以獲得較好的強塑性匹配，此時合金強塑性匹配較好，各向異性也較小，目前已有研究人員通過將退火與固溶時效結合起來，獲得了很好的強塑性匹配。

（5） 熱等靜壓后的組織一般為α+β 片層組織或網籃組織，同時由于合金內部的孔隙等缺陷被焊合，合金強度、塑性以及低周疲勞性能均較好，各向異性稍高于等軸組織。

四、結論

近些年來，隨著國內外研究學者對 LAM TC4合金熱處理后組織形態與強度、塑性之間關系的內在機理不斷深入的研究，目前 LAM TC4合金通過熱處理已經可以實現很好的強塑性匹配。但是對于如何通過熱處理使強塑性、韌性以及疲勞性能均比較理想，同時明晰其內在機理的研究比較少，而恰恰韌性以及疲勞性能對于合金零件安全性能以及壽命至關重要，因此進一步深入研究 LAMTC4合金組織結構對于其強韌性以及疲勞性能影響的內在機理，并且通過熱處理改善其組織，進而提升韌性與疲勞性能會是未來該研究領域的關鍵點。與此同時，LAM 工藝參數對于熱處理后 LAM TC4合金的性能影響比較顯著，通過合理匹配LAM 工藝參數與熱處理方法是獲得優異力學性能合金的最佳選擇。但目前為止，國內外對于能夠獲得優異綜合力學性能 LAM TC4鈦合金的工藝參數與熱處理制度之間的對應機理與規律的研究還比較少，導致在不同 LAM 工藝參數下，即使采用同種熱處理工藝得到的結果差異還是較大。因此應該盡快制定完善 LAMTC4合金熱處理相關標準與手冊，以便為將來該項技術能夠廣泛普及與應用起到指導性作用。

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通訊作者 : 張安峰，博士，教授，博導，主要從事增材制造（3D 打印）技術及其裝備、高性能金屬零件增材制造技術及關鍵零件再制造修復工程的研究，E–mail: zhangaf@mail.xjtu.edu.cn。

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