钛合金激光选区熔化成形研究现状与展望

随着我国高新事业迅速发展，航空航天、生物医疗、海洋工程、军事等领域对轻质高性能材料的需求与日俱增，钛合金因其具有密度小、比强度高、热强度高、抗腐蚀性好、低温性能好、弹性模量小等特点而被开发研究，并广泛应用在各个领域[1−6]。我国钛储量位居世界第一，合理的开发利用钛合金，对我国未来发展具有重大意义。然而，钛合金材料的低导热性和低体积比热会导致加工时的切削温度升高；同时，钛合金在高温下仍保持高强度，则需要更高的加工力[7]，这使得传统方法生产难度大、周期长、成本也大幅提高，大大限制了精密钛合金的开发和应用。

增材制造(Additive manufacturing, AM)又称 3D打印，它因能够实现高精度生产、一体化成形制造、生产周期短、成形件形态不受限制等特点而广受关注。AM 技术是 20 世纪 80 年代后期发展起来的一种新型加工技术，它基于离散−堆积原理，利用软件将三维立体实物逐层解构成二维截面，再利用高输入能量源逐层熔化原材料粉末或丝材等，通过逐层累加的加工方式，最终得到立体实物[8]。目前，AM 技术的成形材料包括非金属、金属材料等，其已被广泛应用于航空航天、汽车、高精度电子仪器、珠宝首饰、建筑等领域[9−13]。

AM 技术按照热源分类可分为激光增材制造(Laser additive manufacturing, LAM)、电子束增材制造(Electron beam additive manufacturing, EBM)两大类[14]。其中激光选区熔化技术(Selective laser melting, SLM)是 LAM 技术中最具发展前景的技术之一，SLM 技术能实现一体化制造，缩短生产周期[15]，此外，在成形过程中，其熔池内的冷却速度可达到103~108 K/s，能有效抑制晶粒生长和合金元素的偏析，在熔池内形成较为精细且均匀的显微组织，从而提高成形件性能[16]。对于难加工的钛合金而言，SLM技术的兴起为其提供了一个发展平台，SLM 技术对钛合金的高效精细化生产有着重要作用。

近年来，国家科技的高速发展对高性能优质材料的需求日益增加，国内外研究人员大力开展对于SLM 成形钛合金的研究，以求实现航空航天、医疗等领域材料的全面升级。本文介绍了近年来激光选区熔化钛合金的研究进展，从模拟、微观组织、性能和后处理方面总结了国内外的研究成果，并指出激光选区熔化钛合金的发展趋势和主要问题，以期提供借鉴和参考。

1、 激光选区熔化技术

1.1 技术原理

SLM 技术通过在三维软件中构建实物的三维模型，再利用切片软件将三维模型切割成二维平面，然后导入到3D打印机中逐层进行扫描、加热，通过激光加热使金属粉末快速升温，金属粉末熔化后接着进行快速凝固，以实现对金属粉末材料的激光成形。SLM技术原理示意图如图1[17]所示。因其特殊的生产工艺，SLM 技术往往被用来生产薄壁和特殊结构部件，而且将金属粉末二次回收使用以提高原料利用率和降低生产成本[18−20]。SLM 技术具有以下优点：1) 可成形合金粉末，包括钛合金、不锈钢、镍基高温合金、铝合金等；2) 成形零件表面质量高，经简单表面处理即可达到使用要求；3)灵活生产小型复杂结构零件；4) 打印件的力学性能优异，优于铸件，比肩锻件；5) 生产周期小。主要缺点：1) 生产零件尺寸受粉床尺寸限制，一般不超过500 mm；2) 合金粉末质量要求很高。目前，固定牌号合金粉末的制备技术较为成熟，而对新型合金粉末的开发有限。

1.2 工艺参数

通过对 SLM 成形工序的相关工艺参数进行统计分析发现：激光功率、扫描速度、扫描间距以及铺粉厚度对成形构件力学性能影响显著。这4个工艺参数在实际生产过程中容易调节，因而受到众多学者的广泛关注，这些参数最终归定为统一参数—体积能量密度(ρV)[21]，其定义为：

式中：ρV为体积能量密度(J/mm3)；P 为激光功率(W)；v为扫描速度(mm/s)；h为扫描间距(μm)；t为层厚(μm)。HANN 等[22]提出 keyhole-mode(匙孔熔池模式)阈值的数学准则，让最佳激光功率和扫描速度的参数值的探索变得更方便，其公式如下：

式中：d 为激光光斑尺寸；Tb为沸点；K 为导热系数；D为合金的热扩散系数；A为激光吸收率(与材料、激光波长等参数有关)。当

大于等于匙孔阈值时，熔池进入匙孔熔池模式，该模式下匙孔缺陷增多，孔隙率较大，一般在小于阈值的区间并结合模拟或其他合金工艺参数来确定激光功率和扫描速度。扫描间距直接影响激光光斑的大小，小的扫描间距会导致高能量区域集中，从而形成重熔区域，进而降低相对密度；而大的扫描间距会减少重熔现象，使得粉末与基材之间的润湿性得到增强，进而可以提高成形件致密度。但是当扫描间距过大时，相邻区域的粉末熔合不足，表面会残留未熔化颗粒。铺粉厚度较小时，体能量密度相对较大，大的能量密度能充分熔合金属粉末，进而提高合金表面的成形质量。相反地，铺粉厚度过大会导致体能量密度相对较小，而不能完全融化金属粉末，从而使合金零件的致密性和力学性能下降。关于铺粉厚度的研究，PANWISAWAS 等[23]和 QIU 等[24]通过研究铺粉厚度对合金表面质量的影响发现，铺粉厚度较低时有利于合金表面的成形质量，当铺粉厚度超过0.04 mm时，合金的表面粗糙度和孔隙率都会增大。继续增加厚度，合金的成形质量会更加恶化。

SLM 成形的零件质量也受扫描策略的影响，扫描策略分为同层扫描和异层扫描，常见的同层扫描方式有岛式扫描和 S 形扫描[25−26]。有研究指出，S形扫描成形质量较差，主要因为大温度梯度和应力集中。相比之下，岛式扫描是一种短边扫描方式，能够避免这些问题。但在岛屿的边缘可能会产生二次升温现象，从而影响表面质量。异层扫描原理是每扫描完成一层，激光按扫描角度旋转继续扫描下一层。异层扫描能够有效地降低残余应力，并被众多国内外学者广泛应用。一些研究发现，在旋转角度为 67°或 90°时，合金产生的残余应力较小[27−28]。因此，适当的扫描方式能够提高 SLM 技术的成形质量，并减少残余应力，对提高加工效果具有重要意义。

1.3 合金粉末

目前，SLM技术常用已有牌号的钛合金粉末，合金粉末的原材料需要具备一系列优良特性，包括粒径细小、粒度分布窄、球形度高、流动性强以及松装密度高等[29]。在国内外，生产合金粉末的公司采用多种技术，包括等离子旋转电极法、稀有气体雾化法、感应等离子球化法以及感应等离子雾化法[30]。现在使用较广泛的是稀有气体雾化法，然而，由于该法对钛合金粉末的质量要求高，导致粉末的生产成本相对较高。因此，现需进一步研发钛合金粉末的生产工艺，以提高生产效率和产品质量，实现低成本的钛合金 SLM 成形，这将有助于推动 SLM 技术的快速发展和广泛应用，为制造业带来更为经济高效的解决方案。这一挑战性的目标需要产业界、研究机构和政府共同努力，以推动合金粉末制备技术的创新和进步[31−32]。

1.4 数值模拟

困扰 SLM 钛合金工业化的重要因素之一就是成本问题，控制成本是目前研究人员面临的主要难题，早期有学者提出通过模拟手段进行预加工，来规避产品缺陷，提高生产力。目前，SLM 的模拟主要是预测熔池几何形状演变、热传导、微观组织、力学性能和复杂几何形状下的残余应力等，有限元分析(FEA)、有限体积法(FVM)、离散元法(EDM)、计算流体力学(CFD)方法以及机器学习方法是目前主流的模拟方法[33]。表1所示为常用的模拟方法[34−37]。

除了常见的典型模拟模型外，研究人员还根据不同的应用环境开发出多种先进、高效的模型，如：为了预测多晶凝固组织的形成，PINOMAA[38]提出了一种基于扩散界面多相计算流体力学的大规模高效传热模型，以描述大体积内的温度演化。该模型准确地描述了熔池内的传热过程，并对 SLM过程中驱动凝固的局部热条件进行了估计，得知对流、马兰戈尼效应和金属粉末蒸发是影响传热行为的关键因素。结果表明，该模型可以快速预测凝固过程中整体温度分布和固态二次热循环的温度分布，并能准确预测熔池中缺陷的成形。GUO[39]提出了一种基于固有应变法的自底向上改进的综合建模方法，并用该方法来估计设计和打印零件之间的表面波动，以此进一步预测 SLM 零件表面质量。

该模型中温度场是通过虚拟热源技术从包含面内扫描轨迹热影响的残余温度积分的准静态热分析模型中获得。层间应变累积和层间重熔效应分别通过层间波动叠加和重熔深度参数嵌入到固有应变中，并采用弹性格林函数模型和修正的弹性麦克道尔解析模型来求解应变组。模型中采用的是与温度相关的材料特性，最终做到能定量预测和直观评价 SLM零件的打印表面质量，其分析建模框架如图 2[39]所示。

数值模拟在 SLM 技术领域具有广泛的应用价值。数值模拟技术可以为工艺设计、材料选择与性能优化、缺陷预测与质量控制以及制造过程优化等提供有效的指导。

2 、激光选区熔化钛合金

钛合金根据合金成分可分为三大类：α+β、β、α钛合金。在SLM钛合金的发展历史中，α+β钛合金的研究最为广泛，其工艺参数方面的研究已经十分成熟。近年来，α+β钛合金打印件最佳后处理工艺的探索成为了研究热点。β钛合金具有出色的生物相容性，常被用于医疗领域。近年来，研究人员针对SLM β钛合金的组织性能和热处理进行深入研究。相较于以上两种钛合金而言，α钛合金加工窗口小、成形性能较差。目前，最佳打印参数的探索仍是α钛合金的研究重点。

2.1 α+β钛合金

在SLM成形钛合金中，α+β钛合金的研究历程最久，其中SLM Ti-6Al-4V钛合金构件已经成功应用于航空航天和医疗领域[40−41]。SLM 制备 Ti-6Al-4V时，过大的温度梯度使得Ti-6Al-4V的基体为柱状β相和针状α马氏体相[42]，这种微观组织的强度高、塑性差[43]，但经过后处理后，塑性会有所改善。

合适的热处理工艺可以极大地减小快速凝固成形过程中的残余应力，改变组织形貌与尺寸等，从而优化组织和力学性能。SABBAN 等[44]提出在975 ℃和925 ℃两个温度循环退火的方法，诱导热沟槽和边界分裂机制，从而实现球化板条α相，最终获得双模态组织，即球状α和网篮状组织。球状组织赋予材料延展性，网篮状组织赋予材料强度，该双模态组织使材料塑性提高了80%，韧性提高了66%，实现了塑性和韧性的良好结合。XIAO 等[45]通过采用退火的热处理方法优化了SLM Ti-6Al-4V的微观组织结构，即对 SLM Ti-6Al-4V 合金进行950 ℃退火处理4 h，在消除残余应力的同时将α马氏体分解为α+β稳定相，并且在β相边界生成等轴αGB，不仅提高了抗裂纹萌发和扩展能力，还减少了沿晶断裂，将材料伸长率提高到26.4%。

随着对 SLM α+β 钛合金的深入研究，研究人员在传统热处理基础上开展出新型后处理方法。

YAN 等[46]采用脉冲电流处理 SLM Ti-6Al-4V 合金。其实验分为三组进行，其中，HT 实验组预热至1293 K 保温 5 min 再空冷。EPT 实验组在 HT 实验组基础上通脉冲电流 400 ms，再加风冷处理。ABA+EPT实验组先退火(700 ℃、16 h)，再通相同参数条件的脉冲电流。实验发现，在相变过程中，脉冲电流会均匀化SLM Ti-6Al-4V合金中α的12种变体。通过EPT组与ABA+EPT组发现，脉冲电流会引发热残余应力，如图 3(a)~(c)中红色标定部分所示，这是由于脉冲电流导致β晶粒内部和β晶界升温速率不同，使β晶粒发生塑性变形，从而产生热残余应力，进而影响α的形核和变体的选择。由于界面的不稳定机制，α 晶粒优先在晶界处形核，并在高温作用下长成集束状组织。同时，在β晶粒内部存在大量的位错(见图3(f))，β晶粒内部的位错会通过增加原子扩散速率来加速相转变，且较高的相变速率有利于网篮状组织的形成。由于α变体在原始β晶界和β晶粒内部竞争形核，空冷后会形成集束状和网篮状混合组织。小尺寸的集束状组织起到细晶强化作用，提高了材料的屈服强度；网篮状组织可以阻碍位错运动和微裂纹扩展，从而提高材料的延展性。

ABA+EPT实验组的微观组织表现出良好的力学性能，其塑性比打印态组织高出66%。LI 等[47]在传统热处理工艺基础上加入磁场对SLMed Ti-6Al-4V合金进行处理，分别在0 T、2 T、4 T、6 T、8 T、10 T的磁场强度和400 ℃温度下处理30 min，其实验结果见图4。结果表明，磁场会促进α′马氏体向α+β转变。强磁场与退火的耦合作用加速了马氏体的分解，减小了α′/α板条的宽度，这是由于强磁场热处理改变了相变的热力学驱动力。8 T实验组试样的组织中存在大量超细α+β相，该组试样具有适中的强度和优异的延展性。该研究提出的短时处理工艺加速了SLM Ti-6Al-4V结构部件在生物医学中的应用。

窦恩惠等[48]研究了退火热处理对SLM成形Ti-6.5Al-3.5Mo-l.5Zr-0.3Si(TC11)合金的影响。结果显示，经950 ℃退火1 h后，α片层细密，且晶界α相由连续分布转变为非连续分布。非连续的α相能有效地阻碍位错的运动。退火态的TC11钛合金强度和塑性匹配更佳，其抗拉强度和断后伸长率分别为1051 MPa和19.8%。

近年来，国内外学者对激光选区熔化α+β钛合金的研究集中于Ti-6Al-4V钛合金，对其他新型α+β钛合金的开发尚且不够。

2.2 β钛合金

β钛合金具有较低的弹性模量、形状记忆性能、优异的耐腐蚀性和良好的生物相容性，是生物医学领域最具吸引力的材料之一[49]。SLM 技术具有复杂结构净成形的特点，可以实现临床医学中不同病人独特的骨骼结构假体的快速制备。同时，SLM技术制备的构件表面质量较高，经过简单的处理就可以投入使用。因此，SLM β钛合金在医学领域中具有广泛的应用前景。在成形性能方面，SLM制备的β钛合金相比于传统加工工艺具有很大优势。SLM制备β钛合金过程中会发生大量无扩散相变并且产生少量细小的孪晶，这种变化会给材料带来性能上的提升，因此,研究人员着重关注SLM β钛合金微观组织演变与性能 强 化 机 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 的扫描速度打印 Ti-34.2Nb-6.8Zr-4.9Ta-2.3Si(TNZTS)合金，成功调节熔池模式为传导熔池模式，进而通过调节扫描速度和激光功率来调控熔池模式，从而避免了绝大多数的孔隙缺陷，其熔池截面形貌见图5。

该打印工艺成功将SLMed TNZTS合金试样的致密度提高到99.7%。SLMed TNZTS合金的基体由β-Ti柱状晶界及其周围的薄壳状 S2 相和 β-Ti 基体中的超细点状S1相组成，并表现出1286 MPa的超高屈服强度、2375 MPa 的高抗压强度和 79 GPa 的低弹性模量。超高强度是由高密度位错、半共格 S1 相和共格 S2 相对位错的有效阻挡诱导的位错强化所致。

研究发现，多数SLM β钛中会发生相变诱导塑性(TRIP)和孪生诱导塑性(TWIP)效应，这会增强构件的延展性[51]，LIU等[52]在SLM Ti-25Nb-3Zr-3Mo-2Sn(TLM) 合 金 时 也 发 现 该 现 象 ， 发 现 TRIP 和TWIP效应会避免多孔结构发生分层断裂，提供了一种通过相变和孪晶耦合效应引发多孔金属材料非分层断裂的新型强化模型。QIU 等[53]采用 SLM 技术 制 备 了 一 种 亚 稳 态 β 钛 合 金 (Ti-10V-2Fe-3Al(Ti1023))，研究表明 SLMed Ti1023 合金屈服强度要高于传统水淬工艺处理的Ti1023合金。这是因为在 SLM 制备过程中，快速冷却产生的固溶强化赋予了材料高的屈服强度，并且 SLMed Ti1023 合金的微观组织中具有细小晶粒、纳米尺寸的ω相和高密度的位错，从而诱导细晶强化、第二相强化以及位错强化机制。

SLM 技术的性能优势不仅仅体现在强度和塑性方面，在耐腐蚀性能方面也有出色的表现。

PEDE等[54]的实验发现，SLM打印的材料表面质量更佳。其实验材料采用 SLM 制备的 Ti-42Nb 和 Ti-20Nb-6Ta两种新型β钛合金。研究表明，SLM制备的材料表面粗糙度更低，抗腐蚀性能更佳，其材料表面质量如图 6[54]所示。在此基础上 PEDE 还增加了一组精细打磨的试验组，用来规避表面粗糙度对腐蚀性能的影响。结果表明，经过极化实验后，SLM制备的两种新型β钛合金表面没有出现明显的点蚀现象，这是由于Nb和Ta含量的增加促使钝化层中钽氧化物和铌氧化物的形成，从而改进钝化层结构。SLMed材料耐腐蚀性增强的原因归结于优异的表面质量和特殊的钝化层结构。其中，Ti-42Nb的钝化层在非常高的电位下似乎更稳定，高抗腐蚀性新型β钛合金的成功研制为钛合金在生物医学领域的应用提供了推动力。

SLM β钛合金存在典型的柱状晶组织，这些柱状晶是打印过程中在熔池中择优生长形成的，有明显的各向异性。ZHOU等[55]对此展开研究，发现在沿单轴单向扫描的试样中，β晶粒呈现出〈011〉择优取向，这是由沿着与构建方向呈 45°的生长的、〈001〉晶向的两个相互垂直的晶粒碰撞产生的。旋转90°单向扫描的试样显示出〈001〉晶向，这是由熔

池中心垂直生长的柱状晶生长形成的。这些强织构结构会导致力学性能的各向异性，甚至可能会引起著的局部应力集中，从而导致材料失效，阻碍材料在复杂应力状态下的应用。近期，QI 等[56]研究发现，通过退火热处理可以降低材料的各向异性 ，对打印态 Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe(Ti55511)合金进行退火处理((950 ℃, 15 min)+WQ+(950 ℃,30 min)+WQ+(950 ℃, 30 min)+WQ))后诱导柱状晶等轴化。打印态Ti55511合金中存在较高的位错密度和大量的小角度晶界。富集小角晶界的β晶粒具有较高的应变能，在热处理作用下更容易发生再结晶。SLMed Ti55511合金试样在高温热处理后形成了等轴β晶粒和随机取向分布的稳定组织。这种微观结构的各向异性较低，更利于实际应用。该退火方式大大推动了SLM β钛合金的工业化生产。

QI等[57]分析了固溶前后SLMed近β钛合金(Ti-6Zr-5Fe)顶部和底部组织差异以及显微硬度差异的原因。这主要是打印件底部受到的热影响较强，相当于进行了热处理，所以打印态底部组织中会出现αGB相，且由于底部的 α 相受热影响作用，其尺寸也较大。QI 等[57]对 SLMed Ti-6Zr-5Fe 合金进行860 ℃、1 h固溶处理，结果表明，顶部组织中α相完全溶解并且 β 相尺寸增加，底部组织中的 αGB相在固溶过程中阻碍 β 相的长大，最终顶部组织以 β相为主，底部以β相和αGB相为主，且底部β相的尺寸小于顶部β相的尺寸。由于打印态试样顶部具有细小的 α 相，故其顶部的显微硬度(518HV)要高于底部(394HV)。固溶态试样的顶部和底部的显微硬度分别为 482HV 和 475HV，顶部显微硬度下降的主要原因在于α相是β钛合金的强化相，而固溶后，顶部细小的α相消失，导致顶部硬度下降。而底部硬度上升的原因是因为 Fe 和 Zr元素的固溶强化作用提高了材料的显微硬度。

2.3 α钛合金

α钛合金可以长时间在高温(500~600 ℃)环境下服役，有良好的热稳定性、抗氧化性和焊接性能[58−59]。α钛合金在室温和高温下的高强度使其成为制造舱壁和机舱中心梁框架的最佳材料[60]。为满足轻量化设计和减少成本的需求，飞机部件的结构设计愈发复杂化，但传统加工方法很难满足要求。

因此，研究人员开展 SLM 一体化成形 α 钛合金的研究。

目前，研究人员针对SLM α钛合金的工艺参数和后处理对微观组织及力学性能的影响开展研究。

CAI 等[61]研究了工艺参数、热处理对 SLM 构建 Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V(TA15)合金微观组织及力学性能的影响，采用多组不同工艺参数打印 TA15 钛合金，将不同能量密度的工艺分成三个具有代表性的区域，即高能量密度区、适宜能量密度区和不足能量密度区。SLMed TA15 打印件宏观结构如图 7所示，其中激光功率 230~380 W 和扫描速度 675~800 mm/s 是 SLMed TA15 合金的最佳加工参数范围，因为在该参数范围内，合金具有合适的熔池重叠比，并且打印件表面质量良好、具有较高的致密度。室温下 S17 的抗拉强度达到 14221.1 MPa，伸长率为9.5%，500 ℃下抗拉强度达到990 MPa，伸长率为 15.6%。后续，CAI 等[61]将 S17 样品的打印厚度改为60 μm，然后对打印态的样品进行750 ℃退火处理。在退火过程中，合金微观组织的演变过程为：细板条状(α+β)和针状α马氏体相→全板条状(α+β)→粗板条状(α+β)和板条状(α+β)。退火后，试样在室温下的抗拉强度达到1123.6 MPa，伸长率为11.3%；500 ℃下，抗拉强度达到757.1 MPa，伸长率为 13.4%。CAI 等[61]的研究为 SLM 构建 TA15 钛合金做出了卓越贡献，同时，满足了轻型强韧化合金的工业需求。随后，JIANG 等[62]通过优化 SLMTA15 钛合金工艺参数的方式，将打印件抗拉强度和硬度分别提高到 1296 MPa 和 395HV，但其塑性较差，只有 7.6%(见图 8)。由图 8 可看出，试样微观结构中存在细小孪晶和大量位错，其中细小孪晶有效阻碍晶体中位错滑移。孪晶界通过有效地阻止材料中的裂纹扩展和阻碍位错运动来提高材料的强度。

FAN 等[63]成功采用 SLM 制备出高温近 α 钛合金 Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo(Ti-6242)，并对试样进行时效处理(595 ℃，8 h)，研究时效对微观组织、力学性能的影响。结果显示，打印态的组织为典型的针状 α 马氏体和 β 基体，其中 α 马氏体中存在细小的孪晶，这些孪晶是由热源的反复加热所形成的。试样在室温下的抗拉强度为 1438 MPa，伸长率为5.3%。时效后，α 马氏体转变为 α 和 β 稳定相，组织呈 α 和残余 α 马氏体交错的片层结构，且在 α 马氏体周围存在少量纳米β晶。时效后，材料抗拉强度达到 1510 MPa，伸长率仅有 1.4%。通常，经过时效处理后，材料组织结构中的位错消解，材料会发生软化现象，但是在此研究中，纳米级β晶的出现会导致时效后硬度反而升高，达到 451HV。

WANG等[64]对SLM TA15钛合金做了四组热处理实验：以 10 ℃/min 速度升温至预定温度(950 ℃、1000 ℃、1050 ℃、1100 ℃)，并保温2 h进行水淬，然后在600 ℃下保温4 h，再空冷。通过表征发现，热处理前基体中存在大量不同尺寸的α马氏体，其中尺寸较大的是一次马氏体，二次、三次马氏体尺寸逐渐减小，马氏体中存在大量位错和孪晶。相比之下，热处理后的组织更加均匀，基体中小角度晶界减少、大角度晶界增加。在热处理过程中，马氏体转变为等轴状初生α相和片层状次生α相。随着热处理温度的升高，试样的延展性先升高后降低。这是由于等轴初生α相的尺寸随着温度的升高而逐渐增大。在一定范围内，更多更大的等轴α相有利于提高试样的延展性。但是，尺寸过大的等轴α相可能导致晶粒中形成孔洞或使晶粒变形不均匀，从而降低材料的塑性。随着温度的升高，材料的抗拉强度呈先升高后降低的趋势。这是由于层状次生α相的宽度逐渐减小，在一定范围内减少层状次生α相的数量和厚度有利于试样的高温强度。层状次生α相通过抑制位错的移动来提高材料的抗变形能力。

经 1000 ℃固溶处理后，试样表现出最佳的综合力学性能，其高温抗拉强度为715 MPa，对应的伸长率为24.5%。

3、 激光选区熔化钛合金应用现状

3.1 航空航天领域

国家在航空航天领域的发展情况可以侧面反映国家制造业水平，同时也是国家军事力量强弱的体现。航空航天领域的构件往往服役于极端艰苦的条件，其构件要求具有超轻量化、高耐热性、耐腐蚀、超高承载等特性，并且结构十分复杂[65−66]。

SLM 制备的钛合金构件因出色的力学性能和一体化成形的特点而被广泛应用于航空航天领域。

2019 年，空客公司利用 SLM 技术制造的飞机用 Ti-6Al-4V 支架相比传统加工方式制备的支架减重了约30%[67]。此外，该公司还成功实现客机舱门锁闩轴的一体化制造，将 10 个零件整合为 1 个零件，实现了减重降本的目标。同样，GE公司利用SLM 工艺完成了航空发动机燃油喷嘴的一体化成形，如图9(a)所示，将20个零件集成为1个部件进行打印，不仅减重25%，而且实现数万个零件的批量制造。此外，GE公司还利用SLM完成了发动机电动门支架的制造，如图9(b)所示，减重10%，减少了90%的原材料浪费。

这些创新应用在航空领域展现了 SLM 技术的重要地位和潜在的成本效益，为航空工业的发展带来了新的前景[68]。中国航天科工集团有限公司和鑫精合激光科技发展(北京)有限公司合作开发、采用SLM工艺打印的某喷管产品，其尺寸为d 580 mm×500 mm, 材料为TA15，具有壁厚薄、复杂内流道一体成形、结构一致性好的特点，达到了减重和结构功能一体化的效果[69]。本课题组通过模拟和预实验对比了8组不同工艺参数下的SLMed Ti-6Al-4V钛合金试样，经过筛选，选用成形性最佳的工艺参数来打印涡轮叶片部件。其中，所使用的打印机为宁夏共享集团提供，其涡轮叶片部件如图10所示。

目前，SLM 航空航天用钛合金面临的主要问题是如何在高温环境下保证高强度的同时还能提高材料的韧性，这迫切需要服役温度在600 ℃以上并且兼具优良 SLM 工艺性的高温高强钛合金。有研究发现，有望在双模态组织中实现材料高强度和高韧性结合，但这仍需要更加深入的研究。同时，目前有关高温高压环境下 SLM 钛合金材料的研究尚不深入。

3.2 医疗领域

低密度、低杨氏模量、良好的力学性能、良好的耐腐蚀性和高的生物相容性等特点使钛合金成为生物医学植入中最理想的材料之一[70−74]。如果医用材料制成的假体与周围骨模量的差异很大，则会导致假体周围产生骨吸收应力，使假体松动，甚至导致患者进行痛苦的翻修手术。这种骨吸收应力的现象被称为“应力屏蔽效应”。研究人员发现，多孔结构可以降低材料的模量和重量，从而削减应力屏蔽效应[75]。SLM 技术既能有效缩短加工周期，又能实现精密零件一体化成形，为钛合金在医疗领域的发展提供平台。

2018年，华南理工大学BAI等[76]通过对一位骨盆骨折患者的骨盆部位进行分析，设计了一种针对性的 Ti-6Al-4V 钛合金假体接骨板，其设计过程见图 11(a)，所得的假体硬度为 1360~1390HV，抗拉强 度 为 1000~1100 MPa， 屈 服 强 度 为 900~950MPa，伸长率为8%~10%。SLM制备的具有个性化结构的假体成功用于临床手术，这不仅使手术时长缩短了 2 h，给患者减轻了痛苦，也为医生减轻了负担。除此之外，BAI等[76]还对一位颅骨骨折患者进行分析，设计了一种个性化的 Ti-6Al-4V 钛合金颅骨假体。为了减小应力屏蔽效应，他采用了多孔结构，其设计过程见图 11(b)。SLM 加工得到的颅骨修复假体经喷砂、超声清洗、高温灭菌后可临床使用。MONDAL 等[77]运用 EOSINT-M280 型号的

SLM 打印机打印出 3 种类型的 Ti-6Al-4V 钛合金支架(Tesseract、Star、Octet)，见图 12。其目标结构的孔隙率为 65%，实验样品中 Star 型支架孔隙率(64.3%)最接近目标结构，其余型号的支架孔隙率也能保证在62%以上。同时，实验打印出的支架的有效弹性模量与人体骨骼也非常接近。除此之外，打印件的抗压强度很高，可以延长植入物的使用寿命。

2020 年初，首批牙科 SLM 钛合金粉末成功获批 CFDA 三类医疗器械注册证，标志着 3D 打印材料在口腔医疗领域迈出了重要的一步。这一牙科SLM钛合金粉末，即“钛孚美”，填补了该领域的空白，具备多项优越的特性：高生物相容性、耐腐蚀、强度卓越、长期使用也不易发生变形、材质轻巧、佩戴舒适以及异物感极小。同时，其导热慢的特点使得其在佩戴时对牙龈的热影响相对较轻[78]。这次医疗器械注册证的批准对口腔医疗领域3D打印材料的应用具有历史性的重要意义，为患者提供更加个性化、符合人体工程学的治疗方案提供了有力支持。产品的技术特性和获批证书的取得为医疗行业带来了新的可能，为未来口腔医疗的发展奠定了坚实的基础。随后，越来越多企业开启了对SLM 钛合金在口腔医疗领域应用的探索，例如：中航迈特增材科技(北京)有限公司自主研发出 Ti-6Al-4V01 钛合金粉末[79]、江苏威拉里新材料科技有限公司自主研发出微米级钛合金粉末(产品名：VMP-Ti01)用于成形牙科嵌体、冠、桥体、可摘局部义齿支架及卡环[80]。

4、 展望

SLM 技术能实现一体化成形，其打印产品的强度高于锻件，在航空航天(飞机部件)、生物医学(人造骨骼、牙齿等)领域已获得广泛应用。本文针对近年来国内外 SLM 制备钛合金的研究成果做出以下展望：

1) SLM成形设备的尺寸限制了SLM技术在航空航天发动机制造领域的应用。目前，航空航天发动机零部件成形尺寸小于 500 mm×500 mm×500mm(受打印机基板尺寸限制)，大尺寸 SLM 成形已成为重要发展趋势，因此大尺寸、高效率的 SLM成形设备的研制是SLM技术发展的主要方向。

2) SLM 钛合金的应用目前仅限于航空航天和生物医学领域的小批量和高精度定制零件。对于SLM 钛合金工业化来说，其最大的阻碍之一就是成本，昂贵的打印机和粉末原料造成的高制造成本问题仍然有待克服。目前，预制合金粉末成分范围窄、成本高以及可用性有限等问题有待解决。

3) 目前，大多数研究都集中在Ti-6Al-4V合金上，对α钛合金的开发尚为浅薄，这提醒了研究人员需要通过 SLM 探索更多的工程钛合金。工业上使用的典型合金对 SLM 的适应性较差，因此，应通过新型成分设计开发出性能优异的新型钛合金或独特的合金体系。

4) 定量分析 SLM 钛合金方面仍具有很大的挑战，许多非线性相关的物理性质尚未得到深入定量分析，建议采用超声波、X射线等熔池在线同步监控表征技术，深入挖掘组织形成机理以及后处理过程中诱导各机制产生的原因。

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