李 琛，弭光寶，馮艾寒，黃 旭，曲壽江

（1.同濟(jì)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200092；2.中國航發(fā)北京航空材料研究院先進(jìn)鈦合金重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095）

增材制造（Additive manufacturing，AM）是根據(jù)3D模型數(shù)據(jù)逐層制造零件的方法。相對于傳統(tǒng)金屬零件制造的“上而下（top-down）”思路，AM 采用了“下而上（bottomup）”思路[1-2]。因此，在復(fù)雜幾何零件從設(shè)計(jì)到生產(chǎn)的循環(huán)中，它具有極大的經(jīng)濟(jì)和效率優(yōu)勢。AM 獨(dú)有的近凈成形能力，對原料要求的較高靈活性[3]及原料可回收利用的特性，使其更具有成本效益[4-5]。隨著以激光束和電子束為代表的高能束技術(shù)的發(fā)展，AM可以制造多類別和高性能的金屬零件，目前已廣泛應(yīng)用于航空航天、醫(yī)療、軍事和汽車等行業(yè)[6-7]。

AM技術(shù)的熱源分為激光束、電子束和電弧等[8-9]，原材料包括金屬粉末和金屬絲材[10]，并結(jié)合不同的工藝參數(shù)來完成熔融。近年來AM技術(shù)更傾向于被分為以粉末鋪床為技術(shù)特征的粉末床熔融（Powder bed fusion,BF）和以同步送粉為技術(shù)特征的定向能量沉積（Directed energy deposition,DED）[11-13]，在應(yīng)用較為廣泛的技術(shù)中，選區(qū)激光熔融、選區(qū)激光燒結(jié)（Selective laser sintering，SLS）、電子束熔化（Electron beam melting，EBM）等是前者的代表，激光工程化凈成形（Laser-engineered net shaping，LENS）、激光金屬沉積（Laser metal deposition，LMD）、直接金屬沉積（Direct metal deposition，DMD）等是后者的代表。

在金屬粉末AM 領(lǐng)域，鈦合金因具有較高的比強(qiáng)度和良好的耐蝕性能，成為應(yīng)用AM技術(shù)最重要的合金體系。Ti-6Al-4V 合金是典型的α+β型鈦合金，具有很好的延展性、疲勞和斷裂性能，成功應(yīng)用于航空航天、醫(yī)療等領(lǐng)域，但其在成形復(fù)雜零件時(shí)受限于制造周期長和加工成本高，因此AM-Ti-6Al-4V 合金成為重點(diǎn)研究對象。值得關(guān)注的是，成形過程中，金屬粉末在能量束作用下產(chǎn)生熔池，周期性發(fā)生著熔化和凝固[14]，特別是SLM 無預(yù)熱的技術(shù)條件下，由于集中的局部熱輸入造成高冷卻速率[15]，成形態(tài)零件具有馬氏體組織特征，并具有較高殘余應(yīng)力，很大程度影響其機(jī)械性能[16-17]。盡管熱等靜壓技術(shù)（Hot isostatic pressing，HIP）[18-20]和熱處理[21-23]被證明可以有效改善微觀組織，并提高機(jī)械性能，但HIP技術(shù)可能導(dǎo)致形狀復(fù)雜的零件（圖1[24]）失去其形狀精度[24]，熱處理則可能導(dǎo)致零件的微觀組織不均勻[25]，從而會(huì)影響其性能。因此，本文重點(diǎn)關(guān)注成形態(tài)SLM-Ti-6Al-4V 零件，對其工藝缺陷、微觀組織等方面研究進(jìn)行總結(jié)，以提高其廣泛應(yīng)用的可行性。

圖1 SLM 工藝制造的多孔樣品模型和金剛石晶胞3D模型Fig.1 3D visual representation of porous sample by SLM and diamond unit cell

SLM技術(shù)

SLM是一種較為成熟的AM技術(shù)，屬于粉末床熔融，即根據(jù)CAD模型的數(shù)據(jù)，用激光束按照特定路徑選擇性掃描和熔化先前鋪在基材上的粉末，一層完成后，將成形平臺(tái)降低等于層厚的高度，并鋪上一層新的粉，重復(fù)上述過程直至零件成形[1]。圖2[26]為典型的SLM技術(shù)示意圖和常見的SLM 工藝參數(shù)示意圖。

SLM技術(shù)以激光為熱源，是應(yīng)用最為廣泛的鈦合金AM技術(shù)。相較于電子束，激光熱源具有更小的束斑直徑和更高的能量密度，因此SLM技術(shù)成形的零件具有更高的表面質(zhì)量，可達(dá)到更小的零件壁厚，避免了粉末假燒結(jié)狀態(tài)，無需考慮粉末清理，在實(shí)現(xiàn)零件復(fù)雜細(xì)節(jié)特征方面具有明顯優(yōu)勢。

圖2 典型的SLM技術(shù)示意圖和常見的SLM 工藝參數(shù)示意圖Fig.2 Schematic of typical SLM machine and common process parameters studied for SLM processing

SLM技術(shù)在制造零件過程中經(jīng)歷了復(fù)雜的物理過程，包括激光能量的吸收和傳導(dǎo)[27]，粉末的快速熔化和冷卻，組織演變[28]，熔池流動(dòng)[29]和材料蒸發(fā)[30]等。因此，除提高粉末質(zhì)量和進(jìn)行后處理外，SLM技術(shù)需要大量的工藝參數(shù)研究作為支撐，如圖2（b）所示的焦距（Focal offset distance,FOD）、熔池寬度（Hatch spacing）、層厚（Layer thickness）和激光功率（Laser beam power）等，以控制復(fù)雜的物理過程，減少缺陷，改善組織，得到較好的綜合性能。

基于復(fù)雜的物理過程，成形態(tài)的SLM 零件常具有氣孔、未熔合孔、裂紋和雜質(zhì)等缺陷，影響了零件加工和機(jī)械性能，從而限制了其應(yīng)用[1]。由于快速冷卻過程，成形態(tài)SLM 零件也生成了以針狀α'馬氏體為主的微觀組織[16]，機(jī)械性能受此影響，具有較高的強(qiáng)度和較差的塑性。

SLM 鈦合金零件缺陷及形成機(jī)理

缺陷是影響成形態(tài)SLM-Ti-6Al-4V 合金零件精度和力學(xué)性能的關(guān)鍵問題，常見的缺陷可分為氣孔、不完全熔合孔和裂紋等。本節(jié)論述總結(jié)了SLM 零件缺陷的形成機(jī)理及其與原材料和工藝的聯(lián)系。

氣孔是SLM 工藝中最常見的缺陷類型，分布無明顯規(guī)律，以近球形為主，通常小于100μm，且難以通過后處理手段消除。其形成機(jī)理得到過充分探討[1,26,31-32]，主要源于金屬粉末的低堆積密度，粉末間的氣體溶于熔池，在高冷卻速率導(dǎo)致的快速凝固過程中，無法及時(shí)離開熔池，因此氣體保留在凝固的SLM 零件中。此外，SLM 過程如果使用了中空的金屬粉末，也將導(dǎo)致氣體的溶解與保留。

值得注意的是，Gong 等[33]認(rèn)為規(guī)則形狀的球形氣孔可能是由于快速凝固下氣泡無法及時(shí)逸出導(dǎo)致，這些氣泡可能是由于合金中的低熔點(diǎn)成分的氣化引起，這將歸因于向熔池提供的高激光能量。因此可以認(rèn)為氣孔出現(xiàn)來源于原材料粉末的缺陷及低堆積密度，同時(shí)，提供過高能量的不穩(wěn)定工藝也將引起熔池中夾帶氣體。

不完全熔合孔也被稱為熔合不足（Lack of fusion，LOF）缺陷，通常分布在掃描軌道之間和沉積層之間，主要是由于SLM 過程中缺乏能量輸入。LOF 缺陷直接源于金屬粉末的不完全熔化，致使新粉末層與上一層粉末未產(chǎn)生足夠的交疊[31,33-34]，LOF缺陷一般表現(xiàn)為產(chǎn)生不良黏合（圖3（a）），甚至出現(xiàn)完全未熔化的金屬粉末（圖3（b）[34]）。

除產(chǎn)生層間結(jié)合外，LOF 缺陷也來自于掃描軌跡間的重疊不足，這直接導(dǎo)致了軌道間形成了未熔合現(xiàn)象。Stef 等[35]利用顯微計(jì)算機(jī)斷層成 像（Micro computed tomography，μCT）技術(shù)對成形態(tài)SLM 打印的Ti-6Al-4V 合金孔隙進(jìn)行了三維重構(gòu)，并結(jié)合掃描路徑進(jìn)行分析?？紫缎螒B(tài)與分布和掃描路徑直接相關(guān)，圖4[35]展示了軌跡間重合不足區(qū)域包含大量LOF 缺陷，這與激光能量低導(dǎo)致熔池寬度較小有關(guān)。

裂縫產(chǎn)生于高局部激光能量輸入下的快速熔化和快速凝固過程。在SLM 工藝高達(dá)108K/s的冷卻速率下，成形態(tài)零件將產(chǎn)生較大的溫度梯度，并相應(yīng)地產(chǎn)生較大殘余熱應(yīng)力。裂紋易產(chǎn)生于LOF 缺陷處，特別是未熔化金屬粉末表面[36]，在殘余熱應(yīng)力的影響下裂紋迅速擴(kuò)展，具有明顯的穿晶擴(kuò)展特征。

綜上所述，SLM 過程的工藝參數(shù)和金屬粉末質(zhì)量直接影響了缺陷類型和缺陷分布。球形度和均勻性差的粉末導(dǎo)致了氣孔形成，激光能量密度過高或過低分別誘導(dǎo)氣孔和LOF 缺陷的產(chǎn)生，掃描策略和已有缺陷形貌對缺陷產(chǎn)生位置有重要影響。缺陷是影響成形態(tài)SLM 零件精度和力學(xué)性能的關(guān)鍵問題，現(xiàn)階段研究比較全面涉及了SLM 過程中各類參數(shù)對缺陷的影響，但在機(jī)理討論上比較淺顯，未來可借助仿真模擬和μCT 等檢測手段來表征、預(yù)測和預(yù)防SLM 過程的缺陷。

圖3 SLM-Ti-6Al-4V 零件中LOF 缺陷的兩種類型Fig.3 Optical images of LOF defects in SLM-Ti-6Al-4V parts

圖4 孔隙空間分布和掃描策略之間的關(guān)系Fig.4 Relationship between defects distribution and scanning strategy

SLM-Ti-6Al-4V 合金組織特征

1 組織形貌

在SLM 過程中，微觀組織特征會(huì)受到工藝參數(shù)影響。對于SLM 工藝下的成形態(tài)Ti-6Al-4V 合金，最為常見的組織是初生β 柱狀晶析出針狀α'馬氏體，這種組織的出現(xiàn)伴隨著較高的冷卻速率[37]。

Yang 等[38]的研究表明，α'馬氏體可分為初生馬氏體、二次馬氏體、三次馬氏體和四次馬氏體，尺寸上從較粗大的1～3μm 到細(xì)小的20nm 不等，這些大小和數(shù)量不等的馬氏體產(chǎn)生于SLM 工藝中的快速加熱和冷卻的熱循環(huán)過程中。Yang 等[39]的另一項(xiàng)研究則發(fā)現(xiàn)了層狀α相和針狀α'馬氏體相結(jié)合的組織，這是由于熔池面積增加增強(qiáng)了SLM 工藝的熱循環(huán)過程，即促進(jìn)了β→α的擴(kuò)散轉(zhuǎn)變過程。

大量研究表明，具有層片狀 α+β微觀結(jié)構(gòu)的Ti-6Al-4V 合金，可以在不犧牲屈服強(qiáng)度的情況下具有較高的延展性，因此希望通過改變工藝參數(shù)來獲得層片狀α+β 組織的成形態(tài)SLM 鈦合金。Simonelli 等[40]和Xu 等[41]的研究表明調(diào)節(jié)FOD 和激光能量（Energy density）可以實(shí)現(xiàn)打印過程的固有熱處理（Intrinsic heat treatment），利用新沉積過程的殘余熱量保持舊沉積層的溫度，分解馬氏體組織，得到具有α+β 組織的成形態(tài)零件。

圖5 SLM-Ti-6Al-4V 零件沿沉積方向的組織變化Fig.5 Microstructure variation along the sample building direction of SLM Ti-6Al-4V part

圖6 鈦合金α相與β 相Burgers 取向關(guān)系示意圖Fig.6 Schematic of Burgers orientation relationship between α and β phases during phase transformation of Ti alloy

Xu 等[42]也利用依托于層沉積的熱循環(huán)過程，對成形平臺(tái)溫度進(jìn)行控制，在打印樣品的不同高度分別發(fā)現(xiàn)了層片狀α+β 組織、更細(xì)的α+β 層片組織和馬氏體α'組織（見圖5[42]）。成形平臺(tái)溫度控制對組織的影響得到了Ali 等[43]的進(jìn)一步驗(yàn)證，粉末床預(yù)熱促進(jìn)了β→α 轉(zhuǎn)變，抑制了α'相的形成，不同預(yù)熱溫度對α+β 組織相占比等具有較大影響。

通過激光重復(fù)掃描實(shí)現(xiàn)固有熱處理和粉末床預(yù)熱是當(dāng)前改善SLM鈦合金組織的主要手段，即使熱處理和HIP 等后處理可以改善微觀組織，通過改進(jìn)工藝參數(shù)進(jìn)行原位組織調(diào)控仍具有降低制造時(shí)間和成本、保證零件形狀精度和組織均勻性等獨(dú)特優(yōu)勢。

2 相變的變體選擇

在鈦合金β→α相變中，α相的位向關(guān)系和變體選擇一直以來都是學(xué)者關(guān)注的熱點(diǎn)。目前被廣泛接受的觀點(diǎn)[44-47]是，在滿足伯格斯取向 關(guān) 系（圖6[46]）{0001}α//{110}β和<11-0>α//<111>β時(shí)，β→α相變會(huì)產(chǎn)生12種α相變體。根據(jù)理論計(jì)算[44]，12種α相的變體兩兩組合會(huì)形成144個(gè)位向關(guān)系，它們可以分為6類，除同種變體間形成12個(gè)小角度位向關(guān)系外，其余132個(gè)位向關(guān)系可歸為5類，以軸角對方式表示即[110]/60°，0.359]/60.83°、--/63.26°、1.38 0]/90°和[0001]/10.53°，理論占比分別為18.2%、36.4%、18.2%、18.2% 和9.1%。

除了理論推導(dǎo)之外，許多學(xué)者[44-46,48-49]通過電子背散射衍射（Electron backscatter diffraction，EBSD）技術(shù)表征了TA2 鈦合金（工業(yè)純鈦）和Ti-6Al-4V 合金β→α相變中的變體及位向關(guān)系。Wang 等[44]最早發(fā)現(xiàn)工業(yè)純鈦中馬氏體相變中的5種位向關(guān)系占比與其理論預(yù)測值不符，Beladi 等[46]也 在Ti-6Al-4V 合金中發(fā)現(xiàn)了類似的現(xiàn)象：第1類（[11-0]/60°）和第3類（5 5 3]/63.26°）位向關(guān)系分別占比最高（圖7[46]）。Wang 等[44]研究表明，純鈦中變體位向關(guān)系的擇優(yōu)出現(xiàn)，與相變中變體的自適應(yīng)現(xiàn)象相關(guān)，可通過馬氏體相變唯象理論解釋：3個(gè)變體團(tuán)簇兩兩之間互相形成第1類或第3類位向關(guān)系時(shí)，晶格畸變（bcc→hcp的Bain 應(yīng)變）、非均勻切變和剛性轉(zhuǎn)動(dòng)產(chǎn)生的應(yīng)變相互適應(yīng)，達(dá)到總畸變最小化。

近年來Farabi 等[48]對Ti-6Al-4V 合金進(jìn)行了相似研究，由于Al元素的存在而優(yōu)化了Bain 應(yīng)變的計(jì)算，得到了相近的結(jié)論。此外，F(xiàn)arabi等[49]在工業(yè)純鈦和Ti-6Al-4V 合金中分別提取了35530 和21447個(gè)三變體團(tuán)簇界面進(jìn)行變體間位向關(guān)系的研究，如圖8[49]分類，發(fā)現(xiàn)三變體兩兩之間的位向關(guān)系，傾向于類別1 和類別3，在TA2 鈦合金和Ti-6Al-4V 合金中占比分別為99%和98%。同時(shí)，類別3 中I型界面常為[11-0]/60°和5 5 3]/63.26°，這與前述總畸變最小化的預(yù)測一致，但類別1 界面形成原因無相關(guān)理論支撐。

圖7 符合Burgers 取向關(guān)系的馬氏體間錯(cuò)配角分布情況Fig.7 Misorientation angle distribution of martensite associated with Burgers orientation relationship

圖8 基于變體界面類型的三叉界面分類Fig.8 Classification of triple junctions based on variant boundary type

值得注意的是，在Ti-6Al-4V 合金的β→α相變中，除上述5種理論預(yù)測的位向關(guān)系外，EBSD的觀察中常出現(xiàn)[112-0]/30°的位向關(guān)系[45,49-50]，這種理論預(yù)測中沒有出現(xiàn)的界面的產(chǎn)生尚無明確原因，僅有Wang 等[50]借助分子動(dòng)力學(xué)模擬，證明該類界面能量最低，不違背變體出現(xiàn)的基本規(guī)律。

Ti-6Al-4V 合金AM的過程也會(huì)發(fā)生β→α相變，其熱過程會(huì)導(dǎo)致初生β 相的<100>晶向平行于沉積方向，決定了AM 零件具有力學(xué)性能的各向異性[51-53]，而β 相的強(qiáng)織構(gòu)也為β→α相變的變體選擇研究提供了新思路。Zhang 等[54]研究了EBM 制造的Ti-6Al-4V 合金中α 變體選擇的影響，在EBSD 數(shù)據(jù)中分別提取出α相不同變體，分別進(jìn)行α相總體和各類α相變體基于{0001}<110>基面滑移系（被普遍認(rèn)為是室溫下最主要的滑移系[55-56]）的Schmid 因子分析（圖9[54]），不同受力狀態(tài)下各類變體呈現(xiàn)出完全不同的Schmid 因子數(shù)值，因此α相的變體選擇對力學(xué)性能各向異性具有明顯的影響。

SLM 等激光打印工藝下的Ti-6Al-4V 合金，由于快速冷卻形成的細(xì)小組織和較大的內(nèi)應(yīng)力，EBSD測試的識(shí)別率往往較差，限制了對其進(jìn)行α 變體研究。僅有Fu 等[51]在2019年對激光立體成形（Laser solid forming，LSF）的Ti-6Al-4V 合金進(jìn)行了α相變體的研究，對不同沉積高度的不同形貌組織進(jìn)行了5種基本位向關(guān)系的定量分析，發(fā)現(xiàn)[110]/60°界面具有最大的形狀應(yīng)變自適應(yīng)性（圖10[51]），而β→α相變過程則未進(jìn)一步研究。

圖9 電子束打印Ti-6Al-4V 合金的EBSD 結(jié)果Fig.9 EBSD map of EBM Ti-6Al-4V part

圖10 LSF Ti-6Al-4V 合金不同組織中界面分布情況Fig.10 Grain boundary types of different microstructures in LSF Ti-6Al-4V

SLM 過程中的相變與組織演變受復(fù)雜工藝參數(shù)的影響，SLM 制造的Ti-6Al-4V 合金零件面向直接應(yīng)用，調(diào)節(jié)工藝參數(shù)將成為改善微觀組織的重要手段。β→α相變在SLM過程中決定了成形態(tài)零件的微觀組織，建立工藝參數(shù)與相變變體選擇的聯(lián)系，將從原理上指導(dǎo)微觀組織的改善，是重要的研究方向。

結(jié)論

SLM技術(shù)以其成本效益和性能優(yōu)勢，在鈦合金制造領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用前景，SLM技術(shù)制備Ti-6Al-4V 合金在工藝、組織和性能等方面已經(jīng)進(jìn)行了大量研究，具有成熟的工藝，可以媲美傳統(tǒng)鈦合金制備工藝，在工業(yè)生產(chǎn)領(lǐng)域具有極大潛能。然而，SLM技術(shù)制備的Ti-6Al-4V 合金往往伴隨部分缺陷，呈針狀馬氏體組織，這將導(dǎo)致成形態(tài)零件塑性較差，限制其實(shí)際推廣應(yīng)用。通過熱處理和HIP 等后處理可減少缺陷并改善組織，但無法有效減少氣孔等缺陷，也可能引起組織不均勻和零件宏觀形變等問題。因此，通過調(diào)節(jié)工藝參數(shù)的原位調(diào)控來減少缺陷、改善微觀組織是更值得青睞的選擇，本文對此進(jìn)行了總結(jié)和展望。

（1）SLM-Ti-6Al-4V 合金中氣孔和LOF 等缺陷與工藝參數(shù)有密切聯(lián)系，特別是LOF 缺陷的形成和分布，受到激光功率、層厚和熔池寬度等多種參數(shù)的影響，借助仿真模擬和μCT 等檢測手段，有助于進(jìn)一步完善缺陷形成機(jī)理，建立工藝參數(shù)與缺陷的直接聯(lián)系。

（2）SLM 過程中通過固有熱處理和基板預(yù)熱等手段，控制依托于層沉積的熱循環(huán)過程，可有效原位改善成形態(tài)Ti-6Al-4V 合金的微觀組織。

（3）Ti-6Al-4V 合金β→α相變的α相變體選擇對微觀組織和力學(xué)性能有較大影響，但AM 過程中β→α相變研究尚未深入，研究工藝參數(shù)與β→α相變的聯(lián)系，將從相變角度為原位改善成形態(tài)SLM-Ti-6Al-4V 合金的微觀組織提供新思路。