发布日期：2026-4-27 11:19:15
钛合金凭借优异的比强度、耐蚀性和良好的综合力学性能，在航空航天、能源以及生物医用等领域得到了广泛应用，其中Ti-6Al-4V等α+β钛合金以及部分近α、近β钛合金已成为航空发动机叶片、叶盘以及机体承力构件的关键材料[1-3] 。随着航空发动机推重比和服役温度的不断提升，构件形状日益复杂、服役工况愈加苛刻，对材料的综合性能和结构设计提出了更高要求，传统锻造、铸造与机加工路线在成形极限、材料利用率和综合成本方面的瓶颈日益凸显。激光增材制造（Laseradditivemanufacturing，LAM）以其近净成形、高材料利用率和结构-功能一体化设计等优势，为复杂钛合金构件的制备提供了新的技术途径，其中以选区激光熔化（SelectiveLaserMelting，SLM）[4]和激光定向能量沉积（Directedenergydeposition，DED）[5] 为代表的工艺发展尤为迅速。
然而，激光增此制造过程中极高冷却速率使钛合金沉积态普遍呈现粗大柱状初生β晶粒、片层α/针状α′以及显著织构，并伴随残余应力与典型工艺缺陷（孔隙/未熔合等）[6-7] 。此类非平衡凝固组织虽能带来较高的屈服强度，但往往导致塑性、断裂韧性及疲劳性能劣化，难以满足关键承力部件的服役可靠性要求。因此，合理的后续热处理是调控其微观组织、释放残余应力，从而优化综合服役性能并实现工程化应用的必经途径。
现有研究已通过多种后热处理途径对激光增材制造钛合金的组织与性能进行优化，例如采用去应力退火降低残余应力[8] ，利用固溶时效等制度实现强度与塑性的协同提升[9] ，并通过热等静压（HIP）致密化显著改善缺陷敏感性与疲劳性能[10] 。基于上述进展，已有综述从宏观层面概括了增材制造钛合金的工艺-性能关系[11] ，或对特定合金体系（如Ti-6Al-4V）的热处理行为进行了系统总结[12] 。
需要强调的是，激光增材制造钛合金热处理制度并不通用，合金类型差异决定服役指标与主导失效机制不同，尽管亦有综述对不同钛合金的热处理研究进行了归纳整理[13] ，但总体仍缺乏面向不同服役需求的热处理制度选择逻辑，难以为工程应用提供直接指导。近α钛合金通常面向500~600℃中高温蠕变/持久服役，热 处理更关注片层尺度与组织稳定性；α+β钛合金（如Ti-6Al-4V）覆盖最 广泛的室温承载与疲劳应用，热处理需兼顾α′分解、片层重构、缺陷致密化与各向异性控制；近β/β钛合金强调高强塑结合与断裂韧性，但热处理中易出现晶界α及ω相引发的脆化风险，参数窗口更为敏感。因此，按合金类型建立热处理目标组织-制度窗口-力学性能之间的关联是工程设计的必要前提。
更重要的是，针对SLM与DED两种主流工艺因熔池特性与冷却速率差异引发的初始组织状态差别，如何进一步影响热处理的相变路径、缺陷演化与最终性能调控效果，仍缺少系统的对比框架与面向服役需求的设计思路。以Ti-6Al-4V为例，SLM冷却速率极高，沉积态更易形成非平衡针状α′马氏体与高位错密度结构[14] ，伴随着高的残余应力水平；因此热处理首要任务是促进α′分解以提升合金塑性。相比之下，DED冷却速率较低，沉积态更倾向于生成粗大的柱状β晶粒与层片状α+β组织[15] ，α板条更宽，热处理更侧重于调控α板条厚度/束域尺度。此外，SLM缺陷常表现为更细小但数量较多的孔隙，而DED更易出现尺寸更大的未熔合/熔池边界缺陷，这也使热等静压（HotIsostaticPressing，HIP）的闭合机制与参数选择存在差异。因此，工艺-初始组织/缺陷/应力-热处理参数之间存在对应关系，亟需建立统一而清晰的比较框架。
基于此，本文面向航空典型服役场景，按α/近α、α+β与近β/β三类合金体系，系统梳理SLM与DED沉积态组织特征、典型热处理路径及其作用机制，建立工艺、热处理参数、组织定量特征和力学性能之间的关系，旨在为不同合金体系与服役需求下的热处理方案设计与参数优化提供可直接借鉴的框架与依据。
1、激光增材制造α/近α钛合金热处理显微组织及力学性能调控
1.1激光增材制造α钛合金热处理研究
激光增材制造α钛合金的研究目前主要集中在SLM工艺制备的商业纯钛(CP-Ti)[16-17]和Ti-5Al-2.5Sn[18-19]合金上，这类合金的微观组织通常由细针状α/α'马氏体组成,纯钛/低合金化α钛的热处理窗口相对宽范，其性能提升更依赖孔隙缺陷闭合与残余应力释放/回复再结晶，而非复杂的多相比例与多级析出调控。因此激光增材制造α钛合金热处理多采用单一退火或热等静压(HIP)工艺，用来消除应力,闭合孔隙缺陷,以提高服役稳定性与可靠性。
Hasib等[20]通过在β转变温度以上(950℃)和以下(730℃)进行HIP处理，使针状马氏体显著粗化、位错密度降低并有效消除孔隙，虽然抗拉强度有所下降，但疲劳裂纹扩展门槛值(ΔKth)明显提高。类似地，HIP处理显著提高了Ti-5Al-2.5SnELI合金样品的致密度，将沉积态的α'针状马氏体转变为再结晶块状α相,经850℃/4h退火后,该合金在超低温条件下仍具有极高的强度和延伸率[21]。
1.2激光增材制造近α型钛合金热处理研究
近α钛合金在成分设计上含有较高含量的α稳定元素和少量β稳定元素，能够在500~600℃下保持稳定的α相组织，因此兼具优良的中高温力学性能、可焊接性和耐腐蚀性，被广泛用于航空发动机压气机盘、叶片、机匣和导向器等关键承力构件。其中，Ti-6242(Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo)、TA19/Ti6242S(Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si)和Ti60(Ti-5.8Al-4Sn-4Zr-0.5Mo-0.4Nb-0.4Si)等合金表现出优异的高温性能和蠕变抗力[22-24],TA15(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)在500℃下仍能保持较高的强度[25],是当前典型的近α钛合金代表体系。
激光增材制造(SLM/DED)近α钛合金沉积态普遍呈现外延生长的柱状初生β晶粒与显著织构，晶内α相多以针状/片层形态存在[26-27]面向500~600℃高温服役需求，近α钛合金热处理设计更侧重于提升高温组织稳定性与承载能力，现有热处理研究通过调控片层α的尺度与形貌(如板条厚度、束域尺度及其分布)来实现高温性能优化，设计了多种以α+β相区为核心的热处理制度。
Zhang等人[28]对DED制备的Ti60A(Ti-5.54Al-3.38Sn-3.34Zr-0.37Mo-0.46Si)合金采用β相变温度以下双重退火(1040℃/1h/AC+700℃/2h/AC)处理后,获得了层片状α+β组织。如图1所示，在600℃拉伸条件下，热处理态合金的强度较沉积态略有降低，但延伸率显著提高至约20%;在600℃/310MPa条件下,其应力断裂寿命达到394±16h,相比初始沉积态的317±12h提高约24.3%。Christian等人[29]对SLM工艺制备的Ti-6242S合金采用800~850℃保温1~3h随后空冷的热处理工艺，在500℃条件下，热处理后的SLM-Ti-6242S抗拉强度仍高达899MPa,而铸造Ti-6242S仅为594MPa。表1进一步汇总了不同工艺条件下激光增材制造α/近α钛合金的典型力学性能。充分说明通过热处理获得不同尺度的片层α+β组织,在组织中引入大量α/β相界面,可在中高温条件下有效阻碍位错运动、抑制位错滑移与攀移(蠕变的主要机制),显著提升近α钛合金的中高温承载能力。
此外，对于中高温承载的近α钛合金而言，疲劳性能同样是关键服役指标;然而,现阶段针对其疲劳行为(尤其是高温疲劳/裂纹扩展)开展的热处理优化研究仍相对有限，相关规律与设计准则尚待进一步系统建立。Wang等[30]以DED-TA19合金为对象,在940~1030℃不同温度固溶和时效处理获得差异化的片层α组织,并系统测试了疲劳裂纹扩展门槛值(ΔKth),研究结果如图2所示:在近阈值区,随着层状α相宽度的增加,以及与外加应力方向成75°~90°夹角的α板条数量减少，ΔKth由3.59MPa·m1/2提高至4.79MPa·m1/2。这表明对于激光增材制造近α钛合金,通过热处理调控片层α的宽度及取向、构建有利于疲劳裂纹扩展偏转的α束域，是提高近α钛合金疲劳性能的有效途径之一。
总体而言，针对近α高温钛合金的热处理研究已形成以下共识:通过合理调控获得具有适当尺度的片层α+β组织,可在中高温服役条件下实现强度与塑性的良好匹配，同时提升蠕变与疲劳抗力。工程上应以服役载荷与温度为约束，优先构建具有可重复性的片层尺度窗口,同时将构件尺度效应纳入热处理工艺的验证与优化流程。
2、激光增材制造α+β钛合金热处理显微组织及力学性能调控
与α/近α型钛合金相比，α+β型钛合金中β稳定元素含量更高，室温下保留了更高体积分数的β相。以Ti-6Al-4V(TC4)为代表的α+β钛合金是目前应用最广泛的合金体系之一。需要指出的是，受工艺热历史差异影响,SLM与DED制备的TC4合金在晶内组织形貌、缺陷类型、残余应力水平及力学性能方面存在显著差别,进而决定了其后续热处理的目标设定与制度路径选择。
表1 激光增材制造α/近α钛合金后热处理力学性能(*为高温性能(拉伸测试温度)，AC为空气冷却，FC为随炉冷却，WC为水冷却)
Table 1 Mechanical properties of α/near-α titanium alloys fabricated by laser additive manufacturing after post-heat treatment(*indicates properties tested at elevated temperatures; AC, air cooling; FC, furnace cooling; WC, water quenching)
| 激光增材制造工艺-合金 | 热处理工艺 | 拉伸方向 | 屈服强度/MPa | 抗拉强度/MPa | 延伸率/% | 引用 |
| SLM-CPTi | 沉积态 | H | 521±13.1 | 607±16.5 | 10.4±2.6 | [20] |
| L | 630±20.6 | 720±22.5 | 8.3±1.6 | |||
| HIP730 | H | 512±14.3 | 587±21.6 | 7.3±1.3 | ||
| L | 622±10.1 | 716±12.6 | 15.1±3.1 | |||
| HIP950 | H | 482±12.7 | 573±26.6 | 6.3±1.3 | ||
| L | 573±33.3 | 662±38.8 | 7.4±2.2 | |||
| SLM-Ti-5Al-2.5Sn | 沉积态 | 一 | 1061 | 1173 | 8.1 | [18] |
| SLM-Ti-5Al-2.5SnELI | 850℃/2h/FC | 一 | 865 | 901 | 17.9 | [21] |
| SLM-Ti6242 | 沉积态 | 1296±44 | 1437±13 | 5.7±1.1 | [31] | |
| 630℃/8h/AC | 1318±2 | 1402±23 | 4.6±0.6 | |||
| 850℃/3h/AC | 1110±8 | 1185±4 | 9.3±1.2 | |||
| 955℃/1h/AC+595℃/8h/AC | 1068±3 | 1162±7 | 14.9±0.9 | |||
| SLM-Ti6242S | 800~850℃/1-3h/AC | 1126±9 | 1213±4 | 11.3±0.6 | [29] | |
| *740±18(500℃) | *899±5(500℃) | *13.8±1.0(500℃) | ||||
| DED-Ti60A | 沉积态 | 965±12 | 1048±6 | 7.5±1 | [32] | |
| *512.5(600℃) | *653.3(600℃) | *14.7(600℃) | ||||
| 1020℃/1h/AC+700℃/2h/AC | 936±13 | 1033±11 | 7.5±2 | |||
| *605(600℃) | *468(600℃) | *16.8(600℃) | ||||
| 1040℃/1h/AC+700℃/2h/AC | 944±2 | 1039±4 | 11±1 | |||
| *493(600℃) | *631(600℃) | *20(600℃) | ||||
| SLM-TA15 | 沉积态970℃/2h/WC+930℃/3h/AC+600℃/4h/AC | 1258±24 | 1107±23 | 9.25±1.12 | [33] | |
| 1006 | 918±4 | 15.89±0.17 | ||||
| DED-TA15 | 沉积态 | L | 1120 | 1180 | 7.5 | [34] |
| 800℃/100min/AC | L | 1040 | 1120 | 10.0 | ||
| 沉积态 | L | *735(500℃) | *820(500℃) | *10.0(500℃) | ||
| 950℃/1h/WQ+550℃/6h/AC | L | *825(500℃) | *1020(500℃) | *13.5(500℃) |
2.1沉积态组织特征差异
如图3(a,c)所示,无论采用SLM还是DED工艺,TC4合金通常沿沉积方向形成外延生长的柱状β晶粒[35-36]。其中SLM因冷却速率极高(~104K/s)更易形成细针状马氏体α'组织[37-38](图3(b))并伴随高残余应力和高密度位错[39],同时缺陷通常以细小孔隙与局部未熔合为主,导致裂纹更易在脆性α'相与缺陷/高应力区萌生扩展。相比之下,DED成形的TC4合金由于热输入与热积累更强、冷却速率相对较低(~103~104K/s),沉积态更常呈现网篮/魏氏或层片状α+β组织(图3(d)),并伴随明显的晶界α与平行排列的α束域特征[40-42]。DED缺陷更易受送粉稳定性、道间搭接与热积累影响，常呈现更明显的区域性分布，如层间/道间结合相关缺陷与熔池边界缺陷，其残余应力水平相对SLM一般更低。
2.2典型热处理制度对室温拉伸性能的调控
对于SLM成形的TC4合金，沉积态通常以细针状α′马氏体为主要组织特征，因而具有≥1000MPa的室温抗拉强度[43–44]，但延伸率（约4%~10%）明显低于传统锻造材料，成为构件服役的主要瓶颈。针对上述短板，后续热处理的关键在于促进α′马氏体分解并重构为更稳定的片层α + β双相组织，以实现强度与塑性协同优化；相应地，现有研究主要采用去应力退火、亚临界退火、固溶时效以及热等静压（HIP）等制度开展组织与性能调控。
低温退火(约400~600℃)对α/β相比例影响较小,主要作用在于降低残余应力[45-46];800~950℃亚临界退火可促进α'分解,获得细片层α+β双相组织，用来提升延伸率[47-48]。固溶时效被普遍认为是实现强度与塑性良好结合的关键途径:通过固溶后不同冷却速率(水淬、空冷或炉冷)获得从全α'到全片层α+β的组织状态[49],并在后续时效中由α'分解在β相中析出细小次生α,构建“细片层α+少量等轴α/次生α"的双态或三态组织[50],β基体中次生α的析出能够引入大量的α/β相界面,显著增加位错运动阻力，而相邻等轴/球状α能够有效促进位错滑移和传递、通过软硬相协同实现强度与塑性的平衡。如图4所示，经850℃水冷固溶与550℃时效处理后，SLM-TC4室温屈服和抗拉强度分别达到1054MPa和1192MPa,同时延伸率提高至11.4%[43]。
针对SLM-TC4孔隙与局部未熔合等工艺缺陷，热等静压(HIP)被普遍视为增材制造后不可或缺的致密化后处理手段。在α+β相区进行HIP并配合随炉冷却,可在高温高压耦合作用下显著闭合孔隙等内部缺陷，提高材料致密度并削弱缺陷处应力集中[51-52],从而在不显著牺牲强度的前提下提升合金延伸率。当HIP温度提高至β转变温度以上时，高温高压除促进缺陷闭合外，还可能改变β晶粒尺寸与形态并影响α板条形貌，柱状β晶粒发生粗化甚至等轴化[53-54]。如图4所示，通过合理设计HIP制度，SLM-TC4的拉伸延伸率可提高至15%~20%,同时保持≥900MPa的屈服强度[43],从而显著改善沉积态“高强低塑”与缺陷敏感性导致的性能短板。
相比SLM,DED-TC4沉积态多为层片α+β组织，塑性通常较好，但在部分参数下(如高功率DED沉积55)片层α严重粗化、界面密度不足，易导致屈服强度/加工硬化能力偏低且强塑匹配不佳;同时晶界α与平行束域叠加道间/层间结合缺陷会提高局部损伤敏感性。因此DED-TC4的后热处理设计往往不以“α’分解”为主要目标，而更侧重于在α+β相区退火或固溶时效过程中对α板条厚度、长宽比与束域尺度进行细化，通过构建更合理的片层尺度与界面密度提升屈服与加工硬化能力;同时需重点控制晶界α的形貌与连续性,并避免晶内高度取向一致的束域或连续粗化晶界α的形成，以降低沿晶开裂倾向。DED-TC4现有热处理研究主要通过去应力退火与亚临界退火消除残余应力56];采用固溶时效对片层α厚度、束域尺度与晶界α连续性进行重构与调控[40]。在服役可靠性与一致性要求更高时则需引入HIP闭合孔隙并降低缺陷处应力集中[57]。
不可忽略的是,无论是SLM还是DED工艺,柱状β与α织构均会导致各向异性性能差异。为了满足长期服役需求，在各向异性控制方面,后热处理主要通过两种机制改善各向异性:(1)β晶粒形貌调控:通过β相区热处理或高温热等静压处理(HIP),诱导柱状晶向等轴晶转变,使晶粒取向更加随机,Hasib等人[53]对SLM-TC4钛合金进行β相区热等静压处理，热处理后横向和纵向性能差异缩小，屈服强度各向异性从±18MPa降至±2MPa,但当采用超过β转变温度的热处理时需同步关注β晶粒粗化风险，必须进行热处理参数权衡。(2)片层组织重构:通过亚临界退火或固溶时效，使原本取向一致的α板条或α'马氏体分解，形成多取向的α束域，削弱晶体学织构。Leuders等人[58]通过亚临界退火处理使马氏体α'分解形成随机取向分布的α板条，晶内取向织构显著降低。表2进一步汇总了不同热处理制度下激光增材制造α+β钛合金(含SLM与DED)的典型室温拉伸性能，可为工艺选择提供数据支撑。
2.3热处理对疲劳性能及裂纹扩展行为的影响
对于航空航天应用的α+β钛合金而言，疲劳性能是关键服役指标，特别是疲劳裂纹扩展门槛值(△Kth)。残余应力、微观缺陷以及合金的强塑匹配都会显著影响到合金的疲劳性能。SLM工艺形成不稳定的针状α'马氏体，裂纹在脆性α'相中更容易萌生和扩展，导致材料△Kth最低[59-60]，如图5(a)所示;同时孔隙等缺陷处应力集中会显著降低高周疲劳强度。针对上述疲劳性能问题，后热处理的关键在于降低残余应力、闭合孔隙等缺陷并优化微观组织(如片层尺度与相分布),以实现强度-塑性协同并提升疲劳抗力。
现有研究主要通过亚临界退火/固溶时效促进α'分解与片层重构，以提高疲劳裂纹扩展阻力[61-62];并且通过HIP实现致密化以削弱缺陷敏感性,经HIP后材料致密化可使疲劳强度恢复至与传统加工钛合金相当的水平(约392~620MPa)[63],而残余应力对疲劳的不利影响可通过退火消除:在800℃退火后合金表面残余应力由+120MPa降低到+5MPa,△Kth提升约三倍[58]。此外,微观结构中如粗的α板条，等轴α，体心立方晶体结构的β相比例增加都有助于合金延伸率的提升,可以有效松弛应力峰值,延缓微观裂纹的萌生和扩展[64-65]。然而，Leuders等人[58]的研究结果表明:合金的延伸率对高周疲劳行为的影响有限,尽管微观结构不同,但800℃和1050℃热等静压处理后的Ti-6Al-4V合金循环次数基本相当,如图5(b)所示。这暗示对于高周疲劳性能，致密化可能比微观组织优化更为关键。
相较SLM,DED-TC4沉积态多相较SLM,DED-TC呈网篮/魏氏或层片状α+β片层结构,这种稳定片层组织通常对应较高的ΔKth[36,66],因为裂纹穿过细密α/β相界面时需要消耗更多能量，如图5(a)所示;但DED构件疲劳性能仍会显著受孔隙及层间/道间结合相关缺陷影响，因此在关键疲劳服役需求下，DED合金后热处理同样需要以致密化和去应力处理为核心。
2.4模拟仿真与数据驱动方法在热处理优化中的应用
激光增材制造α+β型钛合金热处理的共识在于:SLM合金通过退火/固溶时效等工艺促进α'分解与可显著提升合金塑性，实现强塑协同，HIP对疲劳与性能一致性提升最为直接;DED制备的合金则需在片层尺度与晶界α连续性之间取得平衡。为进一步将上述激光增材制造钛合金的工艺-组织-性能规律提升为可预测的热处理设计准则，近年来增材钛合金领域逐步引入相变模拟、构沉积态多件级热-力分析与数据驱动方法于热处理窗口的定量化设计与优化。相关研究主要集中在以下三个方向:
(1)相场模拟(Phase-fieldsimulation)用于热处理相变与组织尺度预测。相场方法能够在给定温度-时间路径下，计算描述相变形核位置、长大动力学、界面迁移与组织粗化规律,从而建立热处理制度与组织定量指标(如α/β形貌、板条尺度、相分数、相界面密度等)的直接联系。针对LPBFTi-6Al-4V沉积态以α'马氏体为主的典型特征,已有研究[68]原位表征与相场模型耦合，揭示了α'分解过程中β相优先在α'板条边界形核的动力学机制,并指出:在温度与时间条件充分时，α'向稳定α+β组织的分解可在相对较低温度完成;当温度进一步升高时，主要体现为组织尺度粗化而非初生β晶粒结构的显著改变。
(2)热-力耦合有限元模拟(FiniteElementMethod)已被广泛用于预测增材制造过程温度场及构件级应力/应变场分布。以DEDTi-6Al-4V为例,已有工作[69]通过原位温度监测与基板变形历史对三维耦合模型进行标定，进而预测残余应力与畸变分布并比较不同预热/冷却策略的效果。该类方法有望将去应力退火从经验式温度-时间选取,转化为以构件热历史与应力场为依据的参数窗口设计,尤其适用于热历史空间差异显著的工程场景。于此同时，HIP致密化过程也逐渐实现从定性认识到孔隙演化动力学的定量观测:借助原位X射线成像/衍射可跟踪孔隙闭合动力学机制,揭示缺陷初始尺寸/形貌对致密化速率的影响[70];同时，颗粒/孔隙尺度的多颗粒有限元模型可用于解析HIP温度与压力参数对合金致密化的作用,为建立缺陷统计特征与HIP参数的定量关联奠定基础。
表2 激光增材制造α+β钛合金后热处理力学性能(AC为空气冷却，FC为随炉冷却)
Table 2 Mechanical properties of α+β titanium alloys fabricated by laser additive manufacturing after post-heat treatment(AC,air cool-ing; FC,furnace cooling)
| 激光增材制造工艺-合金 | 热处理工艺 | 拉伸方向 | 屈服强度YS/MPa | 抗拉强度UTS/MPa | 延伸率EL/% | ΔKth | 引用 |
| SLM-TC4 | 沉积态 | T | 1093±64 | 1279±13 | 6±0.7 | [45] | |
| 650℃/4h/FC | T | 1145±17 | 1187±10 | 7±2.7 | |||
| 890℃/4h/FC | T | 973±8 | 996±10 | 3±0.4 | |||
| SLM-TC4 | 沉积态 | T | 1110±9 | 1267±5 | 7.28±1.12 | [38] | |
| 1020℃/2h/AC | T | 760±19 | 840±27 | 14.06±2.53 | |||
| 940℃/1h/AC+650℃/2h/AC | T | 899±27 | 948±27 | 13.59±0.32 | |||
| 1015℃/0.5h/AC+730℃/2h/AC | T | 822±25 | 902±19 | 12.74±0.56 | |||
| DED-TC4 | 沉积态 | T | 1105±19 | 1163±22 | 4±1 | [67] | |
| 950℃/1h/AC | T | 975±15 | 1053±18 | 7.5±1 | |||
| 1050℃/1h/AC | T | 931±16 | 1002±19 | 6.5±1 | |||
| DED-TC4 | 沉积态 | T | 950±2 | 1025±10 | 12±1 | [57] | |
| 沉积态 | L | 950±2 | 1025±2 | 5±1 | |||
| HIP920℃/2h/FC | T | 850±2 | 920±1 | 17±2 | |||
| HIP920℃/2h/FC | L | 850±2 | 920±1 | 17±2 |
表2(续)
| 激光增材制造工艺-合金 | 热处理工艺 | 拉伸方向 | 屈服强度YS/MPa | 抗拉强度UTS/MPa | 延伸率EL/% | ΔKth | 引用 |
| DED-TC4 | 950℃/2/h/AC+550℃/4h/AC(V900) | L | 791.6±12 | 889.8±10 | 18.2±0.2 | [40] | |
| 950℃/2h/AC+550℃/4h/AC(V1500) | L | 839.5±11 | 937.8±11 | 17.8±0.5 | |||
| DED-TC4 | 沉积态 | T | 1005 | 1103 | 4 | 2.8 | [56] |
| 760℃/1h/AC | T | 1000 | 1073 | 9 | 2.9 | ||
| SLM-TC4 | 沉积态 | L | 1008 | 1080 | 1.6 | 1.7 | [58] |
| 800℃/2h/FC | L | 962 | 1040 | 5 | 3.7 | ||
| 1050℃/2h/FC | L | 798 | 945 | 11.6 | 6.1 | ||
| HIP920℃/2h/FC | L | 912 | 1005 | 8.3 | 4 | ||
| SLM-TC4 | 沉积态 | T | 一 | - | 一 | 2.7 | [36] |
| L | 一 | - | 一 | 2.6 | |||
| DED-TC4 | 沉积态 | T | 一 | - | 3.5 | ||
| L | - | 3.4 | |||||
| β区退火 | T | - | 3.8 | ||||
| L | 一 | - | 3.6 | ||||
| SLM-TC4 | 沉积态 | H | 1028±9.1 | 1152±1.8 | - | 1.5 | [53] |
| V | 1010±8.2 | 1150±4.2 | - | 1.8 | |||
| HIP820℃ | H | 972±7.1 | 1052±4.1 | - | 3.3 | ||
| V | 913±6.4 | 1011±8.3 | - | 3.5 | |||
| HIP950℃ | H | 847±7.8 | 907±2.1 | - | 4.1 | ||
| V | 812±4.7 | 904±6.9 | - | 4.5 | |||
| HIP1020℃ | H | 717±2.4 | 840±3.5 | - | 6.2 | ||
| V | 715±4.1 | 832±5.9 | 7.3 |
(3)机器学习(MachineLearning)用于性能预测与热处理参数快速筛选。数据驱动研究表明:将成形参数、构建取向、热处理温度等作为输入,并引入晶粒尺寸、相形貌等组织特征作为中间变量或特征工程要素,机器学习模型可实现对拉伸性能的较高精度预测,并用于识别对性能最敏感的组织特征与工艺区间。弭光宝等人[71]综述了通过机器学习实现航空发动机钛合金成分设计及工艺优化的最新研究成果，重点比较不同机器学习模型在预测力学性能及高温氧化性能上的特点及优势,构建微观特征驱动的机器学习模型,实现对拉伸性能的准确预测,从而获得更优的强度-塑性匹配。该方向的进一步发展,将为工艺参数和热处理参数的多目标优化(强度、塑性与疲劳性能)提供高效筛选手段。
3、激光增材制造近β/β钛合金热处理显微组织及力学性能调控
在α+β型钛合金实现强塑与疲劳性能协同优化的基础上,面向更高强度水平与更优损伤容限(尤其是断裂韧性与疲劳裂纹扩展抗力)的关键承力构件需求,近β/β型钛合金因β稳定元素含量更高、室温以β相为主且可通过α沉淀实现显著强化而受到广泛关注。与α+β体系以α分解与片层重构为主要调控对象不同,近β/β合金热处理中更需重点处理β晶粒粗化风险、晶界α形成及ω相变引发的强化-脆化权衡等问题。
3.1沉积态组织中的微观偏析与亚稳相
当前激光增材制造近β/β钛合金的研究主要集中在航空航天领域的Ti-5Al-5V-5Mo-3Cr（Ti5553）[72]、Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr（Ti55531）合金[73]、Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe（Ti55511）[74]、Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr（Ti17）[75]以及生物医学领域的Ti-24Nb-4Zr-8Sn（Ti2448）[76]和Ti-25Nb-3Zr-3Mo-2Sn[77]等合金。激光增材制造近β/β型钛合金的后热处理已研究了多种热处理策略[72，78-80]，包括固溶处理、直接时效处理以及锻造近β钛合金中常用的三步热处理。
近β钛合金在SLM与DED两类工艺制备下会形成不同的β晶粒形貌、亚结构与偏析特征，从而决定后续热处理过程中α相的形核位置与组织演化路径。SLM制备的近β钛合金通常表现出细柱状β，在柱状β晶粒内部，形成典型的胞状-柱状亚晶结构[72，81]，其生长方向与热流方向一致并穿越熔池边界，如图6（a）所示。SLM制备的Ti5553/Ti55531合金几乎完全为β相，含有极少的α和ω相[72]。SLM的快速凝固特性抑制了扩散控制的偏析过程，微观上可能形成胞状亚结构，偏析仅局限于极细的胞状/枝晶范围内[82-83]。而DED过程具有相对较低的扫描速度和冷却速率，由于热积累效应更显著，晶粒有更长时间生长，因此晶粒形貌呈现垂直方向的粗柱状与等轴晶粒混合结构[84-85]，如图6（b）所示，柱状晶和等轴晶两种类型的晶粒交替生长，呈现竹节状形态，仅含极少量α相且α相在不同高度/区域表现出不均匀分布[86-87]。由于冷却速率相对较慢，合金元素有更多时间进行再分配，β稳定元素倾向于富集在枝晶干或最后凝固的区域（枝晶间或 胞壁），在DED-Ti5553/Ti55511的枝晶间区域，可以观察到Mo和Cr元素在胞状结构或亚晶界处的轻微富集[88]。这种偏析会直接影响后续热处理时α相的形核位置和形态。针对激光增材制造近β/β钛合金沉积态微观组织不均匀现象，在β相区固溶处理后，原有α相可以完全溶解，成分不均匀性消失[77，85]，但要避免在β区长时间保温[89-90]。
3.2热处理过程中的相变机制
无论是SLM还是DED工艺制备的近β/β合金，热处理过程中均极易形成连续晶界α（αGB）和无α析出区（Precipitation-FreeZone，PFZ）[77，79，91]，如图7（a，b）所示。无α析出区（PFZ）指在晶界或相界附近形成的几乎不含强化析出相的带状区域，通常源于溶质向晶界偏聚、晶界处优先析出导致邻近区域溶质耗尽，或空位/扩散通道被晶界吸收而抑制形核。连续晶界α相的存在容易导致沿晶断裂，而PFZ会降低局部屈服与抗裂能力，易成为疲劳裂纹萌生与沿晶损伤的敏感区。因此通过热处理控制晶界α的形成以及PFZ的宽度是优化近β钛合金综合性能的关键。针对这一问题，Liu等人[92]开发了一种后热处理工艺：将DED制造的Ti-55511合金从β相区缓慢冷却到840℃等温保持后进行炉冷，从而获得不连续的αGB相。也有研究表明β热处理可以形成鱼骨状魏氏晶界α能有效抑制晶界裂纹扩展[93]，晶界附近次生αs相析出能够使PFZ宽度急剧减小[79]（图7（c））。
更重要的是，在近β/亚稳β钛合金热处理过程中，ω和亚稳β相变是影响热处理强塑的关键因素。ω相是一种常见于亚稳β钛合金中的亚稳相，常在β基体中以细小弥散形态形成，ω相有两种类型：在快速冷却时析出非热ω相，在低温时效时形成等温ω相[94]，ω相通常会提高强度与弹性模量，但会降低塑性[95]。此外，ω相也可以在低温时效过程中作为α相的异质形核位点[96]，可能改变后续α相的形核与长大行为，因此对热处理路径与性能匹配具有重要影响。对于SLM-Ti55511合金在400~600℃直接时效过程中，由ω相析出会引发α沉淀硬化及脆化效应[78]。对DED-Ti55511合金进行β温度保温淬火后，晶内有细小ω相生成，固溶处理后在300~500℃时效时会有纳米级的片层α析出[85]（图8），合金拉伸强度明显提升。Bai等人[89]对SLM-Ti55511 合金通过在α+β相区进行固溶处理，随后分别采用时效处理和缓慢冷却后时效处理，使亚稳β结构转变为具有等轴/层片状初生αp和针状次生αs相的双态结构。
3.3热处理制度对室温拉伸及疲劳性能调控
为概括激光增材制造近β/β钛合金在不同热处理路径下室温强度与塑性的协同与权衡规律，表3总结了激光增材制造近β/β钛合金的典型室温拉伸性能。其中SLM或经β淬火得到的单相β型Ti5553/Ti55511合金具有较低的屈服强度（~800MPa）但保持良好的塑性（14%~16%）[72，89]。这些合金在500℃以下进行时效处理，合金强度可达1200~1400MPa，但由于细小的α′沉淀物和回火ω相的形成，延展性会显著降低（<5%）[78]。最佳力学性能通常通过固溶+时效获得[79，85，87，89]。如图9所示，Xue等[97]对SLM-Ti55511合金通过多级固溶时效热处理构建了多级α结构（宽 度约1μm的初生αp、宽度约500nm的αsm和宽度约50nm的次生αs），热处理后的SLM-Ti55511合金表现出1180MPa的拉伸强度、11%的延伸率和72.9±3.9MPa·m1/2的断裂韧性。Ding等人[87]对DED-Ti55531合金进行固溶时效（865℃/0.5h/FC+715℃/2h/AC+620℃/4h/AC）热处理后，合金表现出优异的强塑性匹配，抗拉强度为1045±12MPa，伸长率为12.0%±1.2%，并具有81.7±1.1MPa·m1/2的优异断裂韧性。SLM制备的β型Ti-24Nb-4Zr-8Sn[98]和Ti-25Nb-3Zr-3Mo-2Sn[75]合金沉积态的抗拉强度仅为560~590MPa，而通过激光定向能量沉积（DED）工艺制备的Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr合金，由于原位形成了纳米级次生α，其抗拉强度高达1030~1120MPa[76]。
表3 激光增材制造近β/β钛合金后热处理力学性能(AC为空气冷却,FC为随炉冷却)
Table 3 Mechanical properties of near-β/β titanium titanium alloys fabricated by laser additive manufacturing after post-heat treatment(AC, air cooling; FC, furnace cooling)
| 激光增材制造工艺-合金 | 热处理工艺 | 拉伸方向 | 屈服强度YS/MPa | 抗拉强度UTS/MPa | 延伸率EL/% | 引用 |
| SLM-Ti-5Al-5Mo-5V-3C(Ti5553) | 沉积态 | L | ~755 | 800 | 14 | |
| 300℃/1h | L | 801±14 | 824±13 | 17.2±1.5 | ||
| SLM-Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe(Ti55511) | 沉积态 | L | 789±1.9 | 799±2.5 | 15.9±0.3 | [89] |
| 830℃/1.5h+600℃/6h/AC | L | 1195±10.3 | 1245±9.9 | 7.8±0.5 | ||
| 900℃/1.5h+600℃/6h/FC | L | 1295±8.7 | 1320±7.5 | 5.5±0.1 | ||
| SLM-Ti-5Al-5Mo-5V-3C(Ti5553) | 300℃/1h+400℃/1h/FC | L | 1178 | 1190±80 | 1.9±0.1 | |
| 300℃/1h+500℃/1h/FC | L | 1397 | 1397±36 | 1.4±0.1 | ||
| 300℃/1h+600℃/1h/FC | L | 1332±32 | 1371±21 | 3.5±0.6 | ||
| DED-Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe(Ti55511) | 600℃/2h/AC | T | 977±12 | 1041±11 | 10.2±1.3 | [85] |
| 870℃/2h/FC+750℃/2h/AC | T | 910±4 | 929±3 | 19.5±0.9 | ||
| 870℃/2h/FC+750℃/2h/AC+600℃/4h/AC | T | 1045±12 | 1130±5 | 12.7±1.1 | ||
| DED-Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe(Ti55511) | 沉积态 | L | 1147±15 | 1178±20 | 5±0.8 | [79] |
| 750℃/2h/AC | L | 935±5 | 940±5 | 9.3±1.2 | ||
| 830℃/2h/FC+750℃/2h/AC | L | 898±5 | 906±3 | 16.5±0.5 | ||
| 830℃/2h/FC+750℃/2h/AC+600℃/4h/AC | L | 1069±25 | 1120±25 | 7.8±0.6 | ||
| 870℃/2h/FC+750℃/2h/AC+600℃/4h/AC | L | 1036±15 | 1135±7 | 10.7±1.2 | ||
| SLM-Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe(Ti55511) | HT-1 | T | 1089±25 | 1148±5 | 8.5±0.5 | [97] |
| L | 1110±9 | 1170±5 | 7.5±0.5 | |||
| SLM-Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe(Ti55511) | HT-2 | T | 1191.5±6.5 | 1293.5±1.5 | 6±0.5 | [97] |
| L | 1264.5±8.5 | 1326±9 | 7.5±0.5 | |||
| HT-3 | T | 1100.5±4.5 | 1177±3 | 11±2 | ||
| L | 1134±1 | 1195±9 | 9.5±1.5 | |||
| SLM-Ti-24Zr-4Nb-8Sn | 沉积态 | L | 563±38 | 665±18 | 13.8±4.1 | [98] |
| SLM-Ti-25Nb-3Zr-3Mo-2Sn | 沉积态 | T | ~592±21 | 716±14 | 37±5 | [75] |
| DED-Ti-5Al-2Sn-2Zr-4Mo-4Cr | 沉积态 | T | 1220±2 | 1225±7 | 3.4±0.8 | [76] |
| 沉积态 | L | 1030±26 | 1053±17 | 14±1.5 | ||
| 600℃/1h/FC | T | 1220±2 | 1230±4 | 2.4±0.3 | ||
| 600℃/1h/FC | L | 1180±1 | 1210±14 | 3.8±0.3 |
目前针对激光增材制造近β钛合金疲劳性能的研究主要聚焦于热处理后的Ti55511合金疲劳裂纹扩展行为[80，99]。在DED-Ti55511钛合金中，疲劳裂纹倾向于沿排列有序的初生αp板条成核和扩展，Wang等人[99]观察到DED-Ti55511合金在I型恒载疲劳试验中存在显著的裂纹偏转，这种偏转是由有序分布的αp板条引起的，尤其是在柱状晶粒中，通过调节αp板条的分布来影响疲劳裂纹路径，合金的疲劳寿命可以显著延长。连续晶界αGB较弱且易断裂，在交替载荷下，容易萌生大量二次裂纹。热处理获得的次生αs相也直接影响合金的抗裂纹扩展能力。通过控制次生αs相的尺寸、体积分数和空间分布，有助于均匀变形，并提高抗裂纹扩展能力，特别是在较高强度水平下[100]。此外其他因素如空洞和未熔合也会影响裂纹分支[101]，在疲劳裂纹扩展试验中，次生裂纹倾向于出现在这些缺陷处。
β钛合金的后热处理仍面临若干关键问题：（1）β区固溶/HIP均匀化与致密化过程中易引起β晶粒显著粗化，导致断裂韧性下降；（2）晶界α及无α沉淀区（PFZ）的形貌与宽度难以精确调控，连续晶界α和宽PFZ易诱发沿晶开裂，削弱疲劳与断裂性能；（3）依赖ω相与多级α析出的强化机理并未形成完整的工艺窗口，难以权衡强度提升与脆化风险之间的平衡。工程上可以优先采用“固溶+受控缓冷/等温+分级时效”的热处理方式获得不连续αGB并抑制PFZ扩展，未来有必要在系统热处理实验的基础上引入多尺度模拟和数据驱动方法，并通过组织定量指标（αGB连续度、PFZ宽度、αs尺度与体积分数）建立系统化的热处理评价准则。
4、总结与展望
4.1总结
激光增材制造钛合金的后热处 理设计需要同时应对快速凝固组织、 内部缺陷、残余应力与各向异性等 多重挑战。就初始组织而言，对于 SLM成形的钛合金，由于成形过程 中冷却速率极高（~106 K/s），沉积态往往以细针状α′马氏体或亚稳相/亚结构为主，伴随高的残余应力与高密度的位错积累，这类工艺制备的合金虽然具有较高强度，但塑性与疲劳抗力常受脆性相、应力集中与缺陷敏感性的共同限制。因此，其后热处理的首要任务通常是通过亚临界或α+β两相区退火促使α′发生分解转变为更稳定的α+β片层组织，同时伴随位错回复与亚结构分解，从而有效降低残余应力。此外，SLM由于熔池尺度小，且气体夹带与粉末床特性对成形过程影响显著，沉积态中更倾向于形成细小且弥散分布的气孔缺陷。若构件对疲劳寿命与性能一致性要求更高，则常需要引入热等静压（HIP）等致密化工艺以闭合内部气孔、削弱缺陷处应力集中。
相比之下，DED成形的钛合金 由于热输入更高、热积累更强且冷却 速率相对较低（~103 ~104 K/s），沉积 态更常呈现层片状/网篮状α+β组织 并伴随更明显的晶界α与α束域特 征，在缺陷类型与空间分布上，DED 工艺缺陷往往表现为道间/层间结合 不良导致的未熔合或熔池边界缺陷 等。其热处理设计往往侧重于通过 退火或固溶时效对片层α的厚度、长 宽比与束域尺度进行重构与均匀化， 同时重点控制晶界α的连续性，避免形成连续粗化晶界α引发沿晶开裂倾向。此外，当应用场景对各向异性与构件整体一致性提出更高要求时，DED成型合金的热处理还可能需要引入近β或超β转变温度的加热路径，利用相变与再结晶/晶粒形态演化促使初生柱状β晶粒发生一定程度的等轴化、织构弱化，从而降低各向异性的性能差异；但这类热处理方式同时伴随β晶粒过度粗化的风险，因此必须在各向异性弱化与塑性/疲劳抗力之间进行权衡。表4总结了SLM与DED典型合金初始组织/缺陷/应力差异及其对热处理制度的选择。
表4 激光增材制造SLM与DED钛合金初始组织/缺陷/应力差异及其对后热处理制度的选择
Table 4 Initial microstructure/defects/stress differences of SLM and DED titanium alloys in laser additive manufacturing and their impact on post-heat treatment process selection
| 合金体系 | 工艺 | 典型初始组织/缺陷/应力 | 热处理首要目标 | 推荐制度窗口(示例) | 主要风险/权衡 |
| Ti-6Al-4V(α+β) | SLM | α'马氏体+高残余应力/位错密度+孔隙 | α'分解+应力释放+致密化处理 | 650~850℃退火/固溶+时效;必要时HIP | 强度下降与塑性提升权衡 |
| DED | 片层α+β/晶界α+热积累缺陷 | 片层尺度与αGB连续性优化+致密化 | α+β区退火/固溶时效;HIP;必要时近β/超β路径 | αGB连续致脆;织构/柱状晶各向异性 | |
| Ti-55511(近β) | SLM | 细柱状β晶+胞状/亚结构+轻微偏析 | 控制ω/α析出窗口、抑制连续αGB与宽PFZ | 固溶+时效/多级热处理 | 低温时效致脆、PFZ变形局部化 |
| DED | 粗柱状/等轴混合β晶粒+偏析更显著 | 均匀化+αGB/PFZ调控+强塑匹配 | β区固溶/缓冷+等温+时效 | β晶粒粗化降低塑性/疲劳 |
4.2展望
激光增材制造钛合金在经过合理热处理后，能够在一定程度上消除沉积态中细针状马氏体、亚稳β和脆性ω相等不利组织特征和高残余应力的问题，使其综合性能逐步接近甚至部分超越传统锻造材料。然而，依然存在一系列尚待解决的关键问题。其中，批次稳定性与构件尺度效应是当前推广应用的主要障碍之一。
尺度效应引起的组织不均匀性并非简单的晶粒变粗或者性能变差，其本质是构件尺寸与拓扑复杂度增加后，成形阶段的热边界条件发生根本变化，热积累增强、不同区域的再 加热次数与峰值温度差异扩大，导致 同一构件内部形成显著的热历史梯 度，出现组织与缺陷分区。具体而言， 在靠近基板区由于散热强、热循环峰 值低，往往保持细小柱状或细等轴β； 而高处或厚壁/热积累区易发生β晶粒粗化甚至局部等轴化，形成初生β晶粒形态与尺寸的空间分布差异。此外，在不同区域冷却速率与热循环温度差异会改变马氏体α′生成比例、α板条宽度/长宽比、束域尺度与α/β界面密度，从而导致同一构件不同位置强度和塑性响应不一致。并且，热循环更强区域更易形成连续晶界α与较宽PFZ，诱发沿晶损伤敏感区；而散热更强区域则可能形成更细、更断续的晶界α，呈现不同的断裂机制。而对于大尺寸与复杂拓扑构件而言，更容易在热端/冷端形成不同缺陷密度，热积累区孔隙更易长大并聚集，边缘/薄壁/过渡区更易出现未熔合或熔池边界缺陷；缺陷空间分布的不均匀会显著影响合金的疲劳寿命。构件几何与热边界也会导致残余应力从表层到内部、从薄壁到厚壁呈现明显梯度，局部高拉应力区会改变相变与回复/再结晶程度，并在后续热处理中出现应力释放不完全或局部过退火的并存现象。
由于初始组织/缺陷/应力存在分 区，同一套退火/固溶时效/HIP制度 在构件不同部位的有效性并不一致， 但现有多数热处理工艺窗口主要建 立在小尺寸试样或拓扑结构较为简 单的构件基础上；当构件尺寸增加 且拓扑结构复杂化时，增材制造成形 过程中的热历史梯度显著增强，在相 同热处理制度下不同位置的组织演 化与力学响应差异更加突出。因此， 尺度效应带来的关键挑战是：热处 理制度必须从小试样研究转向构件级分区性能一致性评估，并需要以空间组织定量指标（如α板条宽度分布、晶界α分布、缺陷密度、残余应力梯度等）作为评价约束，建立可验证的构件级热处理窗口。
在此背景下，单纯依赖经验试错难以在可接受的成本内系统揭示构件热历史、热处理路径、组织演化与性能响应之间的关系，可以采用多尺度模拟与数据驱动方法，为构件级热处理设计与性能一致性评价提供定量依据。然而，现有热-力-相变耦合模拟仍面临显著的数据缺口：缺乏可用于模型标定的原位相变动力学数据，例如α′分解与α析出在真实热循环特征（峰值温度、冷却速率 与停留时间等）约束下的演化规律；缺乏构件尺度的残余应力空间分布及退火松弛过程的系统验证数据，尤其是不同位置、不同壁厚/截面在热处理前后残余应力的对比测量；缺乏能够直接支撑缺陷与HIP致密化定量关联的三维缺陷统计与演化数据，包括孔隙/未熔合等缺陷的类型、尺寸与空间分布。面向工程化应用，未来亟需构建包含“初始组织定量-热处理路径-缺陷统计-力学性能”全要素的高质量数据库，并在此基础上引入定量化与跨尺度验证体系，提升耦合模型在热处理参数优化与构件性能一致性评估中的可信度。
从工程需求出发，面向强度、耐热、蠕变与韧性等多指标的空间分区优化，正在推动激光增材制造从单一合金构件向多材料/成分梯度构件推进。相应的后热处理不仅要实现残余应力消除，还必须兼顾成分梯度的保持与界面可靠性，因此形成新的研究空白，主要体现在：热处理过程中可能因扩散降低成分梯度，进而削弱原本的功能分区设计；相关研究尚缺少以成分梯度变化为核心的评价体系。界面损伤与疲劳/蠕变等服役性能研究不足：多数成果停留在硬度与室温拉伸。梯度结构不同区域相变温度窗口并不一致，未来更可能需要分区热处理或局部激光再加热等方式，但当前工作仍未形成可推广路线。
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（注，原文标题：激光增材制造钛合金热处理：组织-性能调控规律与工艺设计策略_张凤英）