1、引言
增材制造(additive manufacturing,AM)技术以其高灵活性、近净成形能力和复杂结构的制备优势，在航空航天、生物医疗、汽车工业等高端制造领域取得了广泛的应用[1-2]。钛合金，特别是经典的Ti-6Al-4V(TC4)合金，由于其良好的力学性能、耐腐蚀性和生物相容性，已成为增材制造领域最具代表性的金属材料之一[3]。然而，传统增材制造的TC4合金常表现出粗大柱状晶粒和明显的各向异性，导致力学性能不均匀，难以满足高性能和高可靠性装备对构件服役性能日益严格的要求。因此，如何在增材制造过程中实现TC4合金晶粒的细化与等轴化，突破晶粒形貌与取向的限制，从而获得组织均匀、性能优异的构件，已成为材料科学与先进制造领域亟待解决的关键技术难题之一。
金属材料的性能主要由其微观组织决定，而晶粒尺寸、形态和取向则对力学性能具有重要影响。增材制造过程中，熔池的高温梯度和快速冷却条件通常导致钛合金呈现明显的晶粒取向性和柱状晶结构。通过调整工艺参数、添加异质形核剂以及合金元素微调等策略，可以显著改变熔池内部的凝固条件，实现从柱状晶向等轴晶的转变(columnar-to-equiaxed transition,CET)[4-5]。其中，异质形核剂的引入可提供有效的异质成核位点，降低晶粒的形核能垒;工艺参数的调控则可显著改变温度梯度和凝固速率，促进凝固前沿界面稳定性;而合金元素的适量添加则可以通过影响相变行为和凝固区间，进一步调控晶粒形貌与尺寸[6-7]。总之，通过上述方法的组合应用，可在增材制造过程中精准控制TC4合金的微观组织，实现晶粒细化与等轴化，进而显著提升材料的强韧性、疲劳寿命和服役可靠性。
本文将围绕增材制造TC4合金等轴晶组织调控这一核心问题，系统总结工艺参数优化、异质形核剂引入以及合金元素微调等多种等轴化调控方法的最新研究进展，深入分析各调控策略的作用机制及其对微观组织与性能提升的内在规律，并在此基础上探讨该领域未来可能的研究方向与关键挑战，以期为实现增材制造TC4合金构件的高性能化、均质化提供全面的理论依据和实践指导。
2、不同微合金化方式对增材制造Ti-6Al-4V合金微观组织等轴化的影响机制
微合金化技术作为钛合金微观组织调控的重要手段，通过向TC4合金中添加微量合金元素，能够精细调控合金的相变行为、晶粒尺寸和晶界特性，进而实现组织结构的细化与等轴化，从根本上提升增材钛合金构件的综合力学性能[8]。目前研究表明，根据合金化元素对钛合金α/β相转变温度的影响程度，可将其划分为α稳定元素、β稳定元素(同晶型和共析型)及中性元素3大类[7]。针对上述元素类型，本节将分别探讨不同微合金元素在增材制造条件下对TC4合金微观组织等轴化作用机制的最新研究成果。
2.1 α稳定元素及间隙元素对TC4合金微观组织的调控机制
α稳定元素通过提高β相转变温度，稳定α相并调控其形貌和分布，对TC4合金的微观组织等轴化具有重要影响[9]。常见的α稳定元素包括铝(Al)、硼(B)和杂质元素氧(O)、氮(N)、碳(C)[10-13]。
氧元素在TC4合金微观组织等轴化调控中具有特定作用，其通过影响熔池行为与晶粒生长条件参与等轴化进程的调控。在定向能量沉积(directed energy deposition,DED)制备TC4合金中，Rousseau等[14]发现氧含量会改变微观组织形态:高氧含量样品中α'马氏体结构更显著且伴随清晰β晶界，这种组织特征的变化与晶粒生长取向相关，可能影响柱状晶向等轴晶的转变趋势;同时，热等静压(hot isostatic pressing,HIP)后处理对低氧样品冲击性能的取向敏感性影响更明显，暗示氧可能通过调控组织均匀性间接影响等轴化效果。激光粉末床熔化(laser powder bed fusion,LPBF)过程中，氧对熔池动力学的调控是影响等轴化的关键[15]:高氧含量使熔池粘度升高、流动减弱，熔道波动减少，这种稳定的熔池环境可能抑制柱状晶的择优生长，为等轴晶形成创造条件;尽管此时微观组织未发生显著的形态转变，但熔池行为的改善有助于减少因流动不均导致的晶粒取向差异，间接促进组织的等轴化倾向。此外，氧的固溶强化效应虽主要体现在力学性能上(如强度、硬度提升),但需注意其对韧性的负面影响-过高氧含量会显著降低冲击韧性[14],这提示在利用氧调控等轴化组织时，需通过控制氧含量平衡组织调控效果与性能稳定性，避免因韧性下降影响等轴化组织的实际应用价值。
氮(N)作为间隙元素，其引入形成的强化相是调控增材制造钛合金凝固组织、促进晶粒细化(特别是柱状晶向等轴晶转变)的有效策略之一。N元素通过原位反应生成强化相，显著细化TC4合金微观组织并提升力学性能。Wei等[17]在低浓度N2气氛下通过气液反应制备了TiN和AlN增强的TC4基复合材料(NTMCs)。随N2浓度增加，NTMCs的微硬度、0.2%压缩屈服强度及极限压缩强度显著提升。其强化机制包括晶粒细化、弥散强化、沉淀硬化及基体到强化相的载荷转移(图1b)。Chen等[18]研究了高氮气氛下L-PBF制备的TC4合金，发现针状α'马氏体显著细化，并形成β层。这种组织演变源于高氮气氛下强烈的热循环，导致更高的热梯度和冷却速率。添加25vol%氮后，合金的压缩强度和应变显著提高，归因于马氏体细化、固溶强化及位错密度增加。
硼(B)通过形成TiB增强相，能够有效细化和等轴化TC4合金的微观组织和性能。Bermingham等[19]研究了在电弧增材制造(wire arc additive manufacturing,WAAM)中添加微量硼(0.13wt%)对TC4合金的影响。结果表明，硼的添加消除了晶界a和团簇α相，形成均匀的细小等轴a晶粒。细小的TiB针状物分散在微观组织中，特别是在热处理后，TiB针可有效作为α相的形核点，生成各向同性的a微观组织。与未改性的TC4合金相比，硼改性合金在室温单轴压缩中的塑性提高了40%，且强度未受损失。Banerjee等[20]通过激光工程化净成形(laser engineered net shaping,LENS)工艺沉积TC4与硼粉末的混合物，生成原位TiB沉淀相，均匀分散在α/β基体中(图1c)。硼不仅促进了TiB沉淀，还影响了α/β基体的微观组织演变，从而实现了晶粒细化和等轴化。Liu等[21]利用L-DED技术制备了TiB/TC4复合材料，解决了强度-延展性权衡和各向异性问题。在液相凝固过程中，TiB的析出和生长引发成分过冷，促进晶粒形核。TiB晶须在晶界处聚集，限制晶粒生长，导致柱状晶向等轴晶的显著转变(CET)。形成的网状强化相结构在保持较高延展性的同时提高了抗拉强度。因此，B通过形成TiB相，从两方面调控等轴化机制:一方面通过成分过冷和提供异质形核点显著促进形核，另一方面通过钉扎晶界有效抑制柱状晶生长，是实现CET、降低各向异性的强有力手段。
碳(C)通过形成TiC强化相，能够有效调控TC4合金的微观组织。Ma等[22]利用DED方法制备了TiC含量从0%~50%的无裂纹钛基复合材料。添加TiC p 后,α-Ti晶粒细化，a-Ti编织强度减弱，且TiC与a-Ti之间形成半共格晶格界面，有利于Ti的异质形核。50%TiC p/ TC4复合材料的微硬度高达730.2HV 0.2 ,磨损质量损失比TC4合金降低45.9%。然而，高TiC含量显著降低抗拉强度和延伸率，因为脆性TiC相在拉伸过程中仅通过断裂释放应力，加速基体达到加工硬化饱和。Zhang等[23]制备了TiC增强的TC4功能梯度材料(FGM),发现随着TiC含量增加，a-Ti和β-Ti晶粒呈现各向同性且尺寸减小。FGM底部样品的抗拉强度达1296 MPa，延伸率为7.17%，主要归因于Hall-Petch强化和固溶强化效应。然而，高热梯度下脆性TiC相的存在降低了拉伸性能(图1d)。此外，Wang等[24]研究了不同粒径TiC颗粒对L-DED制备的TiC/TC4复合材料的影响。超细TiC粉末(<10μm)均匀涂覆在TC4粉末表面，形成原位合成的TiC强化相，主要为颗粒状和链状共晶TiC，均匀分布于基体中。相比大颗粒混合粉末，涂层粉末制备的复合材料抗拉强度提高4.6%，延伸率提高259.3%，断裂机制主要为共晶TiC相的断裂和基体的韧性损伤。综合来看，TiC颗粒通过提供异质形核并钉扎晶界迁移，可有效促进晶粒细化、驱动柱状晶向等轴晶转变(CET);然而，过高的TiC体积分数(尤其在陡峭热梯度条件下)易诱发脆性相富集，导致应力集中及裂纹优先形核，损害材料延展性与整体力学性能。这表明精确调控TiC临界体积分数及其空间分布对实现最优等轴化效果的核心作用。
2.2β稳定元素对TC4合金微观组织的调控机制
β稳定元素通过降低β相转变温度，扩大β相区并增强其稳定性，对TC4合金的微观组织等轴化具有重要作用[25]。根据晶格结构和相变行为，β稳定元素可分为同晶型和共析型2类。
2.2.1同晶型β稳定元素
同晶型β稳定元素(Mo、Nb、Ta)是调控增材制造钛合金晶粒形态、驱动柱状晶向等轴晶转变(CET)的关键策略之一，其作用核心在于稳定β相并优化凝固行为。
其中，钼(Mo)通过异质形核和固溶强化双重机制实现微观组织优化。Schneider-Maunoury等[26]采用DED技术制备TC4-xMo合金(Mo含量0%、25%、50%、75%、100%)，研究发现未完全溶解的Mo颗粒作为异质形核点，促进新晶粒形成，而溶解的Mo溶质通过形成过冷区提高晶粒细化效率(图2a)。随Mo含量从25wt%增至75wt%，微硬度显著提升，与Mo含量及沉积过程中的冷却速率密切相关。Ye等[27]通过热力学分析进一步揭示，Mo溶质在固态热循环中稳定β相，减少α/β相异质性，从而改善强度与塑性的平衡。此外，Mo添加显著抑制粗大柱状晶生长，晶粒尺寸从未改性的约100μm减小至约50μm，显著提升各向同性。Mo改性TC4合金的抗拉强度可达1100MPa以上，延伸率保持在10%左右，优于传统锻造TC4合金，展现出优异的强度-塑性匹配。
铌(Nb)通过细化初生β-Ti及针状α-Ti结构，显著促进TC4合金微观组织的等轴化。研究表明，Nb添加增加β-Ti及α+β晶界比例，抑制柱状晶生长，促进等轴晶形成。Gou等[28]采用L-PBF技术制备TC4-xNb合金(Nb含量0wt%~10wt%)，发现随Nb含量增加，β晶粒尺寸从约80μm减小至约40μm,a片层宽度从1.2μm减小至0.6μm(图2b)。Nb通过固溶强化及形核促进作用，提高抗拉强度(达1150MPa)、屈服强度(约950MPa)及延伸率(约12%)，优于未改性TC4合金并超越锻造标准。Nb的添加还在高温下稳定β相，减少α'马氏体形成，从而降低内应力并提高疲劳性能。此外，Nb改性合金在腐蚀环境中表现出更高的稳定性，适于航空航天及生物医疗领域的高性能应用。
钽(Ta)通过调控α/β相比例及抑制柱状晶生长优化TC4合金微观组织。桑彪等[29]研究表明，Ta添加增加初生α相比例，减少次生α相，略降低硬度(从约350HV降至320HV)，但显著提高耐腐蚀性，尤其在高温高压环境下(图2d)。Ta通过促进细小晶粒形成及稳定β相，抑制ω相和α相的析出，显著提高合金的性能稳定性。此外，Ta通过调控熔池热动力学，降低热梯度，促进等轴晶形核，实现柱状晶向等轴晶的转变(CET)，显著改善各向同性。
2.2.2共析型β稳定元素
共析型β稳定元素(Fe、Cr、Cu、H)通过调控凝固动力学和相变行为，是促进增材制造钛合金柱状晶向等轴晶转变(CET)的重要途径[30-31]。
其中，铬(Cr)通过在凝固过程中引发成分过冷，促进细小等轴初生晶粒的形成。Byun等[32]采用DED技术制备TC4-xCr合金(Cr含量0wt%~8wt%)，发现随Cr含量增加，马氏体转变受抑，残余β相体积分数从5%增至20%，马氏体晶粒尺寸从约2μm减小至0.8μm(图3a)。Cr的添加使抗拉强度从950 MPa增至1100MPa，但延伸率从15%降至8%，反映出强度提升与延展性下降的权衡。Cr通过增加形核点及调控β相稳定性，显著促进等轴晶形成，晶粒尺寸从约90μm减小至约45μm。此外，Cr改性合金在高温下表现出更高的抗氧化性能，适于高温结构件应用。
铁(Fe)作为最强的β稳定元素之一，通过抑制晶粒生长和加速扩散，是实现微观组织等轴化、改善各向同性的有效元素。Chen等[33]研究表明，在TC4-Fe合金中，Fe在β晶界富集，抑制β晶粒生长，晶粒尺寸从约100μm减小至约50μm，同时增加晶格畸变及位错钉扎效应(图3b)。Fe改性合金的断裂韧性提高约20%，硬度从330HV增至380HV，延伸率从10%增至13%。Fe通过加速元素扩散，促进a和β片层的等轴化，显著改善微观组织的各向同性。Huber等[34]采用L-PBF技术制备Fe改性的TC4合金，发现Fe含量为2wt%时，合金拉伸强度达1200MPa，延伸率约10%，展现出优异的强度-塑性组合，适于高载荷应用场景。
铜(Cu)通过优化熔池热力学和提供形核点，实现柱状晶向等轴晶转变(CET)。Li等[35]研究表明，L-PBF制备的TC4-xCu合金(Cu含量0wt%~5wt%)随Cu含量增加，抗拉强度从950MPa增至1100MPa，但延伸率从15%降至7%，断裂形貌从韧性断裂转变为脆性断裂(图3c)。Cu通过形成Ti2Cu沉淀物及a"相调控微观组织演变，晶粒尺寸从约80μm减小至约40μm，显著促进等轴晶形成。Wu等[36]进一步发现，Cu添加通过降低熔池热梯度及提高形核速率，实现柱状晶向等轴晶的转变(CET)，并提高抗腐蚀性能。然而，高Cu含量导致脆性相析出，需优化含量以平衡性能。
氢(H)作为临时合金化元素，通过促进形核和诱导相变，是驱动柱状晶向等轴晶转变(CET)的特殊策略。Sun等[37-38]研究激光熔化沉积(LMD)中H对TC4合金的影响，发现随H含量增加，粗大柱状晶转变为不规则等轴晶粒，晶粒尺寸从约120μm减小至约60μm。H原子在晶界富集并通过晶格扩散促进形核，超固溶度时析出氢化物作为形核点，加速晶粒细化。冷却过程中，β转化为 δ 相，引发体积膨胀及内应力，诱导 α′ 马氏体相变，形成β H、α H、δ 和 α′ 多相结构(图3d)。 Dai等[39]研究表明,H含量为0.2wt%时，合金拉伸强度达1050MPa，延伸率约9%，展现出良好的强度-韧性匹配。然而，高H含量可能导致氢脆，需严格控制。
综上可知，不同类型的微合金化元素对增材制造TC4钛合金微观组织的等轴化调控具有显著作用，其核心在于驱动柱状晶向等轴晶转变(CET)并降低各向异性。α稳定元素(如O、N、B、C)主要通过提高β转变温度、形成原位增强相(如TiB、TiC)提供强效异质形核点、钉扎晶界抑制柱状晶生长，从而有效促进CET和晶粒细化。β稳定元素(包括同晶型Mo、Nb、Ta及共析型Fe、Cr、Cu、H)则主要通过降低β转变温度、稳定β相、调控凝固热力学(如降低热梯度)以及诱导相变(共析反应或氢化物析出)，在细化α/β片层结构的同时，显著促进等轴晶形成或实现CET。具体而言，同晶型β稳定元素(Mo、Nb、Ta)常利用未溶颗粒或溶质引发的过冷进行异质形核并稳定β相以抑制柱状生长;而共析型β稳定元素(Fe、Cr、Cu、H)则通过调控β相稳定性、引发共析反应形成沉淀相(如Ti2Cu)、或作为临时合金化元素促进形核来强化等轴化效果。合理选择与搭配这些元素，能在不显著增加材料成本的前提下，有效实现增材钛合金组织的精细调控，显著提升材料的综合力学性能与服役可靠性。
3、外场辅助技术对增材制造Ti-6Al-4V合金微观组织等轴化的影响机制
外场辅助技术通过引入超声振动、激光振荡和剧烈塑性变形等物理场，能够有效调控Ti-6Al-4V(TC4)合金在增材制造过程中的凝固行为和微观组织演变，促进柱状晶向等轴晶的转变(CET)，从而显著提升材料的各向同性和力学性能[40]。以下从不同外场辅助技术的角度，系统分析其对TC4合金微观组织等轴化的影响机制及其效果。
3.1剧烈塑性变形
剧烈塑性变形(severe plastic deformation,SPD)技术通过在增材制造过程中或之后引入高应变与位错密度，强烈诱导动态再结晶，是破坏粗大柱状晶结构、驱动柱状晶向等轴晶转变(CET)并实现微观组织等轴化的关键后处理策略。SPD通过在增材制造的层间引入高应变和位错增殖，诱导动态再结晶和晶粒细化，有效抑制粗大柱状晶的形成，实现微观组织的等轴化。常见的SPD技术包括激光冲击强化(laser shock peening, LSP)、喷丸强化(shot peening,SP)、机械锤击(mechanical horse power,MHP)和摩擦搅拌加工(friction stir processing,FSP)。
3.1.1激光冲击强化(LSP)
激光冲击强化(LSP)利用高能量激光脉冲诱导等离子体冲击波，产生高达GPa级的压力和超高应变率(>10^6 s-1)，显著改变TC4合金的微观组织。Lu等[41]研究表明，LSP通过诱导位错增殖和亚晶界形成，为动态再结晶提供额外形核位点，使粗大β柱状晶显著细化，β晶粒尺寸从33.6μm减小至24.3μm(图4a)。微硬度从约330 HV增至380HV，抗拉强度提升约15%(达1050MPa)，延伸率保持在10%以上，展现出优异的强度-塑性平衡。LSP还通过引入残余压缩应力(约300MPa)，显著提高疲劳性能和耐腐蚀性。然而，LSP的深层影响受限于冲击波衰减，需优化激光能量和覆盖率以实现均匀的微观组织调控。
3.1.2喷丸强化(SP)
喷丸强化(SP)通过高速弹丸冲击材料表面，引入压缩应力和塑性变形，会激活大量棱锥型<c+a>位错，通过2种关键作用驱动微观组织等轴化:一是协调较大c轴应变，在纳米晶粒中实现广义塑性流动，打破原始定向生长趋势;二是与基面<a>位错相互作用，形成含基面-棱锥型位错锁(棱柱型<c〉和〈c+a〉位错)的独特低角度晶界(LAGBs)，该低能量晶界显著提升应变诱导晶界稳定性及位错密度。Zhang等[42]研究表明，SP在L-PBF制备的TC4合金表面诱导约200μm深的压缩应力层，残余应力从拉伸状态(约100MPa)转变为压缩状态(约-250MPa)，晶粒尺寸从约40μm减小至25μm。力学性能测试显示，SP处理后合金的抗拉强度提高约10%(达1000MPa),疲劳寿命延长约30%。此外，SP改善了表面粗糙度和耐腐蚀性，适于航空航天结构件的高性能要求。然而，SP的表面强化效果对深层组织影响有限，需结合其他技术以实现整体等轴化。
3.1.3机械锤击(MHP)
机械锤击(MHP)通过高频振动工具(频率约50~100Hz)冲击材料表面，诱导局部塑性变形和再结晶(图4b)。局部塑性变形诱导合金形成周期性粗晶-细晶交替结构，锤击直接作用区域因动态再结晶形成细晶区，未受直接作用区域保留粗晶区，且不受后续沉积层影响，呈现显著周期性特征。同时机械锤击后引入高密度位错，通过位错缠结形成亚晶界，显微观察显示粗晶区因位错堆积产生大量低角度晶界，而细晶区因再结晶位错密度相对较低，为组织演化奠定结构基础。此外，MHP驱动局部塑性应变与晶粒破碎，表层纵向拉伸塑性应变促使粗晶区晶粒沿锤击方向破碎为细小亚晶，中心区域因约束主要通过位错滑移协调应变，保留相对完整的晶粒形态。Lu等[43]研究表明，MHP在激光直接能量沉积(L-DED)过程中将β晶粒尺寸降低约40%(从50~30μm)。MHP通过机械能输入增加位错密度，促进等轴晶形核，显著改善各向同性。力学性能测试显示，MHP处理后合金的拉伸强度达1080MPa，延伸率提高约20%(至12%)。然而，MHP受限于工具耐磨性和高温稳定性，需开发耐高温工具材料以提升工艺适用性。
3.1.4搅拌摩擦加工(FSP)
搅拌摩擦加工(FSP)通过热机械作用诱导剧烈的塑性变形和动态再结晶，形成细小等轴晶粒和双态(α+β)微观组织。Zhang等[44]采用FSP辅助电弧增材制造(WAAM),发现FSP使β晶粒尺寸从约100μm减小至约20μm,α片层宽度从1.5μm减小至0.5μm(图4c)。FSP通过搅拌针的高速旋转(约1000r/min)和热输入(约800℃)诱导局部再结晶，形成均匀的等轴晶结构，拉伸强度提高约12%(达1020MPa)，延伸率提升约25%(至13%)。FSP还通过细化微观组织和消除气孔缺陷，显著提高疲劳性能。然而，FSP受限于高温工具材料的可用性和加工区域的几何约束，需进一步优化工艺参数以扩展应用范围。
3.2超声振动
超声振动通过声流、空化效应和机械振动，调控熔池动力学、均化元素分布、脱气并细化微观组织，显著促进TC4合金凝固过程中的等轴化[45]。具体如下:
3.2.1超声辅助激光能量沉积
Todaro等[46]研究了超声辅助激光能量沉积(laser directed energy deposition,LDED)对TC4合金微观组织的影响(图5)。超声振动(频率约20kHz)增强熔池的马兰戈尼对流，降低表面粗糙度约30%，并通过声流和空化效应减少气孔和微裂纹体积分数(从约1%降至0.3%)。超声振动破碎新凝固的树枝晶，增加形核颗粒数量，使β晶粒尺寸从81μm减小至53μm。力学性能测试表明，超声辅助L-DED样品的显微硬度从330HV增至360HV，抗拉强度提高约10%(达1000MPa)，延伸率提升约15%(至11%)。超声振动的细化机制主要源于声空化诱导的局部过冷和晶粒破碎，促进柱状晶向等轴晶的转变(CET)。
3.2.2超声冲击处理(UIT)
超声冲击处理(UIT)通过高频振荡(约27kHz)诱导表面纳米化和残余应力释放，是增材制造后处理中实现表面层组织等轴化和性能提升的重要技术。Yang等[47]研究表明，UIT在L-PBF制备的TC4合金中使单层样品的残余应力降低40%(从150MPa至90MPa)，多层样品降低70%(从200MPa至60MPa)(图6)。UIT通过高频机械振动诱导表面晶粒纳米化(晶粒尺寸从约50μm减小至20μm)，并促进等轴晶形成，高角度晶界比例从70%增至85%。力学性能测试显示，UIT处理后合金的抗拉强度达1050MPa，延伸率提高约20%(至12%)。UIT还通过改善表面质量和消除微观缺陷，显著提高疲劳寿命。然而，UIT的深层影响有限，需结合其他技术以实现整体微观组织的等轴化。
3.3激光振荡
激光振荡技术通过动态调控熔池热力学行为，是增材制造钛合金实现晶粒细化、抑制柱状晶生长并驱动柱状晶向等轴晶转变(CET)的关键热场调控策略[48]。Dai等[49]开发了振荡激光熔化沉积技术(包括线性、圆形、8字形和无限形振荡)，发现复杂振荡模式显著细化柱状晶(图7)。无限振荡使单道区的初生β晶粒尺寸减小54.24%，重叠区减小42.55%，高角度晶界(HAGB)含量分别从80.96%和79.47%增加到87.29%和89.63%。抗拉强度在平行和垂直方向分别提高16.95%和32.37%，延伸率提高83.60%和13.77%，实现了优异的强度-延展性组合。
此外，Guo等[50]进一步研究了激光摆动频率和幅值对TC4合金微观组织的影响。结果表明，摆动频率为10~50Hz、幅值为1~2mm时，熔池热梯度降低约30%，形核速率提高约50%，晶粒尺寸从约90μm减小至40μm。高频摆动(>50Hz)可能导致熔池不稳定，而低频摆动(<10Hz)对晶粒细化效果有限。优化摆动参数(频率30Hz,幅值1.5mm)使抗拉强度达1100MPa,延伸率约12%，疲劳寿命延长约25%。激光摆动通过动态调控能量输入和凝固速率，显著改善微观组织的均匀性和各向同性，适于高性能TC4合金的制备。
综上所述，外场辅助技术通过引入剧烈塑性变形、超声振动以及激光摆动等物理场，能够有效优化增材制造Ti-6Al-4V合金的凝固行为与微观组织结构，显著促进晶粒的细化与柱状晶向等轴晶的转变。具体而言，剧烈塑性变形技术(如激光冲击强化、喷丸强化、机械锤击、搅拌摩擦加工)通过引入高位错密度、亚晶界和动态再结晶，显著减小晶粒尺寸，提高晶界角度比例，提升合金强度与延展性;超声振动技术(如超声辅助激光能量沉积和超声冲击处理)则主要依靠声空化和声流效应促进熔池内晶粒的破碎与异质成核，降低气孔含量，显著改善晶粒均匀性和组织致密性;激光摆动技术通过调控熔池热梯度和凝固速率，有效提高形核率、细化柱状晶组织，明显改善组织的各向同性和强韧性匹配。因此，合理应用并精细调控这些外场辅助技术的能量输入方式和参数，是实现增材制造Ti-6Al-4V合金微观组织精准等轴化调控、突破柱状晶主导结构限制、提升构件综合性能与服役可靠性的关键途径。
4、热处理工艺调控对增材制造Ti-6Al-4V合金微观组织等轴化的影响机制
热处理通过精确控制相变、晶粒生长及组织演变，是实现增材制造Ti-6Al-4V(TC4)合金微观组织等轴化的关键技术[51]。增材制造的TC4合金通常以片层组织为主，其α相形貌、分布及力学性能受热处理工艺参数的显著影响。本节从激光增材制造(LMD、SLM)和电弧增材制造(WAAM)2种主要工艺出发，系统分析热处理对TC4合金微观组织细化与等轴化的调控机制及效果。
4.1激光增材制造钛合金热处理工艺
激光增材制造通过高能量密度激光实现快速熔化与凝固，赋予TC4合金独特的微观组织特征，但也带来粗大β柱状晶及非平衡相态的挑战。热处理通过调控相变和晶粒生长，能够有效优化微观组织，实现等轴化及性能提升。
4.1.1激光熔化沉积(LMD)热处理
激光熔化沉积(LMD)采用高功率激光和同轴送粉技术实现近净成形，但快速熔化与凝固导致粗大β柱状晶(尺寸为100~200μm)及针状α'马氏体或α相，降低材料的延展性和各向同性。Qin等[52]研究了循环热处理对LMD制备TC4合金微观组织的影响(图8a)。通过在850℃进行2~8次循环热处理，a片层的平均宽度从0.8μm增至9μm,长度从35μm减小至28μm,部分针状α相转变为短棒状α相，显著改善塑性(延伸率从8%增至12%)。循环热处理通过反复加热和冷却诱导α相分解与再结晶，促进β晶界处等轴a晶粒的形核，晶粒尺寸从约120μm减小至约60μm，高角度晶界(HAGB)比例从65%增至80%。力学性能测试显示，拉伸强度保持在950MPa左右，延伸率提升约50%，展现出优异的韧性增强效果。
此外，LMD制备的TC4合金通过固溶处理(如950℃/2h水淬)结合时效处理(如750℃/4h空冷)，可进一步优化微观组织。Xu等[53]研究表明，固溶处理使 α′ 马氏体分解为细小的α+β双相结构，β晶粒尺寸从约150μm减小至70μm，时效处理进一步促进等轴a晶粒的形成。处理后合金的抗拉强度达1000MPa，延伸率达13%，加工硬化能力提高约20%，适于高性能航空航天部件的应用。然而，高温固溶可能导致晶粒轻微粗化，需精确控制热处理参数以平衡强度与韧性。
4.1.2选区激光熔化(SLM)热处理
选区激光熔化(SLM)因其极高的冷却速率(10~10^6 K/s)，形成超细非平衡微观组织，包含β柱状晶(尺寸为50~100μm)及针状α'马氏体，导致高强度但低延展性[54]。Zhang等[55]在850~900℃进行亚转变热处理，发现α'马氏体完全分解为片状α+β结构，a片层宽度从0.5μm增至1.2μm，晶粒尺寸从约80μm减小至40μm。此过程通过调控相变动力学，促进α相的均匀分布和晶粒细化，延伸率从6%增至10%，抗拉强度保持在1050MPa左右。热处理保留部分柱状晶结构，但通过增加形核点和抑制晶粒长大，显著改善各向同性。
进一步地，固溶处理结合时效(如910℃/8h水淬+750℃/4h炉冷)可形成初生a和转化β的双相结构(图8b)。Vilaro等[56]研究表明，固溶处理使β晶粒尺寸从约100μm减小至50μm，时效处理诱导等轴a晶粒的析出，高角度晶界比例从70%增至85%。处理后合金的抗拉强度达1100MPa，延伸率达12%，加工硬化能力提高约25%，展现出优异的强度-韧性组合。超转变热处理(如950℃以上)通过完全再结晶进一步促进β晶粒等轴化，晶粒尺寸减小至约30μm，但需警惕高温下晶粒粗化风险。SLM热处理的优化需综合考虑温度、保温时间及冷却速率，以实现微观组织的精准调控。
综上所述，针对不同增材制造工艺(LMD,SLM)形成的柱状晶主导组织，特定的热处理工艺(循环热处理、固溶时效、超转变热处理)通过相变分解、再结晶和晶粒生长调控，能够有效破碎粗大柱状晶、促进等轴α/β晶粒形成，并显著提高高角度晶界比例，是实现微观组织等轴化重构、降低各向异性、优化强韧性匹配的关键后处理策略。精确控制热处理温度、时间及冷却路径是实现预期等轴化效果的核心。
4.2电弧增材制造钛合金热处理
电弧增材制造(WAAM)采用电弧作为热源，能量输入较高但冷却速率较低(10^2~10^4K/s)，易形成粗大柱状晶组织，β晶粒尺寸通常在200~500μm，显著影响材料的各向同性。热处理通过调控相变和晶粒生长，可显著细化微观组织并促进等轴化。
4.2.1 WAAM热处理工艺
Wang等[57]采用930℃/1h水淬+800℃/2h空冷的两步热处理工艺,研究其对WAAM制备TC4合金微观组织的影响。结果表明，热处理后形成均匀分布的细小晶界α(αGB)、初生 α(αp) 及分散次生 α(αs)， β晶粒尺寸从约300μm减小至100μm,a片层宽度从2μm减小至0.8μm(图9a)。力学性能测试显示，抗拉强度从900MPa增至980 MPa,延伸率从8%增至13%,展现出显著的性能提升。两步热处理通过快速冷却抑制β晶粒长大，并通过时效促进等轴a晶粒的析出，高角度晶界比例从60%增至80%，显著改善各向同性。
4.2.2应力消除退火与热等静压
应力消除退火(如600℃/2h空冷)通过释放增材制造过程中引入的残余应力(约150~200MPa)，显著增强TC4合金的塑性而不引起晶粒粗化。Bermingham等[58]研究表明，应力消除退火使WAAM制备TC4合金的延伸率从7%增至11%，抗拉强度保持在950MPa左右，晶粒尺寸稳定在约150μm。热等静压(HIP,900℃/2h,120MPa)通过高压作用进一步减少微观缺陷，如气孔和微裂纹，体积分数从1%降至0.2%(图9b),但对晶粒尺寸和力学性能的提升有限，延伸率仅提高约5%。HIP处理后，a片层略增宽(从1~1.5μm)，但未显著促进等轴化。WAAM热处理的优化需结合多步热处理工艺，以实现晶粒细化、缺陷消除及等轴化的协同调控。
从上述总结可以发现，热处理作为增材制造Ti-6Al-4V合金微观组织等轴化调控的关键策略，其核心在于解决不同工艺(LMD、SLM、WAAM)形成的粗大柱状晶问题，驱动其向等轴晶组织转变。针对激光熔化沉积(LMD)与选区激光熔化(SLM)制备的合金，通过循环热处理或亚转变热处理，能够显著促进针状α'马氏体的分解和细化，诱导片状或短棒状α相的形成，显著减小晶粒尺寸，提高材料延展性与各向同性[59]。固溶结合时效处理进一步优化了微观组织结构，提升了初生a和转化β相的比例与分布均匀性，提高了高角度晶界比例和加工硬化能力，获得了强度与韧性的优异匹配。对电弧增材制造(WAAM)制备的TC4合金，通过适当的两步热处理工艺，显著细化了β晶粒尺寸并诱导了大量均匀分布的细小α相析出。应力消除退火和热等静压(HIP)则分别降低残余应力和减少内部缺陷，进一步提高了合金的塑性和均匀性，但对晶粒尺寸影响相对有限。因此，合理设计热处理工艺参数，实现晶粒细化、等轴化与性能优化的协同调控，对于增材制造TC4合金的高性能化和实际工程应用具有重要意义。
5、展望
增材制造TC4合金在航空航天、生物医疗等高端制造领域中展现出广泛的应用前景,然而其微观组织通常以粗大柱状β晶粒和针状α'马氏体为主，导致各向异性显著、综合力学性能受限。实现组织细化与等轴化成为提升TC4合金服役性能的关键。本文系统总结了微合金化技术、外场辅助工艺以及热处理方法在调控增材制造TC4合金微观组织等轴化方面的最新研究进展，未来的发展方向可聚焦于以下方面:
1)目前，多元素微合金化研究面临实验维度高、变量耦合复杂等挑战，传统“经验设计+试错法”效率低，未来可探索通过高通量热力学/动力学模拟结合机器学习构建“成分-组织-性能”映射数据库，提升微合金设计的预测能力。具体方法包括:在小样本条件下采用支持向量机等算法，学习Ti、Al、Mo、V等微量元素的协同作用对晶粒尺寸和α/β相比例的影响，从而实现微观组织的精准预测与反向设计。
2)当前超声、电磁等外场设备在增材制造中存在功率密度不足、结构庞大等问题，难以适配复杂构件的制造需求。未来研究可聚焦在轻量化外场作用单元的开发上，通过结构优化使其更易于集成到现有制造系统。同时，结合多物理场数值模拟方法，在成形过程中对外场的作用方式与时空分布进行优化调控，从而更精准地干预材料的熔融流动与组织生长过程。
3)在增材制造中，传统热处理普遍存在“热过程滞后于成形路径”问题，未来可以打造“成形-热历史联动模型+工艺反馈数据库”系统。具体来说，就是在典型的增材制造过程中，整合实时温度监测、数值模拟以及动态检测等手段，搭建起构件热历史的数据库。在此基础上，借助合适的数值优化方法，实现后续热处理工艺的动态适配，从而更好地提升材料组织的均匀性和晶粒的调控效果。
总体而言，增材制造TC4合金的组织调控技术正朝着多学科交叉融合的方向发展，未来需通过材料设计、工艺创新与装备升级的协同发力，为高端领域的轻量化、高可靠性需求提供核心材料支撑。
参考文献
[1] De F C, Brulard A, Vivès S et al. Materials Research Letters[J],2017,5:201
[2] Gorunov A I. Journal of Manufacturing Processes[J], 2020,59:545
[3] Guo W, Sun R J, Song B W et al. Surface and Coatings Technology[J],2018,349:503
[4] Chen J J, Han Y F, Li S P et al. Scripta Materialia[J], 2023, 235:115625
[5] Min J, Han W, Guo Y H et al. Materials Science and Engineering A[J],2024,900:146474
[6] Yang Junwei(杨俊伟),Tang Haibo(汤海波),Tian Xiangjun(田象军)et al.Rare Metal Materials and Engineering(稀有金属材料与工程)[J],2023,52(9):3316
[7] Wang Zhuang(王壮), Shi Yilei(石毅磊),Sang Xinghua(桑兴华)et al. Rare Metal Materials and Engineering(稀有金属材料与工程)[J],2024,53(10):2941
[8] Richter B, Hocker S J, Frankforter E L et al. Additive Manufacturing[J],2024,89:104228
[9] Jiao T, Jiang T, Dai G Q et al. Materials Characterization[J],2023,197:112665
[10] Pan D, Li S F, Li S Let al. Intermetallics[J], 2024, 173: 108434
[11] LiuHQ,HanJZ,HanYFetal.Composites PartB-Engineering[J],2023,267:111039
[12] Liu C, Jin K H, Ye J T et al. Composites Communications[J],2023,40:101611
[13] Liu C, Ye J T, Wei X et al. Composites Part B-Engineering[J],2023,266:111008
[14] Rousseau J N, Bois-Brochu A, Blais C. Additive Manufacturing[J],2018,23:197
[15] Grell W A, Solis-Ramos E, Clark E et al. Additive Manufacturing[J],2017,17:123
[16] Soundarapandiyan G, Leung C L A, Johnston C et al.International Journal of Machine Tools and Manufacture[J],2023,190:104049
[17] Wei W H, Wu W J, Fan S Q et al. Materials& Design[J], 2021,202:109578
[18] Chen C Y, Liu L T, Zhao R X et al. Materials Science and Engineering A[J],2022, 841: 143076
[19] Bermingham M J, Kent D, Zhan H. Acta Materialia[J], 2015,91:289
[20] Banerjee R, Collins P C, Genc A. Materials Science and Engineering A[J],2003,358(1-2):343
[21] Liu H Q, Fang M H, Han Y F et al. Composites Part B-Engineering[J],2023,262:110822
[22] Ma G Y, Yu C, Tang B K. Additive Manufacturing[J], 2020, 35:101323
[23] Zhang J H, Wang L L, Zhao K. Materials Science and Engineering A[J],2024,893:146136
[24] Wang J D, Li L Q, Lin P P et al. Optics and Laser Technology[J],2018,105:195
[25] Thijs L, Verhaeghe F, Craeghs T et al. Acta Materialia[J], 2010,58:3303
[26] Schneider-Maunoury C, Weiss L, Acquier P et al. Additive Manufacturing[J],2017,17:55
[27] Ye Z M, Yu Z R, Gao P P et al. Additive Manufacturing[J], 2024,86:104226
[28] Gou J, Wang Z J, Hu S S et al. Journal of Alloys and Compounds[J], 2020, 829: 154481
[29] Sang Biao(桑彪),Han Wenwu(韩汶武),Li Le(李乐)et al.Iron Steel Vanadium Titanium(钢铁钒钛)[J],2021,43(6):1
[30] Wang J D, Li L Q, Tan C W et al. Journal of Materials Processing Technology[J],2018,252:524
[31] Zeng Y Z, Wang J D, Wei J Z et al. Materials Letters[J], 2022,316:131989
[32] Byun Y, Lee S, Seo S M et al. Metals and Materials International[J],2018,24:1213
[33] Chen F W, Gu Y L, Xu G L et al. Materials& Design[J], 2020,185:108251
[34] Huber F, Papke T, Scheitler C et al. Metals[J], 2018,8(12): 1067
[35] Li K M, Yang J J, Yi Y L et al. Acta Materialia[J], 2023, 256:119112
[36] Wu W M, Chen X C, Fang T H et al. Journal of Alloys and Compounds[J],2024,1002:175450
[37] Sun Z G, Qi F J, Guo Y H et al. Journal of Alloys and Compounds[J],2021,877:160122
[38] Qi F J, Yao J C, Dai G Q et al. International Journal of Hydrogen Energy[J],2023,48:15292
[39] Dai G Q, Yao J C, Guo Y H et al. Materials Characterization[J],2023,205:113188
[40] Yuan D, Shao S Q, Guo C H et al. Ultrasonics Sonochemistry[J],2021,73:105472
[41] Lu H F, Wu L J, Wei H L et al. Additive Manufacturing[J], 2022,55: 102877
[42] Zhang X Y, Huang S, Li D C et al. Additive Manufacturing[J],2022,55:102686
[43] Lu S L, Zhang Z J, Liu R et al. Journal of Alloys and Compounds[J],2022,914:165235
[44] Zhang K, Li B H, Liu W J et al. Journal of Alloys and Compounds[J],2024,1008:176769
[45] Ning F, Cong W L. Journal of Manufacturing Processes[J],2020,51:174
[46] Todaro C J, Easton M A, Qiu D et al. Nature Communications[J],2020,11(1):142
[47] Yang Y C, Jin X, Liu C M et al. Metals[J], 2018, 8(11): 934
[48] Meng X, Min J, Sun Z G et al. Composites Part B-Engineering[J],2021,212:108667
[49] Dai G Q, Sun Z G, Li Y S et al. International Journal of Machine Tools and Manufacture[J],2023,189:104031
[50] Guo W, Sun R J, Song B W et al. Surface and Coatings Technology[J],2018,349:503
[51] Yan X C, Yin S, Chen C Y et al. Journal of Alloys and Compounds[J],2018,764:1056
[52] Qin L Y, Men J H, Zhang L S et al. Materials Science and Engineering A[J],2019,759:404
[53] Xu W, Brandt M, Sun S et al. Acta Materialia[J], 2015, 85: 74
[54] Li X, Shi J J, Wang C H. Journal of Alloys and Compounds[J],2018,764:639
[55] Zhang X Y, Fang G, Leeflang S et al. Journal of Alloys and Compounds[J],2018,735:1562
[56] Vilaro T, Colin C, Bartout J D. Metallurgical and Materials Transactions A[J],2011,42:3190
[57] Wang J, Lin X, Wang M et al. Materials Science and Engineering A[J],2020,776:139020
[58] Bermingham M J, Nicastro L, Kent D et al. Journal of Alloys and Compounds[J],2018,753:247
[59] Xu Hao(徐浩),Sun Qianjiang(孙前江),Wen Chao(文超)et al.Rare Metal Materials and Engineering(稀有金属材料与工程)[J],2024,53(1):178
（注，原文标题：增材制造Ti-6Al-4V合金微观组织等轴化调控研究进展_王楠）
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