1、引言

增材制造(additive manufacturing,AM)技術以其高靈活性、近凈成形能力和復雜結構的制備優勢，在航空航天、生物醫療、汽車工業等高端制造領域取得了廣泛的應用[1-2]。鈦合金，特別是經典的Ti-6Al-4V(TC4)合金，由于其良好的力學性能、耐腐蝕性和生物相容性，已成為增材制造領域最具代表性的金屬材料之一[3]。然而，傳統增材制造的TC4合金常表現出粗大柱狀晶粒和明顯的各向異性，導致力學性能不均勻，難以滿足高性能和高可靠性裝備對構件服役性能日益嚴格的要求。因此，如何在增材制造過程中實現TC4合金晶粒的細化與等軸化，突破晶粒形貌與取向的限制，從而獲得組織均勻、性能優異的構件，已成為材料科學與先進制造領域亟待解決的關鍵技術難題之一。

金屬材料的性能主要由其微觀組織決定，而晶粒尺寸、形態和取向則對力學性能具有重要影響。增材制造過程中，熔池的高溫梯度和快速冷卻條件通常導致鈦合金呈現明顯的晶粒取向性和柱狀晶結構。通過調整工藝參數、添加異質形核劑以及合金元素微調等策略，可以顯著改變熔池內部的凝固條件，實現從柱狀晶向等軸晶的轉變(columnar-to-equiaxed transition,CET)[4-5]。其中，異質形核劑的引入可提供有效的異質成核位點，降低晶粒的形核能壘;工藝參數的調控則可顯著改變溫度梯度和凝固速率，促進凝固前沿界面穩定性;而合金元素的適量添加則可以通過影響相變行為和凝固區間，進一步調控晶粒形貌與尺寸[6-7]?？傊ㄟ^上述方法的組合應用，可在增材制造過程中精準控制TC4合金的微觀組織，實現晶粒細化與等軸化，進而顯著提升材料的強韌性、疲勞壽命和服役可靠性。

本文將圍繞增材制造TC4合金等軸晶組織調控這一核心問題，系統總結工藝參數優化、異質形核劑引入以及合金元素微調等多種等軸化調控方法的最新研究進展，深入分析各調控策略的作用機制及其對微觀組織與性能提升的內在規律，并在此基礎上探討該領域未來可能的研究方向與關鍵挑戰，以期為實現增材制造TC4合金構件的高性能化、均質化提供全面的理論依據和實踐指導。

2、不同微合金化方式對增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織等軸化的影響機制

微合金化技術作為鈦合金微觀組織調控的重要手段，通過向TC4合金中添加微量合金元素，能夠精細調控合金的相變行為、晶粒尺寸和晶界特性，進而實現組織結構的細化與等軸化，從根本上提升增材鈦合金構件的綜合力學性能[8]。目前研究表明，根據合金化元素對鈦合金α/β相轉變溫度的影響程度，可將其劃分為α穩定元素、β穩定元素(同晶型和共析型)及中性元素3大類[7]。針對上述元素類型，本節將分別探討不同微合金元素在增材制造條件下對TC4合金微觀組織等軸化作用機制的最新研究成果。

2.1 α穩定元素及間隙元素對TC4合金微觀組織的調控機制

α穩定元素通過提高β相轉變溫度，穩定α相并調控其形貌和分布，對TC4合金的微觀組織等軸化具有重要影響[9]。常見的α穩定元素包括鋁(Al)、硼(B)和雜質元素氧(O)、氮(N)、碳(C)[10-13]。

氧元素在TC4合金微觀組織等軸化調控中具有特定作用，其通過影響熔池行為與晶粒生長條件參與等軸化進程的調控。在定向能量沉積(directed energy deposition,DED)制備TC4合金中，Rousseau等[14]發現氧含量會改變微觀組織形態:高氧含量樣品中α'馬氏體結構更顯著且伴隨清晰β晶界，這種組織特征的變化與晶粒生長取向相關，可能影響柱狀晶向等軸晶的轉變趨勢;同時，熱等靜壓(hot isostatic pressing,HIP)后處理對低氧樣品沖擊性能的取向敏感性影響更明顯，暗示氧可能通過調控組織均勻性間接影響等軸化效果。激光粉末床熔化(laser powder bed fusion,LPBF)過程中，氧對熔池動力學的調控是影響等軸化的關鍵[15]:高氧含量使熔池粘度升高、流動減弱，熔道波動減少，這種穩定的熔池環境可能抑制柱狀晶的擇優生長，為等軸晶形成創造條件;盡管此時微觀組織未發生顯著的形態轉變，但熔池行為的改善有助于減少因流動不均導致的晶粒取向差異，間接促進組織的等軸化傾向。此外，氧的固溶強化效應雖主要體現在力學性能上(如強度、硬度提升),但需注意其對韌性的負面影響-過高氧含量會顯著降低沖擊韌性[14],這提示在利用氧調控等軸化組織時，需通過控制氧含量平衡組織調控效果與性能穩定性，避免因韌性下降影響等軸化組織的實際應用價值。

氮(N)作為間隙元素，其引入形成的強化相是調控增材制造鈦合金凝固組織、促進晶粒細化(特別是柱狀晶向等軸晶轉變)的有效策略之一。N元素通過原位反應生成強化相，顯著細化TC4合金微觀組織并提升力學性能。Wei等[17]在低濃度N2氣氛下通過氣液反應制備了TiN和AlN增強的TC4基復合材料(NTMCs)。隨N2濃度增加，NTMCs的微硬度、0.2%壓縮屈服強度及極限壓縮強度顯著提升。其強化機制包括晶粒細化、彌散強化、沉淀硬化及基體到強化相的載荷轉移(圖1b)。Chen等[18]研究了高氮氣氛下L-PBF制備的TC4合金，發現針狀α'馬氏體顯著細化，并形成β層。這種組織演變源于高氮氣氛下強烈的熱循環，導致更高的熱梯度和冷卻速率。添加25vol%氮后，合金的壓縮強度和應變顯著提高，歸因于馬氏體細化、固溶強化及位錯密度增加。

硼(B)通過形成TiB增強相，能夠有效細化和等軸化TC4合金的微觀組織和性能。Bermingham等[19]研究了在電弧增材制造(wire arc additive manufacturing,WAAM)中添加微量硼(0.13wt%)對TC4合金的影響。結果表明，硼的添加消除了晶界a和團簇α相，形成均勻的細小等軸a晶粒。細小的TiB針狀物分散在微觀組織中，特別是在熱處理后，TiB針可有效作為α相的形核點，生成各向同性的a微觀組織。與未改性的TC4合金相比，硼改性合金在室溫單軸壓縮中的塑性提高了40%，且強度未受損失。Banerjee等[20]通過激光工程化凈成形(laser engineered net shaping,LENS)工藝沉積TC4與硼粉末的混合物，生成原位TiB沉淀相，均勻分散在α/β基體中(圖1c)。硼不僅促進了TiB沉淀，還影響了α/β基體的微觀組織演變，從而實現了晶粒細化和等軸化。Liu等[21]利用L-DED技術制備了TiB/TC4復合材料，解決了強度-延展性權衡和各向異性問題。在液相凝固過程中，TiB的析出和生長引發成分過冷，促進晶粒形核。TiB晶須在晶界處聚集，限制晶粒生長，導致柱狀晶向等軸晶的顯著轉變(CET)。形成的網狀強化相結構在保持較高延展性的同時提高了抗拉強度。因此，B通過形成TiB相，從兩方面調控等軸化機制:一方面通過成分過冷和提供異質形核點顯著促進形核，另一方面通過釘扎晶界有效抑制柱狀晶生長，是實現CET、降低各向異性的強有力手段。

碳(C)通過形成TiC強化相，能夠有效調控TC4合金的微觀組織。Ma等[22]利用DED方法制備了TiC含量從0%~50%的無裂紋鈦基復合材料。添加TiC  p  后,α-Ti晶粒細化，a-Ti編織強度減弱，且TiC與a-Ti之間形成半共格晶格界面，有利于Ti的異質形核。50%TiC  p/ TC4復合材料的微硬度高達730.2HV  0.2  ,磨損質量損失比TC4合金降低45.9%。然而，高TiC含量顯著降低抗拉強度和延伸率，因為脆性TiC相在拉伸過程中僅通過斷裂釋放應力，加速基體達到加工硬化飽和。Zhang等[23]制備了TiC增強的TC4功能梯度材料(FGM),發現隨著TiC含量增加，a-Ti和β-Ti晶粒呈現各向同性且尺寸減小。FGM底部樣品的抗拉強度達1296 MPa，延伸率為7.17%，主要歸因于Hall-Petch強化和固溶強化效應。然而，高熱梯度下脆性TiC相的存在降低了拉伸性能(圖1d)。此外，Wang等[24]研究了不同粒徑TiC顆粒對L-DED制備的TiC/TC4復合材料的影響。超細TiC粉末(<10μm)均勻涂覆在TC4粉末表面，形成原位合成的TiC強化相，主要為顆粒狀和鏈狀共晶TiC，均勻分布于基體中。相比大顆?；旌戏勰繉臃勰┲苽涞膹秃喜牧峡估瓘姸忍岣?.6%，延伸率提高259.3%，斷裂機制主要為共晶TiC相的斷裂和基體的韌性損傷。綜合來看，TiC顆粒通過提供異質形核并釘扎晶界遷移，可有效促進晶粒細化、驅動柱狀晶向等軸晶轉變(CET);然而，過高的TiC體積分數(尤其在陡峭熱梯度條件下)易誘發脆性相富集，導致應力集中及裂紋優先形核，損害材料延展性與整體力學性能。這表明精確調控TiC臨界體積分數及其空間分布對實現最優等軸化效果的核心作用。

2.2β穩定元素對TC4合金微觀組織的調控機制

β穩定元素通過降低β相轉變溫度，擴大β相區并增強其穩定性，對TC4合金的微觀組織等軸化具有重要作用[25]。根據晶格結構和相變行為，β穩定元素可分為同晶型和共析型2類。

2.2.1同晶型β穩定元素

同晶型β穩定元素(Mo、Nb、Ta)是調控增材制造鈦合金晶粒形態、驅動柱狀晶向等軸晶轉變(CET)的關鍵策略之一，其作用核心在于穩定β相并優化凝固行為。

其中，鉬(Mo)通過異質形核和固溶強化雙重機制實現微觀組織優化。Schneider-Maunoury等[26]采用DED技術制備TC4-xMo合金(Mo含量0%、25%、50%、75%、100%)，研究發現未完全溶解的Mo顆粒作為異質形核點，促進新晶粒形成，而溶解的Mo溶質通過形成過冷區提高晶粒細化效率(圖2a)。隨Mo含量從25wt%增至75wt%，微硬度顯著提升，與Mo含量及沉積過程中的冷卻速率密切相關。Ye等[27]通過熱力學分析進一步揭示，Mo溶質在固態熱循環中穩定β相，減少α/β相異質性，從而改善強度與塑性的平衡。此外，Mo添加顯著抑制粗大柱狀晶生長，晶粒尺寸從未改性的約100μm減小至約50μm，顯著提升各向同性。Mo改性TC4合金的抗拉強度可達1100MPa以上，延伸率保持在10%左右，優于傳統鍛造TC4合金，展現出優異的強度-塑性匹配。

鈮(Nb)通過細化初生β-Ti及針狀α-Ti結構，顯著促進TC4合金微觀組織的等軸化。研究表明，Nb添加增加β-Ti及α+β晶界比例，抑制柱狀晶生長，促進等軸晶形成。Gou等[28]采用L-PBF技術制備TC4-xNb合金(Nb含量0wt%~10wt%)，發現隨Nb含量增加，β晶粒尺寸從約80μm減小至約40μm,a片層寬度從1.2μm減小至0.6μm(圖2b)。Nb通過固溶強化及形核促進作用，提高抗拉強度(達1150MPa)、屈服強度(約950MPa)及延伸率(約12%)，優于未改性TC4合金并超越鍛造標準。Nb的添加還在高溫下穩定β相，減少α'馬氏體形成，從而降低內應力并提高疲勞性能。此外，Nb改性合金在腐蝕環境中表現出更高的穩定性，適于航空航天及生物醫療領域的高性能應用。

鉭(Ta)通過調控α/β相比例及抑制柱狀晶生長優化TC4合金微觀組織。桑彪等[29]研究表明，Ta添加增加初生α相比例，減少次生α相，略降低硬度(從約350HV降至320HV)，但顯著提高耐腐蝕性，尤其在高溫高壓環境下(圖2d)。Ta通過促進細小晶粒形成及穩定β相，抑制ω相和α相的析出，顯著提高合金的性能穩定性。此外，Ta通過調控熔池熱動力學，降低熱梯度，促進等軸晶形核，實現柱狀晶向等軸晶的轉變(CET)，顯著改善各向同性。

2.2.2共析型β穩定元素

共析型β穩定元素(Fe、Cr、Cu、H)通過調控凝固動力學和相變行為，是促進增材制造鈦合金柱狀晶向等軸晶轉變(CET)的重要途徑[30-31]。

其中，鉻(Cr)通過在凝固過程中引發成分過冷，促進細小等軸初生晶粒的形成。Byun等[32]采用DED技術制備TC4-xCr合金(Cr含量0wt%~8wt%)，發現隨Cr含量增加，馬氏體轉變受抑，殘余β相體積分數從5%增至20%，馬氏體晶粒尺寸從約2μm減小至0.8μm(圖3a)。Cr的添加使抗拉強度從950 MPa增至1100MPa，但延伸率從15%降至8%，反映出強度提升與延展性下降的權衡。Cr通過增加形核點及調控β相穩定性，顯著促進等軸晶形成，晶粒尺寸從約90μm減小至約45μm。此外，Cr改性合金在高溫下表現出更高的抗氧化性能，適于高溫結構件應用。

鐵(Fe)作為最強的β穩定元素之一，通過抑制晶粒生長和加速擴散，是實現微觀組織等軸化、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晶粒生長，晶粒尺寸從約100μm減小至約50μm，同時增加晶格畸變及位錯釘扎效應(圖3b)。Fe改性合金的斷裂韌性提高約20%，硬度從330HV增至380HV，延伸率從10%增至13%。Fe通過加速元素擴散，促進a和β片層的等軸化，顯著改善微觀組織的各向同性。Huber等[34]采用L-PBF技術制備Fe改性的TC4合金，發現Fe含量為2wt%時，合金拉伸強度達1200MPa，延伸率約10%，展現出優異的強度-塑性組合，適于高載荷應用場景。

銅(Cu)通過優化熔池熱力學和提供形核點，實現柱狀晶向等軸晶轉變(CET)。Li等[35]研究表明，L-PBF制備的TC4-xCu合金(Cu含量0wt%~5wt%)隨Cu含量增加，抗拉強度從950MPa增至1100MPa，但延伸率從15%降至7%，斷裂形貌從韌性斷裂轉變為脆性斷裂(圖3c)。Cu通過形成Ti2Cu沉淀物及a"相調控微觀組織演變，晶粒尺寸從約80μm減小至約40μm，顯著促進等軸晶形成。Wu等[36]進一步發現，Cu添加通過降低熔池熱梯度及提高形核速率，實現柱狀晶向等軸晶的轉變(CET)，并提高抗腐蝕性能。然而，高Cu含量導致脆性相析出，需優化含量以平衡性能。

氫(H)作為臨時合金化元素，通過促進形核和誘導相變，是驅動柱狀晶向等軸晶轉變(CET)的特殊策略。Sun等[37-38]研究激光熔化沉積(LMD)中H對TC4合金的影響，發現隨H含量增加，粗大柱狀晶轉變為不規則等軸晶粒，晶粒尺寸從約120μm減小至約60μm。H原子在晶界富集并通過晶格擴散促進形核，超固溶度時析出氫化物作為形核點，加速晶粒細化。冷卻過程中，β轉化為 δ 相，引發體積膨脹及內應力，誘導  α′ 馬氏體相變，形成β H、α H、δ 和  α′ 多相結構(圖3d)。 Dai等[39]研究表明,H含量為0.2wt%時，合金拉伸強度達1050MPa，延伸率約9%，展現出良好的強度-韌性匹配。然而，高H含量可能導致氫脆，需嚴格控制。

綜上可知，不同類型的微合金化元素對增材制造TC4鈦合金微觀組織的等軸化調控具有顯著作用，其核心在于驅動柱狀晶向等軸晶轉變(CET)并降低各向異性。α穩定元素(如O、N、B、C)主要通過提高β轉變溫度、形成原位增強相(如TiB、TiC)提供強效異質形核點、釘扎晶界抑制柱狀晶生長，從而有效促進CET和晶粒細化。β穩定元素(包括同晶型Mo、Nb、Ta及共析型Fe、Cr、Cu、H)則主要通過降低β轉變溫度、穩定β相、調控凝固熱力學(如降低熱梯度)以及誘導相變(共析反應或氫化物析出)，在細化α/β片層結構的同時，顯著促進等軸晶形成或實現CET。具體而言，同晶型β穩定元素(Mo、Nb、Ta)常利用未溶顆?；蛉苜|引發的過冷進行異質形核并穩定β相以抑制柱狀生長;而共析型β穩定元素(Fe、Cr、Cu、H)則通過調控β相穩定性、引發共析反應形成沉淀相(如Ti2Cu)、或作為臨時合金化元素促進形核來強化等軸化效果。合理選擇與搭配這些元素，能在不顯著增加材料成本的前提下，有效實現增材鈦合金組織的精細調控，顯著提升材料的綜合力學性能與服役可靠性。

3、外場輔助技術對增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織等軸化的影響機制

外場輔助技術通過引入超聲振動、激光振蕩和劇烈塑性變形等物理場，能夠有效調控Ti-6Al-4V(TC4)合金在增材制造過程中的凝固行為和微觀組織演變，促進柱狀晶向等軸晶的轉變(CET)，從而顯著提升材料的各向同性和力學性能[40]。以下從不同外場輔助技術的角度，系統分析其對TC4合金微觀組織等軸化的影響機制及其效果。

3.1劇烈塑性變形

劇烈塑性變形(severe plastic deformation,SPD)技術通過在增材制造過程中或之后引入高應變與位錯密度，強烈誘導動態再結晶，是破壞粗大柱狀晶結構、驅動柱狀晶向等軸晶轉變(CET)并實現微觀組織等軸化的關鍵后處理策略。SPD通過在增材制造的層間引入高應變和位錯增殖，誘導動態再結晶和晶粒細化，有效抑制粗大柱狀晶的形成，實現微觀組織的等軸化。常見的SPD技術包括激光沖擊強化(laser shock peening, LSP)、噴丸強化(shot peening,SP)、機械錘擊(mechanical horse power,MHP)和摩擦攪拌加工(friction stir processing,FSP)。

3.1.1激光沖擊強化(LSP)

激光沖擊強化(LSP)利用高能量激光脈沖誘導等離子體沖擊波，產生高達GPa級的壓力和超高應變率(>10^6 s-1)，顯著改變TC4合金的微觀組織。Lu等[41]研究表明，LSP通過誘導位錯增殖和亞晶界形成，為動態再結晶提供額外形核位點，使粗大β柱狀晶顯著細化，β晶粒尺寸從33.6μm減小至24.3μm(圖4a)。微硬度從約330 HV增至380HV，抗拉強度提升約15%(達1050MPa)，延伸率保持在10%以上，展現出優異的強度-塑性平衡。LSP還通過引入殘余壓縮應力(約300MPa)，顯著提高疲勞性能和耐腐蝕性。然而，LSP的深層影響受限于沖擊波衰減，需優化激光能量和覆蓋率以實現均勻的微觀組織調控。

3.1.2噴丸強化(SP)

噴丸強化(SP)通過高速彈丸沖擊材料表面，引入壓縮應力和塑性變形，會激活大量棱錐型<c+a>位錯，通過2種關鍵作用驅動微觀組織等軸化:一是協調較大c軸應變，在納米晶粒中實現廣義塑性流動，打破原始定向生長趨勢;二是與基面<a>位錯相互作用，形成含基面-棱錐型位錯鎖(棱柱型<c〉和〈c+a〉位錯)的獨特低角度晶界(LAGBs)，該低能量晶界顯著提升應變誘導晶界穩定性及位錯密度。Zhang等[42]研究表明，SP在L-PBF制備的TC4合金表面誘導約200μm深的壓縮應力層，殘余應力從拉伸狀態(約100MPa)轉變為壓縮狀態(約-250MPa)，晶粒尺寸從約40μm減小至25μm。力學性能測試顯示，SP處理后合金的抗拉強度提高約10%(達1000MPa),疲勞壽命延長約30%。此外，SP改善了表面粗糙度和耐腐蝕性，適于航空航天結構件的高性能要求。然而，SP的表面強化效果對深層組織影響有限，需結合其他技術以實現整體等軸化。

3.1.3機械錘擊(MHP)

機械錘擊(MHP)通過高頻振動工具(頻率約50~100Hz)沖擊材料表面，誘導局部塑性變形和再結晶(圖4b)。局部塑性變形誘導合金形成周期性粗晶-細晶交替結構，錘擊直接作用區域因動態再結晶形成細晶區，未受直接作用區域保留粗晶區，且不受后續沉積層影響，呈現顯著周期性特征。同時機械錘擊后引入高密度位錯，通過位錯纏結形成亞晶界，顯微觀察顯示粗晶區因位錯堆積產生大量低角度晶界，而細晶區因再結晶位錯密度相對較低，為組織演化奠定結構基礎。此外，MHP驅動局部塑性應變與晶粒破碎，表層縱向拉伸塑性應變促使粗晶區晶粒沿錘擊方向破碎為細小亞晶，中心區域因約束主要通過位錯滑移協調應變，保留相對完整的晶粒形態。Lu等[43]研究表明，MHP在激光直接能量沉積(L-DED)過程中將β晶粒尺寸降低約40%(從50~30μm)。MHP通過機械能輸入增加位錯密度，促進等軸晶形核，顯著改善各向同性。力學性能測試顯示，MHP處理后合金的拉伸強度達1080MPa，延伸率提高約20%(至12%)。然而，MHP受限于工具耐磨性和高溫穩定性，需開發耐高溫工具材料以提升工藝適用性。

3.1.4攪拌摩擦加工(FSP)

攪拌摩擦加工(FSP)通過熱機械作用誘導劇烈的塑性變形和動態再結晶，形成細小等軸晶粒和雙態(α+β)微觀組織。Zhang等[44]采用FSP輔助電弧增材制造(WAAM),發現FSP使β晶粒尺寸從約100μm減小至約20μm,α片層寬度從1.5μm減小至0.5μm(圖4c)。FSP通過攪拌針的高速旋轉(約1000r/min)和熱輸入(約800℃)誘導局部再結晶，形成均勻的等軸晶結構，拉伸強度提高約12%(達1020MPa)，延伸率提升約25%(至13%)。FSP還通過細化微觀組織和消除氣孔缺陷，顯著提高疲勞性能。然而，FSP受限于高溫工具材料的可用性和加工區域的幾何約束，需進一步優化工藝參數以擴展應用范圍。

3.2超聲振動

超聲振動通過聲流、空化效應和機械振動，調控熔池動力學、均化元素分布、脫氣并細化微觀組織，顯著促進TC4合金凝固過程中的等軸化[45]。具體如下:

3.2.1超聲輔助激光能量沉積

Todaro等[46]研究了超聲輔助激光能量沉積(laser directed energy deposition,LDED)對TC4合金微觀組織的影響(圖5)。超聲振動(頻率約20kHz)增強熔池的馬蘭戈尼對流，降低表面粗糙度約30%，并通過聲流和空化效應減少氣孔和微裂紋體積分數(從約1%降至0.3%)。超聲振動破碎新凝固的樹枝晶，增加形核顆粒數量，使β晶粒尺寸從81μm減小至53μm。力學性能測試表明，超聲輔助L-DED樣品的顯微硬度從330HV增至360HV，抗拉強度提高約10%(達1000MPa)，延伸率提升約15%(至11%)。超聲振動的細化機制主要源于聲空化誘導的局部過冷和晶粒破碎，促進柱狀晶向等軸晶的轉變(CET)。

3.2.2超聲沖擊處理(UIT)

超聲沖擊處理(UIT)通過高頻振蕩(約27kHz)誘導表面納米化和殘余應力釋放，是增材制造后處理中實現表面層組織等軸化和性能提升的重要技術。Yang等[47]研究表明，UIT在L-PBF制備的TC4合金中使單層樣品的殘余應力降低40%(從150MPa至90MPa)，多層樣品降低70%(從200MPa至60MPa)(圖6)。UIT通過高頻機械振動誘導表面晶粒納米化(晶粒尺寸從約50μm減小至20μm)，并促進等軸晶形成，高角度晶界比例從70%增至85%。力學性能測試顯示，UIT處理后合金的抗拉強度達1050MPa，延伸率提高約20%(至12%)。UIT還通過改善表面質量和消除微觀缺陷，顯著提高疲勞壽命。然而，UIT的深層影響有限，需結合其他技術以實現整體微觀組織的等軸化。

3.3激光振蕩

激光振蕩技術通過動態調控熔池熱力學行為，是增材制造鈦合金實現晶粒細化、抑制柱狀晶生長并驅動柱狀晶向等軸晶轉變(CET)的關鍵熱場調控策略[48]。Dai等[49]開發了振蕩激光熔化沉積技術(包括線性、圓形、8字形和無限形振蕩)，發現復雜振蕩模式顯著細化柱狀晶(圖7)。無限振蕩使單道區的初生β晶粒尺寸減小54.24%，重疊區減小42.55%，高角度晶界(HAGB)含量分別從80.96%和79.47%增加到87.29%和89.63%。抗拉強度在平行和垂直方向分別提高16.95%和32.37%，延伸率提高83.60%和13.77%，實現了優異的強度-延展性組合。

此外，Guo等[50]進一步研究了激光擺動頻率和幅值對TC4合金微觀組織的影響。結果表明，擺動頻率為10~50Hz、幅值為1~2mm時，熔池熱梯度降低約30%，形核速率提高約50%，晶粒尺寸從約90μm減小至40μm。高頻擺動(>50Hz)可能導致熔池不穩定，而低頻擺動(<10Hz)對晶粒細化效果有限。優化擺動參數(頻率30Hz,幅值1.5mm)使抗拉強度達1100MPa,延伸率約12%，疲勞壽命延長約25%。激光擺動通過動態調控能量輸入和凝固速率，顯著改善微觀組織的均勻性和各向同性，適于高性能TC4合金的制備。

綜上所述，外場輔助技術通過引入劇烈塑性變形、超聲振動以及激光擺動等物理場，能夠有效優化增材制造Ti-6Al-4V合金的凝固行為與微觀組織結構，顯著促進晶粒的細化與柱狀晶向等軸晶的轉變。具體而言，劇烈塑性變形技術(如激光沖擊強化、噴丸強化、機械錘擊、攪拌摩擦加工)通過引入高位錯密度、亞晶界和動態再結晶，顯著減小晶粒尺寸，提高晶界角度比例，提升合金強度與延展性;超聲振動技術(如超聲輔助激光能量沉積和超聲沖擊處理)則主要依靠聲空化和聲流效應促進熔池內晶粒的破碎與異質成核，降低氣孔含量，顯著改善晶粒均勻性和組織致密性;激光擺動技術通過調控熔池熱梯度和凝固速率，有效提高形核率、細化柱狀晶組織，明顯改善組織的各向同性和強韌性匹配。因此，合理應用并精細調控這些外場輔助技術的能量輸入方式和參數，是實現增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織精準等軸化調控、突破柱狀晶主導結構限制、提升構件綜合性能與服役可靠性的關鍵途徑。

4、熱處理工藝調控對增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織等軸化的影響機制

熱處理通過精確控制相變、晶粒生長及組織演變，是實現增材制造Ti-6Al-4V(TC4)合金微觀組織等軸化的關鍵技術[51]。增材制造的TC4合金通常以片層組織為主，其α相形貌、分布及力學性能受熱處理工藝參數的顯著影響。本節從激光增材制造(LMD、SLM)和電弧增材制造(WAAM)2種主要工藝出發，系統分析熱處理對TC4合金微觀組織細化與等軸化的調控機制及效果。

4.1激光增材制造鈦合金熱處理工藝

激光增材制造通過高能量密度激光實現快速熔化與凝固，賦予TC4合金獨特的微觀組織特征，但也帶來粗大β柱狀晶及非平衡相態的挑戰。熱處理通過調控相變和晶粒生長，能夠有效優化微觀組織，實現等軸化及性能提升。

4.1.1激光熔化沉積(LMD)熱處理

激光熔化沉積(LMD)采用高功率激光和同軸送粉技術實現近凈成形，但快速熔化與凝固導致粗大β柱狀晶(尺寸為100~200μm)及針狀α'馬氏體或α相，降低材料的延展性和各向同性。Qin等[52]研究了循環熱處理對LMD制備TC4合金微觀組織的影響(圖8a)。通過在850℃進行2~8次循環熱處理，a片層的平均寬度從0.8μm增至9μm,長度從35μm減小至28μm,部分針狀α相轉變為短棒狀α相，顯著改善塑性(延伸率從8%增至12%)。循環熱處理通過反復加熱和冷卻誘導α相分解與再結晶，促進β晶界處等軸a晶粒的形核，晶粒尺寸從約120μm減小至約60μm，高角度晶界(HAGB)比例從65%增至80%。力學性能測試顯示，拉伸強度保持在950MPa左右，延伸率提升約50%，展現出優異的韌性增強效果。

此外，LMD制備的TC4合金通過固溶處理(如950℃/2h水淬)結合時效處理(如750℃/4h空冷)，可進一步優化微觀組織。Xu等[53]研究表明，固溶處理使  α′ 馬氏體分解為細小的α+β雙相結構，β晶粒尺寸從約150μm減小至70μm，時效處理進一步促進等軸a晶粒的形成。處理后合金的抗拉強度達1000MPa，延伸率達13%，加工硬化能力提高約20%，適于高性能航空航天部件的應用。然而，高溫固溶可能導致晶粒輕微粗化，需精確控制熱處理參數以平衡強度與韌性。

4.1.2選區激光熔化(SLM)熱處理

選區激光熔化(SLM)因其極高的冷卻速率(10~10^6 K/s)，形成超細非平衡微觀組織，包含β柱狀晶(尺寸為50~100μm)及針狀α'馬氏體，導致高強度但低延展性[54]。Zhang等[55]在850~900℃進行亞轉變熱處理，發現α'馬氏體完全分解為片狀α+β結構，a片層寬度從0.5μm增至1.2μm，晶粒尺寸從約80μm減小至40μm。此過程通過調控相變動力學，促進α相的均勻分布和晶粒細化，延伸率從6%增至10%，抗拉強度保持在1050MPa左右。熱處理保留部分柱狀晶結構，但通過增加形核點和抑制晶粒長大，顯著改善各向同性。

進一步地，固溶處理結合時效(如910℃/8h水淬+750℃/4h爐冷)可形成初生a和轉化β的雙相結構(圖8b)。Vilaro等[56]研究表明，固溶處理使β晶粒尺寸從約100μm減小至50μm，時效處理誘導等軸a晶粒的析出，高角度晶界比例從70%增至85%。處理后合金的抗拉強度達1100MPa，延伸率達12%，加工硬化能力提高約25%，展現出優異的強度-韌性組合。超轉變熱處理(如950℃以上)通過完全再結晶進一步促進β晶粒等軸化，晶粒尺寸減小至約30μm，但需警惕高溫下晶粒粗化風險。SLM熱處理的優化需綜合考慮溫度、保溫時間及冷卻速率，以實現微觀組織的精準調控。

綜上所述，針對不同增材制造工藝(LMD,SLM)形成的柱狀晶主導組織，特定的熱處理工藝(循環熱處理、固溶時效、超轉變熱處理)通過相變分解、再結晶和晶粒生長調控，能夠有效破碎粗大柱狀晶、促進等軸α/β晶粒形成，并顯著提高高角度晶界比例，是實現微觀組織等軸化重構、降低各向異性、優化強韌性匹配的關鍵后處理策略。精確控制熱處理溫度、時間及冷卻路徑是實現預期等軸化效果的核心。

4.2電弧增材制造鈦合金熱處理

電弧增材制造(WAAM)采用電弧作為熱源，能量輸入較高但冷卻速率較低(10^2~10^4K/s)，易形成粗大柱狀晶組織，β晶粒尺寸通常在200~500μm，顯著影響材料的各向同性。熱處理通過調控相變和晶粒生長，可顯著細化微觀組織并促進等軸化。

4.2.1 WAAM熱處理工藝

Wang等[57]采用930℃/1h水淬+800℃/2h空冷的兩步熱處理工藝,研究其對WAAM制備TC4合金微觀組織的影響。結果表明，熱處理后形成均勻分布的細小晶界α(αGB)、初生  α(αp) 及分散次生  α(αs)，  β晶粒尺寸從約300μm減小至100μm,a片層寬度從2μm減小至0.8μm(圖9a)。力學性能測試顯示，抗拉強度從900MPa增至980 MPa,延伸率從8%增至13%,展現出顯著的性能提升。兩步熱處理通過快速冷卻抑制β晶粒長大，并通過時效促進等軸a晶粒的析出，高角度晶界比例從60%增至80%，顯著改善各向同性。

4.2.2應力消除退火與熱等靜壓

應力消除退火(如600℃/2h空冷)通過釋放增材制造過程中引入的殘余應力(約150~200MPa)，顯著增強TC4合金的塑性而不引起晶粒粗化。Bermingham等[58]研究表明，應力消除退火使WAAM制備TC4合金的延伸率從7%增至11%，抗拉強度保持在950MPa左右，晶粒尺寸穩定在約150μm。熱等靜壓(HIP,900℃/2h,120MPa)通過高壓作用進一步減少微觀缺陷，如氣孔和微裂紋，體積分數從1%降至0.2%(圖9b),但對晶粒尺寸和力學性能的提升有限，延伸率僅提高約5%。HIP處理后，a片層略增寬(從1~1.5μm)，但未顯著促進等軸化。WAAM熱處理的優化需結合多步熱處理工藝，以實現晶粒細化、缺陷消除及等軸化的協同調控。

從上述總結可以發現，熱處理作為增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織等軸化調控的關鍵策略，其核心在于解決不同工藝(LMD、SLM、WAAM)形成的粗大柱狀晶問題，驅動其向等軸晶組織轉變。針對激光熔化沉積(LMD)與選區激光熔化(SLM)制備的合金，通過循環熱處理或亞轉變熱處理，能夠顯著促進針狀α'馬氏體的分解和細化，誘導片狀或短棒狀α相的形成，顯著減小晶粒尺寸，提高材料延展性與各向同性[59]。固溶結合時效處理進一步優化了微觀組織結構，提升了初生a和轉化β相的比例與分布均勻性，提高了高角度晶界比例和加工硬化能力，獲得了強度與韌性的優異匹配。對電弧增材制造(WAAM)制備的TC4合金，通過適當的兩步熱處理工藝，顯著細化了β晶粒尺寸并誘導了大量均勻分布的細小α相析出。應力消除退火和熱等靜壓(HIP)則分別降低殘余應力和減少內部缺陷，進一步提高了合金的塑性和均勻性，但對晶粒尺寸影響相對有限。因此，合理設計熱處理工藝參數，實現晶粒細化、等軸化與性能優化的協同調控，對于增材制造TC4合金的高性能化和實際工程應用具有重要意義。

5、展望

增材制造TC4合金在航空航天、生物醫療等高端制造領域中展現出廣泛的應用前景,然而其微觀組織通常以粗大柱狀β晶粒和針狀α'馬氏體為主，導致各向異性顯著、綜合力學性能受限。實現組織細化與等軸化成為提升TC4合金服役性能的關鍵。本文系統總結了微合金化技術、外場輔助工藝以及熱處理方法在調控增材制造TC4合金微觀組織等軸化方面的最新研究進展，未來的發展方向可聚焦于以下方面:

1)目前，多元素微合金化研究面臨實驗維度高、變量耦合復雜等挑戰，傳統“經驗設計+試錯法”效率低，未來可探索通過高通量熱力學/動力學模擬結合機器學習構建“成分-組織-性能”映射數據庫，提升微合金設計的預測能力。具體方法包括:在小樣本條件下采用支持向量機等算法，學習Ti、Al、Mo、V等微量元素的協同作用對晶粒尺寸和α/β相比例的影響，從而實現微觀組織的精準預測與反向設計。

2)當前超聲、電磁等外場設備在增材制造中存在功率密度不足、結構龐大等問題，難以適配復雜構件的制造需求。未來研究可聚焦在輕量化外場作用單元的開發上，通過結構優化使其更易于集成到現有制造系統。同時，結合多物理場數值模擬方法，在成形過程中對外場的作用方式與時空分布進行優化調控，從而更精準地干預材料的熔融流動與組織生長過程。

3)在增材制造中，傳統熱處理普遍存在“熱過程滯后于成形路徑”問題，未來可以打造“成形-熱歷史聯動模型+工藝反饋數據庫”系統。具體來說，就是在典型的增材制造過程中，整合實時溫度監測、數值模擬以及動態檢測等手段，搭建起構件熱歷史的數據庫。在此基礎上，借助合適的數值優化方法，實現后續熱處理工藝的動態適配，從而更好地提升材料組織的均勻性和晶粒的調控效果。

總體而言，增材制造TC4合金的組織調控技術正朝著多學科交叉融合的方向發展，未來需通過材料設計、工藝創新與裝備升級的協同發力，為高端領域的輕量化、高可靠性需求提供核心材料支撐。

參考文獻

[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(楊俊偉),Tang Haibo(湯海波),Tian Xiangjun(田象軍)et al.Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程)[J],2023,52(9):3316

[7] Wang Zhuang(王壯), Shi Yilei(石毅磊),Sang Xinghua(桑興華)et al. Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程)[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(韓汶武),Li Le(李樂)et al.Iron Steel Vanadium Titanium(鋼鐵釩鈦)[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(孫前江),Wen Chao(文超)et al.Rare Metal Materials and Engineering(稀有金屬材料與工程)[J],2024,53(1):178

（注，原文標題：增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織等軸化調控研究進展_王楠）

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