鈦合金具有低密度、比強度大、耐高溫和耐腐蝕等特點，因此在航空航天領域得到了廣泛的應用。在航空航天領域，TC4 鈦合金應用量占整個鈦合金應用量的 50%以上 [1] 。然而，切削、鍛造、鑄造等傳統加工方法不僅工藝繁雜，難以成形復雜結構，且材料的重復利用率低，加工成本高。與傳統加工方法相比，增材制造（additive manufacturing，AM）在鈦合金加工方面具有研制周期短、無需模具與大型設備、可一體化成形復雜結構等優(yōu)點。

目前對于 LPBF 成形的 TC4 合金的研究主要集中在組織、缺陷以及靜態(tài)的拉伸性能上。但隨著增材制造 TC4 的應用面不斷拓展，疲勞性能和斷裂韌性等動態(tài)力學性能開始得到人們的關注。尤其是在航空航天領域，隨著飛行器性能的提高與結構的復雜化，早年間以靜強度和剛度為標準的結構設計已無法滿足強度要求，目前的 TC4 結構件設計注重于使用中的疲勞壽命與斷裂韌性這類動態(tài)力學指標。

考慮到 TC4 常用作航空航天領域中的復雜結構件，對于打印的精度有較高的要求。在常見的金屬增材制造技術中，激光粉末床熔融（laser powder bed fusion，LPBF）技術由于有優(yōu)良的成形精度、構件表面質量以及較為簡單的打印環(huán)境，成為了增材制造 TC4 的不二之選。本文從 LPBF 成形 TC4 的特征出發(fā)，總結了其對拉伸性能的影響，并以此為基礎重點綜述了國內外在疲勞和斷裂韌性方面的研究進展，提出了未來可能的研究方向。

1 、激光粉末床熔融 TC4 合金組織與缺陷

1.1 沉積態(tài)組織特征

LPBF 過程中的高冷卻速率以及分層制造過程的重熔導致沉積態(tài) TC4 試樣在橫截面（XOY 面）和縱截面（XOZ 面）上具有不同的組織特征。XOY面的組織主要為初生 β 相和其內部的針狀與板條狀馬氏體 α′。LPBF 過程中產生的熔池冷卻速率極快，可達 10 4 K/s，遠遠超過了發(fā)生馬氏體相變所需的410 K/s，所以 β 相中析出了馬氏體 α′相。XOY 面的組織形貌受工藝參數和掃描策略的影響較大。孫靖等 [2] 的研究結果表明，保持激光功率不變時 β 相及內部的馬氏體 α′相會隨著掃描速度的下降而逐漸粗化。谷雪忠 [3] 對比了不同熔覆層間掃描角度為90°和 67°的情況。掃描角度為 90°時 β 晶粒間以相互垂直的棋盤網格分布，而掃描角度為 67°時網格則近似六邊形，這種差異是不同熔覆層之間熔道交叉形狀的差異導致的。

同時，LPBF 成形過程中不同高度的熱輸入和熱循環(huán)狀況也存在較大的差異，導致不同熔覆層之間 XOY 面的組織形貌也不盡相同。Xu 等 [4] 研究發(fā)現靠近基板的部位因為積累的熱量更多，馬氏體 α′相會分解產為 α+β 相，組織為板條狀 α+β 且較為粗大，而靠近頂端的部分熱量累積少，組織為 β 相和針狀馬氏體 α′。對于熱循環(huán)次數，馬堯 [5] 的研究結果表明，試樣底部由于經歷的熱循環(huán)次數最多可生成四次馬氏體 α′相，不同批次的馬氏體分別與上一級的馬氏體垂直析出而一次馬氏體相與 β 相垂直析出。越接近頂部經歷的熱循環(huán)次數越少，馬氏體的種類與體積也隨之減少。

XOZ 面的組織為穿過多個粉層的 β 相柱狀晶，其內部分布有針狀馬氏體 α′。這是激光打印過程中對上一層的粉層的重熔導致的，先前存在的柱狀晶會沿熔池邊界外延生長，最終形成沿沉積方向的粗大柱狀晶。柱狀晶內部的針狀馬氏體 α′常與柱狀晶呈特定角度生長且針狀馬氏體之間相互平行或垂直，這種位相關系由馬氏體的成核難度和最大熱通量的方向共同決定。XOZ 面的組織形貌主要受工藝參數影響，谷雪忠 [3] 研究了 52 J/mm ³ 和 23.8 J/mm ³兩種能量密度下 LPBF 成形 TC4 XOZ 面的組織形貌，發(fā)現當能量密度足夠使上一層粉層達到 β 相變溫度時，β 柱狀晶可以跨粉層連續(xù)生長，反之則難以形成粗大且連續(xù)的柱狀晶。

1.2 缺陷

LPBF 過程中常會出現球形的氣孔、不規(guī)則的未熔合區(qū)域以及裂紋，這三種常見的缺陷形貌如圖1（c）~（e）所示。Hojjatzadeh 等 [6] 驗證了 LPBF過程中氣孔形成的六種機制，包括原始粉末中就存在的氣孔無法逃逸、易揮發(fā)元素形成的蒸汽無法逃逸、金屬蒸汽的對熔池的反沖壓力使熔池振蕩形成了氣孔、金屬液滴飛濺下落到熔池時產生了氣孔、已存在裂紋的基體重熔時由裂紋釋放出氣孔、匙孔底部的氣體由于激光能量過大無法逃逸。此外 Zhou等 [7] 發(fā)現傳統 LPBF 過程中作為保護氣氛的惰性氣體也會進入基體形成氣孔，將打印的環(huán)境由惰性氣體變?yōu)檎婵湛山档?LPBF 成形 TC4 的孔隙率。未熔合區(qū)域常存在較多未熔化的顆粒，同時容易形成鋒利的邊緣，其成因主要為激光的能量密度不足，無法形成連續(xù)的熔體。裂紋指成型件內部的小裂紋，張升等 [8] 認為是高溫度梯度產生的殘余應力導致了裂紋的產生，這也是目前較為普遍的觀點。

在此基礎上 Zhu 等 [9] 認為夾雜、熔合不良、氣孔等部位容易造成應力集中從而形成裂紋源。蔡偉軍等[10] 發(fā)現 P 與 Si 等元素會產生晶間的液態(tài)薄膜成為熱裂紋的誘因。

研究發(fā)現，通過調整工藝參數，上述三種缺陷均可得到一定的改善。趙春玲等 [11] 發(fā)現隨著激光能量密度增加，缺陷逐漸由不規(guī)則形轉向球形，缺陷的尺寸先減小后增加，這證明 LPBF 成形 TC4 的能量密度存在一個最佳工藝窗口。Zhou 等 [7] 的研究結果表明在真空（1 Pa）條件下的工藝窗口為 800-1333J/mm ³ 。對于傳統的 LPBF 成形 TC4，段偉 [12] 發(fā)現能量密度在 19.49-58.48 J/mm ³ 范圍內時，試樣的致密度可達 99%以上，且在 29.24 J/ mm ³ 附近致密度大于 99.9%。除調整打印參數外，熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP）也是改善 LPBF 成形件缺陷狀況的常用手段。HIP 通過高溫高壓可以使工件中大部分的孔隙和裂紋閉合，呂周晉等 [13] 對致密度99.4%LPBF 成形 TC4 試樣進行 HIP 處理后，致密度超過 99.8%，材料密度達到 4.415 g/cm ³ 以上，已經接近 TC4 的理論密度。HIP 雖然能消除絕大部分缺陷，但其造成的組織粗化會減弱 TC4 的抗疲勞性能 [14]。

1.3 殘余應力

LPBF 成形的加熱和冷卻過程都極快，成形過程中不同部位之間會形成較大的溫度梯度，當不同部位的膨脹和收縮不一致時便會產生殘余應力。殘余應力會使零件容易開裂甚至斷裂 [15] ，因此需要設法減小乃至消除 LPBF 過程產生的殘余應力。

減小溫度梯度最簡單的解決方法是對基板進行預熱。Roberts [16] 通過有限元模擬發(fā)現，將預熱溫度從40℃提高到300℃可以使TC4上表面的殘余拉應力從 737.8 MPa 降低至 355.9 MPa，減少了 50%以上。而 Ali 等 [17] 將預熱溫提高到 770℃時發(fā)現 TC4零件上表面的殘余應力基本消失。熱處理也是減少殘余應力的常見手段，其可以將亞穩(wěn)組織轉變?yōu)槠胶饨M織，消除晶粒間的位錯聚集，從而減小了殘余應力。Leuders 等 [18] 通過 800 ℃兩小時的退火處理將 LPBF 成形 TC4 表面沿沉積方向和掃描方向的殘余應力分別由 230 MPa 和 120 MPa 降低到了 10MPa和5 MPa。張霜銀等 [19] 通過去應力退火將LPBF成形 TC4 Y 方向和 Z 方向的平均殘余應力分別由-114.88 MPa和-82.34 MPa降低至-49.01 MPa和0.52MPa，降幅達 59.8%與 72.3%。此外 LPBF 的工藝參數 也 會 對 殘 余 應 力 造 成 影 響 。 Levkulich [20] 與Vrancken [21] 發(fā)現隨著激光功率的增加，LPBF 成形的 TC4 試樣的殘余應力會降低，其認為是冷卻速率隨著激光功率增加而降低導致的。但激光能量過高則會增加與相鄰層的溫度梯度，反而會產生較大的殘余應力 [22] 。此外梁曉康等 [23] 發(fā)現 TC4 試樣在沉積方向上有較大的殘余拉應力，Anderson 等 [24] 的實驗結果也表明在 x 方向和 z 方向上應力值近似拋物線分布，若改變每層的掃描路徑則可使層與層之間的應力狀態(tài)相等。孫新發(fā) [25] 對旋轉角為 0°，67°和 90°的掃描策略進行了數值仿真，其中旋轉角為67°時應力的各向異性最低。

2 激光粉末床熔融 TC4 合金拉伸性能與傳統工藝制備的 TC4 合金相比，LPBF 成形的 TC4 合金具有高強度低塑性的特點。LPBF 過程中遠超傳統工藝的冷卻速率形成了大量的針狀馬氏體 α′，與傳統 TC4 合金中的 α+β 相相比有著更高的硬度與強度但塑性很低 [26] 。

沉積態(tài)的 TC4 合金拉伸性能主要受打印參數的影響。吳慧敏等 [27] 和雷蕾 [28] 都對激光功率和掃描速度對拉伸性能的影響進行了研究，結果表明LPBF 成形 TC4 合金的拉伸性能由內部缺陷決定，致密度最高、缺陷最少的試樣不論是抗拉強度還是斷后延伸率都要高于其他試樣。LPBF 成形 TC4 合金 XOY 面與 XOZ 面的組織形貌存在明顯差異，導致其拉伸性能也表現出明顯的各向異性。焦?jié)奢x等[29] 測量了水平和垂直方向的拉伸性能，其中水平拉伸試樣的抗拉強度和屈服強度都要高于垂直拉伸試樣而斷后延伸率差別不大。這是因為水平方向 β 晶界的數量要多于垂直方向，對位錯滑移的阻礙更大[30] ，且水平拉力的方向垂直于 β 柱狀晶而垂直拉伸力的方向與柱狀晶平行；另一方面垂直方向為試樣的沉積方向，層間的結合強度會小于層內的結合強度，也導致了垂直拉伸性能不如水平拉伸性能。各向異性可以通過后續(xù)的熱處理消除，竇振等 [31] 通過固溶時效處理使拉伸性能的各向異性水平≤1.2%。

沉積態(tài) TC4 塑性的提升主要依靠后續(xù)的熱處理。目前主流的研究方向為退火處理和固溶時效處理。退火處理時，隨著退火溫度的升高，馬氏體 α′會逐漸分解為 α 相和 β 相，當溫度越接近 β 轉變溫度時，β 相含量越多 [32] 。由于 Al 和 O 等強化元素會在 α 相中富集 [33] ，β 相的強度會低于 α 相；同時β 相為 BCC 結構而 α 相為 HCP 結構，β 相的滑移系多于 α 相，變形協調能力更強。因此退火溫度越高試樣的強度越低塑性越強。但崔麗等 [32] 發(fā)現隨溫度上升，斷后延伸率先增加后下降，其原因可能為高溫時 α 相粗化嚴重且容易形成集束，降低了塑性變形的抗力。通常來說退火溫度在 800 ℃左右時有較好的強度塑性比。固溶時效處理通常會在固溶過后進行水冷來獲得獲得馬氏體 α′，在時效過程中馬氏體 α′會分解成 β 相和彌散 α 相。由于組織大體上保留了原本的 α+β 相的形貌，具有較好的延伸率。同時細小的彌散 α 相不僅能阻礙位錯的運動，還能減少位錯滑移的啟動，從而提高了強度 [34] 。高星等 [35]指出固溶時間不宜過長，否則會使 α 片層過度粗化從而降低塑性。孫兵兵等 [34] 通過 940 ℃和 900 ℃兩次固溶水冷處理來控制 α 片層的尺寸，再經過600℃的時效處理后試樣的抗拉強度為 1158 MPa，伸長率為 11.3%，均大于 940 ℃爐冷試樣的 1061.5MPa 和 10.8%。通過固溶和時效過程分別調節(jié)片層α 相和彌散 α 相的大小可以使 TC4 合金獲得良好的強度塑性比。但其認為粗的 α 片層有利于協調變形和位錯增殖從而提高試樣的塑性，這與前文崔麗和高星等人的觀點有所出入，因此具體的強度塑性調節(jié)機制還有待進一步研究。

通過系統分析現階段激光粉末床熔融成形 TC4合金的研究，可以明顯看出，TC4 的拉伸性能與延伸率總體上呈現反比趨勢，如下圖 1（a）所示。圖1（b）為不同工藝下 TC4 抗拉強度和伸長率的上下限，從圖中可以看出沉積態(tài)的 TC4 強度高塑性低，所有的沉積態(tài)強度都達到了 1000 MPa 以上，但其延伸率的上下限均為最低；單獨的固溶處理效果與退火處理類似，但與退火相比會造成更明顯的強度下降；在固溶的基礎上增加時效處理則可以增強其強度，在圖 1（a）中表現為伸長率相近時，固溶+時效處理的試樣強度大多都高于單獨的固溶處理試樣；從圖 1（b）中可以看出，循環(huán)熱處理由于加熱時間充分，大多都擁有較高的延伸率，其強度范圍與退火及固溶+時效處理相近，但反復的升溫和降溫過程不僅增加了熱處理所需的時間，而且會使流程十分繁瑣，因此應用并不廣泛。從工藝的復雜度和強塑性的結合度來考慮，退火和固溶+時效兩種熱處理方式為目前 LPBF TC4 合金的首選。

3、 激光粉末床熔融 TC4 合金疲勞性能

疲勞性能最常用的表征為疲勞極限 σ f （即試樣在 1×10⁷次循環(huán)周次后仍不會發(fā)生斷裂的最大應力），對于不同增材制造方式下制件的疲勞強度如表1 所示。疲勞性能作為動態(tài)力學性能，與靜態(tài)的拉伸性能存在一定區(qū)別。首先，缺陷的形貌對于疲勞性能的影響要更顯著。武亮亮等 [47] 發(fā)現 800 ℃退火后垂直試樣和水平試樣的疲勞極限存在較大的各向異性，其分別為 543MPa 和 439MPa。通過采用Murakami 的等效面積法 [48] 對缺陷進行處理后，其發(fā)現水平方向的缺陷尺寸要大于垂直方向，產生了疲勞性能的各向異性。對水平和垂直試樣進行 HIP處理后由于缺陷的減少，各向異性的現象得到了改善，垂直試樣和水平試樣的疲勞極限分別為 498MPa 和 447 MPa。

此外，試樣的疲勞性能還受表面狀況的影響。董登科等 [49] 比較了沉積表明和機加工表面狀態(tài)下TC4 的疲勞斷口，結果表明粗糙的沉積表面由于存在微缺陷會產生較高的應力集中，疲勞源萌生于試樣表面；機加工試樣表面不僅更光滑，其引入了殘余壓應力會使裂紋從內部萌生，進一步疲勞性能。易 敏 等[50] 則 采 用 激 光 沖 擊 強 化 （ laser shock peening，LSP）來進行表面改性。LSP 在大幅降低表面孔隙的同時還能形成納米晶、形變孿晶、等軸晶等組織來改善表面組織性能，并且和機加工一樣能引入殘余壓應力，共同提高疲勞性能。

沉積態(tài)的 TC4 具有硬而脆的特點，其疲勞強度也小于傳統 TC4 合金，仍需要通過熱處理來改善性能。Yu 等 [51] 測量了沉積態(tài)、高溫退火和 HIP 三種條件下 LPBF 成形 TC4 的疲勞強度，其中沉積態(tài)的疲勞極限低于 300 MPa，而 HIP 處理的試樣疲勞極限達到了 450~500 MPa，與鍛造退火后的 TC4 相當。

其原理為 HIP 粗化了板條 α 的同時降低了試樣的孔隙率，增長了裂紋的擴展路徑而且減少了裂紋源。劉劍汶 [45] 進一步提高了熱處理的溫度，其發(fā)現950 ℃試樣斷面的疲勞輝紋之間的寬度為（0.53±0.21） μm 小于 850 ℃試樣的（1.07±0.21） μm。850 ℃試樣中存在的連續(xù)的晶界 α 相在循環(huán)加載過程中造成了應力集中，而在 950 ℃時晶界 α 相變得破碎的同時板條 α 相也會發(fā)生粗化，兩者共同阻礙了裂紋的擴展，從而改善了疲勞性能。Qu 等 [14] 利用相變與晶界生長不同步的特點發(fā)明了純凈增材制造 工 藝 （ net-additive manufacturing process ，NAMP），使激光打印 TC4 試樣在消除絕大部分孔隙的同時保留了近似沉積態(tài)的組織，其極為細小的α 相不僅不會成為裂紋源而且還可以有效抑制滑移帶與晶粒作用造成的疲勞損害，與沉積態(tài)相比疲勞強度提升了 106%，達到了 978 MPa，且抗拉強度與沉積態(tài)相近，約為 1230 MPa。目前主流的 TC4 增材制造工藝為 LPBF 與 EBM（Electron Beam Melting，電子束熔化），其疲勞性能如圖 2（a），（b）所示，可以看出 LPBF 成形的 TC4 抗拉強度總體上要大于 EBM，其成因可能為 EBM 的冷卻速率低于LPBF，高溫下的 β 會向（α+β）組織轉變而非成馬氏體 α′，因而抗拉強度更低 [52] 。在不同后處理工藝下二者的疲勞強度相近但均未超過 800 MPa，可能是因為未經 HIP 處理的 LPBF 和 EBM 試樣的疲勞性能主要受增材制造過程中形成的孔隙決定，而經過 HIP 處理后二者的組織均為（α+β）組織 [53,54] ，因而總體上疲勞強度差距不大。

目前傳統的熱處理方式對于 LPBF TC4 的疲勞強度提升較為有限，在此基礎上還會降低其原本的抗拉強度；而進行了 NAMP 處理后的 TC4 不僅保留了與沉積態(tài)相近的抗拉強度，而且還具有極高的疲勞強度，是一種實用性較強的新型熱處理手段。除此之外，諸如 LSP 等表面加工手段對于疲勞強度的提升也較為明顯，為熱處理之外的優(yōu)秀后處理方式。

4、 激光粉末床熔融 TC4 合金斷裂韌性

由于馬氏體 α′的脆性與不穩(wěn)定性以及對裂紋擴展的抵抗性弱，LPBF 成形 TC4 合金的斷裂韌性也低于傳統的鍛造和鑄造 TC4 合金 [77] ，常見的增材制造TC4合金斷裂韌性如表 2所示。與拉伸性能類似，沉積態(tài) TC4 合金的斷裂韌性也表現出了各向異性。

Cain 等 [78] 對沉積態(tài) TC4 合金不同方向上的斷裂韌性進行了研究，如圖 3 所示，斷裂韌性的大小為 XY＞XZ＞ZX（K IC 分別為（28±2） MPa·m 1/2 ，（23±1） MPa·m 1/2 和（16±1） MPa·m 1/2 ），這是 β 柱狀晶和殘余應力共同作用的結果。若只考慮組織形貌 XZ 試樣中裂紋擴展方向平行于 β 柱狀晶，其斷裂韌性應小于裂紋擴展方向垂直于 β 柱狀晶的 ZX試樣，但 Vrancken 等 [79] 發(fā)現 ZX 試樣斷面的周圍存在較高的殘余拉應力，這使得 ZX 試樣在靠近自由表面的部分（即靠近 XOZ 面）會更容易產生裂紋且裂紋擴展速度更快，從而導致斷裂韌性的降低；而XY 試樣斷裂韌性高于 XZ 試樣則是因為 β 柱狀晶在前者方向上的裂紋擴展抗性更強。

熱處理是消除 LPBF TC4 合金各向異性和改善斷裂韌性性能的有效手段，現階段研究者主要針對退火和固溶兩類工藝進行了一定的探索研究。Leuders 等 [18] 對沉積態(tài) TC4 試樣進行了 800 ℃/2 h的退火處理后 x 軸和 y 軸方向的平均殘余應力分別由 105 MPa 和 225 MPa 下降到 0 MPa 和 2.5 MPa，但當溫度繼續(xù)提高時不會使殘余應力更進一步地降低。Cain 等 [78] 在進行了 650 ℃的去應力退火后發(fā)現 β 柱狀晶的結構仍然存在，但熱處理改變了晶粒之間接觸面的平面性，從而減小了各向異性。李玉海 等[77]在 500 ℃ 的 去 應 力 退 火 后 進 行 了700~950 ℃一系列的退火與固溶處理，研究結果表明隨著第二步熱處理溫度的升高板條 α 相會發(fā)生粗化，裂紋擴展路徑因而變得更曲折，斷裂韌性上升；當溫度達到 900 ℃和 950 ℃時粗化的板條 α 相會形成集束使裂紋擴展路徑長度增加，同時 β 相比例上升導致 α/β 相界數目增加，裂紋易在結合力較弱的相界處生成二次裂紋，進一步增大了裂紋擴展的能量損耗，從而再次提高了斷裂韌性。左柏強 [81]以及 Kumar [82] 等人分別對 LPBF TC4 進行了兩相區(qū)退火與固溶時效處理，其斷裂韌性分別為 108MPa·m ^1/2 與 106 MPa·m ^1/2 。Zhang 等 [54] 通過 940 ℃/125 MPa/1.5 h 的熱等靜壓處理在粗化組織的同時減小了 TC4 內部缺陷的含量，處理后試樣的 K C 從沉積態(tài)的（48.43±11.24） MPa·m ^1/2 提升至（137.26±6.54） MPa·m ^1/2 ，達到了沉積態(tài)的近三倍。目前 TC4 斷裂韌性的研究多集中于傳統工藝，熱軋的TC4經過兩相區(qū)固溶時效處理以及 β固溶時效處理后斷裂韌性分別為 61.45 MPa·m ^1/2 與 95.13MPa·m 1/2[85] ，而鍛造成形的 TC4 進行上述兩種熱處理后其斷裂韌性分別可達 75.8 MPa·m ^1/2 與 10⁹ MPa·m 1/2[86] ，這與 LPBF 成形的 TC4 相近。關于其他增材制造方式，童邵輝等 [87] 對 EBM 成形 TC4 的斷裂韌性進行了研究，在將基板預熱到 700℃后其制件根據打印方向不同斷裂韌性在 85.33~101.45MPa·m ^1/2 之間，與熱處理后的 LPBF 制件接近，但EBM 的真空環(huán)境以及 700 ℃的基板預熱溫度對設備要求較高；薛蕾等 [88] 測量了激光立體成形（laser solid forming，LSF）TC4 的斷裂韌性，其范圍在52.6~62.7 MPa·m 1/2 ，高于沉積態(tài) LPBF 試樣，但 LSF精度低于 LPBF；與其類似的還有電弧增材制造技術（wire arc additive manufacturing，WAAM），ZHANG 等 [84] 通過振蕩沉積策略使得沉積態(tài)的WAAM 制件斷裂韌性最高可達 82.1 MPa·m ^1/2 ，但WAAM 相比 LPBF 也存在精度不足的問題。

對于 LPBF 工藝，由于 HIP 在進行熱處理的同時能減少試樣中的缺陷，對斷裂韌性這類動態(tài)力學性能提升較大，是目前提升 LPBF TC4 斷裂韌性的最佳方案。但實際使用時還要考慮零件所要求的損傷容限性能，在滿足損傷容限的情況下，采用工藝更為簡單的退火或固溶時效處理也是可以的。

5 、結束語

隨著激光粉末床熔融 TC4 制件在航空領域中的應用日漸廣泛，其動態(tài)力學性能的重要性愈發(fā)突出。激光粉末床熔融成形的 TC4 合金具有良好的抗拉強度，但其疲勞性能和斷裂韌性較差，通常需要經過后續(xù)的熱處理來提升其疲勞強度和斷裂韌性。

然而常見的高溫退火、固溶時效以及熱等靜壓等手段在提高疲勞強度與斷裂韌性的同時均會伴隨不同程度的抗拉強度下降，如何減少抗拉強度降低的程度將會成為未來研究的一個方向。因此本文總結了激光粉末床熔融成形 TC4 合金的特點與相應的處理方法，并對其拉伸性能、疲勞性能和斷裂韌性進行了具體分析。為獲得更高的力學性能可以從以下兩點入手：（ 1） NAMP（Net-Additive Manufacturing Process）多步熱處理方案由于保留了激光粉末床熔融 TC4 特有的針狀結構，在大幅提升疲勞強度的同時只犧牲了一小部

分抗拉強度，該熱處理方案對于斷裂韌性的影響可進行進一步的研究。（2）激光沖擊強化等手段表明材料的表面狀況對其力學性能有一定影響，在熱處理后進行表面加工可以進一步提升其力學性能。對這些方面展開研究能有效拓寬激光粉末床熔融成形TC4 合金的應用場景，為各行各業(yè)，尤其是航空航天行業(yè)提供有力的技術保障。

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基金項目：跨尺度微結構/缺陷形態(tài)對增材制造構件長壽命服役行為的影響機制研究基金項目（2022YFB4601002）;上海市青年科技啟明星計劃資助（22QB1401300）

通訊作者：張亮（1985—），男，研究員，博士，研究方向為金屬增材制造，聯系地址：上海市虹口區(qū)邯鄲路 99 號上海材料研究所（200437），E-mail:zhangliang@srim.com.cn

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