TC4鈦合金由于具有優(yōu)異的力學(xué)性能、耐腐蝕性和生物相容性等優(yōu)點，在航空航天、機(jī)械和醫(yī)療等領(lǐng)域 得到了較為廣泛的應(yīng)用。但隨著該合金應(yīng)用范圍的拓展，尤其是高性能裝備領(lǐng)域?qū)ζ鋸?qiáng)度和耐溫性等提出了 更高的需求［1-3］。為此，部分研究學(xué)者提出通過制備復(fù)合材料來提升合金性能的研究思路［4-6］。

通常采用增加強(qiáng)化相可以獲得高強(qiáng)度的鈦合金復(fù)合材料，然而較低的塑性會導(dǎo)致材料在機(jī)械加工中容易 出現(xiàn)開裂、黏結(jié)磨損［7-8］等問題，導(dǎo)致工業(yè)中難以加工制造復(fù)雜形狀和結(jié)構(gòu)的復(fù)合材料零部件，這無疑 限制了該類復(fù)合材料的應(yīng)用范圍。激光選區(qū)熔化成形（selectivelasermelting，SLM）技術(shù)是一種以激光 為能量源，選擇性熔化金屬粉末，可以實現(xiàn)復(fù)雜結(jié)構(gòu)和形狀零部件的一體化近凈成型的增材制造工藝［9-12 ］。

該技術(shù)超快速熔化和凝固的成形特點為調(diào)控粉末成分實現(xiàn)鈦合金復(fù)合材料成形及微觀組織調(diào)控提供了新 的技術(shù)途徑［13］。Sui等［14］研究了Ni元素添加對增材制造鈦合金性能的影響，發(fā)現(xiàn)Ni元素能細(xì)化 晶粒、誘導(dǎo)形成球狀α相和擴(kuò)大β相區(qū)。Zhang等［15］通過增材制造實現(xiàn)了TC4+316L合金微米區(qū)域 的相濃度調(diào)制，形成了β+α′雙相結(jié)構(gòu)，實現(xiàn)了變形誘導(dǎo)塑性形變效應(yīng)，獲得了新的合金設(shè)計思路。 Xiong等［16］通過增材制造技術(shù)制備了Ni元素含量為0.4%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）的鈦合金，避免了 Ti2Ni相的生成，實現(xiàn)了鈦合金的晶粒細(xì)化和元素的微合金化作用。目前的相關(guān)研究主要集中在探究部分元 素或增強(qiáng)相添加對增材制造鈦合金復(fù)合材料組織與性能的影響，但是關(guān)于合金添加對打印過程、顯微組織、 熱處理和力學(xué)性能等方面缺乏全面的研究。

GH4169高溫合金和TC4鈦合金是SLM技術(shù)中兩種最常見的合金，已成熟應(yīng)用于商業(yè) 化生產(chǎn)中。

TC4成形態(tài)組織中存在較大的柱狀晶粒，而GH4169粉末中含有較多鈦合金β穩(wěn)定元素如Ni，Cr，F(xiàn)e 等，這些元素是鈦合金中的晶粒細(xì)化劑。本工作通過SLM成功制備了添加一定含量GH4169合金的TC4鈦 合金復(fù)合材料，系統(tǒng)探究了復(fù)合材料的最佳成形工藝參數(shù)，研究了沉積態(tài)試樣和熱處理試樣的顯微組織與力 學(xué)性能，揭示了整體添加合金后對TC4鈦合金組織與性能的影響，為新型鈦合金復(fù)合材料的設(shè)計提供了新 的思路。

1、實驗材料與方法

實驗采用體積比95∶5的TC4鈦合金和GH4169合金混合粉末，通過SLM制備得到TCGH （TC4+GH4169）復(fù)合材料試樣。兩種粉末及TCGH粉末的化學(xué)成分如表1所示。

TCGH粉末微觀形貌如圖1 （a）所示，采用粒度粒形分析儀檢測TCGH粉末粒度，結(jié)果如圖1（b）所示，其D10，D50和D90分別為 24.94，41.64μm和59.30μm。

采用S210型SLM成形設(shè)備制備TCGH復(fù)合材料試樣，優(yōu)化成形參數(shù)如表2所示，成形策略為每層旋 轉(zhuǎn)67°，單層層厚0.03mm，激光掃描間距0.09mm，總成形層數(shù)為600層，成形后試樣宏觀形貌如圖 2所示。

使用精密管式熱處理爐對SLM成形TCGH復(fù)合材料進(jìn)行熱處理，熱處理制度分別為800℃×2h/AC， 900℃×2h/AC，950℃×2h/AC。試樣機(jī)械研磨拋光后用Kroll試劑（1mLHF+3mLHNO3+50mLH2O ）腐蝕。采用Axiovert200MAT型光學(xué)金相顯微鏡（OM）觀察樣品缺陷分布和組織形貌。采用Hita‐ chisu-70型場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）觀察高倍組織和合金粉末形貌，利用配套的EDS對粉末和組織 進(jìn)行元素分析。采用D8Discover型X射線衍射儀（XRD）檢測相的組成，步長為0.017，靶材為Cu靶 。使用In‐stron5982型萬能試驗機(jī)進(jìn)行室溫拉伸實驗，拉伸過程全程加引伸計，拉伸速率0.5mm/min ，直至試樣拉斷。

2、結(jié)果與分析

2.1粉末分布

TCGH復(fù)合材料粉末的元素分布如圖3所示，可以看出，粉末具有較好的球形度，混合較為均勻，由表 1可知，圖3中富集Ni，Cr元素的粉末即為GH4169粉末，其余的為TC4鈦合金粉末，滿足95∶5的 TC4鈦合金和GH4169合金粉末體積比。

2.2SLM成形復(fù)合材料缺陷分布

2.2.1復(fù)合材料內(nèi)部缺陷分析

基于光學(xué)圖像檢測打印態(tài)復(fù)合材料缺陷占比，原始金相圖片（圖4（a））通過ImageJ中threshold 處理轉(zhuǎn)化為缺陷邊界圖像（圖4（b）），缺陷邊界圖像通過ImageJ中analyzeparticles 操作可以測定平面中的總?cè)毕菡急龋鶕?jù)Cavalieri公式最終得到試樣中缺陷 占比［17］。

圖5為SLM成形TCGH復(fù)合材料試樣缺陷形貌。

采用表2中編號為P1參數(shù)對應(yīng)的能量密度成形復(fù)合材料內(nèi)部的缺陷如圖5（a）所示，缺陷形貌為不 規(guī)則形狀，這是由于較小的激光功率和較高的掃描速率會導(dǎo)致單位時間與單位體積內(nèi)可吸收的能量過低，因 此粉末不能完全熔化，在未熔合區(qū)域之間出現(xiàn)孔隙［18-19］。

采用表2中編號為P3參數(shù)的能量密度成形試樣內(nèi)部缺陷形貌主要呈現(xiàn)為規(guī)則球形（圖5（c）），較 大的激光功率和較低的掃描速率可使粉末能夠充分熔化，熔池內(nèi)部溫度過高導(dǎo)致低熔點合金元素氣化，超快 速凝固過程氣化的蒸汽來不及逃逸，因此在成形合金內(nèi)部產(chǎn)生了球形的氣孔缺陷［20］。采用編號為P2的 參數(shù)成形合金內(nèi)部缺陷的形貌如圖5（b）所示，缺陷數(shù)量和尺寸顯著降低。

對圖5中各參數(shù)成形復(fù)合材料內(nèi)部缺陷占比進(jìn)行統(tǒng)計，圖5（a）缺陷占比高達(dá)5.6%，且不規(guī)則形狀 缺陷尺寸較大，主要集中在100μm以上。圖5（c）缺陷占比也達(dá)到1%以上，球形缺陷的尺寸較小，主 要集中在60μm以下，圖5（b）缺陷占比僅為0.5%，但仍然可以在樣品的表面觀察到明顯的缺陷存在， 從缺陷占比也可以顯著看出，隨著能量密度的增加，缺陷數(shù)量和占比都呈現(xiàn)出先減少后增加的規(guī)律。

2.2.2激光功率對TCGH復(fù)合材料內(nèi)部缺陷的影響

激光功率是影響成形復(fù)合材料內(nèi)部缺陷的主導(dǎo)因素，為研究激光功率對SLM成形TCGH復(fù)合材料缺陷的 影響規(guī)律，在編號為P2的參數(shù)基礎(chǔ)上，固定掃描速率為900mm/s，激光功率在70~160W范圍內(nèi)變化，設(shè) 計8組實驗進(jìn)一步調(diào)控TCGH復(fù)合材料的SLM成形參數(shù)。

圖6為不同激光功率下成形復(fù)合材料的內(nèi)部缺陷形貌。在較低的激光功率下，能量密度較小，試樣內(nèi) 部還存在部分不規(guī)則形狀缺陷，且此時試樣表面連續(xù)部分呈現(xiàn)凹凸不平（圖6（a），（b）），層與層之間 結(jié)合力較弱；隨著功率的增加，試樣內(nèi)部不規(guī)則缺陷數(shù)量逐漸減少且表面凹凸不平有所改善（圖6（c）， （d））；激光功率增加至105~150W，試樣內(nèi)部缺陷較少，且表面凹凸不平現(xiàn)象消失（圖6（e），（f） ），但少量缺陷仍然難以完全消除；激光功率達(dá)到155W以上時，能量密度過高，偏離了最佳熔化條件， 試樣內(nèi)部呈現(xiàn)較多的球形缺陷，缺陷數(shù)量也呈現(xiàn)增加的趨勢，缺陷占比增大（圖6（g），（h））。根據(jù)實 驗中缺陷數(shù)量、尺寸的變化規(guī)律，可以獲得最佳成形工藝參數(shù)為掃描速率900mm/s、激光功率150W，采 用該參數(shù)成形復(fù)合材料，內(nèi)部缺陷尺寸、數(shù)量均最小，致密度達(dá)到99.5%以上。TCGH復(fù)合材料缺陷隨激 光功率變化規(guī)律為低功率到高功率由不規(guī)則形狀缺陷轉(zhuǎn)變?yōu)榍蛐稳毕荩毕菡急认葴p后增。后續(xù)實驗采用最 佳成形參數(shù)制備TCGH復(fù)合材料。

2.3TCGH復(fù)合材料微觀組織形貌

2.3.1沉積態(tài)TCGH復(fù)合材料組織形貌

未添加GH4169粉末的TC4鈦合金橫截面顯微組織如圖7（a-1）所示，組織呈現(xiàn)近等軸 狀β晶粒，其尺寸約為100μm，晶粒內(nèi)部分布著快速凝固形成的針狀馬氏體；縱截面顯微組織如圖7（ b-1）所示，可以看出，縱向組織是沿著成形方向的柱狀β晶粒，在SLM成形過程中會產(chǎn)生沿高度方向的 梯度溫度場，導(dǎo)致合金熔化后沿著成形方向發(fā)生定向凝固，從而形成柱狀β晶粒，在β晶粒內(nèi)部分布著 與成形方向成45°角的細(xì)針狀馬氏體，短軸一般不超過5μm，長軸長度限制在β晶粒內(nèi)［21-22］。

圖7（a-2），（b-2）分別為沉積態(tài)TCGH復(fù)合材料橫截面與縱截面顯微組織。加入高溫合金粉末后會 導(dǎo)致成形TCGH復(fù)合材料的微觀形貌與圖7（a-1），（b-1）中TC4鈦合金的微觀形貌截然 不同，β柱狀晶與針狀馬氏體相消失。沉積態(tài)TCGH復(fù)合材料橫截面中可以看到交錯分布的條帶，該條帶 為激光逐行掃描形成的熔池形貌，熔池寬度尺寸在40~100μm之間，激光掃描層間偏轉(zhuǎn)一定角度后形成不 同方向熔池相互搭接，這與SLM過程中采用的掃描策略相關(guān)（每層旋轉(zhuǎn)67°）。如圖7（b-2）所示，試 樣縱截面呈現(xiàn)魚鱗狀熔池形貌，熔池尺寸約為40~100μm，呈現(xiàn)出逐層掃描堆積的形貌，同時，熔池邊緣 可見沿邊界生長的細(xì)長β晶粒，β晶粒短軸約為1μm，長軸可能貫穿整個熔池（圖7（b-2）中插圖 ）。相對于TC4鈦合金，添加GH4169合金粉末后，GH4169中多種β穩(wěn)定元素使得TCGH復(fù)合材料β 相轉(zhuǎn)變溫度降低，同時高溫凝固特征變得明顯，可觀察到逐行掃描搭接和逐層掃描堆積成形特征［23］。微 熔池中的溫度梯度導(dǎo)致熔池中細(xì)長柱狀晶粒的定向生長，柱狀晶的固-液界面由熔池底部向 熔池中心推進(jìn)，細(xì)長柱狀晶在凝固后的冷卻過程中會導(dǎo)致過飽和元素從晶 粒內(nèi)部向晶粒表面擴(kuò)散，合金元素的聚集導(dǎo)致兩柱狀晶中出現(xiàn)白色析出相。溶質(zhì)元素在熔 池底部低溫區(qū)凝固時的不均勻分布形成了微偏析，導(dǎo)致TCGH復(fù)合材料橫縱 截面熔池界面更加清晰可見［24-27］。

2.3.2熱處理態(tài)TCGH復(fù)合材料組織形貌

對SLM制備的復(fù)合材料試樣進(jìn)行熱處理是為了消除合金中的微偏析、殘余應(yīng)力和非平衡組織等，最終 達(dá)到消除SLM技術(shù)導(dǎo)致的各向異性的目的［28］。

圖8為成形TCGH復(fù)合材料熱處理后的顯微組織形貌。由圖8可見，熱處理后快速凝固形成的熔池形 貌消失，內(nèi)部組織轉(zhuǎn)變?yōu)椋ń┑容S狀組織。熱處理溫度對晶粒尺寸的影響較為顯著，隨著 熱處理溫度的上升，復(fù)合材料內(nèi)部的等軸晶粒尺寸逐漸增大，圖8（a-1）為800℃熱處理后的組織 形貌，其內(nèi)部等軸狀晶粒尺寸為7μm左右，當(dāng)溫度升高到900℃以上時（圖8（b-1）），等軸狀晶粒 尺寸可達(dá)300μm，晶粒尺寸增加到原來的30多倍。熱處理晶粒尺寸的快速增大是由于高溫?zé)崽幚泶偈? TCGH復(fù)合材料發(fā)生原子遷移，使得合金試樣中元素發(fā)生擴(kuò)散和均勻分配，熱處理溫度為晶粒長大提供驅(qū)動 力，晶粒自發(fā)長大［29］。同時溫度升高至第二相溶解溫度附近時，第二相粒子發(fā)生固溶，減弱了對晶界的 釘扎作用，導(dǎo)致晶粒長大。

熱處理后SLM成形TCGH復(fù)合材料橫向的EBSD晶粒取向如圖9所示，800，900， 950℃熱處理后平均晶粒尺寸約為7，167μm和220μm。在800℃熱處理溫度下，如圖9 （a）所示，晶粒部分為不規(guī)則形狀，晶粒的取向方向在小范圍內(nèi)具有趨于一致的特 征，（111），（110）取向的晶粒交錯相間排布且晶粒較大，（001）取向不連續(xù)排列，晶粒 較小。相對于熔池中心，熔池邊緣凝固速率更高，導(dǎo)致體心立方β相鈦合金的（001）面在熔 池邊緣處擇優(yōu)生長，因此熔池邊緣的晶粒尺寸較小。隨著溫度升高，900， 950℃熱處理后的等軸晶粒顯著長大，這與圖8（b-1），（c-1）結(jié)果相吻合。

TCGH復(fù)合材料經(jīng)過800℃熱處理后，從橫截面組織可見在晶界上析出了不連續(xù)的橢圓形第二相粒子（ 圖10（a-1）），而縱截面的組織部分仍呈現(xiàn)細(xì)小的柱狀晶特征，晶界上同樣分布著不連續(xù)的第二相粒子（ 圖10（a-2）），該析出相的占比約為15%。經(jīng)過900℃熱處理后的TCGH復(fù)合材料內(nèi)部組織完全等軸化 （圖8和圖9），晶界上的不連續(xù)析出相明顯減少，其形狀由橢圓轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則（圖10（b-1）， （b-2）），占比約為3%，析出相含量降低也是圖8中高溫下TCGH復(fù)合材料晶粒尺寸快速增大的原因 。

900℃熱處理后TCGH復(fù)合材料晶界析出相的EDS元素分析如圖11所示，可以看出，晶 界處析出相富含Ni元素，這是由于Ni在β-Ti基體中擴(kuò)散速率較高，且Ni元素在β-Ti中的固溶度 較低，導(dǎo)致熱處理過程中Ni元素在晶界處富集。

2.4TCGH復(fù)合材料熱處理拉伸性能

圖12（a）為沉積態(tài)與熱處理態(tài)TC4鈦合金和TCGH復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度柱狀圖。與TC4相 比，添加GH4169合金粉末后，沉積態(tài)TCGH復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度得到提升，不同熱處理溫度下，復(fù)合材料 強(qiáng)度均高于TC4鈦合金。熱處理溫度為950℃時，TC4強(qiáng)度為1026MPa，TCGH強(qiáng)度為1279MPa，兩者 強(qiáng)度相差253MPa。不同溫度熱處理后TCGH復(fù)合材料的室溫拉伸性能如圖12（b）所示。900℃及以下進(jìn) 行熱處理時，復(fù)合材料強(qiáng)度相差不大，當(dāng)熱處理溫度升高到950℃時，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度提升至1279 MPa，同時塑性也得到提升。固溶強(qiáng)化和晶界第二相強(qiáng)化（圖9和圖10）是TCGH 復(fù)合材料的兩種主要強(qiáng)化方式，較低的熱處理溫度下，占強(qiáng)化主導(dǎo)地位的是第二相強(qiáng)化，此時強(qiáng)度 雖高，但塑性較低；而提升熱處理溫度，第二相回溶，復(fù)合材料中固溶強(qiáng)化效果占主導(dǎo)地位 ，因此950℃熱處理后合金的強(qiáng)度提升。同時如圖8和圖9所示，950℃熱處理后 TCGH復(fù)合材料的顯微組織變得粗大且等軸化，組織的變化使得其塑性提升。

2.5TCGH復(fù)合材料熱處理拉伸形貌

圖13為復(fù)合材料斷口的形貌分析，圖13（a）為沉積態(tài)TCGH復(fù)合材料拉伸斷口形貌，斷口處未出現(xiàn) 明顯頸縮現(xiàn)象，斷口形貌表現(xiàn)出明顯的解理斷裂特征。

圖13（b）為經(jīng)過800℃熱處理后的TCGH復(fù)合材料拉伸斷口形貌，斷口表現(xiàn)為脆性斷裂，第二相粒 子不能完全固溶進(jìn)入基體使得合金發(fā)生脆斷。圖13（c），

（d）分別為900℃和950℃熱處理后TCGH復(fù)合材料拉伸斷口形貌，斷口表現(xiàn)出沿晶斷 裂和解理斷裂混合形貌，斷口晶面上分布有少量第二相粒子（圖10）。

3、結(jié)論

（1）SLM成形TCGH復(fù)合材料中缺陷類型主要包括兩類：一類是激光能量密度低產(chǎn)生 的不規(guī)則孔洞；另一類是激光能量密度高產(chǎn)生的球形缺陷。激光功率為150W、掃描速率為900mm/s 時，成形復(fù)合材料內(nèi)部缺陷尺寸與數(shù)量最少，復(fù)合材料致密度可達(dá)99.5%以上。

（2）添加GH4169粉末顆粒后，沉積態(tài)組織呈現(xiàn)高溫凝固特征且變得明顯，可觀察到逐行掃描搭接和 逐層掃描堆積成形特征，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度得到提升。

（3）與沉積態(tài)試樣相比，熱處理試樣顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)榻容S組織，使得合金塑性提升。同時隨著熱處 理溫度上升，第二相回溶導(dǎo)致復(fù)合材料的固溶強(qiáng)化作用占主導(dǎo)地位，復(fù)合材料抗拉強(qiáng)度也得到提升。

參考文獻(xiàn)

［1］趙永慶 . 國內(nèi)外鈦合金研究的發(fā)展現(xiàn)狀及趨勢［J］. 中國材料進(jìn)展， 2010， 29（5）： 1-8.

ZHAO Y Q. Current situation and development trend of titanium alloys［J］. Materials China ， 2010， 29（5）： 1-8.

［2］彭艷萍， 曾凡昌， 王俊杰， 等 . 國外航空鈦合金的發(fā)展應(yīng)用及其特點分析［J］. 材料工程， 1997（10）： 3-6.

PENG Y P， ZENG F C， WANG J J， et al. Development，appli‐cation and feature of titanium alloys in foreign aviation industry［J］.Journal of Materials Engineering， 1997（10）： 3-6.

［3］蔡建明， 弭光寶， 高帆， 等 . 航空發(fā)動機(jī)用先進(jìn)高溫鈦合金材料技術(shù)研究與發(fā)展［J］. 材料 工程， 2016， 44（8）： 1-10.

CAI J M， MI G B， GAO F， et al. Research and development of some advanced high temperature titanium alloys for aero-engine ［J］. Journal of Materials Engineering，2016， 44 （8）： 1-10.

［4］金和喜， 魏克湘， 李建明， 等 . 航空用鈦合金研究進(jìn)展［J］. 中國有色金屬學(xué)報， 2015， 25（2）： 280-292.

JIN H X， WEI K X， LI J M， et al. Research development of tita‐nium alloy in aerospace industry［J］. The Chinese Journal of Non‐ferrous Metals， 2015， 25（2）： 280-292.

［5］陳航， 弭光寶， 李培杰， 等 . 氧化石墨烯對 600 ℃高溫鈦合金微觀組織和力學(xué)性能的影響 ［J］. 材料工程， 2019， 47（9）： 38-45.

CHEN H， MI G B， LI P J， et al. Effects of graphene oxide on mi‐crostructure and mechanical properties of 600 ℃ high temperature titanium alloy［J］. Journal of Materials Engineering， 2019， 47（9）：38-45.

［6］耿林， 孟慶武， 郭立新 . 鈦合金表面上兩種鎳基合金粉的激光熔覆研究［J］. 材料工程， 2005（12）： 45-47.

GENG L， MENG Q W， GUO L X. Study of laser cladding two Ni-base alloy powders on titanium alloy［J］. Journal of Materials Engineering， 2005（12）： 45-47.

［7］張鴻濱， 趙文碩， 郭致遠(yuǎn)， 等 . 車削和銑削加工表面塑性變形對TC4 試件疲勞性能的影響［J ］. 表面技術(shù)， 2023， 52（2）： 35-42.

ZHANG H B， ZHAO W S， GUO Z Y， et al. Effects of turned and milled surface plastic deformation on fatigue properties of TC4 specimens［J］. Surface Technology， 2023， 52（2）： 35-42.

［8］王曉琴 . 鈦合金 Ti6Al4V 高效切削刀具摩擦磨損特性及刀具壽命研究［D］. 濟(jì)南：山東大學(xué)， 2009.

WANG X Q. Study on tribological behavior and tool life in Ti6Al4V high performance machining［D］. Jinan：Shandong Uni‐versity， 2009.

［9］THIJS L， VERHAEGHE F， CRAEGHS T， et al. A study of the microstructural evolution during selective laser melting of Ti-6Al-4V ［J］. Acta Materialia， 2010， 58（9）： 3303- 3312.

［10］YAP C Y， CHUA C K， DONG Z L， et al. Review of selective laser melting： materials and applications［J］. Applied Physics Re‐views， 2015， 2（4）：041101.

［11］THIJS L， KEMPEN K， KRUTH J P， et al. Fine-structured aluminium products with controllable texture by selective laser melting of pre-alloyed AlSi10Mg powder［J］. Acta Materialia，2013， 61（5）： 1809-1819.

［12］姜沐池， 任德春， 趙曉彧， 等 . 激光掃描速度對 Ti-Ni 形狀記憶合金組織和性能影響［J］ . 稀有金屬材料與工程， 2023， 52（4）：1455-1463.

JIANG M C， REN D C， ZHAO X Y， et al. Effects of laser addi‐tive manufacturing parameters on microstructure and properties of Ti-Ni shape memory alloy［J］. Rare Metal Materials and Engi‐neering， 2023， 52（4）： 1455-1463.

［13］VRANCKEN B， THIJS L， KRUTH J P， et al. Microstructure and mechanical properties of a novel β titanium metallic composite by selective laser melting［J］. Acta Materialia， 2014，68： 150-158.

［14］SUI S， CHEW Y， WENG F， et al. Study of the intrinsic mecha‐nisms of nickel additive for grain refinement and strength enhance‐ment of laser aided additively manufactured Ti-6Al-4V［J］. Inter‐national Journal of Extreme Manufacturing，2022，4（3）： 035102.

［15］ZHANG T， HUANG Z， YANG T， et al. In situ design of ad‐vanced titanium alloy with concentration modulations by additive manufacturing［J］. Science， 2021， 374（6566）： 478- 482.

［16］XIONG Z， PANG X， LIU S， et al. Hierarchical refinement of nickel-microalloyed titanium during additive manufacturing［J］.Scripta Materialia， 2021， 195： 113727.

［17］MANDARIM-DE-LACERDA C A. Stereological tools in bio‐medical research［J］. Anais da Academia Brasileira de Ciencias，2003， 75（4）： 469-486.

［18］ZHANG B， LI Y， BAI Q. Defect formation mechanisms in se‐lective laser melting： a review ［J］. Chinese Journal of Mechani‐cal Engineering， 2017， 30（3）： 515-527.

［19］GUNENTHIRAM V， PEYRE P， SCHNEIDER M， et al. Ex‐perimental analysis of spatter generation and melt-pool behavior during the powder bed laser beam melting process［J］. Journal of Materials Processing Technology， 2018， 251： 376-386.

［20］CHEN L Y， HUANG J C， LIN C H， et al. Anisotropic re‐sponse of Ti-6Al-4V alloy fabricated by 3D printing selective la‐ser melting ［J］. Materials Science and Engineering： A， 2017，682： 389-395.

［21］OLAKANMI E O， COCHRANE R F， DALGARNO K W. Areview on selective laser sintering/melting（SLS/SLM）of alu‐minium alloy powders： processing， microstructure， and proper‐ties［J］. Progress in Materials Science， 2015， 74： 401-477.

［22］ZHAO Z Y， LI L， BAI P K， et al. The heat treatment influence on the microstructure and hardness of TC4 titanium alloy manu‐factured via selective laser melting［ J］. Materials， 2018， 11（8）：1318.

［23］林鑫， 黃衛(wèi)東 . 高性能金屬構(gòu)件的激光增材制造［J］. 中國科學(xué)：信息科學(xué)， 2015， 45（9 ）： 1111-1126.

LIN X， HUANG W D. Laser additive manufacturing of high-performance metal components［J］. Scientia Sinica（Informatio‐nis）， 2015， 45（9）： 1111-1126.

［24］李玉海， 左柏強(qiáng)， 蔡雨升， 等 . 低高溫雙重?zé)崽幚韺す膺x區(qū)熔化 TC4 鈦合金斷裂韌性影 響［J］. 稀有金屬材料與工程， 2022，51（5）： 1864-1872.

LI Y H， ZUO B Q， CAI Y S， et al. Effect of low and high double heat treatment on fracture toughness of TC4 titanium alloy fabricated by selective laser melting［J］. Rare Metal Materials and Engineering， 2022， 51（5）： 1864-1872.

［25］任德春， 張慧博， 趙曉東， 等 . 打印參數(shù)對電子束增材制造 Ti-Ni 合金性能的影響［J］. 金屬學(xué)報， 2020， 56（8）： 1103-1112.

REN D C， ZHANG H B， ZHAO X D， et al. Influence of manu‐facturing parameters on the properties of electron beam melted Ti-Ni alloy［J］. Acta Metallurgica Sinica， 2020， 56（8） ： 1103-1112.

［26］REN D， LI S， WANG H， et al. Fatigue behavior of Ti-6Al-4V cellular structures fabricated by additive manufacturing technique ［J］. Journal of Materials Science & Technology， 2019， 35（2）：285-294.

［27］CHEN D， WANG P， PAN R， et al. Characteristics of metal specimens formed by selective laser melting： a state-of-the-art re‐view［J］. Journal of Materials Engineering and Performance，2021， 30（10）： 7073-7100.

［28］VILARO T， COLIN C， BARTOUT J D. As-fabricated and heat-treated microstructures of the Ti-6Al-4V alloy processed by selective laser melting［J］. Metallurgical and Materials Transac‐tions A， 2011， 42（10）： 3190-3199.

［29］付立銘， 單愛黨， 王巍 . 低碳 Nb 微合金鋼中 Nb 溶質(zhì)拖曳和析出相 NbC 釘扎對再結(jié)晶晶粒 長大的影響［J］. 金屬學(xué)報， 2010，46（7）： 832-837.

FU L M， SHAN A D， WANG W. Effect of Nb solute drag and NbC precipitate pinning on the recrystallization grain growth in low carbon Nb-microalloyed steel［J］. Acta Metallurgica Sinica，2010， 46（7）： 832-837.

基金項目：國家自然科學(xué)基金資助項目（52205431）；中國科學(xué)院創(chuàng)新交叉團(tuán)隊項目（JCTD-2020-10）

收稿日期：2023-06-06；修訂日期：2023-12-14

通訊作者：任德春（1991—），男，副研究員，博士，主要從事 Ti-Ni 基形狀記憶合金和增材制造鈦 合金相關(guān)研究，聯(lián)系地址：遼寧省沈陽市沈河區(qū)文化路 72 號中國科學(xué)院金屬研究所師昌緒先進(jìn)材料創(chuàng)新中 心輕質(zhì)高強(qiáng)材料研究部（110016），E-mail：dcren14s@imr. ac. cn

相關(guān)鏈接