1、引言

增材制造(additive manufacturing,AM)技術(shù)以其高靈活性、近凈成形能力和復(fù)雜結(jié)構(gòu)的制備優(yōu)勢，在航空航天、生物醫(yī)療、汽車工業(yè)等高端制造領(lǐng)域取得了廣泛的應(yīng)用[1-2]。鈦合金，特別是經(jīng)典的Ti-6Al-4V(TC4)合金，由于其良好的力學(xué)性能、耐腐蝕性和生物相容性，已成為增材制造領(lǐng)域最具代表性的金屬材料之一[3]。然而，傳統(tǒng)增材制造的TC4合金常表現(xiàn)出粗大柱狀晶粒和明顯的各向異性，導(dǎo)致力學(xué)性能不均勻，難以滿足高性能和高可靠性裝備對構(gòu)件服役性能日益嚴(yán)格的要求。因此，如何在增材制造過程中實現(xiàn)TC4合金晶粒的細(xì)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(yōu)異的構(gòu)件，已成為材料科學(xué)與先進(jìn)制造領(lǐng)域亟待解決的關(guān)鍵技術(shù)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(tài)和取向則對力學(xué)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(dǎo)致鈦合金呈現(xiàn)明顯的晶粒取向性和柱狀晶結(jié)構(gòu)。通過調(diào)整工藝參數(shù)、添加異質(zhì)形核劑以及合金元素微調(diào)等策略，可以顯著改變?nèi)鄢貎?nèi)部的凝固條件，實現(xiàn)從柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變(columnar-to-equiaxed transition,CET)[4-5]。其中，異質(zhì)形核劑的引入可提供有效的異質(zhì)成核位點，降低晶粒的形核能壘;工藝參數(shù)的調(diào)控則可顯著改變溫度梯度和凝固速率，促進(jìn)凝固前沿界面穩(wěn)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(qū)間，進(jìn)一步調(diào)控晶粒形貌與尺寸[6-7]。總之，通過上述方法的組合應(yīng)用，可在增材制造過程中精準(zhǔn)控制TC4合金的微觀組織，實現(xiàn)晶粒細(xì)化與等軸化，進(jìn)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(diào)控這一核心問題，系統(tǒng)總結(jié)工藝參數(shù)優(yōu)化、異質(zhì)形核劑引入以及合金元素微調(diào)等多種等軸化調(diào)控方法的最新研究進(jìn)展，深入分析各調(diào)控策略的作用機制及其對微觀組織與性能提升的內(nèi)在規(guī)律，并在此基礎(chǔ)上探討該領(lǐng)域未來可能的研究方向與關(guān)鍵挑戰(zhàn)，以期為實現(xiàn)增材制造TC4合金構(gòu)件的高性能化、均質(zhì)化提供全面的理論依據(jù)和實踐指導(dǎo)。

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(shù)作為鈦合金微觀組織調(diào)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(xì)調(diào)控合金的相變行為、晶粒尺寸和晶界特性，進(jìn)而實現(xiàn)組織結(jié)構(gòu)的細(xì)化與等軸化，從根本上提升增材鈦合金構(gòu)件的綜合力學(xué)性能[8]。目前研究表明，根據(jù)合金化元素對鈦合金α/β相轉(zhuǎn)變溫度的影響程度，可將其劃分為α穩(wěn)定元素、β穩(wěn)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(jié)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(wěn)定元素及間隙元素對TC4合金微觀組織的調(diào)控機制

α穩(wěn)定元素通過提高β相轉(zhuǎn)變溫度，穩(wěn)定α相并調(diào)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(wěn)定元素包括鋁(Al)、硼(B)和雜質(zhì)元素氧(O)、氮(N)、碳(C)[10-13]。

氧(O)作為間隙元素，對TC4合金的微觀組織和力學(xué)性能有顯著影響。在增材制造過程中，氧含量直接影響微觀組織的形貌和相態(tài)。Rousseau等[14]研究了定向能量沉積(DED)制備的TC4合金中氧含量對微觀組織和力學(xué)性能的影響。通過掃描電子顯微鏡(SEM)分析3種不同氧含量的粉末(低氧、中氧和高氧)，發(fā)現(xiàn)高氧含量的樣品呈現(xiàn)出強烈的α'馬氏體結(jié)構(gòu)，伴隨明顯的β晶界(圖1a)。X射線衍射(XRD)分析進(jìn)一步確認(rèn)了α'相的存在，且拉伸試驗表明抗拉強度隨著氧含量增加呈正相關(guān)。然而，高氧含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過0.25%~0.46%)顯著降低電子束熔化(EBM)制備TC4合金的Charpy沖擊能量[15]。熱等靜壓(HIP)后處理可顯著提高低氧或正常氧含量樣品的沖擊韌性，且樣品取向?qū)Φ脱鹾繕悠返臎_擊性能影響更為顯著。此外，氧含量與硬度呈正相關(guān)，未經(jīng)HIP處理的樣品硬度從約Rockwell C32增加到40，但取向?qū)τ捕葻o明顯影響。在激光粉末床熔化(LPBF)過程中，Soundarapandiyan等[16]發(fā)現(xiàn)高氧含量的TC4粉末可減少熔體噴射、降低表面粗糙度和缺陷數(shù)量。隨著氧含量增加，熔池粘度升高，熔體流動勢頭減弱，熔道波動減少，從而改善了表面質(zhì)量。微硬度因固溶強化效應(yīng)略有提升，但微觀組織未發(fā)生顯著變化。這些研究表明，氧通過改變?nèi)鄢貏恿W(xué)和固溶強化機制，影響了凝固行為，對晶粒形態(tài)(柱狀/等軸)的演變具有潛在調(diào)控作用，促進(jìn)了微觀組織的均勻化，但需嚴(yán)格控制氧含量以避免韌性下降。綜合來看，氧對等軸化的調(diào)控存在閾值效應(yīng):適量氧通過優(yōu)化熔池條件(如提高粘度、穩(wěn)定熔池)可能間接利于減少缺陷和促進(jìn)均勻化，但過量氧則傾向于強化馬氏體相變，抑制等軸晶形成并損害韌性。

氮(N)作為間隙元素，其引入形成的強化相是調(diào)控增材制造鈦合金凝固組織、促進(jìn)晶粒細(xì)化(特別是柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變)的有效策略之一。N元素通過原位反應(yīng)生成強化相，顯著細(xì)化TC4合金微觀組織并提升力學(xué)性能。Wei等[17]在低濃度N?氣氛下通過氣液反應(yīng)制備了TiN和AlN增強的TC4基復(fù)合材料(NTMCs)。隨N?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(xì)化、彌散強化、沉淀硬化及基體到強化相的載荷轉(zhuǎn)移(圖1b)。Chen等[18]研究了高氮氣氛下L-PBF制備的TC4合金，發(fā)現(xiàn)針狀α'馬氏體顯著細(xì)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(huán)，導(dǎo)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(yīng)變顯著提高，歸因于馬氏體細(xì)化、固溶強化及位錯密度增加。

硼(B)通過形成TiB強化相，能夠有效改善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(jié)果表明，硼的添加消除了晶界α和團(tuán)簇α相，形成均勻的細(xì)小等軸α晶粒。細(xì)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α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(jìn)了TiB沉淀，還影響了α/β基體的微觀組織演變，從而實現(xiàn)了晶粒細(xì)化和等軸化。Liu等[21]利用L-DED技術(shù)制備了TiB/TC4復(fù)合材料，解決了強度-延展性權(quán)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(fā)成分過冷，促進(jìn)晶粒形核。TiB晶須在晶界處聚集，限制晶粒生長，導(dǎo)致柱狀晶向等軸晶的顯著轉(zhuǎn)變(CET)。形成的網(wǎng)狀強化相結(jié)構(gòu)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(diào)控等軸化機制:一方面通過成分過冷和提供異質(zhì)形核點顯著促進(jìn)形核，另一方面通過釘扎晶界有效抑制柱狀晶生長，是實現(xiàn)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(diào)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(fù)合材料。添加TiC?后,α-Ti晶粒細(xì)化，α-Ti編織強度減弱，且TiC與α-Ti之間形成半共格晶格界面，有利于Ti的異質(zhì)形核。50%TiC?/TC4復(fù)合材料的微硬度高達(dá)730.2HV?.?,磨損質(zhì)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(yīng)力，加速基體達(dá)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(fā)現(xiàn)隨著TiC含量增加，α-Ti和β-Ti晶粒呈現(xiàn)各向同性且尺寸減小。FGM底部樣品的抗拉強度達(dá)1296 MPa，延伸率為7.17%，主要歸因于Hall-Petch強化和固溶強化效應(yīng)。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(fù)合材料的影響。超細(xì)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。相比大顆粒混合粉末，涂層粉末制備的復(fù)合材料抗拉強度提高4.6%，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(zhì)形核并釘扎晶界遷移，可有效促進(jìn)晶粒細(xì)化、驅(qū)動柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變(CET);然而，過高的TiC體積分?jǐn)?shù)(尤其在陡峭熱梯度條件下)易誘發(fā)脆性相富集，導(dǎo)致應(yīng)力集中及裂紋優(yōu)先形核，損害材料延展性與整體力學(xué)性能。這表明精確調(diào)控TiC臨界體積分?jǐn)?shù)及其空間分布對實現(xiàn)最優(yōu)等軸化效果的核心作用。

2.2 β穩(wěn)定元素對TC4合金微觀組織的調(diào)控機制

β穩(wěn)定元素通過降低β相轉(zhuǎn)變溫度，擴(kuò)大β相區(qū)并增強其穩(wěn)定性，對TC4合金的微觀組織等軸化具有重要作用[25]。根據(jù)晶格結(jié)構(gòu)和相變行為，β穩(wěn)定元素可分為同晶型和共析型2類。

2.2.1 同晶型β穩(wěn)定元素

同晶型β穩(wěn)定元素(Mo、Nb、Ta)是調(diào)控增材制造鈦合金晶粒形態(tài)、驅(qū)動柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變(CET)的關(guān)鍵策略之一，其作用核心在于穩(wěn)定β相并優(yōu)化凝固行為。

其中，鉬(Mo)通過異質(zhì)形核和固溶強化雙重機制實現(xiàn)微觀組織優(yōu)化。Schneider-Maunoury等[26]采用DED技術(shù)制備TC4-xMo合金(Mo含量0%、25%、50%、75%、100%)，研究發(fā)現(xiàn)未完全溶解的Mo顆粒作為異質(zhì)形核點，促進(jìn)新晶粒形成，而溶解的Mo溶質(zhì)通過形成過冷區(qū)提高晶粒細(xì)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(guān)。Ye等[27]通過熱力學(xué)分析進(jìn)一步揭示，Mo溶質(zhì)在固態(tài)熱循環(huán)中穩(wěn)定β相，減少α/β相異質(zhì)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(dá)1100MPa以上，延伸率保持在10%左右，優(yōu)于傳統(tǒng)鍛造TC4合金，展現(xiàn)出優(yōu)異的強度-塑性匹配。

鈮(Nb)通過細(xì)化初生β-Ti及針狀α-Ti結(jié)構(gòu)，顯著促進(jìn)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(jìn)等軸晶形成。Gou等[28]采用L-PBF技術(shù)制備TC4-xNb合金(Nb含量0wt%~10wt%)，發(fā)現(xiàn)隨Nb含量增加，β晶粒尺寸從約80μm減小至約40μm,α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(jìn)作用，提高抗拉強度(達(dá)1150MPa)、屈服強度(約950MPa)及延伸率(約12%)，優(yōu)于未改性TC4合金并超越鍛造標(biāo)準(zhǔn)。Nb的添加還在高溫下穩(wěn)定β相，減少α'馬氏體形成，從而降低內(nèi)應(yīng)力并提高疲勞性能。此外，Nb改性合金在腐蝕環(huán)境中表現(xiàn)出更高的穩(wěn)定性，適于航空航天及生物醫(yī)療領(lǐng)域的高性能應(yīng)用。

鉭(Ta)通過調(diào)控α/β相比例及抑制柱狀晶生長優(yōu)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(huán)境下(圖2d)。Ta通過促進(jìn)細(xì)小晶粒形成及穩(wěn)定β相，抑制ω相和α相的析出，顯著提高合金的性能穩(wěn)定性。此外，Ta通過調(diào)控熔池?zé)釀恿W(xué)，降低熱梯度，促進(jìn)等軸晶形核，實現(xiàn)柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變(CET)，顯著改善各向同性。

2.2.2 共析型β穩(wěn)定元素

共析型β穩(wěn)定元素(Fe、Cr、Cu、H)通過調(diào)控凝固動力學(xué)和相變行為，是促進(jìn)增材制造鈦合金柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變(CET)的重要途徑[30-31]。其中，鉻(Cr)通過在凝固過程中引發(fā)成分過冷，促進(jìn)細(xì)小等軸初生晶粒的形成。Byun等[32]采用DED技術(shù)制備TC4-xCr合金(Cr含量0wt%~8wt%)，發(fā)現(xiàn)隨Cr含量增加，馬氏體轉(zhuǎn)變受抑，殘余β相體積分?jǐn)?shù)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(quán)衡。Cr通過增加形核點及調(diào)控β相穩(wěn)定性，顯著促進(jìn)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(xiàn)出更高的抗氧化性能，適于高溫結(jié)構(gòu)件應(yīng)用。

鐵(Fe)作為最強的β穩(wěn)定元素之一，通過抑制晶粒生長和加速擴(kuò)散，是實現(xiàn)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，F(xiàn)e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(yīng)(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(kuò)散，促進(jìn)α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(shù)制備Fe改性的TC4合金，發(fā)現(xiàn)Fe含量為2wt%時，合金拉伸強度達(dá)1200MPa，延伸率約10%，展現(xiàn)出優(yōu)異的強度-塑性組合，適于高載荷應(yīng)用場景。

銅(Cu)通過優(yōu)化熔池?zé)崃W(xué)和提供形核點，實現(xiàn)柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗔?圖3c)。Cu通過形成Ti?Cu沉淀物及α"相調(diào)控微觀組織演變，晶粒尺寸從約80μm減小至約40μm，顯著促進(jìn)等軸晶形成。Wu等[36]進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)，Cu添加通過降低熔池?zé)崽荻燃疤岣咝魏怂俾剩瑢崿F(xiàn)柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變(CET)，并提高抗腐蝕性能。然而，高Cu含量導(dǎo)致脆性相析出，需優(yōu)化含量以平衡性能。

氫(H)作為臨時合金化元素，通過促進(jìn)形核和誘導(dǎo)相變，是驅(qū)動柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)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(fā)現(xiàn)隨H含量增加，粗大柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)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(kuò)散促進(jìn)形核，超固溶度時析出氫化物作為形核點，加速晶粒細(xì)化。冷卻過程中，β轉(zhuǎn)化為δ相，引發(fā)體積膨脹及內(nèi)應(yīng)力，誘導(dǎo)α'馬氏體相變，形成β_H、α_H、δ和α'多相結(jié)構(gòu)(圖3d)。Dai等[39]研究表明,H含量為0.2wt%時，合金拉伸強度達(dá)1050MPa，延伸率約9%，展現(xiàn)出良好的強度-韌性匹配。然而，高H含量可能導(dǎo)致氫脆，需嚴(yán)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(diào)控具有顯著作用，其核心在于驅(qū)動柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變(CET)并降低各向異性。α穩(wěn)定元素(如O、N、B、C)主要通過提高β轉(zhuǎn)變溫度、形成原位增強相(如TiB、TiC)提供強效異質(zhì)形核點、釘扎晶界抑制柱狀晶生長，從而有效促進(jìn)CET和晶粒細(xì)化。β穩(wěn)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(zhuǎn)變溫度、穩(wěn)定β相、調(diào)控凝固熱力學(xué)(如降低熱梯度)以及誘導(dǎo)相變(共析反應(yīng)或氫化物析出)，在細(xì)化α/β片層結(jié)構(gòu)的同時，顯著促進(jìn)等軸晶形成或?qū)崿F(xiàn)CET。具體而言，同晶型β穩(wěn)定元素(Mo、Nb、Ta)常利用未溶顆粒或溶質(zhì)引發(fā)的過冷進(jìn)行異質(zhì)形核并穩(wěn)定β相以抑制柱狀生長;而共析型β穩(wěn)定元素(Fe、Cr、Cu、H)則通過調(diào)控β相穩(wěn)定性、引發(fā)共析反應(yīng)形成沉淀相(如Ti?Cu)、或作為臨時合金化元素促進(jìn)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(xiàn)增材鈦合金組織的精細(xì)調(diào)控，顯著提升材料的綜合力學(xué)性能與服役可靠性。

3、外場輔助技術(shù)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(shù)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(diào)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(jìn)柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變(CET)，從而顯著提升材料的各向同性和力學(xué)性能[40]。以下從不同外場輔助技術(shù)的角度，系統(tǒng)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(shù)通過在增材制造過程中或之后引入高應(yīng)變與位錯密度，強烈誘導(dǎo)動態(tài)再結(jié)晶，是破壞粗大柱狀晶結(jié)構(gòu)、驅(qū)動柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變(CET)并實現(xiàn)微觀組織等軸化的關(guān)鍵后處理策略。SPD通過在增材制造的層間引入高應(yīng)變和位錯增殖，誘導(dǎo)動態(tài)再結(jié)晶和晶粒細(xì)化，有效抑制粗大柱狀晶的形成，實現(xiàn)微觀組織的等軸化。常見的SPD技術(shù)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(dǎo)等離子體沖擊波，產(chǎn)生高達(dá)GPa級的壓力和超高應(yīng)變率(>10? 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(dǎo)位錯增殖和亞晶界形成，為動態(tài)再結(jié)晶提供額外形核位點，使粗大β柱狀晶顯著細(xì)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(dá)1050MPa)，延伸率保持在10%以上，展現(xiàn)出優(yōu)異的強度-塑性平衡。LSP還通過引入殘余壓縮應(yīng)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(yōu)化激光能量和覆蓋率以實現(xiàn)均勻的微觀組織調(diào)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(yīng)力和塑性變形，會激活大量棱錐型<c+a>位錯，通過2種關(guān)鍵作用驅(qū)動微觀組織等軸化:一是協(xié)調(diào)較大c軸應(yīng)變，在納米晶粒中實現(xiàn)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(yīng)變誘導(dǎo)晶界穩(wěn)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(dǎo)約200μm深的壓縮應(yīng)力層，殘余應(yīng)力從拉伸狀態(tài)(約100MPa)轉(zhuǎn)變?yōu)閴嚎s狀態(tài)(約-250MPa)，晶粒尺寸從約40μm減小至25μm。力學(xué)性能測試顯示，SP處理后合金的抗拉強度提高約10%(達(dá)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(jié)構(gòu)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(jié)合其他技術(shù)以實現(xiàn)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(dǎo)局部塑性變形和再結(jié)晶(圖4b)。局部塑性變形誘導(dǎo)合金形成周期性粗晶-細(xì)晶交替結(jié)構(gòu)，錘擊直接作用區(qū)域因動態(tài)再結(jié)晶形成細(xì)晶區(qū)，未受直接作用區(qū)域保留粗晶區(qū)，且不受后續(xù)沉積層影響，呈現(xiàn)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(jié)形成亞晶界，顯微觀察顯示粗晶區(qū)因位錯堆積產(chǎn)生大量低角度晶界，而細(xì)晶區(qū)因再結(jié)晶位錯密度相對較低，為組織演化奠定結(jié)構(gòu)基礎(chǔ)。此外，MHP驅(qū)動局部塑性應(yīng)變與晶粒破碎，表層縱向拉伸塑性應(yīng)變促使粗晶區(qū)晶粒沿錘擊方向破碎為細(xì)小亞晶，中心區(qū)域因約束主要通過位錯滑移協(xié)調(diào)應(yīng)變，保留相對完整的晶粒形態(tài)。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(jìn)等軸晶形核，顯著改善各向同性。力學(xué)性能測試顯示，MHP處理后合金的拉伸強度達(dá)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(wěn)定性，需開發(fā)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(dǎo)劇烈的塑性變形和動態(tài)再結(jié)晶，形成細(xì)小等軸晶粒和雙態(tài)(α+β)微觀組織。Zhang等[44]采用FSP輔助電弧增材制造(WAAM),發(fā)現(xiàn)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(zhuǎn)(約1000r/min)和熱輸入(約800℃)誘導(dǎo)局部再結(jié)晶，形成均勻的等軸晶結(jié)構(gòu)，拉伸強度提高約12%(達(dá)1020MPa)，延伸率提升約25%(至13%)。FSP還通過細(xì)化微觀組織和消除氣孔缺陷，顯著提高疲勞性能。然而，F(xiàn)SP受限于高溫工具材料的可用性和加工區(qū)域的幾何約束，需進(jìn)一步優(yōu)化工藝參數(shù)以擴(kuò)展應(yīng)用范圍。

3.2 超聲振動

超聲振動通過聲流、空化效應(yīng)和機械振動，調(diào)控熔池動力學(xué)、均化元素分布、脫氣并細(xì)化微觀組織，顯著促進(jìn)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(yīng)減少氣孔和微裂紋體積分?jǐn)?shù)(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(shù)量，使β晶粒尺寸從81μm減小至53μm。力學(xué)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(dá)1000MPa)，延伸率提升約15%(至11%)。超聲振動的細(xì)化機制主要源于聲空化誘導(dǎo)的局部過冷和晶粒破碎，促進(jìn)柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)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(dǎo)表面納米化和殘余應(yīng)力釋放，是增材制造后處理中實現(xiàn)表面層組織等軸化和性能提升的重要技術(shù)。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(yīng)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(dǎo)表面晶粒納米化(晶粒尺寸從約50μm減小至20μm)，并促進(jìn)等軸晶形成，高角度晶界比例從70%增至85%。力學(xué)性能測試顯示，UIT處理后合金的抗拉強度達(dá)1050MPa，延伸率提高約20%(至12%)。UIT還通過改善表面質(zhì)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(jié)合其他技術(shù)以實現(xiàn)整體微觀組織的等軸化。

3.3 激光振蕩

激光振蕩技術(shù)通過動態(tài)調(diào)控熔池?zé)崃W(xué)行為，是增材制造鈦合金實現(xiàn)晶粒細(xì)化、抑制柱狀晶生長并驅(qū)動柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變(CET)的關(guān)鍵熱場調(diào)控策略[48]。Dai等[49]開發(fā)了振蕩激光熔化沉積技術(shù)(包括線性、圓形、8字形和無限形振蕩)，發(fā)現(xiàn)復(fù)雜振蕩模式顯著細(xì)化柱狀晶(圖7)。無限振蕩使單道區(qū)的初生β晶粒尺寸減小54.24%，重疊區(qū)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(xiàn)了優(yōu)異的強度-延展性組合。

此外，Guo等[50]進(jìn)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(jié)果表明，擺動頻率為10~50Hz、幅值為1~2mm時，熔池?zé)崽荻冉档图s30%，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(dǎo)致熔池不穩(wěn)定，而低頻擺動(<10Hz)對晶粒細(xì)化效果有限。優(yōu)化擺動參數(shù)(頻率30Hz,幅值1.5mm)使抗拉強度達(dá)1100MPa,延伸率約12%，疲勞壽命延長約25%。激光擺動通過動態(tài)調(diào)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(shù)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(yōu)化增材制造Ti-6Al-4V合金的凝固行為與微觀組織結(jié)構(gòu)，顯著促進(jìn)晶粒的細(xì)化與柱狀晶向等軸晶的轉(zhuǎn)變。具體而言，劇烈塑性變形技術(shù)(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(tài)再結(jié)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(shù)(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(yīng)促進(jìn)熔池內(nèi)晶粒的破碎與異質(zhì)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(shù)通過調(diào)控熔池?zé)崽荻群湍趟俾剩行岣咝魏寺省⒓?xì)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(yīng)用并精細(xì)調(diào)控這些外場輔助技術(shù)的能量輸入方式和參數(shù)，是實現(xiàn)增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織精準(zhǔn)等軸化調(diào)控、突破柱狀晶主導(dǎo)結(jié)構(gòu)限制、提升構(gòu)件綜合性能與服役可靠性的關(guān)鍵途徑。

4、熱處理工藝調(diào)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(xiàn)增材制造Ti-6Al-4V(TC4)合金微觀組織等軸化的關(guān)鍵技術(shù)[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(xué)性能受熱處理工藝參數(shù)的顯著影響。本節(jié)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(fā)，系統(tǒng)分析熱處理對TC4合金微觀組織細(xì)化與等軸化的調(diào)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(xiàn)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(tài)的挑戰(zhàn)。熱處理通過調(diào)控相變和晶粒生長，能夠有效優(yōu)化微觀組織，實現(xiàn)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(shù)實現(xiàn)近凈成形，但快速熔化與凝固導(dǎo)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(huán)熱處理對LMD制備TC4合金微觀組織的影響(圖8a)。通過在850℃進(jìn)行2~8次循環(huán)熱處理，α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(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻瞀料啵@著改善塑性(延伸率從8%增至12%)。循環(huán)熱處理通過反復(fù)加熱和冷卻誘導(dǎo)α相分解與再結(jié)晶，促進(jìn)β晶界處等軸α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(xué)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(xiàn)出優(yōu)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(jié)合時效處理(如750℃/4h空冷)，可進(jìn)一步優(yōu)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(xì)小的α+β雙相結(jié)構(gòu)，β晶粒尺寸從約150μm減小至70μm，時效處理進(jìn)一步促進(jìn)等軸α晶粒的形成。處理后合金的抗拉強度達(dá)1000MPa，延伸率達(dá)13%，加工硬化能力提高約20%，適于高性能航空航天部件的應(yīng)用。然而，高溫固溶可能導(dǎo)致晶粒輕微粗化，需精確控制熱處理參數(shù)以平衡強度與韌性。

4.1.2 選區(qū)激光熔化(SLM)熱處理

選區(qū)激光熔化(SLM)因其極高的冷卻速率(10?~10? K/s)，形成超細(xì)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(dǎo)致高強度但低延展性[54]。Zhang等[55]在850~900℃進(jìn)行亞轉(zhuǎn)變熱處理，發(fā)現(xiàn)α'馬氏體完全分解為片狀α+β結(jié)構(gòu)，α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(diào)控相變動力學(xué)，促進(jìn)α相的均勻分布和晶粒細(xì)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(jié)構(gòu)，但通過增加形核點和抑制晶粒長大，顯著改善各向同性。

進(jìn)一步地，固溶處理結(jié)合時效(如910℃/8h水淬+750℃/4h爐冷)可形成初生α和轉(zhuǎn)化β的雙相結(jié)構(gòu)(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(dǎo)等軸α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(dá)1100MPa，延伸率達(dá)12%，加工硬化能力提高約25%，展現(xiàn)出優(yōu)異的強度-韌性組合。超轉(zhuǎn)變熱處理(如950℃以上)通過完全再結(jié)晶進(jìn)一步促進(jìn)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(fēng)險。SLM熱處理的優(yōu)化需綜合考慮溫度、保溫時間及冷卻速率，以實現(xiàn)微觀組織的精準(zhǔn)調(diào)控。

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(101~10? K/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(diào)控相變和晶粒生長，可顯著細(xì)化微觀組織并促進(jìn)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(jié)果表明，熱處理后形成均勻分布的細(xì)小晶界α(α_G_B)、初生α(α_p)及分散次生α(α_s)，β晶粒尺寸從約300μm減小至100μm,α片層寬度從2μm減小至0.8μm(圖9a)。力學(xué)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(xiàn)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(jìn)等軸α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(yīng)力消除退火與熱等靜壓

應(yīng)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(yīng)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(yīng)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(wěn)定在約150μm。熱等靜壓(HIP,900℃/2h,120MPa)通過高壓作用進(jìn)一步減少微觀缺陷，如氣孔和微裂紋，體積分?jǐn)?shù)從1%降至0.2%(圖9b),但對晶粒尺寸和力學(xué)性能的提升有限，延伸率僅提高約5%。HIP處理后，α片層略增寬(從1~1.5μm)，但未顯著促進(jìn)等軸化。WAAM熱處理的優(yōu)化需結(jié)合多步熱處理工藝，以實現(xiàn)晶粒細(xì)化、缺陷消除及等軸化的協(xié)同調(diào)控。

從上述總結(jié)可以發(fā)現(xiàn)，熱處理作為增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織等軸化調(diào)控的關(guān)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(qū)動其向等軸晶組織轉(zhuǎn)變。針對激光熔化沉積(LMD)與選區(qū)激光熔化(SLM)制備的合金，通過循環(huán)熱處理或亞轉(zhuǎn)變熱處理，能夠顯著促進(jìn)針狀α'馬氏體的分解和細(xì)化，誘導(dǎo)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(jié)合時效處理進(jìn)一步優(yōu)化了微觀組織結(jié)構(gòu)，提升了初生α和轉(zhuǎn)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(yōu)異匹配。對電弧增材制造(WAAM)制備的TC4合金，通過適當(dāng)?shù)膬刹綗崽幚砉に嚕@著細(xì)化了β晶粒尺寸并誘導(dǎo)了大量均勻分布的細(xì)小α相析出。應(yīng)力消除退火和熱等靜壓(HIP)則分別降低殘余應(yīng)力和減少內(nèi)部缺陷，進(jìn)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(shè)計熱處理工藝參數(shù)，實現(xiàn)晶粒細(xì)化、等軸化與性能優(yōu)化的協(xié)同調(diào)控，對于增材制造TC4合金的高性能化和實際工程應(yīng)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(yī)療等高端制造領(lǐng)域中展現(xiàn)出廣泛的應(yīng)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(dǎo)致各向異性顯著、綜合力學(xué)性能受限。實現(xiàn)組織細(xì)化與等軸化成為提升TC4合金服役性能的關(guān)鍵。本文系統(tǒng)總結(jié)了微合金化技術(shù)、外場輔助工藝以及熱處理方法在調(diào)控增材制造TC4合金微觀組織等軸化方面的最新研究進(jìn)展，未來的發(fā)展方向可聚焦于以下方面:

目前，多元素微合金化研究面臨實驗維度高、變量耦合復(fù)雜等挑戰(zhàn)，傳統(tǒng)“經(jīng)驗設(shè)計+試錯法”效率低，未來可探索通過高通量熱力學(xué)/動力學(xué)模擬結(jié)合機器學(xué)習(xí)構(gòu)建“成分-組織-性能”映射數(shù)據(jù)庫，提升微合金設(shè)計的預(yù)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(xué)習(xí)Ti、Al、Mo、V等微量元素的協(xié)同作用對晶粒尺寸和α/β相比例的影響，從而實現(xiàn)微觀組織的精準(zhǔn)預(yù)測與反向設(shè)計。

當(dāng)前超聲、電磁等外場設(shè)備在增材制造中存在功率密度不足、結(jié)構(gòu)龐大等問題，難以適配復(fù)雜構(gòu)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(fā)上，通過結(jié)構(gòu)優(yōu)化使其更易于集成到現(xiàn)有制造系統(tǒng)。同時，結(jié)合多物理場數(shù)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(jìn)行優(yōu)化調(diào)控，從而更精準(zhǔn)地干預(yù)材料的熔融流動與組織生長過程。

在增材制造中，傳統(tǒng)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(lián)動模型+工藝反饋數(shù)據(jù)庫”系統(tǒng)。具體來說，就是在典型的增材制造過程中，整合實時溫度監(jiān)測、數(shù)值模擬以及動態(tài)檢測等手段，搭建起構(gòu)件熱歷史的數(shù)據(jù)庫。在此基礎(chǔ)上，借助合適的數(shù)值優(yōu)化方法，實現(xiàn)后續(xù)熱處理工藝的動態(tài)適配，從而更好地提升材料組織的均勻性和晶粒的調(diào)控效果。

總體而言，增材制造TC4合金的組織調(diào)控技術(shù)正朝著多學(xué)科交叉融合的方向發(fā)展，未來需通過材料設(shè)計、工藝創(chuàng)新與裝備升級的協(xié)同發(fā)力，為高端領(lǐng)域的輕量化、高可靠性需求提供核心材料支撐。

參考文獻(xiàn)

[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(biāo)題：增材制造Ti-6Al-4V合金微觀組織等軸化調(diào)控研究進(jìn)展）