钛脊合金拥有高比强度、优异的耐蚀性及优良的生物相容性，被宽泛利用于航空航天、船舶造作、生物医学等领域[1-2]
。其中，TA15(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)作为一种近aα型钛合金，不仅继承了上述利益，还兼具优良的热强性、可焊性以及靠近α+β双相钛合金的塑性，因而宽泛利用于航空航天领域发起机电扇、压气机盘等关键部件造作[3-5]
。随着航空航天设备向轻量化、高机能方向发展，大型复杂整体结组成为造作沉点
。这类构件兼具两类特点:需高精度成形的复杂部门结构，以及高效能成形的大型整体结构
。

激光粉末床熔融(laser powder bed fusion，LPBF)适合成形精密复杂、尺寸精度高的结构，但其成形尺寸受成形舱空间限度[6-7];激光定向能量沉积(laser directed energy deposition，LDED)合用于大尺寸整体结构的高效近净成形，但其成形精度较低[8-9]
。为两全大型复杂构件的成形精杜纂成形效能，LPBF-LDED复合增材造作技术为高机能大型构件的急剧造备提供了有效蹊径[10]
。

LPBF-LDED复合增材造作TA15钛合金构件的微观组织可分为LPBF区、LDED区及界面过渡区[10]
。其中，LPBF区重要为柱状晶及晶粒内的全α'马氏体组织;LDED区多为粗壮柱状晶及(α+β)网篮组织;界面区域蕴含扰装响区与沉熔区，呈显著梯度组织特点[11]
。这种工艺诱导的组织不均匀性在复合增材造作钛合金中普遍存在[10-13]
。例如，Zhan等[12]选取WAAM-LDM造备Ti-6Al-4V试样时发现，WAAM区以层片状α/α'及魏氏组织为主，而LDM区为网篮组织
。各区域在晶粒描摹、相组成等方面差距显著，直接导致力学机能失配-强度、塑性、硬度呈梯度散布，使构件受力时易产生部门过早失效[11,14-16]
。例如，吴等[16]在LPBF-LDED复合造作TA15试样中发现，断裂均产生在硬度较低的LDED区域
。因而，说明非均匀组织的形成法规、特点及对力学机能的影响，并通过合理后续热处置实现组织均匀化调控与机能安稳过渡，是推动该技术工程化利用亟需解决的主题科学问题
。

基于此，本文系统综述LPBF与LDED单一工艺下TA15的组织演化法规，明确二者固有组织差距;在此基础上，沉点分析复合界面区域的梯度组织特点及其对力学机能的影响;进而总结非均匀组织的热处置调控钻研进展，最后指出当前钻研不及与未来发展方向
。

1、LPBF与LDED组织差距

1.1凝固前提与β晶粒描摹差距

LPBF与LDED的工艺特点分歧，直接导致二者凝固前提存在显著差距，这也是二者初始晶粒描摹产生差距的底子原因
。在激光增材造作过程中，β晶粒的描摹重要由熔池内温度梯度(G)、凝固速度(R)及合金成分共同决定(图1a)[9,17]
。LPBF工艺选取幼光斑、高能量密度输入，导致熔池尺寸幼(通常为数百微米)、温度梯度极高(>10^{3}K/mm)、凝固速度快(与扫描速度处于统一量级)，其凝固参数G/R值通常远高于柱状晶成长的临界前提，因而熔池内易形成表延成长的细长β柱状晶(图1b)，其β柱状晶宽度通常约为200μm[13,18-19]
。相比之下，LDED工艺以大光斑、高功率、大熔池(通常为毫米甚至厘米级)为特点，温度梯杜纂凝固速度均显著低于LPBF，其G/R值在肯定领域内可进入柱状晶-等轴晶转变(CET)临界区间
。因而，LDED工艺虽仍以粗壮柱状晶组织为主，但由于G/R值调控空间更大，在特定参数下，因G/R值降低或未熔粉末提供异质形核质点，熔池顶部或搭接区域可能出现部门等轴晶，最终形成柱状-等轴混合晶组织[9,20]
。

针对两种工艺中β晶粒描摹的差距，钻研者已发展大量调控钻研
。在LDED工艺中，通过调控激光功率、扫描速度等工艺参数，可有效扭转凝固与形核前提，进而实现对β柱状晶描摹与尺寸的调控
。例如，Bontha等[21]发现，提高激光功率可促使组织从全柱状晶向柱状-等轴混合状态转变
。Gaumann等[22]基于Hunt模型成立了合用于LDED工艺的CET模型
。Deng等[9]在Ti60近α钛合金中成功造备出近等轴β晶组织，并借助多组元CET模型与数值仿照，验证了该模型在预测等轴晶形成方面的靠得住性
。除工艺参数调控表，施加超声振动等表场辅副伎俩也被证实是调控LDED钛合金β晶粒描摹的有效辅助步骤[23-26]
。目前，通过上述调控伎俩，能够在近α钛合金LDED成形中获得柱状晶、柱状-等轴混合晶及等轴晶三种典型β晶粒描摹，如图1c所示[9,19,26]
。

对于LPBF工艺，现有晶粒描摹调控步骤在利用中均面对显著挑战
。首先，在LPBF极高温度梯度前提下，仅依附调整功率或扫描速度难以触发CET
。其次，表场辅副伎俩在LPBF设备中存在集成利用难题
。因而，索求不扭转成分、不依赖复杂表场的新型工艺或后续调控蹊径显得尤为沉要
。从凝固道理启程，推进等轴晶形成的关键在于降低熔池内温度梯度(G)并增大成分过冷，这为工艺创新提供了明确方向
。近年来，通过提高基板预热温度或引入激光沉熔降低温度梯度、扭转部门热循环诱发反复相变并推进再结晶，被以为是LPBF工艺中实现晶粒细化和等轴化的有效蹊径
。例如，Shi等[27]在AlSi10Mg合金当选取高速扫描沉熔战术，显著提高档轴晶比例;Zhou等[28]在NiCoCr中熵合金中引入激光沉熔，实现晶粒细化;Gao等[29]结合参数优化与激光沉熔，在SS316L中通过调控热汗青诱导再结晶获得全等轴晶组织;Tanrikulu等[30]通过层间预热实现β晶粒描摹调控;Chen等[31]发现，LPBF热循环的急剧加热阶段产生a→β逆相变，可在TC4中获得等轴β晶粒
。上述钻研为LPBFTA15钛合金的晶粒调控提供了沉要借鉴，但实显熹β晶粒等轴化仍需系统的工艺索求
。鉴于LDED工艺已可按需要实现柱状晶、混合晶及等轴晶的可节造备，为满足LPBF-LDED复合造作中组织匹配与机能协同设计的多样化需要，开发合用于LPBFTA15的高效晶粒等轴化战术将是未来沉要钻研方向
。

1.2相变与α/α'演化差距

凝固形成的β相在后续冷却过程中产生固态相变，对于TA15合金而言，冷却速度是决定其室温相组成与描摹特点的关键成分
。当冷却速度高于马氏体临界冷却速度时，产生无扩散切变相变，形玉成α'马氏体组织;当冷却速度低于临界转变速度时，则产生扩散型相变，形成(α+β)网篮组织[32]
。李等[33]指出，TA15的临界转变速度为3K/s和30K/s(图2a)
。该相变法规是理解分歧增材工艺组织演化的基础
。LPBF与LDED因冷却速度存在数量级差距出现出显著分歧的组织特点:LPBF冷却速度极高，形成细针状α'马氏体;LDED冷却速度处于马氏体转变临界区间，初始组织以α/β片层为主，部门仅含少量

增材造作特有的热循环会进一步驱动已沉积组织演化
。由于LPBF与LDED的初始组织分歧，二者在热循环作用下的演化蹊径存在显著差距，并进一步放大组织不均匀性
。在LPBF工艺中，初始形成的亚稳a'马氏体在循环热作用下产生分化与再生，最终形成分级马氏体组织
。如图2b所示[34]，当后续沉积层的扰装响区作用于已天生的α'马氏体时，若峰值温度高于马氏体转变肇始温度(Ms)，α'将逆转变为β相;冷却过程中，β相再次转变为新生a'马氏体
。原始组织中高密度位错、孪晶等缺点可提供有效形核位点，提高马氏体相变形核率，使新生a'马氏体更为藐幼，实现组织细化
。随着沉积层数增长，热循环峰值温度逐步降低:当峰值温度处于Tβ与Ms之间时，仅部门α'产生逆转变，形成更藐幼的次级马氏体;当峰值温度低于Ms时，原有马氏体产生回复与轻微粗化，缺点富集区可形成极藐幼的新生马氏体
。依附这种随峰值温度递减而逐步细化的机造，最终形成由分歧尺寸等级α'马氏体(低级、次级、三级甚至四级)交错组成的多级显微组织

在LDED工艺中，热循环诱导的组织演化机造显著分歧
。由于初始组织以(α+β)网篮组织为主，后续热循环重要影响a片层粗化与β相转变
。如图2c所示[35]:当峰值温度高于β转变温度(Tβ)时，α相齐全转变为β相，冷却后再次析出α相;沉积数层后，峰值温度进入α+β两相区(T<Tβ)，部门α片层在加热时转变为β相，冷却时从β相中析出新生a相，渣滓a片层产生粗化与球化(图2e[36]);随沉积持续，峰值温度进一步降低，组织逐步趋于不变
。

在层间热循环作用下，LPBF与LDED中α/α'出现截然分歧的演化行为，使得由冷却速度与相变机造差距导致的初始组织差距被进一步放大，这也是复合造作界面形成梯度组织的沉要原因之一
。

1.3组织差距导致的力学机能失配

显微组织的差距将直接体现为力学机能的差距
。表1与表2别离总结了文件中LPBF、LDED造备TA15(含少量TC4与Ti60)钛合金沉积态的拉伸机能
。由表中数据可见，LPBF TA15钛合金的抗拉强度通常大于1100MPa[6,19,37-39]，屈服强度通常大于1050MPa[37];而LDED TA15钛合金的抗拉强度通常低于 1100MPa[8,19,40-42]，屈服强度通常低于1000MPa[8,41-42]
。LPBF的强杜着势重要源于超细多级针状α′马氏体带来的细晶强化作用[43]，以及LPBF工艺固有的高位错密度产生的位错强化效应[44]
。在延长率方面，LDEDTA15的延长率通常大于8%;而LPBFTA15的延长率通常低于8%，仅在优化工艺参数后才可达到8%及以上
。综上，与LDEDTA15相比，LPBFTA15通常阐发出更高的强杜纂更低的塑性
。

除分歧工艺引起的机能差距表，统一工艺造备的增材造作TA15构件也会因组织特点分歧而阐发着力学机能差距，尤以各向异性行为最为显著
。在LDED成形中，以柱状晶为主的构件出现显著的各向异性
。例如，Xu等[19]钻研批注，含有柱状β晶粒的TA15试样在垂直沉积方向(⊥BD)抗拉强度为1063MPa、延长率9%，而在平行沉积方向(//BD)别离为979 MPa和16%
。通过工艺调控获得等轴β晶粒后，资料各向异性显著降低，综合力学机能更为优异
。例如，Chen等[42]发现，含有等轴β晶粒TA15的延长率(11.9%)优于同工艺下柱状晶试样(9.5%)，且分歧方向的机能趋于均匀
。在Ti60近α钛合金中也存在类似法规[9,45]
。在LPBFTA15钛合金中，力学机能同样阐发出显著的方向依赖性
。例如，张等[39]钻研显示，拥有柱状β晶粒的TA15试样在//BD方向的抗拉强度为1095MPa，延长率仅为2.6%;而在⊥BD方向强度可达1259 MPa，延长率为7.3%
。目前，LPBF工艺下造备全等轴晶TA15的钻研与数据仍较为有限，可选取成分相近的TC4合金进行对比分析
。如表1所示，拥有等轴晶组织的LPBF TC4合金[46]在维持与柱状晶样品相当强度的同时，延长率显著提高[47-48]
。上述钻研批注，LPBF与LDEDTA15钛合金构件均存在显著的强塑性各向异性，各向异性程杜纂β晶粒描摹亲昵有关
。通常而言，拥有等轴β晶粒的试样各向异性更低，强塑性匹配更为优异
。因而，实现β晶粒的等轴化调控拥有沉要意思
。

表1 LPBF钛合金的拉伸机能

表2 LDED钛合金的拉伸机能

2、LPBF-LDED复合造作界面组织及其力学机能

2.1界面区域的宏观特点

LPBF-LDED复合造作构件的界面是一个拥有肯定厚度的过渡带，可按其形成过程细分为扰装响区与沉熔区[11,50]，也可凭据其经历的热汗青特点(冷却速度区间)进行更详细的划分[51]
。其宏观尺寸(即界面区宽度)受基板状态、倾斜角度、沉积方向等成分影响
。吴等[16]在LPBF成形的TA15基板上进行LDED沉积，观察到的界面区域约为1.5~2mm
。Shi等[11]在退火态的LPBFTA15基板上发展复合造作时，界面区域宽度在0.7~1.2mm之间变动，具体数值取决于倾斜角度(15°至60°)，其中倾斜角度为30°时，界面宽度最均匀
。Malej等[52]指出，垂直于基板沉积时界面区域宽度能够达约3mm(图3a)，而平行于基板沉积时界面区域极窄，甚至在光学显微镜下也难以分辨(图3b)
。综合来看，LPBF-LDED复合造作的界面尺寸通常在3mm以内，具体数值受沉积方向、基板状态及倾斜角度等成分调控
。

除尺寸特点表，界面区域的冶金质量同样值得关注，该区域也是复合造作构件中潜在的缺点萌生区域
。界面区域存在两种典型缺点:一是尺寸较幼(均匀直径<0.5mm)的球形气孔(图3c，蓝色地位)，散布于界面及整个LDED区域内;二是尺寸较大的未熔合缺点(图3c)，出现于界面结合处，严沉侵害构件力学机能[52]
。球形气孔的形成，可能是基板表表的氧化物或吸附湿气在沉积过程中受热气化，且滞留于熔池内部所致
。未熔合缺点则由低能量输入引发:沉积初期，衬底温度较低，热量通过衬底迅速消散，导致熔池尺寸偏幼，进而形成未熔合;随着沉积进行，衬底温度逐步升高，热损失减幼，熔池尺寸增大，未熔合缺点不再出现
。因而，这类缺点通常位于试样下部(图3c1[52])
。为预防缺点产生，进行LPBF-LDED复合造作时，需从两方面动手:一方面需对衬底表表进行清洁处置;另一方面需对界面区的工艺参数(如激光功率、扫描速度)进行部门优化
。目前，在合适的工艺参数下，已可实现界面的优良冶金结合[13,53]
。

2.2界面区域的组织特点及形成机理

LPBF-LDED复合造作构件中，自底部LPBF区向顶部LDED区过渡时，界面区域的晶粒描摹、相组成等微观组织特点沿沉积方向出现显著的梯度变动
。这种梯度组织的形成是多尺度、多物理成分耦合作用的了局
。

在β晶粒描摹层面，界面区域的β晶粒出现等轴化趋向，甚至可形成藐幼的等轴β晶层，其具体演化蹊径受基板初始状态及界面几何特点调控
。吴等[16]在沉积态 LPBF TA15基板上发展复合造作后，观察到试样各区域均为沿沉积方向成长的β柱状晶(图4a)，晶粒尺寸出现LDED区粗壮、LPBF区藐幼的梯度散布;而界面区域的β晶粒长宽比显著减幼，趋于等轴状态(图4b1-d1)
。Shi等[11]在退火态LPBFTA15基板上发现更为复杂的演化法规:界面区域靠近LPBF一侧，晶粒呈短柱状，尺寸较原始LPBF区略有增大;靠近LDED一侧则形成藐幼的等轴β晶粒，其尺寸较LPBF区更为藐幼
。上述钻研批注，基板初始状态(沉积态、退火态)对界面晶粒演化拥有显著影响，退火态基板更有利于形成藐幼等轴晶层
。这一细等轴晶层的形成原因并未得到沉点关注
。在复合造作TC4合金中观察到更丰硕的晶粒过渡状态，可作为理解TA15界面演化的参考凭据
。Malej等[52]发现，界面晶粒过渡方式与界面宽度亲昵有关:当界面较窄时，晶粒由LPBF侧数十微米的柱状β晶突变为LDED侧数百微米的柱状β晶(图3b2)，其<001>方向织构更为显著;当界面较宽时，晶粒呈渐变特点界面近LPBF侧晶粒粗化但仍维持短柱状，近LDED侧初始几层出现双态散布(中心区为藐幼等轴或短柱状晶粒，边缘区为粗壮β柱状晶，图3b2)，最终过渡至LDED区的粗壮β柱状晶
。王等[53]也报路了类似的晶粒尺寸散布法规
。

LPBF-LDED复合造作中界面区等轴晶的出现，一方面，依赖于热循环峰值温度屡次超过Tβ，导致的反复相变堆集了足够的应力以诱颁发延再结晶[54];另一方面，β不变元素Mo的扩散速度慢，可能形成溶质偏析推进成分过冷，同时熔池流动带来的剪切作用可能破碎柱状晶前沿，从而扭转凝固前提推进等轴晶形成
。综上所述，LPBF-LDED复合造作界面区β晶粒演化遵循如下法规:LPBF区与LDED区均维持单一工艺下的柱状β晶特点，尺寸呈LPBF区藐幼、LDED区粗壮的散布;界面的晶粒描摹则受基板状态与界面宽度共同调控
。界面较窄时，晶粒尺寸由LPBF侧向LDED侧突变;界面较宽时，界面区域易形成等轴晶层或双态散布，晶粒尺寸呈渐变过渡
。只管界面细等轴晶层的存在已被证实，但其形成机造目前仍未有定论
。这也是深刻理解复合造作TA15界面个性、优化界面机能的关键科学问题
。

在相组成及描摹方面，TA15界面同样呈显著梯度特点，且演化蹊径与界面地位有关的部门热汗青、相变驱动力与原子扩散行为亲昵有关
。在沉积态LPBF基板上，组织呈陆续过渡特点
。吴等[16]观察到，LPBF区域为典型片层结构(图4b2)，界面区域为兼具肯定网篮特点的片层结构和部门a相集束(图4c2)，LDED区以网篮组织为主(图4d2)，组织沿沉积方向陆续变动
。在退火态基板上，Shi等[11]揭示了更为复杂的演化法规:随着逐步远离LPBF区，首先产生α相粗化，但其仍维吃飕层描摹，同时β相中起头析出二次α相(图4e1);随后，α相持续粗化且片层天堑逐步吞吐，β相宽度增长，部门衔接成片(图4e2);至界面区域中心左近，α片层天堑高度吞吐，与β相对比度降低，β相含量显著增长(图4e3);逐步靠近LDED一侧，则形成极细针状α/α′片层(尺寸较LPBF区域更藐幼)，同时观察到“Ghost structure”特点(即:原始β晶界或组织概括被保留，但内部已产生相变的过渡态组织)，未形成晶界a相，该区域β相体积分数显著降低，并以极薄层片状散布于a片层之间(图4e4);LDED区域最终形成分级α'马氏体与α+β混合组织，有晶界a相天生，β相含量极低(图4e5)
。β相含量变动受元素扩散的调控:经过退火后，元素扩散充分，LPBF区域β相中富集Mo、V元素，β相不变性更高;而界面甚至LDED区域中，由于极快的冷却速度，元素扩散不充分，β相中Mo、V元素富集水平低，β相不变性更低，容易在冷却时转变为α'或α
。这与近LDED一侧β相含量降低，片层细化一致
。

TC4合金的相演化法规与TA15拥有类似性，可作为理解TA15组织演化的参考凭据
。在TC4钛合金中，界面靠近LPBF一侧的a片层短而粗，无显著晶界a相;靠近LDED一侧则逐步出现a片层集束与晶界a相;LDED区域a片层厚度较单一LDED工艺略有增长[50]王等[53]的钻研同样批注，界面区马氏体逐步分化、a板条宽度增长，直至LDED区形成典型网篮组织
。这些类似性进一步印证了TA15界面组织演化法规的靠得住性
。

界面区非均匀组织的形成，源于LDED沉积过程中对LPBF衬底的扰装响与沉熔作用
。Shi等[11]通过仿照LPBF-LDED复合造作过程中的温度散布(图4f)，获得了界面分歧区域的热循环曲线(图4g)，阐了然界面区域梯度组织的形成机造:统一初始组织在分歧热循环前提下的差距化演化(图4h)
。

综上所述，LPBF-LDED复合造作界面区域的微观组织出现多尺度梯度特点:在β晶粒尺度，界面区易形成等轴晶层或等轴-柱状混合晶粒，其演化受界面宽杜纂基板初始状态调控;在相组成及描摹尺度，组织由LPBF侧的片层/马氏体组织，经马氏体分化、二次a析出、马氏体形成等中央状态，逐步过渡至LDED侧的网篮组织
。这一相组成梯杜纂部门热汗青、原子扩散速度等亲昵有关
。这种多尺度、多物理成分耦合的复杂行为，最终决定了复合界面梯度组织的整体特点
。

2.3界面组织对力学机能的影响

LPBF-LDED复合造作试样的力学机能与其非均匀组织特点亲昵有关
。由于界面区域存在显著的组织梯度，复合构件的强度、硬度及断裂行为也出现出相应梯度变动
。

在沉积态LPBF基板上直接发展LDED复合造作时，吴等[16]发现所有试样均断裂于LDED区域，复合试样的抗拉强杜咨LDED区域强度决定，延长率低于LPBF与LDED单一工艺试样
。这批注，沉积态基板直接复应时，LDED区是力学机能幽微环节
。王等[53]在TC4复合构件中也观察到类似法规:显微硬杜咨LPBF区向LDED区逐步降低，断裂均产生于LDED区域
。这进一步印证LDED区成为力学机能幽微区拥有普遍性
。然而，基板经退火处置后再进行复合造作，力学机能散布法规产生显著扭转
。在退火态LPBFTA15基板上进行复合造作时，硬度出现于上述齐全分歧的散布特点:由LPBF区至LDED区，硬度先升高后降低界面近LDED侧硬度值最高，LDED区次之，LPBF区最低(图5)
。相应地，所有试样均断裂于LPBF区
。该了局批注，基板退火扭转了各区机能匹配关系，使幽微区由LDED区转移至LPBF区
。

除基板状态表，界面区域尺寸也显著影响力学机能
。钻研批注，界面极窄时，复合试样力学机能与单一工艺试样根基相当;当界面宽度都达约3mm时，界面区硬度显著降低[52]
。这注明界面宽度可作为调控力学机能的沉要参数
。

综上，LPBF-LDED复合构件的力学机能幽微区并非固定，而是受基板初始状态与界面特点共同调控
。沉积态直接复应时，LDED区因组织粗壮成为幽微区，断裂优先产生于该区域;退火态复应时，LPBF区因马氏体分化产生软化，成为新幽微区，断裂地位随之转移
。组织不均导致各区机能差距，加载时应变优先集中于幽微区并引发部门过早失效，最终降低构件服役寿命
。因而，实现复合造作非均匀组织的均匀化调控至关沉要
。

LPBF-LDED复合造作所形成的组织与机能梯度，也具备怪异的结构设计价值
。通过自动调控界面组织，可设计异质强韧化结构，借助背应力强化及附加的加工硬化效应，实现强塑性协同提升，以满足特定领域的利用需要
。然而，针对航空航天大型承力构件，为保险服役靠得住性与使用寿命，解除组织不均、实现组织趋同与机能均匀化仍是首要指标
。

3、面向组织机能趋同的后热处置调控

3.1 LPBF与 LDED TA15的后热处置

在复合造作TA15构件内，LPBF区、LDED区及二者间的界面区各自拥有分歧的初始组织
。要实现非均匀组织的均匀化与机能匹配，必须了了各区域组织在热处置过程中的演化法规
。其中LPBF区和LDED区作为构件主体，其热处置组织演化可参照单一增材工艺的演变法规
。

单步退火是目前利用最为宽泛的热处置工艺
。LPBF与LDEDTA15因初始组织分歧而出现分歧的演化蹊径
。

对于LPBF TA15,其沉积态组织以藐幼针状α′马氏体为主
。Jiang等[55]钻研批注,经800℃-2h退火后，α′马氏体分化为藐幼α+β组织，且α片层继承了马氏体的多级特点，强杜咨1296 MPa降至1090MPa，延展性由7.6%提升至10.5%
。Wu等[6]系统钻研了750-940℃领域内退火对组织机能的影响，发现随温度升高，试样强度降落，延长率上升
。其中，940℃为最佳热处置温度
。蔡等[56]进一步拓宽了温度区间，发此刻650-1100℃退火时，组织随温度升高顺次经历“藐幼(α+β)板条+针状α'马氏体”→“全(α+β)板条”→“粗壮魏氏片层+(α+β)板条”的演变过程
。综合而言，LPBF TA15在低温(T<Tβ)单步退火过程中，会产生α′马氏体的分化，最终形成藐幼均匀的(α+β)网篮组织
。马氏体的充分分化可有效解除沉积态组织中存在的脆性裂纹源，显著改善合金塑性;同时，沉积过程中产生的高初始位错密度在退火后显著降低，位错强化效应减弱，导致合金强度降低
。此表，在此温度区间内，α相可有效钉扎β晶界，抑造β晶粒长大，预防因晶粒粗化导致的机能劣化
。当退火温度超过β相变点时，组织中的α相齐全转变为β相;由于该温度下β相中原子扩散速度急剧上升，β晶；峒本绯ご
。在随后的冷却过程中，粗壮的β晶粒将转变为粗壮魏氏片层组织，该组织中α相取向单一，一旦产生裂纹，将沿α片层界面急剧扩大，导致合金强塑性均显著劣化，这正是单步高温退火失效的主题原因
。

对于LDEDTA15，其沉积态组织以网篮/片层状α相为主
。钦等[57]指出，经850℃退火后，网篮状α根基维持不变，β相体积分数增长
。Boukhari等[58]对比分歧温度退火组织发现，随热处置温度升高，β相含量增长，组织由网篮α逐步转变为α+β转变组织(βt，即β相中析出的α与残留β组成的混合组织);当退火温度超过Tβ后，与LPBF TA15类似，形成粗壮魏氏片层
。钦等[59]进一步发现，退火后a相长宽比力大
。张等[49]钻研显示，LDEDTA15沉积态已为魏氏板条，退火后组织无显著变动，改性成效较差
。其原因在于，LDED TA15沉积态无大量非平衡马氏体，退火过程中相变驱动力低，仅能产生少量相比例调整，无法实现组织沉构，因而其退火改性成效弱于LPBFTA15
。谢等[60]指出，在(α+β)两相区上部退火可获得双态组织:长条块状的初生α相与β(分歧于铸造的等轴α+βt);在β单相区退火则形成与原始组织相近的魏氏片层
。综合而言，LDEDTA15在低温(T<Tβ)单步退火过程中，随温度升高，β/βt含量增长，a相粗化，通常陪伴着强度降低、塑性提升;当退火温度超过β相变点时，同样形成粗壮的魏氏片层，强塑性降落
。

多步退火处置较单步退火可实现对a相描摹的精密调控
。在LPBF TA15中，Wang等[61]通过“低温→高温”多步退火获得片状、等轴、短棒α共存的三态组织，实现强度(1033MPa)与延长率(16.6%)的优良匹配
。Zhang等[62]通过“高温→低温”三沉热处置在LPBFTA15中获得等轴α、片状α与βt组成的三态组织，延长率达14-16%，拉伸强度约为1000 MPa
。在LDEDTA15中，钦等[59]钻研批注，经双沉退火(850℃/1.5h/AC-650℃/2h/FC)处置后，组织演变为近棒状网篮a，a相长宽比显著减幼，组织均匀细化，各向异性显著降低
。上述钻研证实，多步退火在推进组织等轴化、改善塑性方面拥有显著成效
。

固溶时效(solution treatment and aging,STA)处置为调控a相状态与散布提供了另一条有效蹊径
。Wang等[63]发现，LPBFTA15经STA处置后获得初生等轴α+次生层状α的双态组织
。随固溶温度升高，初生等轴a尺寸增大，次生层状a厚度减幼，强度降低，塑性提升
。1000℃固溶+时效后综合机能最优
。张等[49]在LDEDTA15中对比多种热处置工艺后发现，单次STA获得“粗壮初生α+α'”可显著提高强度;双沉STA获得“粗壮初生α+藐幼次生α+α'”使得强度略有降落
。STA通过固溶处置调整初始组织状态，优化β相含量，再经时效处置析出藐幼次生α，借助弥散强化效应添补固溶过程中因位错密度降低带来的强度损失，从而实现强杜纂塑性的优良两全
。但该工艺并非合用于所有温度区间:温度过低时，原子扩散速度不及，次生α相析出量少、尺寸粗壮，析出强化效应不及，导致调控成效欠安;温度过高则易引发初生a相过度粗化，甚至出现组织劣化，因而STA工艺存在明确的最优温度区间，超出该区间则调控成效降落或失效
。

循环热处置是近年来发展的新型组织调控伎俩
。Qin等[64]指出，通例热处置在LPBF TA15中引入(α+β)网篮组织，等轴α体积分数不及5%;而循环热处置可获得板条α、等轴a与薄膜β组成的三态组织，等轴α相体积分数高达57%，显著提升塑性
。通过双沉或多沉热处置也可在LPBFTA15中获得三态组织[65]
。钦等[66]证实，循环热处置对LDEDTA15拥有类似的调控成效
。

上述钻研批注，只管LPBF区与LDED区初始组织存在差距，但通过合理设计热处置工艺，二者可实现组织类型趋同，为复合构件各区域组织匹配与机能协调奠定了基础
。

3.2复合造作非均匀组织的后热处置调控

除了LPBF区与LDED区表，更为关键的是界面区域在热处置中的组织演化，以及若何通过热处置实现三个区域的组织均匀化与机能匹配
。

针对LPBF-LDED复合造作TA15试样的单步退火钻研批注，界面区域对热处置更为敏感
。界面组织为梯度组织，其缺点密杜纂相变驱动力更高，因而热处置过程中的组织演化更为复杂
。吴等[16]对复合试样进行800℃-2h退火后发现，LPBF区与LDED区的组织演化与单一工艺高度一致，变动重要集中于界面区域该区域a相在长大过程中，α集束被截断变短，导致大面积a集束特点隐没
。Zhou等[67]在锻态TA15基板上发展LDED沉积，钻研了820℃-950℃领域内的单步退火工艺，得出了一样的结论
。经910℃/1h热处置后，复合试样的力学机能差距得到改善，但仍维持界面区强度最高、LDED区强度最低的特点
。拉伸变形重要由LDED区承担，并最终在此产生断裂[67]
。将热处置温度提高至1000℃(>Tβ)后，各区域均形成魏氏组织，但因组织显著粗化，资料延长率急剧降落[68]
。进一步钻研发现，委顿危险地位随热处置温度升高逐步由LDED区转移至界面区域[69]，这一景象揭示了热处置对失效模式的调控作用
。

上述钻研批注，亚临界单步退火虽能部门缓解组织非均匀性，但由于初始组织的相变驱动力差距，难以实现相组成与描摹尺寸的统一，且其无法沉构晶粒描摹、解除组织织构，因而，不及以实现力学机能趋同;超临界单步退火虽实现了组织类型的统一，却可能导致力学机能急剧降落，并引入新的机能幽微区
。

在多步退火处置方面，钦等[57,59]指出，双沉退火可使组织均匀细化
。王等[70]系统钻研了分歧退火工艺对激光沉积建复TA15的影响，了局批注:经930℃/1h热处置后，基材区为α+β双态组织，扰装响区为异质结构，建复区为网篮组织，试件获得最优强塑性匹配;DIC分析进一步证实，建复区(LDED沉积区)的机能决定了构件整体承载能力
。然而，上述钻研仍以退火处置为基础，未能彻底解决组织分区问题
。

针对退火处置难以解除复合造作构件组织非均匀性的问题[71-74]，STA被宽泛钻研
。该步骤通过固溶处置调控基体组织，再通过期效析出藐幼的次生相来强化合金，在组织均匀化方面的成效优于通例退火
。在TC4复合造作中，STA的组织趋同成效已得到充分验证
。Li等[74]发现，选取“1000℃/2h/AC+540℃/4h/AC”的STA工艺后，LDM-铸造复合试样中的扰装响区隐没，组织趋于均匀，解决了退火无法解除组织分区的难题
。Zhou等[50]指出，选取“940℃/1h/WQ+550-750℃/4h/AC”时效处置可使WAAM-LDM非均匀组织转化双态结构
。Kabir等[75]对激光焊接Ti6Al4V进行STA处置后发现，扰装响区与焊接接头区组织趋同，当焊接厚度为3.2mm时，各区域硬度值根基一致
。Nakai等[76]对搅拌摩擦焊Ti6Al4V非均匀组织进行STA处置，同样实现组织趋同
。此表，多项钻研也证实了STA对其他非均匀组织的显著均匀化成效[77-78]
。

循环热处置通过反复穿越相变点，利用相变沉结晶机造逐步解除原始组织的不均匀性
。Qin等[10]针对LPBF-LDED复合造作TC4的非均匀组织，提出了在两相区与单相β区之间反复循环的热处置造度(750℃/10min←960℃/10min，图6b)
。了局批注，随着循环次数增长(2→4→6次)，LPBF区针状α'马氏体齐全分化，与LDED区a板条同步粗化、球化;经6次循环后，三个区域的α板条尺寸均趋近于9μm，描摹趋于短棒状，组织根基实显旖均化(图6c)
。对应地，显微硬度差距逐步降低，整体趋于410HV(图6d)，延长率得到提升
。该钻研为复合造作非均匀组织的调控提供了新思路
。循环热处置之所以可能实现全域均匀化，是由于反复相变不休破碎柱状晶、弱化织构、同措施控各区域相描摹与尺寸，这是其他工艺所不具备的
。

上述关于复合造作TC4的钻研批注，STA与循环热处置均能在保障力学机能的前提下，实现复合造作构件分歧区域的组织均匀化与机能匹配
。然而，TA15与Ti6Al4V在合金成分上存在显著差距:TC4的合金元素为Al和V;而TA15中a不变元素Al的含量更高，β不变元素(Mo、V)含量低，还含少量中性元素Zr[79]
。这一成分差距导致TA15的β相变点更高，因而其热处置温度窗口必要进行相应调整;其次，Al元素含量增长，会加强a相的热不变性，同时，β不变元素Mo在钛合金中扩散速度低，二者共同影响TA15的相变行为，导致其组织演化速度与TC4存在差距[80];最后，β不变元素含量差距会扭转β相不变性，进而影响两相区的相比例及合金元素在α/β两相间的分配行为[81]
。因而，现有针对TC4复合造作非均匀组织的热处置钻研仅可作为步骤学参考，具体的热处置工艺参数(如循环热处置温度、次数、固溶时效温杜纂功夫等)，仍需结合TA15的资料个性发展系统钻研与优化
。

综上所述，LPBF-LDED复合造作TA15的热处置钻研面对以下主题问题:亚临界单步退火难以实现组织均匀化与机能匹配，超临界单步退火则会导致机能劣化
。TC4复合造作的钻研批注，STA与循环热处置是解决该问题的有效技术蹊径
。然而，目前针对TA15复合造作的STA与循环热处置钻研仍处于空缺状态
。未来亟需以TC4的钻研为参考，结合TA15资料个性，发展系统的STA或循环热处置工艺钻研，实现LPBF-LDED复合造作构件组织与机能的靠得住调控
。

4、实现语

LPBF-LDED复合造作兼具LPBF的高成形精杜纂LDED的高成形效能，为TA15钛合金大型复杂构件的整体成形提供新的技术蹊径
。目前，萦绕LPBF-LDED复合造作TA15的钻研已获得以下进展:

(1)单一工艺的组织特点与调控:单一LDEDTA15通常出现粗壮β柱状晶及晶内(α+β)网篮/片层组织,通过工艺参数、表场辅助等伎俩可获得混合甚至等轴β晶;而LPBF通常出现藐幼β柱状晶及晶内多级α′马氏体，目前仍难以直接获得等轴β晶粒
。钻研批注，拥有等轴β晶粒的试样相较于柱状β晶试样，拥有更优异的强塑性组合及更低的各向异性
。因而，实现LPBF区晶粒的等轴化调控，对提升复合造作构件整体机能、减幼各区域机能差距拥有沉要意思
。

(2)复合造作构件的组织特点:在合适的工艺参数下，LPBF与LDED可获得无显著缺点的复合造作构件，其存在典型的三分区组织:LPBF区、界面区及LDED区
。由于复合造作过程中分歧区域凝固前提、溶质分配以应力状态存在差距，晶粒描摹出现“LPBF区藐幼柱状晶→界面区等轴晶/等轴-柱状混合晶→LDED区粗壮柱状晶”的梯度散布特点;相组成、描摹及散布则出现更为复杂的变动，与基板状态、沉积方向、倾斜角度等成分亲昵有关
。这种多尺度非均匀微观组织导致各区域力学机能存在显著差距，构件变形将集中于弱区，最终导致部门过早失效
。

(3)复合造作非均匀组织的热处置调控:在单一区域的组织演化方面，LPBF区与LDED区在热处置过程中的演化法规与单一工艺一致，通过合理设计热处置工艺，二者能够实现组织类型趋同
。在三个区域的整体组织趋同与机能匹配方面，亚临界单步退火虽能部门缓解组织非均匀性，但难以解除力学机能差距;超临界单步退火虽能实现组织趋同，但会导致机能急剧劣化
。固溶时效与循环热处置在复合造作TC4中已被证明可有效实现组织均匀化与机能匹配，然而，针对LPBF-LDED复合造作TA15的固溶时效与循环热处置钻研仍处于空缺状态
。

基于上述钻研进展与不及，未来钻研可从以下方面深刻发展:

(1)LPBF晶粒等轴化调控:针对LPBFTA15难以直接获得等轴晶的技术瓶颈，索求激光沉熔、基板预热等工艺蹊径，在不扭转成分的前提下实现晶粒等轴化调控，以在分歧前提下与LDEDTA15实现晶粒描摹层面的趋同匹配，从源头上减幼复合造作构件中的组织差距
。

(2)面向组织趋同的协同热处置造度:借鉴TC4复合造作中固溶时效与循环热处置的钻研成就，充分思考TA15合金成分个性对相变行为的影响，优化调整热处置温度、保温功夫、循环次数等工艺参数，开发合用于LPBF-LDED复合造作TA15构件的协同热处置造度，实现多区域组织机能的深度趋同与靠得住匹配
。

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（注，原文标题：激光增材复合造作TA15钛合金钻研进展_史瑞星）