面向航空航天大型复杂钛合金构件整体成形需求，综述LPBF-LDED复合增材制造TA15钛合金非均匀组织的形成规律、界面特征及热处理调控研究进展

钛及钛合金具有高比强度、优异的耐蚀性及良好的生物相容性，被广泛应用于航空航天、船舶制造、生物医学等领域[1-2]。其中，TA15(Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V)作为一种近a型钛合金，不仅继承了上述优点，还兼具良好的热强性、可焊性以及接近a+β双相钛合金的塑性，因而广泛应用于航空航天领域发动机风扇、压气机盘等关键部件制造[3-5]。随着航空航天装备向轻量化、高性能方向发展，大型复杂整体结构成为制造重点。这类构件兼具两类特征:需高精度成形的复杂局部结构，以及高效率成形的大型整体结构。

激光粉末床熔融(laser powder bed fusion，LPBF)适合成形精细复杂、尺寸精度高的结构，但其成形尺寸受成形舱空间限制[6-7];激光定向能量沉积(laser directed energy deposition，LDED)适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]。为兼顾大型复杂构件的成形精度与成形效率，LPBF-LDED复合增材制造技术为高性能大型构件的快速制备提供了有效途径[10]。

LPBF-LDED复合增材制造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区主要为柱状晶及晶粒内的全α'马氏体组织;LDED区多为粗大柱状晶及(α+β)网篮组织;界面区域包含热影响区与重熔区，呈明显梯度组织特征[11]。这种工艺诱导的组织不均匀性在复合增材制造钛合金中普遍存在[10-13]。例如，Zhan等[12]采用WAAM-LDM制备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。各区域在晶粒形貌、相组成等方面差异显著，直接导致力学性能失配-强度、塑性、硬度呈梯度分布，使构件受力时易发生局部过早失效[11,14-16]。例如，吴等[16]在LPBF-LDED复合制造TA15试样中发现，断裂均发生在硬度较低的LDED区域。因此，阐明非均匀组织的形成规律、特征及对力学性能的影响，并通过合理后续热处理实现组织均匀化调控与性能平稳过渡，是推动该技术工程化应用亟需解决的核心科学问题。

基于此，本文系统综述LPBF与LDED单一工艺下TA15的组织演化规律，明确二者固有组织差异;在此基础上，重点分析复合界面区域的梯度组织特征及其对力学性能的影响;进而总结非均匀组织的热处理调控研究进展，最后指出当前研究不足与未来发展方向。

1、LPBF与LDED组织差异

1.1凝固条件与β晶粒形貌差异

LPBF与LDED的工艺特征不同，直接导致二者凝固条件存在显著差异，这也是二者初始晶粒形貌产生差异的根本原因。在激光增材制造过程中，β晶粒的形貌主要由熔池内温度梯度(G)、凝固速率(R)及合金成分共同决定(图1a)[9,17]。LPBF工艺采用小光斑、高能量密度输入，导致熔池尺寸小(通常为数百微米)、温度梯度极高(>10^{3}K/mm)、凝固速度快(与扫描速度处于同一量级)，其凝固参数G/R值通常远高于柱状晶生长的临界条件，因此熔池内易形成外延生长的细长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)为特征，温度梯度与凝固速率均显著低于LPBF，其G/R值在一定范围内可进入柱状晶-等轴晶转变(CET)临界区间。因此，LDED工艺虽仍以粗大柱状晶组织为主，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局部等轴晶，最终形成柱状-等轴混合晶组织[9,20]。

针对两种工艺中β晶粒形貌的差异，研究者已开展大量调控研究。在LDED工艺中，通过调控激光功率、扫描速率等工艺参数，可有效改变凝固与形核条件，进而实现对β柱状晶形貌与尺寸的调控。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-等轴混合形态转变。Gaumann等[22]基于Hunt模型建立了适用于LDED工艺的CET模型。Deng等[9]在Ti60近α钛合金中成功制备出近等轴β晶组织，并借助多组元CET模型与数值模拟，验证了该模型在预测等轴晶形成方面的可靠性。除工艺参数调控外，施加超声振动等外场辅助手段也被证实是调控LDED钛合金β晶粒形貌的有效辅助方法[23-26]。目前，通过上述调控手段，可以在近a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晶粒形貌，如图1c所示[9,19,26]。

对于LPBF工艺，现有晶粒形貌调控方法在应用中均面临显著挑战。首先，在LPBF极高温度梯度条件下，仅依靠调整功率或扫描速度难以触发CET。其次，外场辅助手段在LPBF设备中存在集成应用困难。因此，探索不改变成分、不依赖复杂外场的新型工艺或后续调控途径显得尤为重要。从凝固原理出发，促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重熔降低温度梯度、改变局部热循环诱发反复相变并促进再结晶，被认为是LPBF工艺中实现晶粒细化和等轴化的有效路径。例如，Shi等[27]在AlSi10Mg合金中采用高速扫描重熔策略，显著提高等轴晶比例;Zhou等[28]在NiCoCr中熵合金中引入激光重熔，实现晶粒细化;Gao等[29]结合参数优化与激光重熔，在SS316L中通过调控热历史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晶粒形貌调控;Chen等[31]发现，LPBF热循环的快速加热阶段发生a→β逆相变，可在TC4中获得等轴β晶粒。上述研究为LPBFTA15钛合金的晶粒调控提供了重要借鉴，但实现其β晶粒等轴化仍需系统的工艺探索。鉴于LDED工艺已可按需求实现柱状晶、混合晶及等轴晶的可控制备，为满足LPBF-LDED复合制造中组织匹配与性能协同设计的多样化需求，开发适用于LPBFTA15的高效晶粒等轴化策略将是未来重要研究方向。

1.2相变与α/α'演化差异

凝固形成的β相在后续冷却过程中发生固态相变，对于TA15合金而言，冷却速率是决定其室温相组成与形貌特征的关键因素。当冷却速率高于马氏体临界冷却速率时，发生无扩散切变相变，形成全α'马氏体组织;当冷却速率低于临界转变速率时，则发生扩散型相变，形成(α+β)网篮组织[32]。李等[33]指出，TA15的临界转变速率为3K/s和30K/s(图2a)。该相变规律是理解不同增材工艺组织演化的基础。LPBF与LDED因冷却速率存在数量级差异呈现出显著不同的组织特征:LPBF冷却速率极高，形成细针状α'马氏体;LDED冷却速率处于马氏体转变临界区间，初始组织以α/β片层为主，局部仅含少量

增材制造特有的热循环会进一步驱动已沉积组织演化。由于LPBF与LDED的初始组织不同，二者在热循环作用下的演化路径存在明显差异，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发生分解与再生，最终形成分级马氏体组织。如图2b所示[34]，当后续沉积层的热影响区作用于已生成的α'马氏体时，若峰值温度高于马氏体转变起始温度(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、孪晶等缺陷可提供有效形核位点，提高马氏体相变形核率，使新生a'马氏体更为细小，实现组织细化。随着沉积层数增加，热循环峰值温度逐渐降低:当峰值温度处于Tβ与Ms之间时，仅部分α'发生逆转变，形成更细小的次级马氏体;当峰值温度低于Ms时，原有马氏体发生回复与轻微粗化，缺陷富集区可形成极细小的新生马氏体。依托这种随峰值温度递减而逐步细化的机制，最终形成由不同尺寸等级α'马氏体(初级、次级、三级乃至四级)交织构成的多级显微组织

在LDED工艺中，热循环诱导的组织演化机制明显不同。由于初始组织以(α+β)网篮组织为主，后续热循环主要影响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相完全转变为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)，部分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，剩余a片层发生粗化与球化(图2e[36]);随沉积继续，峰值温度进一步降低，组织逐渐趋于稳定。

在层间热循环作用下，LPBF与LDED中α/α'呈现截然不同的演化行为，使得由冷却速率与相变机制差异导致的初始组织差异被进一步放大，这也是复合制造界面形成梯度组织的重要原因之一。

1.3组织差异导致的力学性能失配

显微组织的差异将直接体现为力学性能的差异。表1与表2分别总结了文献中LPBF、LDED制备TA15(含少量TC4与Ti60)钛合金沉积态的拉伸性能。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的强度优势主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]。在延伸率方面，LDEDTA15的延伸率通常大于8%;而LPBFTA15的延伸率通常低于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通常表现出更高的强度与更低的塑性。

除不同工艺引起的性能差异外，同一工艺制备的增材制造TA15构件也会因组织特征不同而表现出力学性能差异，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呈现明显的各向异性。例如，Xu等[19]研究表明，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、延伸率9%，而在平行沉积方向(//BD)分别为979 MPa和16%。通过工艺调控获得等轴β晶粒后，材料各向异性显著降低，综合力学性能更为优异。例如，Chen等[42]发现，含有等轴β晶粒TA15的延伸率(11.9%)优于同工艺下柱状晶试样(9.5%)，且不同方向的性能趋于均匀。在Ti60近α钛合金中也存在类似规律[9,45]。在LPBFTA15钛合金中，力学性能同样表现出显著的方向依赖性。例如，张等[39]研究显示，具有柱状β晶粒的TA15试样在//BD方向的抗拉强度为1095MPa，延伸率仅为2.6%;而在⊥BD方向强度可达1259 MPa，延伸率为7.3%。目前，LPBF工艺下制备全等轴晶TA15的研究与数据仍较为有限，可采用成分相近的TC4合金进行对比分析。如表1所示，具有等轴晶组织的LPBF TC4合金[46]在保持与柱状晶样品相当强度的同时，延伸率显著提高[47-48]。上述研究表明，LPBF与LDEDTA15钛合金构件均存在明显的强塑性各向异性，各向异性程度与β晶粒形貌密切相关。通常而言，具有等轴β晶粒的试样各向异性更低，强塑性匹配更为优异。因此，实现β晶粒的等轴化调控具有重要意义。

表1 LPBF钛合金的拉伸性能

表2 LDED钛合金的拉伸性能

2、LPBF-LDED复合制造界面组织及其力学性能

2.1界面区域的宏观特征

LPBF-LDED复合制造构件的界面是一个具有一定厚度的过渡带，可按其形成过程细分为热影响区与重熔区[11,50]，也可根据其经历的热历史特征(冷却速率区间)进行更细致的划分[51]。其宏观尺寸(即界面区宽度)受基板状态、倾斜角度、沉积方向等因素影响。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基板上开展复合制造时，界面区域宽度在0.7~1.2mm之间变化，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可以达约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复合制造的界面尺寸通常在3mm以内，具体数值受沉积方向、基板状态及倾斜角度等因素调控。

除尺寸特征外，界面区域的冶金质量同样值得关注，该区域也是复合制造构件中潜在的缺陷萌生区域。界面区域存在两种典型缺陷:一是尺寸较小(平均直径<0.5mm)的球形气孔(图3c，蓝色位置)，分布于界面及整个LDED区域内;二是尺寸较大的未熔合缺陷(图3c)，出现于界面结合处，严重损害构件力学性能[52]。球形气孔的形成，可能是基板表面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。未熔合缺陷则由低能量输入引发:沉积初期，衬底温度较低，热量通过衬底迅速散失，导致熔池尺寸偏小，进而形成未熔合;随着沉积进行，衬底温度逐渐升高，热损失减小，熔池尺寸增大，未熔合缺陷不再出现。因此，这类缺陷通常位于试样下部(图3c1[52])。为避免缺陷产生，进行LPBF-LDED复合制造时，需从两方面入手:一方面需对衬底表面进行清洁处理;另一方面需对界面区的工艺参数(如激光功率、扫描速度)进行局部优化。目前，在适宜的工艺参数下，已可实现界面的良好冶金结合[13,53]。

2.2界面区域的组织特征及形成机理

LPBF-LDED复合制造构件中，自底部LPBF区向顶部LDED区过渡时，界面区域的晶粒形貌、相组成等微观组织特征沿沉积方向呈现显著的梯度变化。这种梯度组织的形成是多尺度、多物理因素耦合作用的结果。

在β晶粒形貌层面，界面区域的β晶粒呈现等轴化趋势，甚至可形成细小的等轴β晶层，其具体演化路径受基板初始状态及界面几何特征调控。吴等[16]在沉积态 LPBF TA15基板上开展复合制造后，观察到试样各区域均为沿沉积方向生长的β柱状晶(图4a)，晶粒尺寸呈现LDED区粗大、LPBF区细小的梯度分布;而界面区域的β晶粒长宽比显著减小，趋于等轴形态(图4b1-d1)。Shi等[11]在退火态LPBFTA15基板上发现更为复杂的演化规律: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一侧则形成细小的等轴β晶粒，其尺寸较LPBF区更为细小。上述研究表明，基板初始状态(沉积态、退火态)对界面晶粒演化具有显著影响，退火态基板更有利于形成细小等轴晶层。这一细等轴晶层的形成原因并未得到重点关注。在复合制造TC4合金中观察到更丰富的晶粒过渡形态，可作为理解TA15界面演化的参考依据。Malej等[52]发现，界面晶粒过渡方式与界面宽度密切相关: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，晶粒呈渐变特征界面近LPBF侧晶粒粗化但仍保持短柱状，近LDED侧初始几层呈现双态分布(中心区为细小等轴或短柱状晶粒，边缘区为粗大β柱状晶，图3b2)，最终过渡至LDED区的粗大β柱状晶。王等[53]也报道了相似的晶粒尺寸分布规律。

LPBF-LDED复合制造中界面区等轴晶的出现，一方面，依赖于热循环峰值温度多次超过Tβ，导致的反复相变积累了足够的应力以诱发外延再结晶[54];另一方面，β稳定元素Mo的扩散速率慢，可能形成溶质偏析促进成分过冷，同时熔池流动带来的剪切作用可能破碎柱状晶前沿，从而改变凝固条件促进等轴晶形成。综上所述，LPBF-LDED复合制造界面区β晶粒演化遵循如下规律:LPBF区与LDED区均维持单一工艺下的柱状β晶特征，尺寸呈LPBF区细小、LDED区粗大的分布;界面的晶粒形貌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分布，晶粒尺寸呈渐变过渡。尽管界面细等轴晶层的存在已被证实，但其形成机制目前仍未有定论。这也是深入理解复合制造TA15界面特性、优化界面性能的关键科学问题。

在相组成及形貌方面，TA15界面同样呈显著梯度特征，且演化路径与界面位置相关的局部热历史、相变驱动力与原子扩散行为密切相关。在沉积态LPBF基板上，组织呈连续过渡特征。吴等[16]观察到，LPBF区域为典型片层结构(图4b2)，界面区域为兼具一定网篮特征的片层结构和部分a相集束(图4c2)，LDED区以网篮组织为主(图4d2)，组织沿沉积方向连续变化。在退火态基板上，Shi等[11]揭示了更为复杂的演化规律:随着逐渐远离LPBF区，首先发生α相粗化，但其仍保持片层形貌，同时β相中开始析出二次α相(图4e1);随后，α相继续粗化且片层边界逐渐模糊，β相宽度增加，部分连接成片(图4e2);至界面区域中心附近，α片层边界高度模糊，与β相对比度降低，β相含量显著增加(图4e3);逐渐靠近LDED一侧，则形成极细针状α/α′片层(尺寸较LPBF区域更细小)，同时观察到“Ghost structure”特征(即:原始β晶界或组织轮廓被保留，但内部已发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，并以极薄层片状分布于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相生成，β相含量极低(图4e5)。β相含量变化受元素扩散的调控:经过退火后，元素扩散充分，LPBF区域β相中富集Mo、V元素，β相稳定性更高;而界面乃至LDED区域中，由于极快的冷却速率，元素扩散不充分，β相中Mo、V元素富集程度低，β相稳定性更低，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合金的相演化规律与TA15具有相似性，可作为理解TA15组织演化的参考依据。在TC4钛合金中，界面靠近LPBF一侧的a片层短而粗，无明显晶界a相;靠近LDED一侧则逐渐出现a片层集束与晶界a相;LDED区域a片层厚度较单一LDED工艺略有增加[50]王等[53]的研究同样表明，界面区马氏体逐步分解、a板条宽度增加，直至LDED区形成典型网篮组织。这些相似性进一步印证了TA15界面组织演化规律的可靠性。

界面区非均匀组织的形成，源于LDED沉积过程中对LPBF衬底的热影响与重熔作用。Shi等[11]通过模拟LPBF-LDED复合制造过程中的温度分布(图4f)，获得了界面不同区域的热循环曲线(图4g)，阐明了界面区域梯度组织的形成机制:同一初始组织在不同热循环条件下的差异化演化(图4h)。

综上所述，LPBF-LDED复合制造界面区域的微观组织呈现多尺度梯度特征: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，其演化受界面宽度与基板初始状态调控;在相组成及形貌尺度，组织由LPBF侧的片层/马氏体组织，经马氏体分解、二次a析出、马氏体形成等中间状态，逐步过渡至LDED侧的网篮组织。这一相组成梯度与局部热历史、原子扩散速率等密切相关。这种多尺度、多物理因素耦合的复杂行为，最终决定了复合界面梯度组织的整体特征。

2.3界面组织对力学性能的影响

LPBF-LDED复合制造试样的力学性能与其非均匀组织特征密切相关。由于界面区域存在显著的组织梯度，复合构件的强度、硬度及断裂行为也呈现出相应梯度变化。

在沉积态LPBF基板上直接开展LDED复合制造时，吴等[16]发现所有试样均断裂于LDED区域，复合试样的抗拉强度由LDED区域强度决定，延伸率低于LPBF与LDED单一工艺试样。这表明，沉积态基板直接复合时，LDED区是力学性能薄弱环节。王等[53]在TC4复合构件中也观察到相似规律:显微硬度由LPBF区向LDED区逐渐降低，断裂均发生于LDED区域。这进一步印证LDED区成为力学性能薄弱区具有普遍性。然而，基板经退火处理后再进行复合制造，力学性能分布规律发生显著改变。在退火态LPBFTA15基板上进行复合制造时，硬度呈现于上述完全不同的分布特征: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。该结果表明，基板退火改变了各区性能匹配关系，使薄弱区由LDED区转移至LPBF区。

除基板状态外，界面区域尺寸也显著影响力学性能。研究表明，界面极窄时，复合试样力学性能与单一工艺试样基本相当;当界面宽度都达约3mm时，界面区硬度显著降低[52]。这说明界面宽度可作为调控力学性能的重要参数。

综上，LPBF-LDED复合构件的力学性能薄弱区并非固定，而是受基板初始状态与界面特征共同调控。沉积态直接复合时，LDED区因组织粗大成为薄弱区，断裂优先发生于该区域;退火态复合时，LPBF区因马氏体分解发生软化，成为新薄弱区，断裂位置随之转移。组织不均导致各区性能差异，加载时应变优先集中于薄弱区并引发局部过早失效，最终降低构件服役寿命。因此，实现复合制造非均匀组织的均匀化调控至关重要。

LPBF-LDED复合制造所形成的组织与性能梯度，也具备独特的结构设计价值。通过主动调控界面组织，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，以满足特定领域的应用需求。然而，针对航空航天大型承力构件，为保障服役可靠性与使用寿命，消除组织不均、实现组织趋同与性能均匀化仍是首要目标。

3、面向组织性能趋同的后热处理调控

3.1 LPBF与 LDED TA15的后热处理

在复合制造TA15构件内，LPBF区、LDED区及二者间的界面区各自具有不同的初始组织。要实现非均匀组织的均匀化与性能匹配，必须明晰各区域组织在热处理过程中的演化规律。其中LPBF区和LDED区作为构件主体，其热处理组织演化可参照单一增材工艺的演变规律。

单步退火是目前应用最为广泛的热处理工艺。LPBF与LDEDTA15因初始组织不同而呈现不同的演化路径。

对于LPBF TA15,其沉积态组织以细小针状α′马氏体为主。Jiang等[55]研究表明,经800℃-2h退火后，α′马氏体分解为细小α+β组织，且α片层继承了马氏体的多级特征，强度由1296 MPa降至1090MPa，延展性由7.6%提升至10.5%。Wu等[6]系统研究了750-940℃范围内退火对组织性能的影响，发现随温度升高，试样强度下降，延伸率上升。其中，940℃为最佳热处理温度。蔡等[56]进一步拓宽了温度区间，发现在650-1100℃退火时，组织随温度升高依次经历“细小(α+β)板条+针状α'马氏体”→“全(α+β)板条”→“粗大魏氏片层+(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，会发生α′马氏体的分解，最终形成细小均匀的(α+β)网篮组织。马氏体的充分分解可有效消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。此外，在此温度区间内，α相可有效钉扎β晶界，抑制β晶粒长大，避免因晶粒粗化导致的性能劣化。当退火温度超过β相变点时，组织中的α相完全转变为β相;由于该温度下β相中原子扩散速率急剧上升，β晶粒会快速长大。在随后的冷却过程中，粗大的β晶粒将转变为粗大魏氏片层组织，该组织中α相取向单一，一旦产生裂纹，将沿α片层界面快速扩展，导致合金强塑性均显著劣化，这正是单步高温退火失效的核心原因。

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基本保持不变，β相体积分数增加。Boukhari等[58]对比不同温度退火组织发现，随热处理温度升高，β相含量增加，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构成的混合组织);当退火温度超过Tβ后，与LPBF TA15相似，形成粗大魏氏片层。钦等[59]进一步发现，退火后a相长宽比较大。张等[49]研究显示，LDEDTA15沉积态已为魏氏板条，退火后组织无明显变化，改性效果较差。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，仅能发生少量相比例调整，无法实现组织重构，因此其退火改性效果弱于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(不同于锻造的等轴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含量增加，a相粗化，通常伴随着强度降低、塑性提升;当退火温度超过β相变点时，同样形成粗大的魏氏片层，强塑性下降。

多步退火处理较单步退火可实现对a相形貌的精细调控。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)与延伸率(16.6%)的良好匹配。Zhang等[62]通过“高温→低温”三重热处理在LPBFTA15中获得等轴α、片状α与βt组成的三态组织，延伸率达14-16%，拉伸强度约为1000 MPa。在LDEDTA15中，钦等[59]研究表明，经双重退火(850℃/1.5h/AC-650℃/2h/FC)处理后，组织演变为近棒状网篮a，a相长宽比显著减小，组织均匀细化，各向异性明显降低。上述研究证实，多步退火在促进组织等轴化、改善塑性方面具有显著效果。

固溶时效(solution treatment and aging,STA)处理为调控a相形态与分布提供了另一条有效途径。Wang等[63]发现，LPBFTA15经STA处理后获得初生等轴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厚度减小，强度降低，塑性提升。1000℃固溶+时效后综合性能最优。张等[49]在LDEDTA15中对比多种热处理工艺后发现，单次STA获得“粗大初生α+α'”可显著提高强度;双重STA获得“粗大初生α+细小次生α+α'”使得强度略有下降。STA通过固溶处理调整初始组织状态，优化β相含量，再经时效处理析出细小次生α，借助弥散强化效应弥补固溶过程中因位错密度降低带来的强度损失，从而实现强度与塑性的良好兼顾。但该工艺并非适用于所有温度区间:温度过低时，原子扩散速率不足，次生α相析出量少、尺寸粗大，析出强化效应不足，导致调控效果不佳;温度过高则易引发初生a相过度粗化，甚至出现组织劣化，因此STA工艺存在明确的最优温度区间，超出该区间则调控效果下降或失效。

循环热处理是近年来发展的新型组织调控手段。Qin等[64]指出，常规热处理在LPBF TA15中引入(α+β)网篮组织，等轴α体积分数不足5%;而循环热处理可获得板条α、等轴a与薄膜β构成的三态组织，等轴α相体积分数高达57%，显著提升塑性。通过双重或多重热处理也可在LPBFTA15中获得三态组织[65]。钦等[66]证实，循环热处理对LDEDTA15具有相似的调控效果。

上述研究表明，尽管LPBF区与LDED区初始组织存在差异，但通过合理设计热处理工艺，二者可实现组织类型趋同，为复合构件各区域组织匹配与性能协调奠定了基础。

3.2复合制造非均匀组织的后热处理调控

除了LPBF区与LDED区外，更为关键的是界面区域在热处理中的组织演化，以及如何通过热处理实现三个区域的组织均匀化与性能匹配。

针对LPBF-LDED复合制造TA15试样的单步退火研究表明，界面区域对热处理更为敏感。界面组织为梯度组织，其缺陷密度与相变驱动力更高，因此热处理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，变化主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集束特征消失。Zhou等[67]在锻态TA15基板上开展LDED沉积，研究了820℃-950℃范围内的单步退火工艺，得出了相同的结论。经910℃/1h热处理后，复合试样的力学性能差异得到改善，但仍保持界面区强度最高、LDED区强度最低的特征。拉伸变形主要由LDED区承担，并最终在此发生断裂[67]。将热处理温度提高至1000℃(>Tβ)后，各区域均形成魏氏组织，但因组织显著粗化，材料延伸率急剧下降[68]。进一步研究发现，疲劳损伤位置随热处理温度升高逐渐由LDED区转移至界面区域[69]，这一现象揭示了热处理对失效模式的调控作用。

上述研究表明，亚临界单步退火虽能部分缓解组织非均匀性，但由于初始组织的相变驱动力差异，难以实现相组成与形貌尺寸的统一，且其无法重构晶粒形貌、消除组织织构，因此，不足以实现力学性能趋同;超临界单步退火虽实现了组织类型的统一，却可能导致力学性能急剧下降，并引入新的性能薄弱区。

在多步退火处理方面，钦等[57,59]指出，双重退火可使组织均匀细化。王等[70]系统研究了不同退火工艺对激光沉积修复TA15的影响，结果表明:经930℃/1h热处理后，基材区为α+β双态组织，热影响区为异质结构，修复区为网篮组织，试件获得最优强塑性匹配;DIC分析进一步证实，修复区(LDED沉积区)的性能决定了构件整体承载能力。然而，上述研究仍以退火处理为基础，未能彻底解决组织分区问题。

针对退火处理难以消除复合制造构件组织非均匀性的问题[71-74]，STA被广泛研究。该方法通过固溶处理调控基体组织，再通过时效析出细小的次生相来强化合金，在组织均匀化方面的效果优于常规退火。在TC4复合制造中，STA的组织趋同效果已得到充分验证。Li等[74]发现，采用“1000℃/2h/AC+540℃/4h/AC”的STA工艺后，LDM-锻造复合试样中的热影响区消失，组织趋于均匀，解决了退火无法消除组织分区的难题。Zhou等[50]指出，采用“940℃/1h/WQ+550-750℃/4h/AC”时效处理可使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处理后发现，热影响区与焊接接头区组织趋同，当焊接厚度为3.2mm时，各区域硬度值基本一致。Nakai等[76]对搅拌摩擦焊Ti6Al4V非均匀组织进行STA处理，同样实现组织趋同。此外，多项研究也证实了STA对其他非均匀组织的显著均匀化效果[77-78]。

循环热处理通过反复穿越相变点，利用相变重结晶机制逐步消除原始组织的不均匀性。Qin等[10]针对LPBF-LDED复合制造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理制度(750℃/10min←960℃/10min，图6b)。结果表明，随着循环次数增加(2→4→6次)，LPBF区针状α'马氏体完全分解，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，形貌趋于短棒状，组织基本实现均匀化(图6c)。对应地，显微硬度差异逐步降低，整体趋于410HV(图6d)，延伸率得到提升。该研究为复合制造非均匀组织的调控提供了新思路。循环热处理之所以能够实现全域均匀化，是因为反复相变不断破碎柱状晶、弱化织构、同步调控各区域相形貌与尺寸，这是其他工艺所不具备的。

上述关于复合制造TC4的研究表明，STA与循环热处理均能在保证力学性能的前提下，实现复合制造构件不同区域的组织均匀化与性能匹配。然而，TA15与Ti6Al4V在合金成分上存在显著差异:TC4的合金元素为Al和V;而TA15中a稳定元素Al的含量更高，β稳定元素(Mo、V)含量低，还含少量中性元素Zr[79]。这一成分差异导致TA15的β相变点更高，因此其热处理温度窗口需要进行相应调整;其次，Al元素含量增加，会增强a相的热稳定性，同时，β稳定元素Mo在钛合金中扩散速率低，二者共同影响TA15的相变行为，导致其组织演化速率与TC4存在差异[80];最后，β稳定元素含量差异会改变β相稳定性，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]。因此，现有针对TC4复合制造非均匀组织的热处理研究仅可作为方法学参考，具体的热处理工艺参数(如循环热处理温度、次数、固溶时效温度与时间等)，仍需结合TA15的材料特性开展系统研究与优化。

综上所述，LPBF-LDED复合制造TA15的热处理研究面临以下核心问题:亚临界单步退火难以实现组织均匀化与性能匹配，超临界单步退火则会导致性能劣化。TC4复合制造的研究表明，STA与循环热处理是解决该问题的有效技术路径。然而，目前针对TA15复合制造的STA与循环热处理研究仍处于空白状态。未来亟需以TC4的研究为参考，结合TA15材料特性，开展系统的STA或循环热处理工艺研究，实现LPBF-LDED复合制造构件组织与性能的可靠调控。

4、结束语

LPBF-LDED复合制造兼具LPBF的高成形精度与LDED的高成形效率，为TA15钛合金大型复杂构件的整体成形提供新的技术途径。目前，围绕LPBF-LDED复合制造TA15的研究已取得以下进展:

(1)单一工艺的组织特征与调控:单一LDEDTA15通常呈现粗大β柱状晶及晶内(α+β)网篮/片层组织,通过工艺参数、外场辅助等手段可获得混合乃至等轴β晶;而LPBF通常呈现细小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。研究表明，具有等轴β晶粒的试样相较于柱状β晶试样，具有更优异的强塑性组合及更低的各向异性。因此，实现LPBF区晶粒的等轴化调控，对提升复合制造构件整体性能、减小各区域性能差异具有重要意义。

(2)复合制造构件的组织特征:在适宜的工艺参数下，LPBF与LDED可获得无明显缺陷的复合制造构件，其存在典型的三分区组织:LPBF区、界面区及LDED区。由于复合制造过程中不同区域凝固条件、溶质分配以应力状态存在差异，晶粒形貌呈现“LPBF区细小柱状晶→界面区等轴晶/等轴-柱状混合晶→LDED区粗大柱状晶”的梯度分布特征;相组成、形貌及分布则呈现更为复杂的变化，与基板状态、沉积方向、倾斜角度等因素密切相关。这种多尺度非均匀微观组织导致各区域力学性能存在显著差异，构件变形将集中于弱区，最终导致局部过早失效。

(3)复合制造非均匀组织的热处理调控:在单一区域的组织演化方面，LPBF区与LDED区在热处理过程中的演化规律与单一工艺一致，通过合理设计热处理工艺，二者可以实现组织类型趋同。在三个区域的整体组织趋同与性能匹配方面，亚临界单步退火虽能部分缓解组织非均匀性，但难以消除力学性能差异;超临界单步退火虽能实现组织趋同，但会导致性能急剧劣化。固溶时效与循环热处理在复合制造TC4中已被证明可有效实现组织均匀化与性能匹配，然而，针对LPBF-LDED复合制造TA15的固溶时效与循环热处理研究仍处于空白状态。

基于上述研究进展与不足，未来研究可从以下方面深入开展:

(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，探索激光重熔、基板预热等工艺路径，在不改变成分的前提下实现晶粒等轴化调控，以在不同条件下与LDEDTA15实现晶粒形貌层面的趋同匹配，从源头上减小复合制造构件中的组织差异。

(2)面向组织趋同的协同热处理制度:借鉴TC4复合制造中固溶时效与循环热处理的研究成果，充分考虑TA15合金成分特性对相变行为的影响，优化调整热处理温度、保温时间、循环次数等工艺参数，开发适用于LPBF-LDED复合制造TA15构件的协同热处理制度，实现多区域组织性能的深度趋同与可靠匹配。

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（注，原文标题：激光增材复合制造TA15钛合金研究进展_史瑞星）