葉秀，武美萍，繆小進，陸佩佩

（江南大學(xué) 機械工程學(xué)院，江蘇 無錫 214122）

鈦合金（Ti-6Al-4V）因具有比強度高、熱穩(wěn)定性好、抗疲勞性能好、抗氧化性能優(yōu)異等特點，廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[1]。隨著航空航天中對鈦合金構(gòu)件服役性能要求的日益提高，其結(jié)構(gòu)設(shè)計趨于精密化、復(fù)雜化，超出了傳統(tǒng)機械加工工藝的制造能力。增材制造技術(shù)通過逐層累加的方式成形零件，對復(fù)雜構(gòu)件的加工適應(yīng)性強[2-3]，在鈦合金復(fù)雜航空構(gòu)件的加工中極具應(yīng)用潛力，使以選區(qū)激光熔化(SLM)技術(shù)為代表的增材制造技術(shù)在鈦合金的增材制造中得到了廣泛關(guān)注。但在SLM 成形的鈦合金中，往往存在較多的孔隙、裂紋等缺陷[4-5]，導(dǎo)致成形件的耐磨性、力學(xué)性能較差[6-8]，嚴(yán)重限制了在實際生產(chǎn)中的應(yīng)用。因此，研究學(xué)者們一直致力于尋找有效的方法來提高鈦合金件的成形質(zhì)量。目前，提升SLM 成形質(zhì)量的方法主要集中在優(yōu)化成形工藝和后處理的研究。

Gu 等[9]和張虎等[10]對選區(qū)激光熔化技術(shù)制備成形件的致密化行為、相結(jié)構(gòu)演變、硬度和耐磨損性能進行了綜合研究，建立了SLM 工藝、顯微組織、性能與成形機理之間的關(guān)系，通過優(yōu)化工藝參數(shù)，消除了工藝缺陷，提升了零件的致密度。Yang 等[11]和宦君等[12]對選區(qū)激光熔化成形質(zhì)量展開研究，分析了激光功率和掃描速度對成形件成形質(zhì)量的影響規(guī)律。結(jié)果表明，激光功率和掃描速度對熔道表面質(zhì)量有較大影響，能量密度過大會造成“爆粉”現(xiàn)象且熔池對流會造成魚鱗紋狀的熔道凝固痕跡，所以選擇合理的工藝參數(shù)可以顯著提高成形質(zhì)量，避免熔道出現(xiàn)球化、“爆粉”等缺陷。肖振楠等[13]研究了退火、兩相區(qū)固溶、固溶時效3 種熱處理方法，對激光選區(qū)熔化技術(shù)成形Ti-6Al-4V 的微觀組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，經(jīng)過熱處理后，Ti-6Al-4V 成形件內(nèi)部的殘余應(yīng)力減小，變形開裂傾向降低。Han 等[14]研究了激光表面重熔對AlSi10Mg 合金SLM 成形質(zhì)量的影響。結(jié)果表明，激光表面重熔有助于改善試樣表面成形質(zhì)量，成形件的表面粗糙度可達(dá)0.93 μm，表面顯微硬度提高了19.5%。石文天等[15]研究了提升激光選區(qū)熔化成形316L 不銹鋼表面質(zhì)量的方法，激光表面重熔顯著改善了成形件的表面質(zhì)量，成形表面光滑平整。Haider Ali[16]的研究表明，由于SLM 成形的溫度梯度較大，往往使Ti-6Al-4V 產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，而激光重熔工藝可有效降低成形件內(nèi)部的殘余應(yīng)力。Qiu等[17]研究了激光重熔對316L 不銹鋼的SLM 成形件孔隙率的影響。結(jié)果表明，在成形件孔隙形成過程中，激光功率發(fā)揮著主導(dǎo)作用，較高的激光功率可以降低316L 不銹鋼的SLM 成形件孔隙率。綜合上述研究可以發(fā)現(xiàn)，通過確定合理的工藝參數(shù)范圍及熱處理工藝，一定程度上可以提高SLM 的成形質(zhì)量，但其成形件仍不可避免地存在孔隙等缺陷。激光重熔工藝在進一步提升SLM 成形質(zhì)量方面具有極大的應(yīng)用潛力，但其現(xiàn)有研究主要集中在表面質(zhì)量的提升及工藝對比分析，針對激光重熔對SLM 成形內(nèi)部質(zhì)量的影響研究較少，且對激光重熔工藝的深入研究及激光重熔對微觀組織性能的影響研究尚未完全展開。

本文從SLM 工藝本身出發(fā)，提出“初次掃描+低激光功率重熔”的成形方式，通過仿真與試驗相結(jié)合，研究不同激光重熔功率對SLM 成形Ti-6Al-4V樣件的成形質(zhì)量的影響規(guī)律，并與未重熔的成形件進行對比，分析SLM 成形過程中，激光重熔對熔池行為的作用機制，研究激光重熔功率對成形件致密度、顯微硬度、金相組織及摩擦磨損性能的影響規(guī)律，為SLM 成形質(zhì)量的進一步提升提供理論依據(jù)。

1 試驗

1.1 有限元仿真模型構(gòu)建及參數(shù)設(shè)置

利用ANSYS 有限元軟件建立基板與粉層的有限元分析模型，如圖1 所示，圖中標(biāo)識的點為所選樣本點。基板模型尺寸為1.0 mm×1.0 mm×0.3 mm，粉層尺寸為0.5 mm×0.5 mm×0.03 mm，網(wǎng)格劃分單元選用Solid70 的三維8 節(jié)點的六面體單元，單元格尺寸為0.025 mm×0.025 mm×0.03 mm。熱源模型選用高斯面熱源，其熱流密度分布公式[18-19]為：

圖1 有限元模型Fig.1 Finite element model

式中：A為材料表面的激光吸收率；P為激光功率；r為光斑內(nèi)某一點到熱源中心的距離；R為光斑半徑。

選區(qū)激光熔化成形過程中，在初次掃描時，TC4經(jīng)歷了粉末態(tài)-液態(tài)-固態(tài)的變化過程；再掃描時，TC4經(jīng)歷了固態(tài)-液態(tài)-固態(tài)的物態(tài)轉(zhuǎn)變過程，在此過程中，TC4 材料的熱物性參數(shù)發(fā)生了非線性變化。粉末態(tài)及固態(tài)TC4 的熱物性參數(shù)選用L.Parry 等[20]的試驗結(jié)果，液態(tài)TC4 的熱物性參數(shù)采用Bovineau 等[21]的研究成果。假設(shè)成形過程中熔池均勻平整、粉層為連續(xù)均勻的同向介質(zhì)，不考慮粉體收縮效應(yīng)，只考慮材料的熱對流、熱傳導(dǎo)、熱輻射。

1.2 設(shè)備及材料

試驗采用江蘇永年激光成形技術(shù)有限公司的YLM-120 激光選區(qū)熔化成形設(shè)備，該設(shè)備配備200 W的單模光纖激光器，激光器相關(guān)參數(shù)如下：波長為1060～1070 nm，最小光斑尺寸為40～70 μm，最小分層厚度為20 μm，成形倉的氧含量控制在0.1%。試驗材料采用飛而康快速制造科技公司提供的基于氣霧化法制備的TC4 鈦合金粉末，粉末粒徑為15～53 μm，TC4 粉末成分如表1 所示。

表1 TC4 粉末成分Tab.1 Compositions of TC4 powder wt.%

1.3 試驗方案及性能測試

1.3.1 試驗方案

試驗變量為激光重熔功率，初次掃描工藝參數(shù)為：激光功率140 W，掃描速度1000 mm/s，光斑直徑100 μm。掃描策略為蛇形掃描方式，再掃描加工路徑如圖2 所示。試樣成形尺寸為25 mm×25 mm×5 mm，具體試驗方案設(shè)計如表2。

表2 試驗方案設(shè)計Tab.2 Experimental scheme design

圖2 激光掃描路徑示意圖Fig.2 Schematic diagram of laser scanning path

試樣成形后，利用線切割技術(shù)將試樣與基板分離，按激光重熔功率，分為5 組試樣（未重熔件S1，重熔功率80、100、120、140 W 分別對應(yīng)試樣S2、S3、S4、S5），為降低測試誤差，每組制備3 個試樣。并對成形試樣的孔隙率、顯微硬度、金相組織及摩擦磨損性能進行測試，研究激光重熔對成形質(zhì)量的作用機理及激光重熔功率對成形件性能的影響規(guī)律。

1.3.2 表面形貌及孔隙率

成形試樣依次采用400、800、1200、2000#規(guī)格的砂紙進行打磨，并進行機械拋光，利用LEICA-DM-2700M 光學(xué)顯微鏡，沿成形方向觀察試樣的表面形貌及孔隙分布。Gong[22]的研究指出，欠能量輸入情況下，材料內(nèi)部存在未熔粉末，成形件表面存在無法忽略的開口孔隙，因此本文利用ImagePro 圖像法計算試件致密度。在縱截面中心位置沿成形方向依次選取3 個無重合部位，分別計算其致密度并取均值，每組3 個試樣，并對同組3 個試樣的致密度取均值，得到該重熔功率下成形件的致密度。

1.3.3 顯微硬度

利用上海索巖檢測儀表有限公司的 HVS-1000ZCM-XY 數(shù)字顯微硬度計測量5 組試樣的顯微硬度各3 次，并求其均值，施加載荷為300 g，保荷時間15 s，對比分析再掃描及其激光功率對鈦合金成形件顯微硬度的影響規(guī)律。以沿成形方向的縱截面中心點為起始位置，沿中心線方向，每隔0.3 mm 取1個數(shù)據(jù)點，測得3 個數(shù)據(jù)點的硬度，并求均值，得到單個試樣的顯微硬度值，再對同組的3 個試樣取均值，得到該組試樣的顯微硬度值。

1.3.4 金相組織

配制TC4 試件的金相腐蝕液（V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=2∶1∶15），將經(jīng)磨拋處理后的樣件截面腐蝕20 s 左右，至試件表面出現(xiàn)氣泡，立即用無水乙醇沖洗干凈，用吹風(fēng)機吹干，在金相顯微鏡下觀察試件截面的金相組織。

1.3.5 摩擦磨損性能

利用美國RTEC 公司MFT-5000 系列萬能摩擦磨損試驗機對經(jīng)磨拋處理的試樣進行摩擦磨損測試，對磨材料為Si3N4小球，試驗力為15 N，頻率為1 Hz，磨痕長度7 mm。利用Rtec 白光干涉儀檢測試件磨損形貌及磨損體積，并利用式（2）計算樣件磨損率δ[23]。

式中：δ為磨損率，mm3/(N·m)；V為磨損體積，mm3；ΣW為累計摩擦功，N·m；F為試驗力，N；S為往復(fù)摩擦運動總距離，m。

2 結(jié)果及分析

2.1 溫度場仿真結(jié)果分析

圖3 為不同激光重熔功率下，圖1 中樣本點2、3、4 的溫度隨時間變化曲線?？傮w來看，在初次掃描激光作用下，粉末在極短的時間內(nèi)形成熔池，熔池溫度最高可達(dá)2000 ℃，當(dāng)激光束離開該位置時，熔池溫度在極短時間內(nèi)迅速冷卻至約400 ℃，冷卻速率遠(yuǎn)高于TC4 的β 相轉(zhuǎn)變臨界冷卻速率410 ℃/s。隨著激光重熔功率從80 W 逐步增加到140 W，初次掃描成形部分得以重熔，熔池的最高溫度隨之提高，熔池波動逐步增強。當(dāng)再掃描激光功率為80 W 時，最高溫度僅為 1680 ℃，略高于 TC4 材料的熔點1668 ℃，在此過程中，再掃描僅對經(jīng)初次掃描成形的部分起到了部分熔化作用，熔池形成范圍較小，對成形件致密度的影響較小。當(dāng)激光重熔功率增加到100 W 時，成形表面的最高溫度約為1842 ℃，再掃描可將已成形部分重熔，使初次掃描成形部分的內(nèi)部未熔顆粒熔化并進一步混合，提高成形致密度。隨著激光重熔功率進一步增加到120 W，重熔熔池溫度可提高到約1979 ℃，略低于初次掃描熔池溫度，熔池劇烈波動。當(dāng)激光功率增大到140 W 時，熔池溫度可達(dá)2081 ℃，高于初次掃描熔池溫度，熔池范圍擴大，熔池內(nèi)部作用進一步增強。

圖3 不同激光重熔功率下樣本點2、3、4 的溫度-時間歷程曲線圖Fig.3 Temperature-time history curves of sample points 2, 3, 4 under different remelting laser powers: a) remelting power is 80 W; b) remelting power is 100 W; c) remelting power is 120 W; d) remelting power is 140 W

圖4a—e 為不同激光重熔功率作用下樣本點3 重熔過程的溫度分布云圖。以TC4 的熔點1668 ℃為上限值，標(biāo)記重熔熔池尺寸。從圖中可以看出，當(dāng)激光重熔功率為80 W 時，重熔熔池尺寸很小，熔池最高溫度僅為1680 ℃，樣件S2 能夠?qū)崿F(xiàn)重熔的部分非常有限。隨著激光功率的增加，重熔熔池尺寸逐漸增大，熔池最高溫度也隨之升高，當(dāng)激光重熔功率為140 W 時，熔池最高溫度為2081 ℃，熔池尺寸大于初次掃描熔池尺寸，部分區(qū)域經(jīng)歷了二次重熔。與圖4a 初次掃描過程相比，由于初次掃描余溫的存在，圖4c—e 重熔過程中試件的溫度梯度分布較為均勻，不同溫度梯度過渡更加平緩，使其在重熔填補初次掃描缺陷的同時不至于產(chǎn)生過大的溫度梯度。

圖4 不同激光重熔功率作用下樣本點3 的重熔溫度分布云圖Fig.4 Temperature distribution nephogram of sample point 3 under different remelting laser powers: a) initial scanning;b) remelting power is 80 W; c) remelting power is 100 W; d) remelting power is 120 W; e) remelting power is 140 W; f)temperature distribution of molten pool of initial scanning; g) temperature distribution of molten pool under remelting power is 120 W; h) temperature distribution of molten pool under remelting power is 140 W

圖4f 及圖4g 為初次掃描及激光重熔功率為140 W 時的熔池溫度分布放大云圖。初次掃描成形過程中，在高能激光束的作用下，粉末層吸收能量，溫度迅速升高，粉末熔化形成熔池，表面張力減小，熔池對流明顯增強。隨著激光束的不斷推進，沿掃描路徑，熔池持續(xù)形成，其后端已掃描部分的溫度降低，進入凝固過程時，熔池表面張力增大，表面張力差驅(qū)使高溫流體向熔池前端及后端移動，故熔池后端呈拖尾狀（圖4f）。此外，Marangoni 效應(yīng)使熔池氣泡向上移動，但激光選區(qū)熔化過程中，熔池凝固速度快，部分氣泡未能逃逸出成形件，在成形件內(nèi)部形成氣孔，導(dǎo)致成形件缺陷。再掃描過程中，由于已成形部分再次形成熔池，促進了熔池內(nèi)部流動，填補了初次掃描成形的氣孔缺陷。當(dāng)再掃描激光功率較小時，僅在光斑中心位置形成了較小的熔池，故氣孔多位于未重熔區(qū)域。隨著再掃描激光功率的增大，再掃描熔池逐漸擴展，成形件氣孔缺陷逐漸減少。如圖4h 所示，當(dāng)再掃描激光功率為140 W 時，熔池尺寸相較于初次掃描熔池明顯增大，熔池溫度較高，熔池對流進一步增強，熔池凝固過程中，產(chǎn)生較大的固態(tài)收縮，造成孔隙增多。而在掃描路徑轉(zhuǎn)折處，由于熱量持續(xù)累積，熔池溫度急劇升高，在蒸汽反沖壓力的作用下，熔池流動存在向下的速度矢量，并在熔池后端底部及上部形成了Marangoni 渦旋，阻礙了內(nèi)部氣泡的逸出，造成氣孔出現(xiàn)。故再掃描激光功率為140 W 時，氣孔缺陷往往出現(xiàn)在成形件內(nèi)部單層掃描中間區(qū)域及掃描路徑轉(zhuǎn)折區(qū)域。

2.2 致密度分析

試樣經(jīng)過打磨、拋光處理后的截面光學(xué)顯微圖像及成形件致密度分別如圖5、圖6 所示。從圖5a 可以看出，未重熔件S1 的孔隙較多，截面存在尺寸較大的不規(guī)則孔隙以及較小的圓形孔隙，試件致密度較差，僅為97.83%。當(dāng)激光重熔功率為80 W 時，在激光束的作用下，初次掃描成形部分已熔化，但熔池最高溫度僅為1680 ℃，略高于粉末材料熔點，僅在光斑中心位置形成熔池，熔池尺寸較小，重熔部分的孔隙在一定程度上得以填補，孔隙尺寸減小。隨著激光重熔功率的提高，粉末熔化充分，重熔熔池范圍擴大，當(dāng)激光重熔功率為100 W 時，不規(guī)則的孔隙尺寸明顯減小，試件致密度提升至99.27%。當(dāng)再掃描激光功率為120 W 時，成形件截面的孔隙基本消除，成形件致密度最高，為99.89%，相較于未重熔件S1 提高了2.06%。而當(dāng)激光功率繼續(xù)提高到140 W 時，試件內(nèi)部反而會有孔隙出現(xiàn)，成形件的致密度下降。結(jié)合上述模擬分析結(jié)果可以得出，再掃描可將初次掃描成形部分重熔，使初次掃描內(nèi)部未熔粉末熔化，激光重熔功率的提高為熔池提供了更高的熱量輸入，熔池混合更加充分，有利于形成更加致密的內(nèi)部結(jié)構(gòu)。當(dāng)激光功率為80 W 時，激光能量密度較低，重熔熔池作用范圍較小，成形件的致密度提升較小。隨著再掃描激光功率的逐漸提高，粉末熔化充分，成形件的孔隙被逐步消除。繼續(xù)提高再掃描功率，由于激光能量密度較高，熔池溫度較高、范圍增大，熔池波動劇烈，且熔池凝固過程中會產(chǎn)生較大的固態(tài)收縮，出現(xiàn)球化現(xiàn)象，致使成形件孔隙增多，致密度有所下降，如圖5e 所示。

圖5 不同激光重熔功率下試樣的光學(xué)顯微形貌Fig.5 Optical micrographs of samples under different remelting laser powers: a) sample not remelted; b) laser power is 80 W;c) laser power is 100 W; d) laser power is 120 W; e) laser power is 140 W

圖6 不同激光重熔功率下的試樣致密度Fig.6 Densification of samples under different remelting laser powers

2.3 金相組織及顯微硬度分析

圖7 為5 組試樣的顯微組織，結(jié)合圖3 可以得出，在初次掃描高能激光束的作用下，粉末吸收能量快速升溫至β 相轉(zhuǎn)變溫度以上。在此過程中，α 相溶解，β 晶界擴展推移，晶粒迅速長大，隨著激光束的繼續(xù)推進，熔池迅速冷卻，冷卻速率遠(yuǎn)高于410 ℃/s 的臨界冷卻速率[24]，沿β 晶界發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，生成完全針狀馬氏體α′相，組織間粗大的原始β 相晶界明顯。激光重熔過程中，在重熔激光束的作用下，熔池溫度再次升高至β 相轉(zhuǎn)變溫度以上，針狀馬氏體α'相發(fā)生分解，冷卻過程中，再次生成馬氏體α'相，激光重熔未能消除成形件內(nèi)的β 晶界，且隨著激光重熔功率的增加，β 相晶界出現(xiàn)明顯擴展。由圖7b 和圖7c 可以看出，當(dāng)激光重熔功率較小時，重熔功率對成形件的組織影響較小，試件組織均為針狀馬氏體，組織細(xì)密，對提高成形件的硬度具有積極的作用。而當(dāng)激光功率增加到140 W 時，可以看到，針狀馬氏體組織填滿了β 晶界內(nèi)部，組織尺寸明顯增大。圖7f 為重熔功率為100 W 時樣件截面的低倍顯微組織，可以看出，試件截面晶界明顯，柱狀晶沿成形方向生長，試件顯微組織均勻致密。

圖7 不同激光重熔功率下試樣的金相組織Fig.7 Microstructure of samples under different remelting laser powers: a) sample not remelted; b) laser power is 80 W; c) laser power is 100 W; d) laser power is 120 W; e) laser power is 140 W; f) laser power is 140 W (100×)

圖8 為試樣S1—S5 的平均顯微硬度值?？梢钥闯?，未重熔試樣S1 的顯微硬度值為366.9HV0.3，與傳統(tǒng)加工成形的TC4 的顯微硬度值相近。TC4 鈦合金是一種α+β 相的鈦合金[25]，在鑄造狀態(tài)下，由片狀α 相與晶間β 相組成。與傳統(tǒng)加工成形工藝相比，SLM 工藝的高冷卻速率使得晶粒細(xì)化，生成大長徑比的正交分布針狀馬氏體α′相，成形件的顯微硬度提高，但由于SLM 成形孔隙的存在，一定程度上降低了成形件的顯微硬度，使SLM 成形件出現(xiàn)與TC4 傳統(tǒng)加工成形件硬度相近的情況。在80～140 W 的激光重熔功率范圍內(nèi)，重熔件的顯微硬度值為 389.7～444.0HV0.3，均高于未重熔件。隨著激光功率的增大，成形試樣S2—S5 的平均顯微硬度呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢。當(dāng)激光功率為100 W 時，平均顯微硬度值最高可達(dá)444.0HV0.3，相較于未重熔件S1 提高了21.0%。樣件硬度與孔隙率有著不可分割的關(guān)系，當(dāng)激光重熔功率從80 W 增加到100 W 時，隨著激光輸入能量密度的增加，熔池熔化更加充分，試樣孔隙率降低，顯微硬度隨之提高；當(dāng)激光功率繼續(xù)增加到120 W 時，激光輸入能量密度進一步增加，熔池混合更加均勻，孔隙隨之減少。但較高的能量輸入密度同時也使冷卻速率在一定程度上降低，晶粒尺寸略有增大，造成顯微硬度降低。當(dāng)激光功率增加到140 W 時，熔池的劇烈作用導(dǎo)致孔隙率提高，同時過冷度的降低導(dǎo)致晶粒尺寸變大，二者共同作用使顯微硬度出現(xiàn)下降趨勢。

圖8 不同激光重熔功率下試件的顯微硬度值Fig.8 Microhardness value of samples under different remelting laser powers

2.4 摩擦磨損性能分析

圖9、圖10 分別為不同激光重熔功率下試件的摩擦系數(shù)曲線、平均摩擦系數(shù)及磨損率。從圖中可以看出，在初始摩擦階段，因為樣件表面經(jīng)過磨拋處理，樣件表面初期的磨損較為平緩，且摩擦系數(shù)相近。隨著摩擦?xí)r間的推進，樣件表層被磨除，樣件內(nèi)部上層區(qū)域開始參與摩擦磨損進程，由于成形件內(nèi)部存在孔隙，摩擦系數(shù)出現(xiàn)較大的波動。尤其以激光重熔功率為140 W 以及未重熔試件的波動最為劇烈，這兩組試樣的成形件內(nèi)部孔隙較多，成形質(zhì)量較差，摩擦磨損過程不穩(wěn)定，試件的平均摩擦系數(shù)分別為0.429 及0.459。隨著磨損時間的推進，試件的摩擦系數(shù)波動程度未見降低，在30 min 的實驗時間內(nèi)，摩擦系數(shù)尚未出現(xiàn)平穩(wěn)的趨勢，說明成形件的質(zhì)量較差，摩擦過程極不穩(wěn)定，摩擦系數(shù)大，試件磨損率大。當(dāng)激光重熔功率為80、100、120 W 時，在摩擦磨損實驗初期，摩擦系數(shù)波動較小，隨著磨損時間的增加，磨損速率漸趨平緩，摩擦系數(shù)逐漸穩(wěn)定。重熔功率為100 W 時試樣的摩擦系數(shù)最低，為0.396，相較于未重熔件的摩擦系數(shù)0.459 降低了13.73%，略低于重熔功率80 W 試件的摩擦系數(shù)0.406，這與顯微硬度隨激光重熔功率的變化趨勢一致。

圖9 不同激光重熔功率下試件的摩擦系數(shù)隨磨損時間的變化Fig.9 Friction coefficient of samples changing with time under different remelting laser powers

圖10 不同激光重熔功率下樣件的磨損率和平均摩擦系數(shù)Fig.10 Wear rate and average friction coefficient of samples under different remelting powers

由于選區(qū)激光熔化技術(shù)急冷急熱的工藝特點，在未重熔件S1 的加工過程中，Ti-6Al-4V 粉末熔化不完全，熔池?zé)崃糠植疾痪?，尚未充分混合即進入凝固過程，試件出現(xiàn)不規(guī)則孔隙及離散圓形氣孔，表面質(zhì)量較差，摩擦磨損過程不穩(wěn)定，摩擦系數(shù)及磨損率較大。當(dāng)激光功率增大到140 W 時，熔池能量輸入過多，熔池波動劇烈，出現(xiàn)熔池飛濺，凝固過程中，成形件固態(tài)收縮現(xiàn)象嚴(yán)重，試件粗糙度較大且伴隨著氣孔的生成，試樣孔隙率出現(xiàn)上升的趨勢，摩擦磨損過程極不穩(wěn)定，摩擦系數(shù)較大，試件磨損率較大。從圖5 也可以清楚地看到，當(dāng)激光重熔功率處于80～120 W 時，孔隙逐漸減少，試件成形質(zhì)量提升，隨著磨損時間的延長，試件的摩擦系數(shù)趨于一致。從以上性能表現(xiàn)可以得出，激光重熔可以實現(xiàn)對TC4-SLM 成形件耐磨損性能的提升，但再掃描激光功率大于140 W 時，試件成形質(zhì)量急劇下降，摩擦系數(shù)相應(yīng)上升。因此，考慮成形件的綜合性能，基于初次掃描的工藝參數(shù)，合適的激光重熔功率應(yīng)為100～120 W。

3 結(jié)論

1）提出了一種“初次掃描+低激光功率重熔”的激光選區(qū)熔化成形工藝方式，相較于未重熔的TC4試件，重熔處理可以提高TC4 成形試樣的致密度、顯微硬度及耐磨損性能，提升成形質(zhì)量。

2）初次掃描工藝參數(shù)保持不變，激光重熔功率從80 W 增加到120 W 時，成形件的孔隙率逐漸降低，致密度提高。重熔功率為120 W 時，成形件的致密度由未重熔件的97.83%提升到99.89%；當(dāng)激光功率增大到140 W 時，成形件的致密度出現(xiàn)下降趨勢。SLM成形件的組織為針狀馬氏體，在激光重熔的作用下，β 相晶界出現(xiàn)明顯擴展，組織尺寸變大。當(dāng)激光重熔功率為100 W 時，成形件的顯微硬度最高，為444.0HV0.3，相較于未重熔件提高了21.0%。

3）激光重熔可以提升TC4 成形件的耐磨損性能，當(dāng)激光重熔功率為100 W 時，試件的摩擦系數(shù)約為0.396，相較于未重熔件的摩擦系數(shù)0.459 降低了13.73%。