王 琪，李 智，張海軍，劉江昊

(武漢科技大學(xué) 省部共建耐火材料與冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢 430081)

1 前 言

Ti6Al4V合金因其有密度低、比強(qiáng)度高、生物相容性好、低溫穩(wěn)定性好及力學(xué)性能優(yōu)良等特點(diǎn)[1，2]，在航空航天、生物醫(yī)學(xué)、化工設(shè)備、電子元件和國防工業(yè)等領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用[3-6]。然而，隨著在上述領(lǐng)域應(yīng)用的不斷深化，Ti6Al4V在硬度、耐磨性能、抗腐蝕和抗氧化性能方面的性能短板被逐漸凸顯[7-9]。解決此問題的主要方法之一是向Ti6Al4V基體中加入高溫陶瓷增強(qiáng)相，即利用高溫陶瓷增強(qiáng)相的高硬度、高耐磨性能及優(yōu)秀的抗腐蝕和抗氧化性能等性能特點(diǎn)，結(jié)合Ti6Al4V的高韌性和強(qiáng)損傷包容能力等本征性能優(yōu)勢(shì)[10]，制備具有優(yōu)秀綜合性能的Ti6Al4V基復(fù)合材料[11]。當(dāng)前，已被用于Ti6Al4V基復(fù)合材料的陶瓷增強(qiáng)相包括一硼化鈦(TiB)[12]、碳化鈦(TiC)[13]和氮化鈦(TiN)[14]等。

傳統(tǒng)的Ti6Al4V基復(fù)合材料制備方法，包括反應(yīng)燒結(jié)、鑄造和鍛造等，均屬“減材制造”范疇，普遍存在能耗高、效率低、材料利用率低和加工成本高等共性缺點(diǎn)[15]。此外，由于Ti6Al4V基復(fù)合材料存在導(dǎo)熱性差、應(yīng)變硬化傾向顯著以及易氧化[16，17]等缺點(diǎn)，導(dǎo)致采用減材制造方法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料及其復(fù)雜結(jié)構(gòu)制品的難度較大。相較之下，增材制造方法可實(shí)現(xiàn)低能耗、高效率地一體化近凈成型具有復(fù)雜形狀及與鍛造法制品性能相當(dāng)甚至綜合性能更優(yōu)越的Ti6Al4V基復(fù)合材料制品，從而不僅顯著提高了材料利用率，而且大幅降低了后續(xù)處理過程的加工成本[1，18]。因此，增材制造方法已成為當(dāng)前制備高性能Ti6Al4V基復(fù)合材料的主流方法。

基于此，本文將綜述Ti6Al4V基復(fù)合材料的主要增材制造方法，包括選區(qū)激光熔融(selective laser melting，SLM)、激光定向能量沉積(laser directed energy deposition，LDED)、電子束熔融(electron beam melting，EBM)、絲材電弧增材制造(wire arc additive manufacturing，WAAM)和電子束自由成形(electron beam freeform fabrication，EBFF)法，如圖1所示。分析這些方法的技術(shù)原理及優(yōu)缺點(diǎn)，總結(jié)不同增強(qiáng)相種類的Ti6Al4V基復(fù)合材料的適宜加工參數(shù)、顯微結(jié)構(gòu)特征及力學(xué)性能，并展望Ti6Al4V基復(fù)合材料的增材制造技術(shù)發(fā)展方向。

圖1 增材制造Ti6Al4V基復(fù)合材料的方法、性能與應(yīng)用Fig.1 Methods，properties and applications of additive manufactured Ti6Al4V-based composites

2 選區(qū)激光熔融法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料

選區(qū)激光熔融(SLM)法，亦可被稱為激光粉末床熔融(laser powder bed fusion，LPBF)法和直接金屬激光燒結(jié)(direct metal laser sintering，DMLS)法[19]。該方法根據(jù)數(shù)字化模型路徑引導(dǎo)激光選擇性熔化粉末層，并且通過疊層鋪粉-加工的方式制備與模型結(jié)構(gòu)和尺寸相同的三維材料件[20]，其工作原理示意圖如圖2所示[21]。

圖2 選區(qū)激光熔融(selective laser melting，SLM)法工作原理示意圖[21]Fig.2 Schematic illustration of SLM working principle[21]

在SLM法加工過程中，良好的原料粉體流動(dòng)性是制備高致密制品的前提條件，輸出功率(input power)、掃描速度(scanning speed)、掃描間距(hatch spacing)和分層厚度(layer thickness)是用于調(diào)控制品組成、結(jié)構(gòu)和性能的主要激光加工參數(shù)。此外，激光對(duì)原料粉體的加工效果還受到粉體的激光吸收率/反射率、顆粒形狀和尺寸及堆積密度等物理性質(zhì)和狀態(tài)的影響。其中，粉體對(duì)于特定波長(zhǎng)激光的吸收率直接影響它在激光加工過程中的實(shí)際輸入能量密度。因此，為了整體性調(diào)控激光加工效果并體現(xiàn)各種主要加工參數(shù)的影響，研究者們提出了“激光能量密度(E)”的概念，其經(jīng)驗(yàn)計(jì)算公式如式(1)[1，22]：

式中：E是激光能量密度(J·mm-3)；α是粉體激光吸收率；P是輸出功率(W)；v是掃描速度(mm·s-1)；h是掃描間距(mm)；t是分層厚度(mm)。

對(duì)于增材制造法制備的Ti6Al4V基復(fù)合材料，其增強(qiáng)相可根據(jù)引入方式被分為2類：直接加入型和原位合成型。相較之下，含有原位合成增強(qiáng)相的Ti6Al4V基復(fù)合材料通常具有更的高界面結(jié)合強(qiáng)度、更高的物相分布均勻性、更小的晶粒尺寸和更優(yōu)越的綜合性能[23，24]。因此，采用原位合成方法引入增強(qiáng)相已成為增材制造Ti6Al4V基復(fù)合材料的主流方法。本文針對(duì)以原位合成增強(qiáng)相為主的Ti6Al4V基復(fù)合材料的研究工作進(jìn)行論述。

2.1 Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料

一硼化鈦(TiB)具有高熔點(diǎn)(2200 ℃)、高彈性模量(550 GPa)和高硬度等優(yōu)秀的本征性能，且其熱膨脹系數(shù)(8.6×10-6K-1)和密度(4.54 g·cm-3)分別與Ti6Al4V的熱膨脹系數(shù)(8.8×10-6K-1)和密度(4.42～4.51 g·cm-3)高度接近。因此，采用TiB相作為Ti6Al4V基體的增強(qiáng)相，可有效降低密度差異和相界面不相容性對(duì)復(fù)合材料結(jié)構(gòu)和性能穩(wěn)定性的潛在危害。此外，在SLM法的激光加工條件下，Ti6Al4V基體中的鈦元素和外加二硼化鈦(TiB2)或單質(zhì)硼(B)中的硼元素可發(fā)生化學(xué)反應(yīng)以原位合成TiB相。文獻(xiàn)報(bào)道表明[22，24，25]，采用此方法制備的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料中，TiB相與Ti6Al4V相界面潤(rùn)濕性好、結(jié)合強(qiáng)度高且不存在其他金屬間化合物，因而有助于實(shí)現(xiàn)加載條件下載荷從基體向增強(qiáng)相的有效傳遞，進(jìn)而顯著提升復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能。

Farayibi等[25]以經(jīng)聚乙烯醇(PVA)改性的Ti6Al4V-10%TiB2(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)混合粉體為原料，采用SLM法制備了Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。結(jié)果表明，經(jīng)SLM法加工后，TiB2與Ti發(fā)生化學(xué)反應(yīng)原位合成了具有不同長(zhǎng)度晶須狀結(jié)構(gòu)的TiB增強(qiáng)相。在經(jīng)優(yōu)化的加工參數(shù)(P=100 W，v=1200～2000 mm·min-1，h=0.025 mm，t=0.2～0.5 mm)條件下，所制備的復(fù)合材料硬度為4.3～4.9 GPa，較Ti6Al4V基體硬度(3.4 GPa)提高了約30%。

Cai等[24]采用SLM法以Ti6Al4V-(1～3)%TiB2粉體為原料，在P=240 W、v=300 mm·s-1、h=0.12 mm和t=0.05 mm的加工參數(shù)條件下，制備了Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。此材料中原位合成的TiB相具有典型的織構(gòu)化結(jié)構(gòu)，其形成機(jī)理如圖3所示。首先，當(dāng)激光接觸粉體層時(shí)，原料粉體迅速被熔化；然后，初生β-Ti和TiB相形核并長(zhǎng)大；最后，在表面張力和Marangoni對(duì)流的作用下，TiB相重新排列并形成典型的織構(gòu)化結(jié)構(gòu)。研究結(jié)果還顯示，TiB含量在0～5%范圍內(nèi)，該復(fù)合材料的硬度、楊氏模量和耐磨性能均隨TiB增強(qiáng)相含量的上升而提高。

圖3 SLM法制備Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的機(jī)理示意圖[24]Fig.3 Schematic illustration of the Ti6Al4V/TiB composites prepared by SLM method[24]

Su等[9]以Ti6Al4V-(1～3)%TiB2為原料粉體，采用SLM法，在P=200 W、v=(300～1200)mm·s-1、h=0.08 mm和t=0.02 mm的加工參數(shù)條件下制備了Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料，并研究了激光能量密度對(duì)TiB相形貌以及制品致密度和硬度的影響。結(jié)果表明，隨著能量密度的降低，Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的致密度相應(yīng)升高直至99.9%(同時(shí)存在裂紋)。在此過程中，Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的TiB相形貌由棒狀逐漸演變?yōu)榻魄驙?，而硬度呈先增大后減小的趨勢(shì)。以含1%和3%TiB2為原料制備的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的硬度分別在156和250 J·mm-3的能量密度條件下達(dá)到峰值，分別為4.6和5.1 GPa。Zhou等[15]以Ti6Al4V-1.18%TiB2為原料，在較低能量密度(75～83 J·mm-3)條件下，制備了致密度高于99.5%且無裂紋的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。與Ti6Al4V基體相比，該材料的硬度、耐壓強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別提高了14%、36%和25%。此性能強(qiáng)化效果應(yīng)歸因于“細(xì)晶強(qiáng)化”和“載荷轉(zhuǎn)移強(qiáng)化”雙重強(qiáng)化機(jī)制的協(xié)同作用。

He等[26]采用SLM法和Ti6Al4V-(1～10)%硼粉原料粉體，以14組P-v分別掃描了14個(gè)軌道，制備了Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。結(jié)果表明，該材料硬度相較于Ti6Al4V基體明顯提升。當(dāng)加入硼粉量為(2～5)%時(shí)，所制備Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的加工參數(shù)具有更廣的可調(diào)節(jié)區(qū)間(P：115～215 W、v：580～1600 mm·s-1)。在該加工參數(shù)區(qū)間內(nèi)，所得復(fù)合材料的TiB相晶粒尺寸為70～120 nm且團(tuán)簇為網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)，從而利于提升其力學(xué)性能。而Verma等[22]以Ti6Al4V-(0.1～1.5)%硼粉為原料粉體，在加工參數(shù)為P=400 W、v=7000 mm·s-1、h=0.075 mm和t=0.03 mm的條件下制備了Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。其中原位合成的多尺度棒狀TiB相成功促進(jìn)了Ti6Al4V基體的晶粒細(xì)化。結(jié)果表明，當(dāng)原料中硼粉含量不低于0.5%時(shí)，所制備Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料中TiB相的顯微結(jié)構(gòu)由板條狀轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S狀。當(dāng)硼粉含量為1.5%時(shí)，Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的硬度和耐磨性能在“細(xì)晶強(qiáng)化”和“硬質(zhì)TiB顆粒增強(qiáng)”的雙重機(jī)制作用下顯著提高。與Ti6Al4V基體相比，該Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的硬度(4.7 GPa)提高了約30%，且磨損量降低了約75%。

利用SLM法的高能量密度和高升降溫速率等加工參數(shù)特點(diǎn)，可制備含納米TiB增強(qiáng)相、無裂紋且高致密的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。與Ti6Al4V基體相比，其硬度、耐磨性能、抗拉強(qiáng)度和耐壓強(qiáng)度等力學(xué)性能分別提升約14%～34%、75%～100%、25%和36%。隨著能量密度的增加，SLM法制備的復(fù)合材料中TiB增強(qiáng)相具有從近似球狀向針狀/棒狀演變的趨勢(shì)。隨著復(fù)合材料中TiB相含量的提高，它們?cè)诨w中由隨機(jī)分布逐漸團(tuán)簇為網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)，從而有助于提高復(fù)合材料的硬度和耐磨性等力學(xué)性能。相較于Ti6Al4V-B原料，以Ti6Al4V-TiB2為原料(E>73 J·mm-3)制備的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料所需的能量密度較高，且隨原料中TiB2含量的增加而逐漸提高。

2.2 Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料

碳化鈦(TiC)具有高熔點(diǎn)(3140 ℃)、高硬度和高熱穩(wěn)定性等優(yōu)秀本征性能[27]，且其密度(4.93 g·cm-3)與Ti6Al4V的密度(4.42～4.51 g·cm-3)相近[28]。因此，將TiC作為Ti6Al4V基體的增強(qiáng)相材料，可有效減小基體/增強(qiáng)相密度差異對(duì)復(fù)合材料結(jié)構(gòu)均勻性和性能的負(fù)面影響。此外，可用于原位合成制備Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料的眾多碳源之中，碳納米管(carbon nanotubes，CNTs)不僅可提供碳元素與基體中鈦元素反應(yīng)以原位合成TiC增強(qiáng)相，而且可憑借其高楊氏模量(1 TPa)和高強(qiáng)度等優(yōu)秀力學(xué)性能進(jìn)一步促進(jìn)Ti6Al4V基復(fù)合材料的強(qiáng)韌化[29，30]，故成為制備Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料的最常用碳源之一。然而，商用CNTs團(tuán)聚程度高的缺點(diǎn)導(dǎo)致其自身及所生成的TiC相在Ti6Al4V基體中難以均勻分散。因此，在不改變Ti6Al4V粉體的球形度以及流動(dòng)性的前提下，許多研究者采用了行星球磨法[31]、靜電自組裝法[20]以及流化床化學(xué)氣相沉積法[8]等原料粉體預(yù)處理方法，均成功實(shí)現(xiàn)了促進(jìn)CNTs與Ti6Al4V粉體均勻混合的目的，并且采用SLM法制備了具有高結(jié)構(gòu)均勻性的Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料。

Zhuang等[31]為了改善CNTs的分散程度，采用行星球磨法制備了作為SLM加工原料的CNTs-Ti6Al4V復(fù)合粉體。結(jié)果表明，在加工參數(shù)P=250 W、v=400 mm·s-1、h=0.05 mm和t=0.05 mm的條件下，所制備的Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料具有均勻分散的TiC相和優(yōu)異的力學(xué)性能。

Zhou等[20]采用靜電自組裝法，在不改變Ti6Al4V粉體球形度的前提下，在其表面均勻包覆了經(jīng)酸處理的CNTs。隨后，采用SLM法，在加工參數(shù)為P=20.6 W、v=10 mm·s-1、h=0.1 mm和t=0.025 mm的條件下，CNTs通過溶解/沉淀機(jī)制被完全轉(zhuǎn)化為均勻分散的TiC晶粒。當(dāng)原料中含有1%CNTs時(shí)，所制備的復(fù)合材料中形成了平均長(zhǎng)度和直徑分別為170和60 nm的TiC納米棒；當(dāng)原料中CNTs含量增加到2%以上時(shí)，產(chǎn)物中大部分TiC晶粒具有微米級(jí)球狀或枝晶狀形貌。結(jié)果表明，TiC相釘扎晶界的作用，促使所制備Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料的晶粒細(xì)化及硬度提升(峰值達(dá)5.7 GPa)。

Liu等[8]采用流化床化學(xué)氣相沉積法，即向流化床中通入Ar-C2H2氣體，再利用Ti6Al4V粉體中微量Fe雜質(zhì)的催化作用，在Ti6Al4V粉體表面形成分布均勻且發(fā)育完整的CNTs。以此復(fù)合粉體為原料，在加工參數(shù)為P=135 W、v=600 mm·s-1、h=0.05 mm和t=0.03 mm的條件下進(jìn)行SLM法加工，制備了TiC和CNTs協(xié)同增強(qiáng)的Ti6Al4V基復(fù)合材料，致密度高達(dá)99.9%。TEM分析結(jié)果如圖4a和4b所示，部分CNTs通過界面固相反應(yīng)和溶解沉淀2種機(jī)制分別形成具有納米球和納米片2種形貌的TiC相，此結(jié)果與SEM分析結(jié)果(圖4c)相一致。力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果表明，在CNTs相和TiC相的共同作用下，該Ti6Al4V基復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度高達(dá)1255 MPa，最大極限伸長(zhǎng)率為3.2%，均優(yōu)于Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料的對(duì)應(yīng)性能。該復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)理示意圖如圖4d所示。

圖4 SLM法制備CNTs和TiC協(xié)同增強(qiáng)Ti6Al4V基復(fù)合材料的TEM照片(a，b)和SEM照片(c)；CNTs和TiC協(xié)同增強(qiáng)Ti6Al4V基復(fù)合材料的強(qiáng)化機(jī)理示意圖(d)[8]Fig.4 TEM images (a，b)and SEM image (c)of CNTs and TiC synergistically reinforced Ti6Al4V-based composites prepared by SLM；schematic illustration of the strengthening mechanisms of CNTs and TiC synergistically reinforced Ti6Al4V-based composites (d)[8]

另外，Wei等[32]以Ti6Al4V粉末和含有(6～50)%CH4(體積分?jǐn)?shù))的Ar-CH4氣體為SLM法加工的原料，在P=180 W、v=200 mm·s-1、h=0.11 mm和t=0.05 mm的加工參數(shù)條件下原位合成了在Ti6Al4V基體中均勻分布的球狀或片狀納米TiC增強(qiáng)相。結(jié)果表明，當(dāng)CH4氣體體積分?jǐn)?shù)為11.5%時(shí)，所制備的Ti6Al4V-2.24%TiC復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能最佳，其硬度、耐壓強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和極限壓縮應(yīng)變分別為4.1 GPa、2190 MPa、1180 MPa和26%，均優(yōu)于Ti6Al4V基體的對(duì)應(yīng)性能。

與Ti6Al4V基體相比，采用SLM法制備的Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料的硬度、抗拉強(qiáng)度和耐壓強(qiáng)度等力學(xué)性能分別提升約5%～49%、17%和9%～29%。但是，該復(fù)合材料面臨的最大問題是如何將含碳前驅(qū)體與Ti6Al4V粉體均勻復(fù)合，從而促進(jìn)增強(qiáng)相TiC的合成和均勻分布。當(dāng)前研究結(jié)果表明，對(duì)原料粉體進(jìn)行造粒預(yù)處理以及采用氣態(tài)碳源均為可行的改進(jìn)方法。此外，隨著Ti6Al4V基體中TiC相含量的增加，其在基體中的形貌具有從納米級(jí)棒/片/球狀演變?yōu)槲⒚准?jí)枝晶狀的趨勢(shì)，從而有助于提高復(fù)合材料的硬度。

2.3 Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料

TiB與TiC均具有優(yōu)異的力學(xué)性能且與Ti6Al4V基體的界面相容性較好。因此，以此兩相共同作為Ti6Al4V合金的增強(qiáng)相也是本領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)之一。在此情況下，可同時(shí)扮演硼源和碳源角色的碳化硼(B4C)被廣泛用作制備Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料的原料。大量研究結(jié)果已證明，在激光的作用下，B4C的硼元素與碳元素可分別與Ti6Al4V基體中的鈦元素發(fā)生反應(yīng)以原位合成TiB和TiC增強(qiáng)相，從而協(xié)同增強(qiáng)Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料的力學(xué)性能。

Golyshev等[33]以Ti6Al4V-10%B4C為原料，在SLM法的激光加工條件下原位合成了TiB和TiC陶瓷相，從而制備了Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料。結(jié)果表明，TiB和TiC相均勻分布于Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料中，該復(fù)合材料硬度高達(dá)42.3 GPa，遠(yuǎn)高于Ti6Al4V基體。不僅如此，該復(fù)合材料的耐磨性能較Ti6Al4V基體提升了約200%。

Li等[34]以Ti6Al4V與0.5%和1.0%的B4C為原料，采用SLM法和能量密度為120 J·mm-3的加工條件，分別制備了無裂紋且高致密(≥99%)的Ti6Al4V/TiB和Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料。該Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料具有準(zhǔn)連續(xù)結(jié)構(gòu)的納米TiB相，而Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料中存在由TiB晶須和TiC顆粒構(gòu)成的連續(xù)網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)。上述結(jié)果表明，在“第二相強(qiáng)化”、“細(xì)晶強(qiáng)化”和“固溶強(qiáng)化”機(jī)制的協(xié)同作用下，此Ti6Al4V/TiB與Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料的硬度、耐壓強(qiáng)度和真應(yīng)變分別高達(dá)4.5 GPa、1535 MPa和19.3%與5.4 GPa、1747 MPa和14.2%。在此基礎(chǔ)之上，Li等[35]又探究了850 ℃/2 h熱處理過程對(duì)SLM法制備的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料力學(xué)性能的影響。經(jīng)過850 ℃熱處理后，復(fù)合材料的熔池內(nèi)存在片狀β-Ti相和TiB相的顆粒尺寸增加，如圖5和圖6所示。研究表明，當(dāng)該Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料經(jīng)850 ℃/2 h熱處理后，其斷裂韌性提高約76%，真應(yīng)變提高至35%以上，且屈服強(qiáng)度達(dá)到1345 MPa。

圖5 SLM法制備Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的SEM照片[35]：(a)整體區(qū)域，(b)內(nèi)部熔池區(qū)域，(c)外部熔池區(qū)域Fig.5 SEM images of Ti6Al4V/TiB composites prepared by SLM[35]：overview (a)，inner (b)and outer (c)surface of a typical molten pool

圖6 SLM法制備Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料經(jīng)850 ℃/2 h熱處理后的SEM照片[35]：(a)整體區(qū)域，(b)內(nèi)部熔池區(qū)域，(c)外部熔池區(qū)域Fig.6 SEM images of Ti6Al4V/TiB composites prepared by SLM method after heat treated at 850 ℃/2 h[35]：overview (a)，inner (b)and outer (c)surface of a typical molten pool

與Ti6Al4V基體相比，以B4C作為硼源和碳源所制備的Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料，其硬度、耐磨性能、耐壓強(qiáng)度以及屈服強(qiáng)度等力學(xué)性能分別提升約17%～40%、200%、11%～26%和17%。采用SLM法制備Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料，主要存在原料B4C粉體的流動(dòng)性較差以及其密度與Ti6Al4V基體密度相差較大等問題，導(dǎo)致所制備復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)均勻性較差、缺陷較多和力學(xué)性能不佳等普遍性問題。由現(xiàn)有研究結(jié)果可知，對(duì)原料粉體進(jìn)行預(yù)造粒處理，可有效克服不同種類粉體之間的密度差異并增強(qiáng)復(fù)合粉體的整體流動(dòng)性和可打印性能，有助于提高所制備復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)均勻性和力學(xué)性能。在此基礎(chǔ)之上，輔以充分優(yōu)化的加工參數(shù)，有望實(shí)現(xiàn)原料中B4C及復(fù)合材料中增強(qiáng)相含量同步提高的目標(biāo)，從而全面且顯著提升所制備Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料的力學(xué)性能。

2.4 其他Ti6Al4V基復(fù)合材料

氧化石墨烯(graphene oxide，GO)是具有優(yōu)異力學(xué)性能、低摩擦特性和良好生物相容性的碳質(zhì)材料[36]?；贕O與Ti6Al4V的性能特點(diǎn)，研究者開展了許多研究工作。Miao等[37]采用SLM法和Ti6Al4V-0.5%GO原料粉體，在加工參數(shù)為P=160 W、v=1000 mm·s-1、h=0.06 mm和t=0.03 mm條件下制備了Ti6Al4V基復(fù)合材料，并且探究了線、條紋、空心塊體和分塊變向4種掃描策略(如圖7所示)對(duì)打印材料的表面粗糙度、孔隙率、硬度和耐磨性能的影響，還采用有限元法模擬了打印過程的溫度場(chǎng)。結(jié)果表明，在分塊變向掃描策略下，打印材料的溫度梯度和熱應(yīng)力相對(duì)最小，所制備的Ti6Al4V基復(fù)合材料的硬度和耐磨性等力學(xué)性能最好。Liu等[36]以Ti6Al4V-(0.5～1.5)%GO粉體為原料制備了Ti6Al4V/(Al2O3+TiC+TiO2)復(fù)合材料。結(jié)果表明，原料中GO的引入提高了打印材料的孔隙率。當(dāng)原料中GO含量為0.5%時(shí)，所制備Ti6Al4V/(Al2O3+TiC+TiO2)復(fù)合材料的耐腐蝕性能最好，且硬度比Ti6Al4V基體高15.80%，此時(shí)復(fù)合材料的孔隙率僅為0.96%。

圖7 SLM法的4種掃描策略示意圖[37]：(a)線掃描策略，(b)條紋掃描策略，(c)空心塊體掃描策略，(d)分塊變向掃描策略Fig.7 Schematic illustration of four scanning strategies of SLM method[37]：(a)line scanning strategy，(b)stripe scanning strategy，(c)hollow square scanning strategy，(d)chess board partition scanning strategy

石墨烯(graphene，GR)具有楊氏模量高、強(qiáng)度高和韌性好等優(yōu)秀的力學(xué)特性。將GR與Ti6Al4V基體的性能特點(diǎn)相結(jié)合的策略同樣吸引著研究者。Yan等[11]采用SLM法和Ti6Al4V-0.5%GR原料粉體，制備了Ti6Al4V/(GR+TiC)復(fù)合材料。結(jié)果表明，部分GR與Ti6Al4V中鈦元素原位反應(yīng)合成了細(xì)小的TiC晶粒，這些TiC晶粒與剩余GR共同作為增強(qiáng)相，提高了Ti6Al4V基體的力學(xué)性能。他們指出，在“細(xì)晶強(qiáng)化”、“第二相強(qiáng)化”、“固溶強(qiáng)化”和“載荷轉(zhuǎn)移強(qiáng)化”等強(qiáng)化機(jī)制的共同作用下，所制備的Ti6Al4V/(GR+TiC)復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和楊氏模量分別達(dá)1526 MPa、1517 MPa和145 GPa。與采用相同原料和放電等離子燒結(jié)法制備的Ti6Al4V/(GR+TiC)復(fù)合材料相比，SLM法制品的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和楊氏模量分別提高了73%，97%和26%。

以Ti6Al4V-GO/GR粉體為原料，采用SLM法制備的Ti6Al4V基復(fù)合材料同樣具備優(yōu)秀的力學(xué)性能。適當(dāng)降低打印材料過程中產(chǎn)生的溫度梯度和內(nèi)應(yīng)力，可以有效提升Ti6Al4V基復(fù)合材料的力學(xué)性能。此外，與“減材制造”法相比，SLM法打印的復(fù)合材料表現(xiàn)出更優(yōu)秀的力學(xué)性能。

根據(jù)現(xiàn)有研究，采用SLM法可制備力學(xué)性能優(yōu)秀的Ti6Al4V基復(fù)合材料。在“細(xì)晶強(qiáng)化”、“載荷轉(zhuǎn)移強(qiáng)化”、“第二相強(qiáng)化”和“固溶強(qiáng)化”等強(qiáng)化機(jī)制的協(xié)同作用下，Ti6Al4V基復(fù)合材料的硬度、抗拉強(qiáng)度、耐壓強(qiáng)度和耐磨性能等力學(xué)性能均明顯優(yōu)于Ti6Al4V基體的對(duì)應(yīng)性能。當(dāng)前，加工參數(shù)的優(yōu)化和增強(qiáng)相引入的方式、種類和含量等基礎(chǔ)研究仍需進(jìn)一步深入。另外，采用SLM法制備的Ti6Al4V基復(fù)合材料所用到的加工參數(shù)見表1。

表1 SLM法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料的原料和加工參數(shù)

3 激光定向能量沉積法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料

激光定向能量沉積(LDED)法的基本原理如圖8所示[38]，首先通過氬氣流將原料粉體運(yùn)送至加工區(qū)，再利用高能量激光將粉體熔化，使之在基板上形成熔池并與基板形成冶金結(jié)合。此過程循環(huán)進(jìn)行，使打印層沿加工方向逐層堆積，最終形成具有三維結(jié)構(gòu)的打印制品。與SLM法相比，LDED法對(duì)制品的材料組成和加工過程要求更靈活，對(duì)粉體形狀要求更為寬泛，但其加工的產(chǎn)品精度較低，需進(jìn)行表面處理和產(chǎn)品切割等后續(xù)處理[39]。

圖8 激光定向能量沉積(laser directed energy deposition，LDED)法工作原理示意圖[38]Fig.8 Schematic illustration of laser directed energy deposition (LDED)working principle[38]

LDED技術(shù)發(fā)源于激光熔覆(laser cladding，LC)技術(shù)[40]，是最早應(yīng)用于金屬材料的增材制造技術(shù)之一，也被命名為直接金屬沉積(direct metal deposition，DMD)[41]、激光工程近凈成形(laser engineering net shaping，LENS)[42]、激光直接制造(direct light fabrication，DLF)[43]、激光立體成形(laser solid forming，LSF)[44]、激光金屬沉積(laser metal deposition，LMD)[45]和直接激光沉積(direct laser deposition，DLD)[46]等。已被廣泛應(yīng)用于制備功能梯度材料、耐腐蝕/耐磨損涂層以及表面再制造等領(lǐng)域[13，47-51]。LDED法的主要加工參數(shù)包括：激光功率(laser power)、掃描速度(scanning speed)、粉體流速(powder flow rate)和氣體流速(gas flow rate)[45]。

3.1 Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料

Mahamood等[42，52-56]以Ti6Al4V-50%TiC粉體為原料，采用LMD法制備了Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料，并探究了掃描速度、激光功率和粉體流速等加工參數(shù)對(duì)復(fù)合材料顯微結(jié)構(gòu)、硬度和耐磨性能的影響。結(jié)果表明，隨著掃描速度的增大，打印制品(顯微結(jié)構(gòu)SEM照片如圖9所示)中未熔融TiC顆粒的數(shù)量增多且尺寸增大，枝晶狀TiC顆粒的尺寸相應(yīng)減小，復(fù)合材料硬度減小。當(dāng)掃描速度、激光功率和粉體流速分別為0.065 m·s-1、3 kW和2 g·min-1時(shí)，所制備復(fù)合材料的耐磨性能最佳。此外，作者還以Ti6Al4V-(0～50)%TiC粉體為原料，制備了Ti6Al4V/TiC功能梯度復(fù)合材料，其適宜的能量密度隨TiC加入量的提升而增大[57]。

圖9 激光金屬沉積技術(shù)(laser metal deposition，LMD)在不同掃描速度條件下制備Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料的SEM照片[56]：(a)0.01 m·s-1，(b)0.015 m·s-1，(c)0.02 m·s-1Fig.9 SEM images of Ti6Al4V/TiC composites preparded by laser metal deposition (LMD)at various scanning speeds[56]：(a)0.01 m·s-1，(b)0.015 m·s-1，(c)0.02 m·s-1

Li等[58]采用LMD法和Ti6Al4V-TiC原料粉體，通過調(diào)節(jié)原料粉體流速，成功制備了TiC體積分?jǐn)?shù)為(0～50)%的無裂紋Ti6Al4V/TiC梯度復(fù)合材料。如圖10所示，該材料內(nèi)TiC以未熔融顆粒、共晶以及枝晶等多種形式存在。由于“固溶強(qiáng)化”和“硬質(zhì)TiC增強(qiáng)”的雙重機(jī)制作用，所制備Ti6Al4V/TiC梯度復(fù)合材料的底部和頂部硬度分別為3.7和7.2 GPa。在“載荷轉(zhuǎn)移強(qiáng)化”機(jī)制的作用下，該復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度在原料中TiC體積分?jǐn)?shù)為5%時(shí)達(dá)到峰值1225 MPa，相較于Ti6Al4V基體，抗拉強(qiáng)度提高約12%。隨著TiC含量繼續(xù)增加，由于未熔融TiC顆粒和枝晶TiC相數(shù)量增多且尺寸增大，所制備復(fù)合材料的極限拉伸性能逐漸下降。Liu等[10]也報(bào)道了相似的結(jié)果，并且指出TiC相的引入抑制了打印材料中針狀馬氏體的形成。Wang等[59]的實(shí)驗(yàn)結(jié)果也顯示，當(dāng)原料中含體積分?jǐn)?shù)為5%的TiC時(shí)所制備Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料的極限拉伸性能最佳。另外，Ma等[60]指出，Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料中TiC相含量提高導(dǎo)致材料抗拉強(qiáng)度和極限伸長(zhǎng)率降低及熱導(dǎo)率提高。當(dāng)Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料中含50%的TiC時(shí)，其抗拉強(qiáng)度和極限伸長(zhǎng)率分別為515.5 MPa和1.83%，相較Ti6Al4V基體的對(duì)應(yīng)性能，分別下降了45.8%和78.8%。但另一方面，此復(fù)合材料的熱導(dǎo)率為9.063 W·m-1·K-1，較Ti6Al4V基體熱導(dǎo)率提高了約26.5%，從而擴(kuò)展了該復(fù)合材料在高導(dǎo)熱材料領(lǐng)域的應(yīng)用。

圖10 LMD法制備Ti6Al4V/TiC功能梯度復(fù)合材料的顯微結(jié)構(gòu)示意圖[58]Fig.10 Microstructural schematic illustration of functionally graded Ti6Al4V/TiC composites prepared by LMD method[58]

Wang等[61]為了研究TiC顆粒尺寸對(duì)Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料顯微結(jié)構(gòu)和拉伸性能的影響，以Ti6Al4V-5%TiC(4種不同尺寸的TiC粉體)為原料，采用LMD法分別制備了4種Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料。結(jié)果表明，以較小顆粒尺寸TiC粉體(最大粒徑<10 μm)為原料制備的復(fù)合材料中共晶TiC相體積分?jǐn)?shù)較高、分布較均勻且與基體相界面結(jié)合強(qiáng)度較高，使其抗拉強(qiáng)度(1231.3 MPa)和極限伸長(zhǎng)率(2.12%)相較以大尺寸(45～100 μm)TiC粉體為原料制備的復(fù)合材料的對(duì)應(yīng)性能分別提高了約4%和259%。

LDED法可以靈活控制原料中不同材料粉體的流速，在制備Ti6Al4V/TiC梯度復(fù)合材料時(shí)有著顯著的優(yōu)勢(shì)?，F(xiàn)有研究表明，以原料中體積分?jǐn)?shù)5%的TiC制備的Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料具有最佳的綜合力學(xué)性能(相較于Ti6Al4V基體，抗拉強(qiáng)度提升約12%～13%)；以相同含量TiC為原料制備復(fù)合材料時(shí)，采用較小尺寸TiC顆粒有助于提升其力學(xué)性能。此外，具有高含量TiC(質(zhì)量分?jǐn)?shù)>50%)增強(qiáng)相的Ti6Al4V/TiC復(fù)合材料雖然抗拉強(qiáng)度和極限伸長(zhǎng)率等力學(xué)性能相對(duì)較低，但是在熱導(dǎo)率等性能方面有著較大改善，擴(kuò)展了該復(fù)合材料在高導(dǎo)熱材料領(lǐng)域的應(yīng)用。

3.2 Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料

Wang等[43]采用DLF法和Ti6Al4V-5%TiB2原料粉體，制備了高致密、無裂紋和TiB增強(qiáng)相分布均勻的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。該材料的極限伸長(zhǎng)率、屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、彈性模量和硬度分別高達(dá)6.6%、1050 MPa、1094 MPa、138 GPa和5.5 GPa。不僅如此，該材料的拉伸斷裂過程具有典型的韌性/脆性混合型斷裂特征，且耐磨性能遠(yuǎn)優(yōu)于Ti6Al4V基體(磨損量減少約150%)，以上皆歸因于TiB增強(qiáng)相的作用。

Banerjee等[13]以Ti6Al4V-2%硼粉為原料，采用LENS法制備了Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。結(jié)果表明，該材料內(nèi)形成了具有穩(wěn)定正交晶型B27結(jié)構(gòu)的TiB增強(qiáng)相。Rashid等[50]采用DLD法和Ti6Al4V-0.04%硼粉原料，原位合成制備了含TiB增強(qiáng)相的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。結(jié)果表明，原料中的微量硼粉可顯著細(xì)化產(chǎn)物α-Ti晶粒，并且通過生成針狀TiB相使復(fù)合材料的硬度相較于Ti6Al4V基體硬度提升了30%。

Xue等[44，62]為了解決LDED法制備的Ti6Al4V材料中存在大尺寸β相柱狀晶和連續(xù)α相板條狀晶界(αGB)的問題，在原料Ti6Al4V粉體中添加了微量硼粉，再采用LDED法制備了Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。如圖11所示，當(dāng)原料中硼粉的加入量為0.08%時(shí)，由于原位合成TiB相的“細(xì)晶強(qiáng)化”和“釘扎晶界”的作用，β晶粒的平均寬度較Ti6Al4V基體減小了一個(gè)數(shù)量級(jí)。此外，由于β晶粒的細(xì)化和α相在TiB顆粒上的異質(zhì)形核效應(yīng)，使該復(fù)合材料中α相板狀晶的平均長(zhǎng)度和長(zhǎng)徑比分別降低了43%和33%。隨著原料中硼粉含量的繼續(xù)增加，產(chǎn)物中β相晶粒尺寸減小，αGB體積分?jǐn)?shù)下降，強(qiáng)度各向異性減小。在此情況下，TiB相與基體變形能力的差別逐漸凸顯，使復(fù)合材料的最大極限伸長(zhǎng)率各向異性呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)。綜上，在原料中加入0.08%硼粉可同時(shí)獲得強(qiáng)度和極限伸長(zhǎng)率優(yōu)秀的打印制品，此觀點(diǎn)與Zhang等[63]的結(jié)論相一致。

圖11 LDED法制備Ti6Al4V基體(a)和Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料(b)的縱向顯微結(jié)構(gòu)SEM照片[44]Fig.11 The longitudinal microstructure SEM images of (a)Ti6Al4V and (b)Ti6Al4V/TiB composites prepared by LDED method[44]

以Ti6Al4V和少量TiB2或硼粉混合粉體為原料，采用LDED法，可獲得晶粒尺寸明顯小于Ti6Al4V基體的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料并且降低其強(qiáng)度和拉伸性能的各相異性?，F(xiàn)有研究表明，當(dāng)原料中含0.08%硼粉時(shí)，可獲得強(qiáng)度和拉伸性能各向異性最小的制品。此外，與Ti6Al4V基體相比，采用LDED法制備的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度、硬度以及耐磨性能等方面分別提高約6%～17%、30%～44%和150%。

3.3 Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料

Zhang等[64]采用DLD法和Ti6Al4V-5%B4C原料粉體，在激光功率為1.8 kW條件下制備了增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)約為25%的Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料。該材料中TiB相的形貌呈針狀和棒狀，而TiC相形貌呈近似球狀。

Ogunlana等[65]和Erinosho等[66]采用LMD法和Ti6Al4V-20%B4C原料粉體，探究了激光功率(0.8～2.4 kW)對(duì)Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料硬度和耐磨性能的影響。結(jié)果表明，LMD法制備的Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料的硬度隨激光功率升高而增大，功率2.0 kW時(shí)達(dá)到最優(yōu)值4.4 GPa，而耐磨性能在激光功率為1.8～2.0 kW范圍內(nèi)達(dá)到最佳值，均優(yōu)于Ti6Al4V基體的對(duì)應(yīng)性能。Ochonogor等[67]和Pouzet等[68]也報(bào)道，與Ti6Al4V基體相比，使用CMD法，原料中加入B4C制備的Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料，具有更優(yōu)越的硬度和耐磨性能等力學(xué)性能。

采用LDED法和Ti6Al4V-B4C原料粉體制備Ti6Al4V/(TiB+TiC)復(fù)合材料的相關(guān)研究工作很少。已有的研究結(jié)果表明，該復(fù)合材料的硬度和耐磨性能等力學(xué)性能優(yōu)秀，其最佳加工參數(shù)、適宜的增強(qiáng)相范圍以及性能強(qiáng)化機(jī)理是未來研究的重點(diǎn)。

3.4 Ti6Al4V/(TiB+TiN)復(fù)合材料

氮化鈦(TiN)是具有高熔點(diǎn)(3600 ℃)、高硬度和化學(xué)穩(wěn)定性好的高溫結(jié)構(gòu)材料。可作為固態(tài)硼源和氮源的氮化硼(BN)與Ti6Al4V中鈦元素在高能量密度激光束的作用下，可以發(fā)生化學(xué)反應(yīng)原位合成TiB和TiN相。在兩者的協(xié)同作用下，有望提升復(fù)合材料的硬度和耐磨性能等力學(xué)性能。Das等[14]為了提高Ti基體的硬度和耐磨性能，采用LENS法和Ti6Al4V-(5～15)%BN為原料在其表面制備了Ti6Al4V/(TiB+TiN)復(fù)合涂層，得到Ti-TiB共晶相包圍硬脆TiN相的結(jié)構(gòu)，反應(yīng)原理示意圖如圖12。結(jié)果表明，當(dāng)原料中BN含量從5%增加到15%，該材料的楊氏模量從(170±5)GPa增加到(204±14)GPa，最高硬度達(dá)(8.6±0.7)GPa且耐磨性能顯著提高。目前對(duì)Ti6Al4V/(TiB+TiN)復(fù)合材料的研究較少，需要科研工作者進(jìn)一步探究其最優(yōu)加工參數(shù)、適宜的增強(qiáng)相范圍區(qū)間以及性能強(qiáng)化機(jī)理等。

圖12 激光工程近凈成形(laser engineering net shaping，LENS)法制備Ti6Al4V/(TiB+TiN)復(fù)合涂層的原理示意圖[14]Fig.12 Schematic illustration of the Ti6Al4V/(TiB+TiN)composite coating prepared by laser engineering net shaping (LENS)method[14]

LDED法因具有可以靈活控制原料中不同粉體送粉速度的特點(diǎn)，在制備Ti6Al4V基梯度復(fù)合材料方面具有顯著優(yōu)勢(shì)。然而，LDED法的制品精度較低且需要后續(xù)加工處理，限制了其在該領(lǐng)域的應(yīng)用。此外，用LDED法制備以雙相或多相為增強(qiáng)相的Ti6Al4V基復(fù)合材料的相關(guān)研究仍較少，最佳加工參數(shù)、適宜的增強(qiáng)相范圍區(qū)間以及性能強(qiáng)化機(jī)理是未來研究的重點(diǎn)。

4 電子束熔融法/絲材增材制造法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料

電子束熔融(electron beam melting，EBM)法，與SLM法最大的不同點(diǎn)為其加熱源是電子束而不是激光束，原理示意圖如圖13。EBM多應(yīng)用于具有良好導(dǎo)電性能的材料，而陶瓷增強(qiáng)相通常不具備該條件，故以該方法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料的相關(guān)研究較少[69]。而以絲材為原料的加工方式主要有2種：絲材電弧增材制造(wire arc additive manufacturing，WAAM)法[70]與電子束自由成形(electron beam freeform fabrication，EBFF)法[71]，加工過程分別如圖14和圖15。

圖13 電子束熔融(electron beam melting，EBM)法工作原理示意圖[69]：(a)加工室，(b)每層材料加工4步驟Fig.13 Schematic illustration of electron beam melting (EBM)working principle[69]：(a)process chamber，(b)four steps of each-layer material processing

圖14 絲材電弧增材制造(wire arc additive manufacturing，WAAM)法工作原理示意圖[70]：(a)打印一層之后的狀態(tài)，(b)打印若干層之后的狀態(tài)Fig.14 Schematic illustration of wire arc additive manufacturing (WAAM)working principle[70]：(a)state after printing one layer，(b)state after printing several layers

圖15 電子束自由成形(electron beam freeform fabrication，EBFF)法工作原理示意圖[71]Fig.15 Schematic illustration of electron beam freeform fabrication (EBFF)working principle[71]

4.1 電子束熔融法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料

Mahbooba等[72]為了減小EBM法制備的Ti6Al4V材料的晶粒尺寸，以Ti6Al4V-(0.25～1.0)%硼粉為原料制備了Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。結(jié)果表明，原位合成的TiB相可以逐步細(xì)化Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的晶粒尺寸，并提高其硬度和彈性模量，但同時(shí)導(dǎo)致其塑性降低。

Liu等[73]采用EBM法和Ti6Al4V-5.0%SiC原料粉體，原位合成制備了具有混合增強(qiáng)相的Ti6Al4V/(TiC+Ti3SiC2+Ti5Si3)復(fù)合材料，其中TiC、Ti3SiC2和Ti5Si3的形貌分別為枝晶/板狀、棒狀和超細(xì)針狀，從而共同構(gòu)成了一種新型網(wǎng)絡(luò)狀結(jié)構(gòu)。在“彌散強(qiáng)化”、“細(xì)晶強(qiáng)化”、“相變強(qiáng)化”和“固溶強(qiáng)化”等多重增強(qiáng)機(jī)制協(xié)同作用下，所制備Ti6Al4V基復(fù)合材料的硬度與耐磨性能較Ti6Al4V基體均有所提升。

EBM可加工的材料需具備良好的導(dǎo)電性，在今后的研究中，開發(fā)和篩選具有較好導(dǎo)電性能且與Ti6Al4V基體相親和性較好的增強(qiáng)相，可以擴(kuò)大該方法在制備Ti6Al4V基復(fù)合材料方面的應(yīng)用。

4.2 絲材電弧增材制造法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料

Bermingham等[70]以Ti6Al4V絲材與含硼涂膏(0.13%B)為原料，采用WAAM法制備了Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。結(jié)果表明，該材料中原位合成了分布均勻的微米級(jí)針狀TiB相，降低了α相晶界的體積分?jǐn)?shù)。由于硼溶質(zhì)的寬凝固范圍和生長(zhǎng)限制作用，使β晶粒寬度減小至一半以上。相較于Ti6Al4V基體，Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的塑性提高了40%，且強(qiáng)度沒有損失。Chen等[74]以含0.1%硼的Ti6Al4V絲材為原料制備Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料時(shí)，同樣得出微量硼可以有效限制晶粒大小這一結(jié)論。Yang等[75]以直徑為1.2 mm的線材Ti6Al4V與(0.05～0.15)%硼為原料，原位合成了含循環(huán)梯度分布的TiB增強(qiáng)相的Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。結(jié)果表明，在“細(xì)晶強(qiáng)化”的作用下，當(dāng)原料中硼含量為0.05%時(shí)，Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1089 MPa，極限伸長(zhǎng)率高達(dá)8%。相較Ti6Al4V基體，該材料抗拉強(qiáng)度提高了17%且極限伸長(zhǎng)率沒有明顯降低。

4.3 電子束自由成形法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料

Tao等[71]以含有微量硼的Ti6Al4V絲材為原料，采用EBFF法制備了Ti6Al4V-0.38%TiB(體積分?jǐn)?shù))復(fù)合材料，研究了電子束功率(在3.0～5.0 kW范圍)對(duì)TiB相取向分布狀態(tài)和對(duì)復(fù)合材料拉伸性能的影響。研究結(jié)果表明，電子束功率對(duì)TiB相的取向分布沒有明顯影響，但是對(duì)其分布間距、數(shù)密度和尺寸有顯著影響。隨著電子束功率的增加，復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度增大而極限伸長(zhǎng)率降低。在電子束功率為3.0 kW時(shí)，復(fù)合材料中形成高密度的小尺寸TiB相，由于“載荷轉(zhuǎn)移強(qiáng)化”和“奧羅萬機(jī)制”的協(xié)同作用，使該復(fù)合材料的抗拉強(qiáng)度在非打印方向(892 MPa)優(yōu)于打印方向(887 MPa)。當(dāng)功率為5.0 kW時(shí)，TiB相之間的分布間距和尺寸增大，密度減小，TiB相通過降低裂紋擴(kuò)展速度、激活裂紋偏轉(zhuǎn)機(jī)制，使材料的極限伸長(zhǎng)率在打印方向(13.4%)優(yōu)于非打印方向(3.0%)。沿打印方向拉伸試件，其斷裂過程如圖16所示。

圖16 EBFF法在不同電子束功率條件下制備Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料沿打印方向的斷裂示意圖[71]：(a)3.0 kW，(b)4.0～5.0 kWFig.16 Fracture schematic illustration of Ti6Al4V/TiB composites were prepared by EBFF along the printing direction at various electron beam powers[71]：(a)3.0 kW，(b)4.0～5.0 kW

Wang等[76]采用EBFF法以含有0.07%硼的Ti6Al4V絲材為原料制備了Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料。研究結(jié)果表明，Ti6Al4V/TiB復(fù)合材料的耐壓強(qiáng)度和耐磨性能均高于Ti6Al4V基體，且均在TiB相的長(zhǎng)軸方向平行于加工方向時(shí)其性能最佳，表現(xiàn)為各向異性。

采用EBM法、WAAM法以及EBFF法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料的研究相對(duì)較少，主要應(yīng)用于添加微量合金化元素調(diào)控Ti6Al4V合金顯微結(jié)構(gòu)方面。此類方法僅適用于打印可導(dǎo)電材料，故開發(fā)和篩選具有良好導(dǎo)電性且與Ti6Al4V基體相親和性較好的增強(qiáng)相，可以擴(kuò)大上述方法在制備Ti6Al4V基復(fù)合材料方面的應(yīng)用。WAAM法與EBFF法以絲材為原料，主要存在增強(qiáng)相如何加入以及絲材逐層堆砌過程中的間隙如何控制等問題。表2總結(jié)了采用增材制造的方法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料的主要力學(xué)性能，包括：維氏硬度(vickers hardness，HV)、抗拉強(qiáng)度(tensile strength，TS)、屈服強(qiáng)度(yield strength，YS)、極限伸長(zhǎng)率(ultimate elongation，EI)、耐壓強(qiáng)度(compressive strength，CS)、極限壓縮應(yīng)變(ultimate compressive strain，UCS)、摩擦系數(shù)(coefficients of friction，COF)、彈性模量(elastic modulus，E)等。

表2 增材制造方法制備的Ti6Al4V基復(fù)合材料的主要力學(xué)性能

5 結(jié) 語

采用增材制造方法制備高性能Ti6Al4V基復(fù)合材料正在吸引國內(nèi)外研究者們?cè)絹碓蕉嗟年P(guān)注。本文通過綜述選區(qū)激光熔融(SLM)、激光定向能量沉積(LDED)、電子束熔融(EBM)、絲材電弧增材制造(WAAM)和電子束自由成形(EBFF)法等可被用于制備Ti6Al4V基復(fù)合材料增材制造方法的優(yōu)缺點(diǎn)、適宜的加工參數(shù)、制品顯微結(jié)構(gòu)特征以及性能特點(diǎn)，得出了以下主要結(jié)論：

(1)采用增材制造方法可制備陶瓷增強(qiáng)相分布均勻且力學(xué)性能優(yōu)秀的Ti6Al4V基復(fù)合材料。在“細(xì)晶強(qiáng)化”、“載荷轉(zhuǎn)移強(qiáng)化”、“第二相強(qiáng)化”和“固溶強(qiáng)化”等強(qiáng)化機(jī)制的協(xié)同作用下，所制備Ti6Al4V基復(fù)合材料的硬度、抗拉強(qiáng)度、耐壓強(qiáng)度和耐磨性能等力學(xué)性能均明顯優(yōu)于Ti6Al4V基體。

(2)Ti6Al4V基復(fù)合材料的增強(qiáng)相引入方式包括直接引入型和原位合成型。相較之下，含有原位合成型陶瓷增強(qiáng)相的Ti6Al4V基復(fù)合材料通常具有更高的界面結(jié)合強(qiáng)度、更高的物相分布均勻性、更小的晶粒尺寸和更優(yōu)越的綜合力學(xué)性能，且制備所需的加工參數(shù)更溫和，能量密度更低，有助于降低制品的裂紋尺寸和孔隙率。

(3)SLM法具有加工精度高、激光束能量高以及易于加工復(fù)雜形狀制品等優(yōu)點(diǎn)，成為當(dāng)前最常用的制備Ti6Al4V基復(fù)合材料的增材制造方法。SLM法制備的Ti6Al4V基復(fù)合材料中增強(qiáng)相尺寸較小且綜合力學(xué)性能較好，待解決的主要問題包括可用原料種類較少、成本較高以及加工參數(shù)區(qū)間較窄等。上述問題如果解決，SLM法的應(yīng)用領(lǐng)域有望被進(jìn)一步拓寬。

(4)相較于SLM法，基于LDED法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料的研究相對(duì)較少。主要原因是LDED法的加工精度較低，且制品需經(jīng)過繁復(fù)的后續(xù)加工處理才能達(dá)到應(yīng)用要求。但是，該方法送粉方式的高度靈活性使之在制備梯度材料方面具有獨(dú)特優(yōu)勢(shì)。因此，如何克服LDED法加工精度的缺點(diǎn)并簡(jiǎn)化制備流程，是該領(lǐng)域未來研究的重點(diǎn)。

(5)EBM、WAAM和EBFF法制備Ti6Al4V基復(fù)合材料的研究和應(yīng)用報(bào)道較少，主要原因在于其電子束或電弧等能量輸出模式對(duì)打印材料的導(dǎo)電性能要求較高，而陶瓷增強(qiáng)相的導(dǎo)電性能通常不符合要求。因此，開發(fā)具有更優(yōu)秀導(dǎo)電性能的打印原料，是拓展此類方法在制備Ti6Al4V基復(fù)合材料領(lǐng)域應(yīng)用的關(guān)鍵。

(6)Ti6Al4V基復(fù)合材料的綜合力學(xué)性能普遍隨陶瓷增強(qiáng)相含量的提升而增大。對(duì)比不同加工方法可實(shí)現(xiàn)的Ti6Al4V基復(fù)合材料制品的最高陶瓷增強(qiáng)相含量，LDED法最高，SLM法次之，EBM、WAAM和EBFF法相對(duì)較低。

(7)使用增材制造法制備復(fù)相陶瓷增強(qiáng)相協(xié)同強(qiáng)韌化的Ti6Al4V基復(fù)合材料的相關(guān)研究報(bào)道較少，主要原因是增強(qiáng)相種類的多元化導(dǎo)致其加工參數(shù)優(yōu)化、顯微結(jié)構(gòu)調(diào)控和強(qiáng)化機(jī)理解析等方面的難度大幅提升。因此，探究合適的增強(qiáng)相種類和含量、適宜的加工參數(shù)區(qū)間以及多相協(xié)同強(qiáng)化機(jī)理等方面研究仍是本領(lǐng)域未來研究的重點(diǎn)。