鈦合金具有密度低、比強度高、耐蝕性和生物相容性好等優(yōu)點，已經(jīng)廣泛應(yīng)用于航空航天、生物醫(yī)療、海洋 工程等領(lǐng)域。TA15鈦合金是一種高鋁當(dāng)量的近α型鈦合金，名義成分為Ti-6.5Al-2Zr-1Mo-1V(質(zhì)量分?jǐn)?shù))， 具有強度中等、熱穩(wěn)定性和焊接性良好，長時間(3000h)工作溫度可達500℃，瞬時可達800℃，主要用于制 造長時間工作在500℃以下的飛機發(fā)動機零件和焊接承力零部件[1-5]。隨著輕量化設(shè)計及對成本控制的需求 ，航空飛機和發(fā)動機構(gòu)件的結(jié)構(gòu)和形狀設(shè)計越來越復(fù)雜，傳統(tǒng)加工方式很難制備，激光選區(qū)熔化 (selectivelasermelting,SLM)技術(shù)，是一種粉末床熔化增材制造工藝，與傳統(tǒng)制造方法相比，可以實現(xiàn)復(fù) 雜形狀和多孔結(jié)構(gòu)的一體化成形[6-8]。

目前，已有研究人員對SLM成形鈦合金性能及成形過程中缺陷做了相關(guān)研究。POUDEL等[9]利用高分辨率X射 線計算機斷層成像技術(shù)，分析了SLM成形合金內(nèi)缺陷的形態(tài)特征及其統(tǒng)計分布，提出了一種結(jié)合多個形態(tài)參 數(shù)的缺陷分類方法。

JIANG等[10]通過對SLM成形TA15鈦合金退火前后的研究和分析，對比了SLM成形和鍛造鑄造之間的區(qū)別，表 明無論是鑄態(tài)還是退火態(tài)的還是SLM成形的TA15試樣都表現(xiàn)出明顯的弱織構(gòu)和不明顯的理力學(xué)各向異性。WU 等[11]通過SLM技術(shù)制備了具有超細(xì)晶粒和大量納米孿晶結(jié)構(gòu)的TA15鈦合金，與傳統(tǒng)工藝制備的TA15和其他 近α型鈦合金相比，室溫及高溫拉伸性能得到了大幅提升。JIANG等[12]研究了工藝參數(shù)和掃描策略對SLM成 形TA15鈦合金零件表面的影響，發(fā)現(xiàn)過高的能量密度導(dǎo)致熔池明顯下沉，而過低的能量密度容易導(dǎo)致下表面 區(qū)域中的粉末熔化不充分，隨著能量密度降低，SLM成形件下表面質(zhì)量呈現(xiàn)先提高后降低的趨勢。HUANG等 [13]采用SLM技術(shù)制備了TA15鈦合金，分析了成形TA15鈦合金不同構(gòu)建方向顯微組織和性能，在熱處理后針 狀馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)棣料啵⑶姚料鄬挾让黠@增加，有利于提高樣品伸長率，但導(dǎo)致強度降低。

本文通過利用SLM成形技術(shù)制備TA15鈦合金，系統(tǒng)討論了激光功率和掃描速率對SLM成形TA15鈦合金內(nèi)部缺陷 類型、分布和成形質(zhì)量的影響規(guī)律，研究了不同缺陷類型對成形件力學(xué)性能的影響，分析了不同缺陷類型的 形成原因，對SLM成形TA15這一特定鈦合金合金全面力學(xué)性能的評價具有重要意義，可為SLM成形復(fù)雜結(jié)構(gòu)和 形狀TA15鈦合金構(gòu)件的工程化應(yīng)用提供數(shù)據(jù)參考和理論支撐。

1、實驗

本文所用的TA15鈦合金粉末化學(xué)成分見表1。

粉末形貌如圖1(a)所示，具有良好的球形度，粉末粒度分布如圖1(b)所示，粉末粒度呈正態(tài)分布，其中D10 、D50、D90分別為21.98μm、38.55μm和54.65μm。

使用型號為S210的SLM成形設(shè)備制備不同工藝參數(shù)的TA15鈦合金試樣。使用型號為S210的SLM成形設(shè)備制備不 同工藝參數(shù)的TA15鈦合金試樣。選取激光功率范圍100~200W，掃描速率范圍800~1600mm/s，其中激光功率間 隔為25W，掃描速率間隔為200mm/s，共計25組參數(shù)組合，能量密度E(J/mm3)可用式(1)[14-15]來表示：

式中：P是激光功率，W；v是激光掃描速率，mm/s；d是掃描間距，mm；h是鋪粉層厚，mm。其中鋪粉層厚和 掃描間距分別為0.03mm和0.09mm。

掃描策略如圖2(a)所示，連續(xù)層之間以67°的掃描方向旋轉(zhuǎn)進行試樣成形，成形試樣如圖2(b)所示，采用設(shè) 計的25組SLM成形工藝參數(shù)制備25支直徑10mm、高15mm的圓柱體試樣。

采用線切割將成形的TA15鈦合金試樣按圖2(b)所示XOY方向從基板上取下，按照如圖2(c)所示對成型試樣進 行金相試樣切割，將切割下來的試樣利用鑲樣機鑲嵌后，依次使用150#、800#、2000#、3000#的碳化硅水磨 砂紙將樣品切割平面進行機械研磨，之后對研磨后的樣品采用二氧化硅拋光液進行拋光，然后水拋，最后對 試樣進行超聲波清洗，去除殘留的拋光液顆粒。之后在3%HF+7%HNO3+90%H2O(體積分?jǐn)?shù))的混合腐蝕液中腐蝕 約10s后使用清水和酒精將試樣表面清洗干凈后進行微觀組織觀察。對不同成形參數(shù)的樣品進行缺陷分析研 究。

利用型號為Hitachisu-70的場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀察缺陷和粉末形貌。采用型號為 ZeissAxiovert200MAT的光學(xué)顯微鏡(OM)進行金相組織觀察，然后對橫、縱截面金相圖片利用Image- ProPlus6.0進行處理和缺陷的所占比例、數(shù)量和尺寸統(tǒng)計。拉伸樣品尺寸為M6-d3，利用型號為 MTSExceedModelE45.305的電子萬能實驗機按GB/T228.1—2021進行室溫拉伸試驗，采用機械式引伸計，拉伸 速率0.5mm/min。

2、實驗結(jié)果

2.1缺陷分布及特征

圖3所示為初步工藝參數(shù)SLM成形25組TA15鈦合金試樣未經(jīng)腐蝕的橫、縱截面金相圖片。圖4(a)、(d)、(e)所 示為激光功率為100W、掃描速率1600mm/s的表面及內(nèi)部缺陷形貌，圖4(b)、(c)所示為激光功率為200W、掃 描速率800mm/s的內(nèi)部缺陷形貌。從圖3中可以看出，在激光功率或掃描速率一定時，不同掃描速率或激光功 率成形TA15鈦合金內(nèi)部缺陷呈現(xiàn)出2種不同的形貌，一種為規(guī)則球形的孔洞缺陷，該缺陷主要分布在激光功 率較高、掃描速率較低的區(qū)域(激光功率150W至200W、掃描速率800mm/s至1000mm/s)，即圖3(a)、(b)左下角 區(qū)域，此類型缺陷形貌如圖4(b)、(c)所示。另外一種為不規(guī)則形狀的孔洞缺陷，此種缺陷主要分布在圖3 (a)、(b)右上角所示的激光功率較低、掃描速率較高的區(qū)域(激光功率100W至125W、掃描速率1200mm/s至 1600mm/s)，該類型缺陷呈現(xiàn)連續(xù)或者半連續(xù)條狀特征，如圖4(a)所示在該缺陷內(nèi)部存在未熔合的合金粉末 ，試樣內(nèi)部缺陷形貌如圖4(d)、(e)所示。對缺陷直徑進行統(tǒng)計，球形缺陷最大直徑是87.51μm，不規(guī)則形 狀缺陷最大直徑是148.94μm。因此，可以看出SLM成形TA15鈦合金的橫截面與縱截面缺陷主要分布區(qū)域與成 形工藝參數(shù)密切相關(guān)。

2.2成形試樣質(zhì)量

根據(jù)圖3(a)橫截面的金相照片，對其缺陷所占比例進行統(tǒng)計，結(jié)果如表2所示。根據(jù)試樣橫截面缺陷所占比 例并以此來計算試樣的相對密度，試樣相對密度計算方式由式(2)

表示：

ρ=(1-δ)×100%      (2)

式中：ρ為試樣相對密度；δ為SLM成形TA15鈦合金橫截面的缺陷所占比例。圖5所示為激光功率和掃描速率 對SLM成形TA15鈦合金相對密度的影響，試樣相對密度在94.85%到99.998%之間變化。

從圖5中可以看到，在選定實驗參數(shù)范圍內(nèi)，當(dāng)掃描速率為800mm/s，激光功率從100W增加到200W時，試樣相 對密度隨激光功率增加而降低；當(dāng)掃描速率從1000mm/s增至1200mm/s時，激光功率的變化對相對密度無明顯 影響；當(dāng)掃描速率從1400mm/s增加到1600mm/s時，試樣激光功率對相對密度的影響與掃描速率從800mm/s至 1000mm/s時截然相反，試樣相對密度隨激光功率增加而增加。由于存在兩種類型的缺陷，而相對密度的變化 趨勢與缺陷的類型密切相關(guān)，因而激光功率和掃描速率對密度的影響規(guī)律呈現(xiàn)出相反的規(guī)律。

2.3工藝參數(shù)對SLM成形TA15鈦合金拉伸性能的影響

根據(jù)表2中缺陷所占比例的統(tǒng)計數(shù)值，在25組參數(shù)組合上繼續(xù)進行優(yōu)化，新設(shè)計1#和2#成形工藝參數(shù)，3#、 4#及5#工藝參數(shù)均由初步25組參數(shù)中選出，5組成形工藝參數(shù)具體數(shù)值如表3所示。按照1#~3#參數(shù)成形拉伸 試樣進行力學(xué)性能測試，尋找最佳的打印參數(shù)。以4#、5#參數(shù)成形拉伸試樣，進行力學(xué)性能測試。與前面 1#~3#樣品進行對比，研究SLM成形TA15鈦合金不同缺陷類型對力學(xué)性能的影響規(guī)律。

圖6所示為表3中成形試樣1#~5#橫截面、縱截面的顯微組織。從圖6中可以看出，橫截面主要為等軸β晶粒， 縱截面為粗大的β柱狀晶粒，晶粒中間分布著針狀馬氏體。從橫縱截面可以看出，試樣1#~3#成形質(zhì)量較好 ，幾乎無缺陷；而試樣4#內(nèi)部缺陷為不規(guī)則缺陷，缺陷內(nèi)部夾雜未熔合粉末；試樣5#內(nèi)部缺陷為球形缺陷。

表3中試樣1#~5#的室溫拉伸性能如圖7所示，由于工藝參數(shù)導(dǎo)致的內(nèi)部缺陷對合金的力學(xué)性能影響較為顯著 ，其中試樣4#內(nèi)部含有不規(guī)則形狀孔洞缺陷，其拉伸強度、伸長率顯著降低，抗拉強度為(924±21.2)MPa， 斷后伸長率僅為2.5%；而內(nèi)含規(guī)則球形孔洞缺陷的試樣5#的拉伸強度未見明顯變化，其伸長率卻顯著降低。 由此可見，SLM成形TA15鈦合金內(nèi)部缺陷的類型對拉伸性能影響較為顯著，不規(guī)則形狀的孔洞缺陷會大幅度 降低成形合金的力學(xué)性能，而規(guī)則球形缺陷對強度影響較弱，但是對伸長率影響較為顯著。由圖5和圖6可得 ，試樣3#的內(nèi)部缺陷含量最少，且如圖7所示其力學(xué)性能最佳，抗拉強度為(1291±4.2)MPa，伸長率為(8.5 ±0.5)%，此時對應(yīng)的打印參數(shù)激光功率為200W、激光掃描速率為1600mm/s。

3、分析與討論

3.1內(nèi)部缺陷形成機理

由圖3可知，SLM成形TA15鈦合金內(nèi)部缺陷類型主要分兩種：一種是出現(xiàn)在高激光功率、低掃描速率區(qū)域的規(guī) 則球形缺陷；另一種是出現(xiàn)在低激光功率、高掃描速率區(qū)域的不規(guī)則形狀缺陷。

3.1.1規(guī)則球形孔洞缺陷

根據(jù)式(1)可知，若激光功率越高、掃描速率越低，單位體積內(nèi)合金粉末可以吸收的能量就越高。當(dāng)激光能 量較高時，低熔點合金元素會發(fā)生氣化現(xiàn)象，因此在熔池內(nèi)產(chǎn)生大量具有規(guī)則球形的金屬蒸汽氣泡。這些氣 泡是在熔池底部較深的位置形成，在浮力的作用下，產(chǎn)生的規(guī)則球形氣泡會向熔池頂部移動，由于熔池冷卻 速率高達1×107K/s，高凝固速率導(dǎo)致熔池內(nèi)氣化產(chǎn)生的氣泡來不及逃逸(見圖8(a))，導(dǎo)致SLM成形TA15鈦合 金試樣內(nèi)部形成規(guī)則球形的孔洞缺陷[16-19]。結(jié)合圖4(b)、(c)中合金內(nèi)部缺陷，在這些缺陷內(nèi)部未發(fā)現(xiàn)存 在未熔合的鈦合金粉末，這也與圖8(a)的結(jié)果一致。

3.1.2不規(guī)則形狀孔洞缺陷

由式(1)，若激光功率越低、掃描速率越低，單位體積能量密度較低，會導(dǎo)致激光掃描路徑內(nèi)的合金粉末不 能完全熔化，如圖8(b)所示，熔化后的液態(tài)金屬在凝固過程發(fā)生球化現(xiàn)象[16,20-23]，會造成熔池不連續(xù)， 形成如圖4(a)中所示在兩個不連續(xù)的熔池之間存在未熔合的TA15鈦合金粉末的現(xiàn)象，形成形狀不規(guī)則的孔洞 缺陷，內(nèi)部會殘留部分未熔化的合金粉末。繼續(xù)鋪粉進行下一層激光掃描熔化的過程中，不連續(xù)熔池凹陷區(qū) 域會被填平，繼續(xù)打印過程中未熔合的合金粉末被包覆在試樣內(nèi)部，這與圖4(d)、(e)中較低能量密度成形 合金內(nèi)部的缺陷形態(tài)相符合。

3.2掃描速率對內(nèi)部缺陷的影響

掃描速率與成形合金內(nèi)部質(zhì)量密切相關(guān)，圖9所示分別為激光功率在100W、125W、150W、175W和200W時，掃 描速率與SLM成形TA15鈦合金內(nèi)部缺陷數(shù)量和所占比例的關(guān)系。當(dāng)激光功率為100W、125W時(見圖9(a)、(b)) ，隨著掃描速率的增加，TA15鈦合金試樣內(nèi)部缺陷數(shù)量和所占比例呈現(xiàn)先減少后增加的趨勢。激光功率為 100W時，TA15鈦合金試樣內(nèi)部缺陷數(shù)量和所占比例在掃描速率1000mm/s達到最低，由于激光功率較低，成形合金內(nèi)部的缺陷主要是未熔合的不規(guī)則缺陷，隨著掃描速率的增加，缺陷的數(shù)量和所占比例逐漸增加(見圖9(a))；激光功率為125W時，TA15鈦合金試樣內(nèi)部缺陷數(shù)量和所占比例在掃描速率1200mm/s降到最低，在該功率下，合金內(nèi)部的缺陷包括規(guī)則球形、不規(guī)則未熔合的缺陷，隨著掃描速率的增加，缺陷從球形向未熔合缺陷過渡，因而缺陷的數(shù)量和所占比例呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢[16,18-20,24](見圖9(b))。

激光功率達到150~200W范圍時，較高激光功率下作用在鈦合金粉末的能量密度較大，容易引起熔池內(nèi)金屬發(fā) 生氣化，因此形成的缺陷主要為規(guī)則球形氣孔缺陷，隨著激光掃描素的增加，能量密度逐漸降低，金屬氣化 現(xiàn)象會減弱，因此形成的規(guī)則氣孔缺陷的尺寸和所占比例降低，成形合金內(nèi)部的缺陷變化規(guī)律基本相同(見 圖9(c)~(e))。

3.3激光功率對SLM成形TA15鈦合金內(nèi)部缺陷的影響

激光功率過高會導(dǎo)致熔池內(nèi)部合金元素的氣化沸騰現(xiàn)象，致使試樣內(nèi)部形成規(guī)則球形孔洞缺陷[10,17]，是 影響SLM成形TA15鈦合金內(nèi)部質(zhì)量的關(guān)鍵參數(shù)。圖10所示為不同掃描速率下激光功率對SLM成形TA15鈦合金試 樣內(nèi)部缺陷數(shù)量與所占比例的影響規(guī)律。當(dāng)掃描速率為800mm/s時(見圖10(a))，根據(jù)圖3結(jié)果，該掃描速率 下成形合金內(nèi)部的缺陷均為規(guī)則球形缺陷，隨著激光功率的增加，熔池內(nèi)部金屬的氣化現(xiàn)象愈加顯著，因此 內(nèi)部缺陷數(shù)量和所占比例呈上升趨勢。掃描速率增至1000mm/s時(見圖10(b))，掃描速率的增加導(dǎo)致單個熔 池激光作用時間減少，當(dāng)激光功率為100W~200W時，試樣內(nèi)部中的缺陷數(shù)量與缺陷所占比例變化趨勢平緩。 當(dāng)掃描速率為1200~1600mm/s時(見圖10(c)~(e))，成形合金內(nèi)部的缺陷主要為不規(guī)則未熔合缺陷，隨著激光 功率的增加，合金粉末的熔合率逐漸增加，因此，合金內(nèi)部缺陷截面所占比例和數(shù)量呈現(xiàn)降低趨勢[16,18- 20,25]。

3.4斷口分析

對試樣1#~5#的拉伸性能進行了檢測，試樣1#、2#、3#和5#的抗拉強度均在1250~1300MPa之間，試樣4#的抗 拉強度為(924±21)MPa。為了更好地分析這5組參數(shù)試樣的拉伸性能，對試樣斷口進行了掃描，斷口形貌如 圖11所示，圖11(a)~(c)所示合金斷口表面布滿大量等軸韌窩，韌性斷裂特征較為明顯。從圖11(d)可以看出 內(nèi)部存在大量未熔合粉末，未見明顯韌窩，由于未熔合孔洞的存在導(dǎo)致合金發(fā)生了脆性斷裂，合金的強度和 塑性顯著降低。而圖11(e)斷口可見球形缺陷的形貌，存在一定的韌窩結(jié)構(gòu)，球形缺陷的存在也導(dǎo)致合金的 塑性顯著降低，而合金強度基本不受影響。從試驗結(jié)果可以看出，規(guī)則球形缺陷對強度影響較弱，但是會降 低合金的塑性；而不規(guī)則未熔合的缺陷會顯著降低合金的強度和塑性?？吹角蛐稳毕菘锥丛诶鞌嗔押笮纬? 近似同心圓的波紋。通過對圖3缺陷直徑的統(tǒng)計結(jié)果可知球形缺陷最大直徑為87.51μm，通過拉伸測試結(jié)果 和斷口形貌的分析，表明SLM成形TA15鈦合金試樣內(nèi)部規(guī)則的球形孔洞缺陷對試樣抗拉強度影響不大，但是 會降低試樣的塑性，這與文獻[26]中預(yù)埋球形缺陷直徑小于0.7mm時表現(xiàn)一致。而試樣4#由于內(nèi)部充斥著不 規(guī)則形狀的孔洞缺陷而拉伸性能大幅度降低，推測可能是由于在試樣內(nèi)部不規(guī)則缺陷邊緣銳角應(yīng)力集中導(dǎo)致 拉伸強度的降低，并且不規(guī)則形狀缺陷直徑最大為148.94μm，而相較于小尺寸的缺陷，更大尺寸的缺陷更 容易導(dǎo)致試樣失效[27]。因此，上述兩種因素致使不規(guī)則形狀缺陷的試樣強度與斷后伸長率都顯著降低。

4、結(jié)論

1)激光功率和掃描速率對SLM成形TA15鈦合金內(nèi)部缺陷影響較為顯著，成形合金內(nèi)部的缺陷主要有兩種形態(tài) ，一種為規(guī)則球形的孔洞缺陷，該缺陷主要分布在激光功率較高、掃描速率較低的區(qū)域；另外一種為不規(guī)則 形狀的孔洞缺陷，主要分布在激光功率較低、掃描速率較高的區(qū)域。

2)SLM成形TA15鈦合金的最佳工藝參數(shù)：激光功率為200W、激光掃描速率為1600mm/s時，成形合金拉伸強度 為(1291±4.2)MPa，斷裂伸長率為(8.5±0.5)%。

3)激光功率和掃描速率即輸入的能量密度對SLM成形TA15鈦合金試樣內(nèi)部缺陷形成機制有直接關(guān)系，缺陷的 數(shù)量與所占比例變化趨勢基本一致，通過對工藝參數(shù)的優(yōu)化可以限制成形試樣內(nèi)部缺陷數(shù)量和所占比例，使 成形試樣相對密度最高達到99.998%以上。

4)規(guī)則球形缺陷、不規(guī)則未熔合缺陷會影響SLM成行合金的力學(xué)性能，其中規(guī)則球形缺陷的存在會導(dǎo)致合金 塑性顯著降低、對強度影響較弱；而不規(guī)則未熔合缺陷的存在會顯著降低合金強度和伸長率。

REFERENCES

[1]LU T, DAN Z H, LI T J, et al. Flow softening and microstructural evolution of near β titanium alloy Ti-35421 during hot compression deformation in the α + β region[J].Journal of Materials Research and Technology, 2022, 19:2257-2274.

[2]TSHEPHE T S, AKINWAMIDE S O, OLEVSKY E, et al.Additive manufacturing of titanium-based alloys—A review of methods, properties, challenges, and prospects[J].Heliyon, 2022, 8(3): e09041.

[3]ZHAO H J, WANG B Y, LIU G, et al. Effect of vacuum annealing on microstructure and mechanical properties of TA15 titanium alloy sheets[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2015, 25(6): 1881-1888.

[4]李述軍, 侯文韜, 郝玉琳, 等. 3D打印醫(yī)用鈦合金多孔材料力學(xué)性能研究進展[J]. 金屬學(xué)報, 2023, 59(4): 478-488.

LI S J, HOU W T, HAO Y L, et al. Research progress on the mechanical properties of the biomedical titanium alloy porous structures fabricated by 3D printing technique[J].Acta Metallurgica Sinica, 2023, 59(4): 478-488.

[5]LI L L, PAN X, LIU B, et al. Strength and toughness of hot-rolled TA15 aviation titanium alloy after heat treatment[J].Aerospace, 2023, 10(5): 436.

[6]任德春, 張慧博, 趙曉東, 等 . 打印參數(shù)對電子束增材制造 Ti-Ni 合 金 性 能 的 影 響 [J]. 金 屬 學(xué) 報 , 2020, 56(8):1103-1112.

REN D C, ZHANG H B, ZHAO X D, et al. Influence of manufacturing parameters on the properties of electron beam melted Ti-Ni alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2020, 56(8):1103 -1112.

[7]金和喜, 魏克湘, 李建明, 等. 航空用鈦合金研究進展[J]. 中國有色金屬學(xué)報, 2015, 25(2): 280-292.

JING H X, WEI K X, LI J M, et al. Research development of titanium alloy in aerospace industry[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(2): 280-292.

[8]REN D C, LI S J, WANG H, et al.Fatigue behavior of Ti-6Al-4V cellular structures fabricated by additive manufacturing technique[J]. Journal of Materials Science & Technology,2019, 35(2): 285-294.

[9]POUDEL A, YASIN M S, YE J, et al. Feature-based volumetric defect classification in metal additive manufacturing[J]. Nature Communication, 2022, 13(1): 6369.

[10] JIANG J J, REN Z H, MA Z B, et al. Mechanical properties and microstructural evolution of TA15 Ti alloy processed by selective laser melting before and after annealing [J].Materials Science and Engineering A, 2020, 772: 138742.

[11] WU X, CAI C, YANG L, et al. Enhanced mechanical properties of Ti-6Al-2Zr-1Mo-1V with ultrafine crystallites and nano-scale twins fabricated by selective laser melting[J].Materials Science and Engineering A, 2018, 738: 10-14.

[12] JIANG J J, CHEN J M, REN Z H, et al. The influence of process parameters and scanning strategy on lower surface quality of TA15 parts fabricated by selective laser melting [J].Metals, 2020, 10(9): 1228.

[13] HUANG S, SUN B B, GUO S Q. Microstructure and property evaluation of TA15 titanium alloy fabricated by selective laser melting after heat treatment[J]. Optics &Laser Technology, 2021, 144: 107422.

[14] XU Z F, ZHANG J, ZHENG H Z, et al. Morphology and mechanical properties of PS/Al2O3 nanocomposites based on selective laser sintering[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2005, 21(6): 866-870.

[15] SIMCHI A. Direct laser sintering of metal powders: Mechanism, kinetics and microstructural features[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 428(1/2):148-158.

[16] 趙春玲, 李 維, 王 強, 等 . 激光選區(qū)熔化成形鈦合金內(nèi)部缺陷及其演化規(guī)律研究[J]. 稀有金 屬材料與工程, 2021,50(8): 2841-2849.

ZHAO C L, LI W, WANG Q, et al. Investigation on relationship between defects and paramaters for titanium alloy fabricated by selective laser melting[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2021, 50(8): 2841-2849.

[17] KASPEROVICH G, HAUBRICH J, GUSSONE J, et al.Correlation between porosity and processing parameters in TiAl6V4 produced by selective laser melting[J]. Materials & Design, 2016, 105: 160-170.

[18] QIU C, PANWISAWAS C, WARD M, et al. On the role of melt flow into the surface structure and porosity development during selective laser melting[J]. Acta Materialia, 2015, 96: 72-79.

[19] LE K Q, WONG C H, CHUA K H G, et al. Discontinuity of overhanging melt track in selective laser melting process[J]. International Journal of Heat and Mass Transfer, 2020, 162:120284.

[20] WU W H, YANG Y Q, HUANG Y L. Direct manufacturing of Cu-based alloy parts by selective laser melting[J]. Chinese Optics Letters, 2007, 5(1): 37-40.

[21] TOLOCHKO N K, MOZZHAROV S E, YADROITSEV I A,et al. Balling processes during selective laser treatment of powders[J]. Rapid Prototyping Journal, 2004, 10(2): 78-87.

[22] LINDSTR?M V, LUPO G, YANG J, et al. A simple scaling model for balling defect formation during laser powder bed fusion[J]. Additive Manufacturing, 2023, 63: 103431.

[23] KRUTH J P, FROYEN L, VAN VAERENBERGH J, et al.Selective laser melting of iron-based powder[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2004, 14(1/2/3): 616-622.

[24] ATTAR H, CALIN M, ZHANG L C, et al. Manufacture by selective laser melting and mechanical behavior of commercially pure titanium[J]. Materials Science and Engineering A, 2014, 593: 170-177.

[25] DEBROY T, WEI H L, ZUBACK J S, et al. Additive manufacturing of metallic components— Process, structure and properties[J]. Progress in Materials Science, 2018, 92:112-224.

[26] 王繼航, 蔡雨升, 姜沐池, 等 . 人工植入缺陷對增材制造TC4 鈦合金性能影響規(guī)律[J]. 有色金 屬科學(xué)與工程, 2023,14(5): 1-10.

WANG J H, CAI Y S, JIANG M C, et al. The influence of artificial implant defects on the Properties of TC4 titanium alloy fabricated by additive manufacturing[J]. Nonferrous Metals Science and Engineering, 2023, 14(5): 1-10.

[27] SANAEI N, FATEMI A. Defects in additive manufactured metals and their effect on fatigue performance: A state-of-the-art review[J]. Progress in Materials Science, 2021, 117:100724.1-100724.41.