CN115609007A

CN115609007A - 一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法

Info

Publication number: CN115609007A
Application number: CN202211222086.3A
Authority: CN
Inventors: 郭宁; 黄鹏; 张辉; 赵伟; 肖光春
Original assignee: Qilu University of Technology
Current assignee: Qilu University of Technology
Priority date: 2022-10-08
Filing date: 2022-10-08
Publication date: 2023-01-17

Abstract

本发明公开了一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法，包括以下步骤：以钛合金粉末为原料，采用激光熔化沉积技术进行打印，其中，激光功率为7500W；一次退火热处理：加热至910℃并保温1小时，然后风冷至600℃～800℃后，空冷至室温；二次退火热处理：加热至530℃并保温6小时，空冷至室温。本发明提供了一种高效稳定的激光熔化沉积成型方法，可以极大提高激光熔化沉积技术的工业生产效率并保证材料的质量，同时后续的热处理制度可以有效的解决大功率激光熔化沉积TC11钛合金强度塑性不匹配的问题，在保证强度的同时提高其塑性，并且可一定程度上缓解激光熔化沉积TC11钛合金强度各向异性。

Description

一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法

技术领域

本发明属于激光增材制造钛合金技术领域，更具体的，涉及一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法。

背景技术

双相钛合金(α+β相)因其高强度、高热强度、良好的耐蚀性、低密度和良好的生物相容性等优势，作为一种优良的轻质结构合金被广泛应用于航空航天、船舶、汽车等领域，尤其用于飞机发动机、叶片、航天器承重部件等关键零部件的制造中。由于TC11钛合金具有熔点高、强度高等特点，利用传统铸造技术获得的钛合金材料难以一次成型高性能复杂构件。激光熔化沉积(LMD)技术相对于传统铸造方法，具有材料利用率高、可一次成型复杂几何形状零件等优势。但是，LMD技术在制备TC11钛合金材料的过程中具有以下不足：

(1)在LMD过程中，当激光热源移走后熔化的材料存在着较快的冷却速率，故容易产生较细的针状马氏体组织而导致较高的抗拉强度及屈服强度与较低的塑性而导致材料出现强塑性不匹配的问题。且激光增材制造技术制备的钛合金易产生粗大的柱状晶与强织构等特征，这些特征的存在会导致最终制成材料强度的各向异性，影响激光增材制造钛合金工程领域应用，故必须采用有效的热处理方式对材料的强塑性及各向异性进行调控才能将材料应用于航天航空主承力构件等工程领域。

(2)在LMD的制备过程中，激光功率较低，导致能量输入不足，会出现一系列的问题如：分层、不规则粘接缺陷，前者是由于激光增材制造的过程中能量输入不足导致未熔化的金属粉末进入材料中，从而使得层与层之间粘结不足产生分层；后者是由于激光功率较低，能量输入不足导致材料中存着未融粉末而产生的不规则孔隙，从而出现最终制成的材料致密度较低等问题的发生。

(3)通过LMD技术制备的钛合金在制造工艺上与传统制造工艺存在着较大的差距，故传统的热处理制度并不适用于LMD材料，尤其是大功率下LMD制备的材料，因此需要通过选取能够提高沉积态TC11钛合金综合力学性能的热处理优化制度，但目前针对大功率激光熔化沉积TC11钛合金的热处理材料改性制度不完善，没有明确不同热处理温度对大功率激光熔化沉积TC11钛合金微观组织的影响及不同的微观组织对材料综合力学性能的影响。

(4)目前对于激光增材制造钛合金的热处理方法主要为固溶时效及双重退火热处理，如：固溶时效处理可以有效的改善2400W功率下LMD制备的沉积态TC4钛合金强度高、塑性差的问题；双重退火热处理可以提高4500W功率下LMD制备的沉积态TC11钛合金的冲击韧性、强度和塑性，故现阶段研究表明上述两种热处理制度对于中低激光功率下的激光增材制造钛合金材料改性及强塑性协调有着较好的作用，但对于大激光功率下激光增材制造钛合金的作用还不清楚，无完全适用于大功率激光增材制造钛合金的热处理制度以解决其各向异性及强塑性不匹配的问题，故急需提出一种适用于大功率激光增材制造的热处理制度来提高大功率激光增材制造钛合金的综合性能。

发明内容

为了解决现有的技术问题，本发明提供了一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法，可以在保证激光增材制造钛合金质量的同时最大限度的提高生产效率，后续热处理方法可以有效的解决大功率激光熔化沉积TC11钛合金强度塑性不匹配及强度各向异性的问题。

一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法，包括以下步骤：

(1)、打印成型：以钛合金粉末为原料，采用激光熔化沉积技术进行打印，得到中间体，其中，激光功率为7500W；

(2)、一次退火热处理：将中间体加热至910℃并保温1小时，然后风冷至600℃～800℃后，空冷至室温；

(3)、二次退火热处理：将经一次退火热处理的中间体加热至530℃并保温6小时，然后空冷至室温。

进一步的，一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法，包括以下步骤：

(2)、一次退火热处理：将中间体加热至910℃并保温1小时，然后风冷至700℃后，空冷至室温；

进一步的，采用激光熔化沉积技术进行打印时，采用先打印外部轮廓，然后填充内部区域的打印策略。

进一步的，采用激光熔化沉积技术进行打印时，工艺参数为：分层厚度为1mm，送粉速率为15～30g/min，打印外部轮廓的扫描速率为1300～1600mm/min，填充内部区域的扫描速率为1400～1700mm/min、扫描间距为3～3.5mm。

进一步的，采用激光熔化沉积技术进行打印时，工艺参数为：分层厚度为1mm，送粉速率为20～25g/min，打印外部轮廓的扫描速率为1400～1500mm/min，填充内部区域的扫描速率为1500～1600mm/min、扫描间距为3～3.5mm。

进一步的，所述钛合金粉末的组分含量按照质量百分比计为：Al：6.32、Mo：3.38、Si：0.237、Zr：1.68、Fe：0.017、C：0.007、N：0.003、H:0.006、O：0.13wt％，余量为Ti。

对比现有技术，本发明有益效果在于：

(1)、在成型技术方面，本发明中采用了7500W的大激光功率的LMD技术，由于激光功率较高、热输入较大，故可相应提高激光器移动速度，在保证钛合金质量的同时加快LMD技术的生产效率。

(2)、本发明中采用的7500W大功率LMD技术制备钛合金材料可以直接获得近净形状以及致密度较高的三维零件，并且由于在制备过程中存在着极快的加热与冷却的过程，故可以获得较为精细的微观组织，从而获得较高的力学性能；且由于大功率激光能量输入，保证了所有金属粉末都熔化，最终制成材料有着较高的致密度。

(3)、在热处理制度方面，由于较高的能量输入，材料在激光增材的过程中会存在着更明显的快热、快冷的过程，故会使得材料组织内部会存在着大量的马氏体α’相与亚稳β相，这些亚稳相的存在会导致材料的力学性能呈现出高强度低塑性的特征，为了解决此问题，本发明中钛合金采用的热处理制度为依次采用双相区高温退火、风冷快速冷却至α相区高温区、α相区空冷至室温、低温二次退火的热处理制度，在双相区高温退火的目的是为了在接近再结晶温度的双相区温度区间内消除残余应力、使得材料内部残余应力充分消除，同时又不会使得其内部组织过分粗大，影响材料性能，为了提高其强度采用风冷的快速冷却方式，但此时由于风冷的快速冷却方式导致材料内存在着大量的马氏体α’相及亚稳β相，故为了获得稳定的组织，增加材料的塑性，进行低温退火热处理。采用本发明中的热处理制度可以有效的解决大功率激光熔化沉积TC11钛合金强度塑性不匹配及强度各向异性的问题。

附图说明

附图1是实施例1的热处理工艺示意图。

附图2是本发明中测试和表征试样的尺寸。

附图3是本发明试样∥BD的方向截面宏观形貌。

附图4是本发明试样⊥BD的方向截面宏观形貌。

附图5是本发明试样的OM表征的微观组织图。

附图6是本发明试样的SEM表征的微观组织图。

附图7是本发明试样的X射线衍射图谱。

具体实施方式

结合具体实施例，对本发明作进一步说明。应理解，这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。此外应理解，在阅读了本发明讲授的内容之后，本领域技术人员可以对本发明作各种改动或修改，这些等价形式同样落于本申请所限定的范围内。

在进一步描述本发明具体实施方式之前，应理解，本发明的保护范围不局限于下述特定的具体实施方案；还应当理解，本发明实施例中使用的术语是为了描述特定的具体实施方案，而不是为了限制本发明的保护范围。除非另外定义，本发明中使用的所有技术和科学术语与本技术领域技术人员通常理解的意义相同。下列实施例中未注明具体条件的试验方法，通常按照常规条件，或者按照各制造商所建议的条件。除实施例中使用的具体方法、设备、材料外，根据本技术领域的技术人员对现有技术的掌握及本发明的记载，还可以使用与本发明实施例中所述的方法、设备、材料相似或等同的现有技术的任何方法、设备和材料来实现本发明。

实施例1

采用下述方法制备一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法，包括以下步骤：

(1)、打印成型：以钛合金粉末为原料，采用激光熔化沉积技术进行打印，得到中间体，采用先打印外部轮廓，然后填充内部区域的打印策略，其中，激光功率为7500W，分层厚度为1mm，送粉速率为15～30g/min，打印外部轮廓的扫描速率为1300～1600mm/min，填充内部区域的扫描速率为1400～1700mm/min、扫描间距为3～3.5mm。

(2)、一次退火热处理：将将打印成型的中间体放入热处理炉中，加热至钛合金的双相区910℃并保温1小时，然后将中间体取出进行快速风冷至钛合金的α相区高温区600℃～800℃后，空冷至室温；

(3)、二次退火热处理：将经一次退火热处理的中间体再次放入热处理炉，加热至钛合金的α相区530℃并保温6小时，然后空冷至室温。

本实施例1中，所采用的钛合金粉末的组分含量按照质量百分比计为：

Al：6.32、Mo：3.38、Si：0.237、Zr：1.68、Fe：0.017、C：0.007、N：0.003、H：0.006、O：0.13wt％，余量为Ti。

将进行测试、表征的试样记为HT1。

对比例1

与实施例1的不同之处在于，一次退火的温度为950℃，其余与实施例1一致。

将进行测试、表征的试样记为HT2。

对比例2

与实施例1的不同之处在于，一次退火的温度为990℃，其余与实施例1一致。

将进行测试、表征的试样记为HT3。

对比例3

与实施例1的不同之处在于，以钛合金粉末为原料，采用步骤(1)打印成型得到中间体后未进行任何热处理。

将进行测试、表征的试样记为AD。

表1热处理制度

对实施例1、对比例1、对比例2、对比例3的成型产品进行力学性能的测试以及宏观组织和微观组织的表征。

力学性能测试：分别从TC11钛合金内部沿∥BD方向(沿沉积方向)及⊥BD(垂直沉积方向)方向取标准拉伸试样进行力学性能的测试，

宏观形貌和微观组织表征的测试样品的尺寸为：∥BD方向，取5mm×15mm×20mm的长方体试块，⊥BD方向取5mm×10mm×20mm长方体试块。如附图2所示。

光学显微镜(OM)宏观形貌表征：采用型号为VHX-5000光学超景深显微镜对试样的截面宏观形貌进行表征。

光学显微镜(OM)微观组织表征：采用型号为VHX-5000光学超景深显微镜对试样的截面微观组织进行测试表征。

扫描电子显微镜(SEM)表征：采用JMF-7900F扫描电子显微镜，对试样的截面微观形貌进行表征。

XRD分析：采用X射线衍射仪分析试样的物相信息，并得到其X射线衍射图谱。

试样的金相样品制备方法如下：依次使用80、80、180、240、320、400、600、1500目砂纸研磨后机械抛光，使用Kroll溶液(HNO₃∶HF∶H₂O的体积比为6∶3∶91)腐蚀。

附图3、附图4是试样的OM宏观形貌表征图，采用型号为VHX-5000光学超景深显微镜对试样的截面宏观形貌进行表征图。

其中，附图3是试样∥BD方向的截面宏观形貌，由附图3可以看出，未进行任何热处理的AD试样(附图3a)的宏观截面存在着明显的层带结构，此层带结构主要分为两部分，一部分为AD试样图中的白色条带，该条带产生的原因为下层材料受上层复杂热循环过程的影响而形成的热影响区(HAZ)，另一部分为被白色热影响带分隔开的黑色层间带(ILZ)。同时，∥BD方向上全部为沿温度梯度生长的柱状晶。随着热处理温度的升高，层带结构逐渐消失，这是由于随着热处理温度的升高，内部化学成分逐渐均匀并发生相变，使得热影响带与层间带之间的差别减小。

附图4是试样⊥BD方向的截面宏观形貌，⊥BD方向，未进行任何热处理的AD试样存在着明显的粗大等轴晶与细小等轴晶交替的组织结构，同时观察到三种热处理制度下⊥BD方向宏观形貌无明显差异，都为明显的等轴晶结构。

附图5是本发明试样的OM表征的微观组织图，采用型号为VHX-5000光学超景深显微镜对试样的微观组织进行表征。附图5中a：∥BD方向、AD试样；b：⊥BD方向、AD试样；c：∥BD方向、HT1试样；d：⊥BD方向、HT1试样；e：∥BD方向、HT2试样；f：⊥BD方向、HT2试样；g：∥BD方向、HT3试样；h：⊥BD方向、HT3试样。

有附图5a可以看出，未进行任何热处理的AD试样、∥BD方向微观组织由沿α晶界(α_GB)平行生长的细针状α团簇组成的魏氏组织，以及内部针状α/α’与基体β相组成的网篮状组织构成，同时可以观察到长条状的柱状晶平行排列。分别根据实验所得的金相图测量得到了组织内几组魏氏组织的长度，为了减少测量的误差及实验偶然性，对所得数据取平均值，得到了在∥BD方向AD试样、HT1试样、HT2试样、HT3试样魏氏组织长度分别为63.16μm、18.63μm、59.95μm、55.2μm，⊥BD方向AD试样、HT1试样、HT2试样、HT3试样的魏氏组织长度分别为22.57μm、29.69μm、40.36μm、55.17μm。

附图6是本发明试样的SEM表征的微观组织图，采用JMF-7900F扫描电子显微镜，对试样的截面微观形貌进行表征。附图5中a：∥BD方向、AD试样；b：⊥BD方向、AD试样；c：∥BD方向、HT1试样；d：⊥BD方向、HT1试样；e：∥BD方向、HT2试样；f：⊥BD方向、HT2试样；g：∥BD方向、HT3试样；h：⊥BD方向、HT3试样。

附图6a为SEM表征的∥BD方向、AD试样(即沉积态TC11钛合金)的微观组织图，沉积态TC11钛合金的主要结构为α_GB与晶内α+β相构成，α晶界的厚度约为1μm左右，晶内α团簇的平均厚度在0.6-0.8μm左右。因增材制造过程中复杂的热循环过程，在沉积态组织中也能观察到次生α相(α_s)的存在。⊥BD方向沉积态TC11钛合金试样的晶粒为明显等轴晶形状，并且除晶粒形状不同外，内部微观组织与∥BD方向微观组织基本一致，但⊥BD方向的微观组织更加均匀、细小，并且在⊥BD方向没有发现与∥BD方向相似的层带结构，见附图5b、附图6b。

附图5c-附图5h为三种不同一次退火温度的微观组织图，在HT1下可以观察到部分位置的α_GB厚度明显减小，整体α相的长径比增加。在HT2下α相长径比相较于沉积态和HT1时显著减小，发生了明显的粗化，并且在组织中发现一定的初生α相(α_P)的存在。在HT3下，α相长径比进一步减小组织粗化严重，由于退火温度较高α_p消失。此外，在图5a中观察到未经热处理α_GB为连续的长条状α相，在HT1下，连续的α_GB少部分位置发生破损、球化现象，随着退火温度的升高达到HT2时已球化的α_GB部分消失，并且破损、断裂的α发生了明显的粗化，当一次退火温度达到990℃时α晶界已完全球化为等轴的α相。在SEM观察下可以发现，在经过热处理后，部分β相穿过α_GB生长，甚至部分原连续α_GB已完全消失，如附图6g所示。同时观察到，⊥BD方向与∥BD方向在经热处理之后最为显著的变化为∥BD方向的α_GB发生了显著的破损、球化，而⊥BD方向的α_GB的这种现象却并不明显，这可能是由于柱状晶在双相区退火的条件下有着向等轴晶转化的倾向，故α_GB的球化、破损会优先在∥BD方向的柱状晶区发生，如附图5d、附图5f、附图5h、附图6d、附图6f、附图6h所示。

附图7是本发明试样的X射线衍射图谱，采用X射线衍射仪分析试样的物相信息，附图7中a：∥BD方向，b：⊥BD方向。从图中可以得到LMD TC11钛合金∥BD方向与⊥BD方向的相组成为密排六方(HCP)结构的α相及体心立方(BCC)结构的β相，在∥BD方向最大衍射峰角度(2θ)沉积态、HT1、HT2、HT3分别为40.5351、40.5074、40.5418、40.5155，在⊥BD方向最大衍射峰角度(2θ)沉积态、HT1、HT2、HT3分别为40.6686、40.8888、40.3494、40.7424。

同时为了能够确定上述不同宏观及微观组织对材料综合力学性能的影响，通过室温拉伸实验获得了∥BD及⊥BD方向沉积态及热处理后材料的屈服强度、抗拉强度、伸长率、断面收缩率四个力学性能指标，为了减少实验偶然性对结果的影响，分别对热处理条件下及沉积态试样进行了三次重复实验，对所获得的四个力学性能指标取平均值，具体数值见表2-表9。

表2∥BD、AD试样的力学性能

表3∥BD、HT1试样的力学性能

表4∥BD、HT2试样的力学性能

表5∥BD、HT3试样的力学性能

表6⊥BD、AD试样的力学性能

表7⊥BD、HT1试样的力学性能

表8⊥BD、HT2试样的力学性能

表9⊥BD、HT3试样的力学性能

由以上数据可以得出，在∥BD方向三种热处理制度在一定程度上都能提高沉积态TC11钛合金的延伸率，但同时会降低其抗拉及屈服强度。在⊥BD方向三种热处理制度与∥BD方向一样会降低材料的抗拉强度，同时HT2、HT3热处理制度下还会降低材料的伸长率，即材料的塑性也会降低。为了定量分析三种热处理制度对材料综合力学性能的影响，本发明中采用强塑积评判三种热处理制度对材料综合力学性能的影响，如下式。

Z＝R_m×A

式中R_m为抗拉强度、A为伸长率。数值越大则表示材料的综合力学性能越高，通过Z来确定最优的热处理制度。通过计算得到了∥BD方向上AD、HT1、HT2、HT3的强塑积分别为14332.44(MPa·％)、15820.38(MPa·％)、14793.28(MPa·％)、16220.52(MPa·％)，⊥BD方向上AD、HT1、HT2、HT3的强塑积分别为10595.13(MPa·％)、10424.26(MPa·％)、10247.42(MPa·％)、9233.81(MPa·％)。通过两个方向上的强塑积计算可得HT1热处理制度为三组热处理制度中能够提升材料综合力学性能及强塑性匹配最优的热处理制度。

同时，本发明还注意到了激光熔化沉积TC11钛合金存在着明显的力学性能各向异性。通过计算比较得到无论是否经过热处理⊥BD方向的抗拉强度都要高于∥BD方向的抗拉强度，沉积态∥BD方向的抗拉强度相较于⊥BD方向低59.34Mpa，经HT1热处理后两个方向抗拉强度各向异性下降3％，而经HT2、HT3热处理后两个方向的抗拉强度的各向异性分别上升11％、4％，故HT1热处理制度不仅可以调控激光熔化沉积TC11钛合金的强塑性匹配问题，同时也可一定程度上缓解其抗拉强度的各向异性。

为了解决大功率激光熔化沉积技术制备的TC11钛合金强塑性不匹配及各向异性的问题，提出了一种热处理制度，同时为了验证此热处理制度为最优热处理制度设置了三组对照组进行验证。

三种热处理制度都在一定程度上降低了∥BD方向的抗拉及屈服强度，这是由于激光熔化沉积TC11钛合金组织内存在着大量的α’相，该相由于内部的位错密度较大，故其强度较高但塑性较差，所以这就导致了沉积态TC11钛合金∥BD方向的强度较高，但塑性较差的力学性能特征，经三种不同的热处理过后，其内部的α’相会分解成α+β相，这两相的塑性相较于α’相有着较大的提升，故经三种热处理∥BD方向上的强度有所下降但塑性相应提高。由上述测量结果可以得到∥BD方向魏氏组织的长短与材料的抗拉强度成正比而⊥BD方向魏氏组织长度与塑性成反比。众所周知，魏氏组织是一种硬而脆的组织，它的存在势必会与材料内其他组织特征协同引起材料力学性能的变化，∥BD方向沉积态魏氏组织最长，随着热处理温度的升高，魏氏组织的长度在910℃发生显著的减小，随后在950℃与990℃时又显著长大至与沉积态相似。⊥BD方向沉积态HT3热处理制度下魏氏组织最长，HT2热处理制度下魏氏组织长度仅次于HT3热处理制度下魏氏组织长度，沉积态与HT1长度相近，HT1热处理制度下魏氏组织的长度仍然为最短的。与α_GB的破损、球化现象相结合可以得到，∥BD方向上HT1热处理制度对抗拉强度的降低为三种热处理制度中最大的，这是由于在910℃的一次退火温度下，组织内魏氏组织的长度会显著降低故会大幅度降低其强度而增加塑性。在退火温度为950℃时，其抗拉强度为三种热处理制度中降低最小的，这是由于在该一次退火温度下，魏氏组织的长度与沉积态相近，并且α_GB的破损程度相对990℃时较低，由晶界造成的位错塞积而引起的加工硬化，导致其强度相较于沉积态降低较小，但同时这也会降低其塑性的提升。在退火温度为990℃时，其抗拉强度降低也较为明显，这是由于在该退火温度下，其α_GB球化、破损现象非常显著，故加工硬化作用降低造成了抗拉强度的降低，但同时，α_GB的破损、球化也会大幅提升其塑性。⊥BD方向上抗拉强度的趋势与∥BD方向基本一致，但观察到HT2热处理制度下⊥BD方向的强度在经热处理后不但没有降低反而提升了3MPa。通过X射线衍射仪得到了∥BD方向与⊥BD方向的XRD图谱，同时将最强的衍射峰放大，见附图7a、附图7b。众所周知，衍射峰角度越小，其晶格参数越大，晶格畸变越大，越容易引起位错塞积从而增强其强度降低其塑性，从图中可以得到由魏氏组织与α_GB主导的∥BD方向的晶格畸变程度与抗拉强度的吻合程度较差证明其强度与塑性与晶格畸变程度相关性较小，而⊥BD方向的抗拉强度与晶格畸变程度吻合度较高证明该方向的抗拉强度与晶格畸变相关，而随着温度的升高⊥BD方向上的魏氏组织长度升高从而导致其塑性的显著降低。

同时，经计算得到了HT1热处理制度还可以缓解激光熔化沉积TC11钛合金强度各向异性的问题。

综上，在HT1热处理制度下材料内部的魏氏组织长度较短，⊥BD方向晶格畸变程度较小，在保证两个方向的抗拉强度均超过1000MPa的同时使得其两个方向的伸长率都超过或接近10％，且∥BD方向α_GB破损程度较小与⊥BD方向差距较小，并且HT1热处理制度下可以均匀内部组织，故在一定程度上可以缓解各向异性。由此证明了HT1热处理制度的优越性。

Claims

1.一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法，其特征在于，包括以下步骤：

2.如权利要求1所述的一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法，其特征在于，包括以下步骤：

3.如权利要求1或2所述的一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法，其特征在于，采用激光熔化沉积技术进行打印时，采用先打印外部轮廓，然后填充内部区域的打印策略。

4.如权利要求1或2所述的一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法，其特征在于，采用激光熔化沉积技术进行打印时，工艺参数为：分层厚度为1mm，送粉速率为15～30g/min，打印外部轮廓的扫描速率为1300～1600mm/min，填充内部区域的扫描速率为1400～1700mm/min、扫描间距为3～3.5mm。

5.如权利要求1所述的一种高效激光增材制造钛合金及改善其各向异性的热处理方法，其特征在于，所述钛合金粉末的组分含量按照质量百分比计为：Al：6.32、Mo：3.38、Si：0.237、Zr：1.68、Fe：0.017、C：0.007、N：0.003、H:0.006、O：0.13wt％，余量为Ti。