增材（cái）製造是一（yī）項革命性的（de）技術，為零部件（jiàn）的近淨成形和（hé）靈活設計提供了一種（zhǒng）有前景（jǐng）的方法。鈦基合金是應用於AM工藝的最成熟的合金之一，並且AM鈦合金（jīn）零件具有與鍛件相當（dāng）的靜載力學性能。然而，AM固有的高冷卻速率和高溫度梯度通常會在鈦合（hé）金中（zhōng）產生沿沉積方向（xiàng）外（wài）延生長的粗大柱狀β晶粒和長達幾厘米的（de）連續晶界α相，從而導致明顯的機械性能各向異性和較（jiào）差的低周疲勞性能，這（zhè）極大地限製了AM的鈦合金零件的廣泛應用。因此，非常（cháng）期望（wàng）在AM的鈦合金中獲得細（xì）等軸的（de）β晶粒。

本文選擇低含量Ni和微量B做為DED的Ti6Al4V的合金化元素，在凝固和（hé）隨後的熱循（xún）環中協同（tóng）控製β晶粒。結（jié）合實驗觀察和有限元（yuán）熱模擬，分（fèn）別研究了DED的Ti6Al4VxNiyB在（zài）凝固和後續（xù）熱（rè）循環期間的β晶粒形態和尺寸。此外，還分析了拉伸性能及其各向異性（xìng）。相關研究成（chéng）果以題“Achieving fully-equiaxed fine β-grains in titanium alloy produced by additive manufacturing”發表在期刊Materials Research Letters上。

論文（wén）鏈接：

https://doi.org/10.1080/21663831.2022.2115323

圖1給出了Ti6Al4VxNiyB鈦合金頂部的β晶粒及其形成（chéng）機理示意（yì）圖。Ti6Al4V的最後一層由柱狀晶和等軸晶（jīng）組成，而Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B的（de）顯（xiǎn）微組織（zhī）則是全（quán）等軸β晶粒。與Ti6Al4V相比，Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B的最後一層的等軸晶平均尺寸分別（bié）減小了48%和69%，達到111μm和65μm。與Ti6Al4V3Ni相比，Ti6Al4V3Ni0.05B沉積件獲得了一個更大（dà）的含有更細等軸（zhóu）晶的（de）區域。

圖1. Ti6Al4VxNiyB頂部的β晶（jīng）粒和最後一層的初始凝固機製。(a,d) Ti6Al4V; (b,e) Ti6Al4V3Ni; (c,f) Ti6Al4V3Ni0.05B; (g) 晶（jīng）粒尺寸d0與1/Q的關係圖。TE是（shì）平衡液相溫度，?Tn是形（xíng）核的（de）臨界（jiè）過冷度）

圖2給出了Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B沉積件（jiàn）中部的（de）微觀組（zǔ）織。相應地，β-晶粒的平均（jun1）尺寸d分別為624μm和207μm；β-晶粒粗化程度m（m=d/d0）分別為5.6和3.2。值得（dé）注意的是，隻有0.05wt%的B確實將Ti6Al4V3Ni0.05B的m降低到接近Ti6Al4V3Ni的一半，使（shǐ）Ti6Al4V3Ni0.05B的d顯著減少約67%。當沉積第n層附近的後續沉積層時，隻有相鄰的幾個再加熱的高溫熱循環（Tβ

圖2.激光立體成（chéng）形Ti6Al4V3NiyB沉（chén）積件中部的β晶粒（lì）及模擬的（de）晶粒尺寸（cùn）和粗化程度：(a) Ti6Al4V3Ni和(b) Ti6Al4V3Ni0.05B; (c) β-晶粒尺寸（cùn）和粗化程度m; (d) 預測的（de）d0VS m (e) Ti6Al4V3Ni和(f) Ti6Al4V3Ni0.05B中模擬（nǐ）的△di, d=d0+Σ△di, △Mi和M=Σ△Mi與熱循環次數（Tβ

圖3. 在（zài）Ti6Al4VxNiyB沉（chén）積件中部的微（wēi）觀（guān）組織。沉積態：（a）Ti6Al4V，（b）Ti6Al4V3Ni，和（c）Ti6Al4V3Ni0.05B，（d）熱處理（lǐ）的（de）Ti6Al4V3Ni0.05B

如圖3所示，與Ti6Al4V相比，Ni的添加產（chǎn）生了（le）Ti2Ni（139nm），並減小了Ti6Al4V3Ni中α板條的長寬比。對（duì）於Ti6Al4V3Ni0.05B，除了在α板條之間有大量的（de）Ti2Ni，還形成了一些TiB相，α板條被細化。對於熱處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B，Ni幾乎完全固溶在β基體中，形成（α-Ti+β-Ti）的微觀組織（zhī），並有少量殘留的Ti2Ni（<0.01vol.%）。

如圖（tú）4a所示，與Ti6Al4V相比，沉積態的Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B的屈服強度（YS）和極限抗（kàng）拉強度（UTS）都（dōu）有所提高，而斷（duàn）裂伸長率（EL）有所下降。這歸因於Ti2Ni的強化和（hé）脆化（huà）作用。與Ti6Al4V3Ni相比（bǐ），沉積態的Ti6Al4V3Ni0.05B的所有YS、UTS和（hé）EL都得到了改善，特別是縱向EL增加了約3.4倍（2.1%）。這可能是由於較細的等軸晶粒和α板條引起（qǐ）的相（xiàng）對分散的Ti2Ni的不（bú）利影響（xiǎng）被削弱。在對Ti6Al4V3Ni0.05B進行熱處理後，在沒（méi）有機（jī）械各向異性的情況下，EL明顯增加，UTS也略微提高（橫向：6.87%，1231Mpa；縱向（xiàng）：6.97%，1230Mpa）（圖4（a）和（c））。EL的明顯增強歸因於Ti2Ni的幾乎完全消（xiāo）失，這有（yǒu）利（lì）於（yú）位錯（cuò）的移動和不同相的協調變形。UTS的改（gǎi）善是由於更細的α-板條（tiáo）的強化和Ni的固溶（róng）強化。

如（rú）圖4b所示，與DED製造的（de）Ti-Cu合金相比，熱處理的Ti6Al4V3Ni0.05B的機械性能表現出更高的（de）強度，且塑性相當。與DED的Ti6Al4V相比，熱處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B的YS明顯（xiǎn）更高，EL介（jiè）於Ti6Al4V的橫向和縱向EL之間。同時，熱處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B的綜合拉伸性能與ASTM標準中的（de）鑄造（zào）和鍛造Ti6Al4V相當。

圖4. Ti6Al4VxNiyB合金的（de）機械性能：(a) 代表性（xìng）的工（gōng）程應（yīng）力-應變曲線，(b)熱處（chù）理的Ti6Al4V3Ni0.05B的拉伸（shēn）性能與DED的Ti-Cu和Ti6Al4V以及ASTM標準（zhǔn）的Ti6Al4V相當，(c) 各向異性。

綜（zōng）上所述，通過在凝固和後（hòu）續熱循環期間協同控製β晶粒，以（yǐ）及固溶+淬火熱處理，本文獲得了一種在AM鈦合金（jīn）中實現完全等軸細小β晶粒並具有良好綜合拉伸性能的合金設計方法。由於Ni顯著增大了成分過冷，在Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B中都獲（huò）得了全等軸的β晶粒。與Ti6Al4V3Ni相比，Ni和B的（de）協同作用使Ti6Al4V3Ni0.05B凝固獲得的晶（jīng）粒尺寸減少了~50%；由於微量B增加了晶粒粗化指數和激活能，熱循環期間的晶（jīng）粒粗化程度進一步減少~50%。這（zhè）首次揭示了通過複合添加（jiā）Ni和B可以在凝固的等（děng）軸晶中實現1+1>2的（de）晶（jīng）粒細化效果，並且微量B在再熱循環和凝固期間對β晶粒的（de）細化起著同等重要的作用。細小的全等（děng）軸β晶粒（lì）和晶內的（α-Ti+β-Ti）微觀組織（zhī）使得（dé）熱處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B的強度和塑性都有所提高，與（yǔ）DED的（de）Ti6Al4V相當。這些發現為AM鈦合金的晶粒（lì）組織控製（zhì）和成分設計提供了重要的指導。