增材製造是一項革命性的技術，為零部件的近淨成形和靈活設計提（tí）供了一種（zhǒng）有前（qián）景的方（fāng）法。鈦基合金是應用於AM工藝（yì）的最成熟的（de）合金之一（yī），並且AM鈦合金零件具有與鍛（duàn）件相當的靜載力學性能。然而，AM固有的高冷卻速率和高溫度梯度通常會（huì）在鈦合金中產生沿沉積方向外延生長的粗大柱（zhù）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（xìng）能各向異（yì）性和較差的低周疲勞（láo）性能（néng），這極大地限製了AM的鈦合金零件（jiàn）的廣泛應用。因此，非常期望在AM的鈦合金中獲得細等軸的β晶粒。

本（běn）文選擇低含量Ni和微量B做為DED的Ti6Al4V的合金化元素（sù），在凝（níng）固和隨後的熱（rè）循環中協同控製β晶粒。結合實驗觀察和有限（xiàn）元熱模擬，分別研究（jiū）了DED的Ti6Al4VxNiyB在凝固和後續（xù）熱循環期間的β晶粒形態和尺寸。此外，還分析了（le）拉伸性能及其各向異性。相關研究成果以題（tí）“Achieving fully-equiaxed fine β-grains in titanium alloy produced by additive manufacturing”發表在期刊Materials Research Letters上。

論文鏈接（jiē）：

https://doi.org/10.1080/21663831.2022.2115323

圖1給出了Ti6Al4VxNiyB鈦合金頂部的β晶粒及其形成機理示意圖。Ti6Al4V的最後一層由柱狀晶和等軸晶組成，而Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B的顯微組織則是全等軸β晶粒。與Ti6Al4V相比，Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B的最後一層的等軸晶平均尺（chǐ）寸分（fèn）別減小了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）的含有更細等軸晶的區（qū）域。

圖1. Ti6Al4VxNiyB頂部的β晶粒和最後一層的初始凝固機製。(a,d) Ti6Al4V; (b,e) Ti6Al4V3Ni; (c,f) Ti6Al4V3Ni0.05B; (g) 晶粒尺寸d0與（yǔ）1/Q的關係圖。TE是平衡液（yè）相溫度（dù），?Tn是形核的臨界過冷度）

圖2給出（chū）了Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B沉積件中部的微觀組（zǔ）織（zhī）。相應地（dì），β-晶粒的平均尺寸d分別為624μm和（hé）207μm；β-晶（jīng）粒粗化程度m（m=d/d0）分別為5.6和3.2。值得注意（yì）的（de）是，隻有（yǒu）0.05wt%的B確實將Ti6Al4V3Ni0.05B的m降低到（dào）接近（jìn）Ti6Al4V3Ni的一（yī）半，使Ti6Al4V3Ni0.05B的d顯著減少約67%。當沉積（jī）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（lì）體成形Ti6Al4V3NiyB沉積件中（zhōng）部的β晶粒及（jí）模擬的晶粒尺寸和粗化程度：(a) Ti6Al4V3Ni和(b) Ti6Al4V3Ni0.05B; (c) β-晶粒尺寸和粗化程度m; (d) 預測的d0VS m (e) Ti6Al4V3Ni和(f) Ti6Al4V3Ni0.05B中模擬的△di, d=d0+Σ△di, △Mi和M=Σ△Mi與熱循環次數（Tβ

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

如圖3所示，與Ti6Al4V相比，Ni的添加產生了Ti2Ni（139nm），並減（jiǎn）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Ti2Ni，還形成了一些TiB相，α板（bǎn）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，並有（yǒu）少量殘留的Ti2Ni（<0.01vol.%）。

如圖4a所示，與Ti6Al4V相（xiàng）比（bǐ），沉（chén）積態的Ti6Al4V3Ni和（hé）Ti6Al4V3Ni0.05B的屈服強度（YS）和極限（xiàn）抗拉強度（UTS）都有所提高，而（ér）斷裂伸長率（EL）有（yǒu）所下降。這（zhè）歸因於Ti2Ni的強化（huà）和脆化作用。與Ti6Al4V3Ni相（xiàng）比，沉積態的Ti6Al4V3Ni0.05B的所有YS、UTS和EL都得到了改善，特別是縱向（xiàng）EL增加了約（yuē）3.4倍（2.1%）。這可能是由於較細的等軸（zhóu）晶粒和α板條引起的（de）相對分散的Ti2Ni的（de）不利影響被削弱。在對Ti6Al4V3Ni0.05B進行（háng）熱處理後，在沒有機械各向異性的情況下，EL明（míng）顯增（zēng）加，UTS也略微（wēi）提高（橫向：6.87%，1231Mpa；縱向：6.97%，1230Mpa）（圖4（a）和（hé）（c））。EL的明顯（xiǎn）增強歸因於Ti2Ni的幾乎完全消失，這有利於（yú）位錯的（de）移動和不同相的（de）協調變（biàn）形。UTS的改善是由於更（gèng）細的（de）α-板條的強化和Ni的（de）固（gù）溶強（qiáng）化。

如（rú）圖4b所示，與DED製造的Ti-Cu合金相比，熱處理的Ti6Al4V3Ni0.05B的機械性能表現出更高的強度，且塑性相當（dāng）。與DED的Ti6Al4V相（xiàng）比，熱處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B的YS明顯（xiǎn）更高，EL介於Ti6Al4V的橫向和縱向EL之間。同（tóng）時，熱處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B的綜合拉伸性能與ASTM標準中的鑄（zhù）造和（hé）鍛造Ti6Al4V相（xiàng）當。

圖4. Ti6Al4VxNiyB合金的機械性能：(a) 代表性的工（gōng）程應力-應變曲線（xiàn），(b)熱處理的Ti6Al4V3Ni0.05B的（de）拉伸性能與DED的Ti-Cu和Ti6Al4V以及（jí）ASTM標準的Ti6Al4V相當，(c) 各向異性。

綜上所述，通過在凝（níng）固和後續（xù）熱循（xún）環（huán）期（qī）間協同（tóng）控製β晶粒，以及固溶+淬火熱處理，本文獲得了一種在AM鈦合金中實現完全等軸細小β晶粒並具有良好綜合拉（lā）伸（shēn）性（xìng）能的合（hé）金（jīn）設計方（fāng）法。由於Ni顯著增大了成分過冷，在（zài）Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B中（zhōng）都獲得了全（quán）等軸的β晶粒。與Ti6Al4V3Ni相比，Ni和（hé）B的協同作用使Ti6Al4V3Ni0.05B凝固獲得的晶粒尺寸減少了~50%；由於微量B增（zēng）加了晶粒（lì）粗化指（zhǐ）數和激（jī）活能，熱循環期間的晶（jīng）粒粗化程度進一步減少~50%。這首次揭示了通過複合添加Ni和B可以在凝固的等軸晶中實現1+1>2的晶粒細化效果，並且微（wēi）量B在（zài）再熱循環和（hé）凝固期間對（duì）β晶粒的細化起（qǐ）著同（tóng）等重要的作用。細小的全等軸β晶粒（lì）和晶內的（α-Ti+β-Ti）微觀組織（zhī）使得熱處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B的強度和塑性都有（yǒu）所提高，與DED的Ti6Al4V相當。這些發現為AM鈦（tài）合金的（de）晶粒組織控製和成分設計提（tí）供了（le）重要（yào）的指（zhǐ）導。