增材製（zhì）造是一項（xiàng）革命（mìng）性的技術，為零部件的近淨成形和靈活設（shè）計提（tí）供了（le）一（yī）種（zhǒng）有前景的方法。鈦基合金（jīn）是應用於AM工藝的最成熟的合金（jīn）之一，並且AM鈦合金（jīn）零件具有與鍛件相當的靜載力學性能（néng）。然而，AM固有的高冷卻速率和高溫度（dù）梯度通常會在鈦合（hé）金中產生沿沉積（jī）方向外延生長的（de）粗（cū）大柱狀β晶粒和長達幾厘米（mǐ）的連續晶界α相，從而導致（zhì）明顯的機械（xiè）性能各向異（yì）性和（hé）較差的低周疲勞性能，這極大地限（xiàn）製（zhì）了AM的鈦合金零件的廣泛（fàn）應用。因此，非常期望在AM的鈦合金（jīn）中獲得細（xì）等軸的β晶（jīng）粒。

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

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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（céng）由柱狀晶和等軸晶組成，而Ti6Al4V3Ni和（hé）Ti6Al4V3Ni0.05B的顯微組織則是全等軸β晶粒。與（yǔ）Ti6Al4V相比，Ti6Al4V3Ni和（hé）Ti6Al4V3Ni0.05B的最後一層的等軸晶平均尺（chǐ）寸分別減小了48%和69%，達到（dào）111μm和65μm。與Ti6Al4V3Ni相比，Ti6Al4V3Ni0.05B沉（chén）積件獲得了一個更大的含有更（gèng）細等軸（zhóu）晶的區域。

圖（tú）1. Ti6Al4VxNiyB頂部的β晶粒和（hé）最後一層的初始（shǐ）凝固機製。(a,d) Ti6Al4V; (b,e) Ti6Al4V3Ni; (c,f) Ti6Al4V3Ni0.05B; (g) 晶粒尺寸d0與1/Q的關係圖（tú）。TE是平衡（héng）液相溫度，?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織。相應地，β-晶粒的平均尺寸d分別為624μm和207μm；β-晶粒粗化程度m（m=d/d0）分別為（wéi）5.6和3.2。值得注意的是（shì），隻有0.05wt%的B確（què）實將Ti6Al4V3Ni0.05B的m降低到接近（jìn）Ti6Al4V3Ni的一（yī）半，使Ti6Al4V3Ni0.05B的d顯著減少（shǎo）約（yuē）67%。當（dāng）沉積第n層附近（jìn）的後（hòu）續沉積層（céng）時，隻（zhī）有相鄰的幾個（gè）再加熱（rè）的高溫熱循環（Tβ

圖2.激光立體成（chéng）形Ti6Al4V3NiyB沉積件中部的β晶粒及模擬的晶粒（lì）尺寸和粗化（huà）程度：(a) Ti6Al4V3Ni和（hé）(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（shù）（Tβ

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

如圖3所示，與Ti6Al4V相比，Ni的添加產生了Ti2Ni（139nm），並（bìng）減小了Ti6Al4V3Ni中α板條的長寬比。對於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（chù）理後的Ti6Al4V3Ni0.05B，Ni幾乎完全固溶（róng）在（zài）β基體中，形成（α-Ti+β-Ti）的微觀（guān）組織，並有少量殘留的Ti2Ni（<0.01vol.%）。

如圖4a所示，與Ti6Al4V相比，沉積態的Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B的屈服強度（YS）和極限抗拉強度（UTS）都有所提高，而斷裂伸長率（EL）有所下降。這歸因於Ti2Ni的強化和脆化（huà）作用。與Ti6Al4V3Ni相比，沉積態的Ti6Al4V3Ni0.05B的所有YS、UTS和EL都（dōu）得到（dào）了改（gǎi）善，特別是縱向EL增加（jiā）了約3.4倍（2.1%）。這可能是由於較細的等（děng）軸晶粒和α板條引（yǐn）起的相對分散（sàn）的Ti2Ni的不利影響被削弱。在對Ti6Al4V3Ni0.05B進行熱處理後，在沒有機械各向異性的情況下（xià），EL明顯增加（jiā），UTS也略微提高（gāo）（橫向（xiàng）：6.87%，1231Mpa；縱向：6.97%，1230Mpa）（圖4（a）和（c））。EL的明顯增強歸因於（yú）Ti2Ni的幾乎完全消失，這有利於位錯的移動和不同相的協調變形。UTS的改善是由（yóu）於更細的α-板（bǎn）條的強化和Ni的固（gù）溶強化。

如圖4b所示，與DED製造的Ti-Cu合金相比，熱（rè）處理的Ti6Al4V3Ni0.05B的機械性能（néng）表現出更高的強度，且塑性相當。與DED的Ti6Al4V相比，熱（rè）處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B的YS明顯更高，EL介於Ti6Al4V的橫向和縱向（xiàng）EL之間。同時，熱處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B的綜合拉伸性能與ASTM標（biāo）準中的鑄造和鍛造Ti6Al4V相當。

圖4. Ti6Al4VxNiyB合（hé）金的機（jī）械性能：(a) 代表性的工程應（yīng）力-應變曲線，(b)熱處（chù）理的（de）Ti6Al4V3Ni0.05B的拉伸性（xìng）能與DED的Ti-Cu和Ti6Al4V以及ASTM標準的Ti6Al4V相當，(c) 各向異性（xìng）。

綜上所述，通過在凝固和（hé）後續熱循環期間協同控製β晶粒，以及固溶+淬火熱處理，本文（wén）獲得了（le）一種在AM鈦合金（jīn）中實現完全等軸細小β晶粒並具（jù）有良好綜合拉伸性能的合金設計方法。由於Ni顯著（zhe）增大了成分過冷，在Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B中都獲得了全等（děng）軸的β晶粒。與Ti6Al4V3Ni相比，Ni和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（wēi）量B增加了晶粒粗化指數和激活（huó）能，熱循環期間的晶粒粗（cū）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（yǐ）在凝固的等軸晶中實現1+1>2的晶粒細化效（xiào）果，並且微量B在再熱循環（huán）和凝固期間對β晶粒的細化起著同等（děng）重要的作用。細小的全等軸β晶粒和晶內的（de）（α-Ti+β-Ti）微（wēi）觀組織（zhī）使得熱處理（lǐ）後的Ti6Al4V3Ni0.05B的（de）強度和塑性都有所（suǒ）提高，與DED的Ti6Al4V相當。這些（xiē）發現為AM鈦合金的晶粒組織控製和成分設計提供了重要的指導。