增材製造是一項革命性（xìng）的技術，為零部件的近淨成形和靈活設計（jì）提（tí）供了一種有前景的方法。鈦（tài）基合金是應用於AM工藝的最成熟的合金之一，並且AM鈦合金零件具有與鍛件相當的靜載力學性能。然而，AM固有的高（gāo）冷卻速率和高溫度梯度通常會在鈦合金中產生沿（yán）沉積（jī）方向外延生長的粗大柱狀β晶（jīng）粒和長達（dá）幾厘米的連續晶（jīng）界α相，從而導致明顯的機械性能各（gè）向異性和較差的低（dī）周疲勞性能，這極大地限製（zhì）了AM的鈦合金零件的廣泛應用。因此，非常期（qī）望在AM的鈦合金（jīn）中獲得細等軸的β晶粒（lì）。

本文選擇（zé）低含量Ni和微量B做為DED的Ti6Al4V的合金化元素，在凝固（gù）和隨後的熱（rè）循環中協同控製（zhì）β晶粒。結（jié）合實驗觀察和有限（xiàn）元熱模擬，分別研究了DED的Ti6Al4VxNiyB在凝固（gù）和後續熱循環期間的β晶粒（lì）形態和尺寸。此（cǐ）外，還分析了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。

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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（shì）意圖。Ti6Al4V的（de）最後一層由柱狀晶和等軸晶（jīng）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（píng）均尺寸分別減（jiǎn）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的（de）含有更細等軸晶的區域。

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) 晶粒尺（chǐ）寸d0與1/Q的關係圖。TE是平衡液相溫度，?Tn是形核的臨界過冷度）

圖2給（gěi）出（chū）了Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B沉積（jī）件（jiàn）中部的微（wēi）觀組織。相應（yīng）地，β-晶（jīng）粒的平（píng）均尺（chǐ）寸（cùn）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。值得注意的是，隻有（yǒu）0.05wt%的B確實將（jiāng）Ti6Al4V3Ni0.05B的m降低到接近Ti6Al4V3Ni的一半，使Ti6Al4V3Ni0.05B的d顯著減少約67%。當沉積第（dì）n層附近的後續沉積層（céng）時，隻有相鄰的幾（jǐ）個再加熱的高溫熱循（xún）環（Tβ

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

圖3. 在Ti6Al4VxNiyB沉積件中部的微（wēi）觀組織。沉積（jī）態：（a）Ti6Al4V，（b）Ti6Al4V3Ni，和（c）Ti6Al4V3Ni0.05B，（d）熱處（chù）理的Ti6Al4V3Ni0.05B

如圖（tú）3所示，與Ti6Al4V相比，Ni的添加產生了Ti2Ni（139nm），並減小了Ti6Al4V3Ni中α板條（tiáo）的長寬比。對於Ti6Al4V3Ni0.05B，除了（le）在α板（bǎn）條之間有大量（liàng）的Ti2Ni，還形成了一些（xiē）TiB相，α板條被細化。對於熱（rè）處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B，Ni幾乎完全（quán）固溶在β基體中，形成（α-Ti+β-Ti）的微觀組織，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（jí）限抗拉強度（UTS）都有所提高，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板條引起的相對分散的Ti2Ni的不利影響被削弱。在對Ti6Al4V3Ni0.05B進行熱處理後，在沒有機（jī）械各向異性的情況下，EL明顯增加，UTS也略微提高（橫（héng）向：6.87%，1231Mpa；縱向：6.97%，1230Mpa）（圖4（a）和（c））。EL的（de）明顯增強歸因於Ti2Ni的幾乎完全消失，這有利於（yú）位錯的移動和不同相的協調（diào）變形。UTS的（de）改善是（shì）由於更細的α-板條的強化和Ni的固溶強化。

如圖4b所示，與DED製造的Ti-Cu合金相比（bǐ），熱處理的Ti6Al4V3Ni0.05B的機械性能表現出更高（gāo）的強度，且（qiě）塑性相當。與DED的Ti6Al4V相比，熱處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B的YS明（míng）顯更高，EL介於Ti6Al4V的（de）橫（héng）向和（hé）縱向EL之間。同時，熱處理（lǐ）後的Ti6Al4V3Ni0.05B的綜合拉伸性能與ASTM標準中的鑄造和鍛造Ti6Al4V相當。

圖4. Ti6Al4VxNiyB合金的機械性能（néng）：(a) 代表性（xìng）的工程應力-應變曲線，(b)熱處理的Ti6Al4V3Ni0.05B的拉（lā）伸性能與DED的Ti-Cu和Ti6Al4V以及ASTM標準的Ti6Al4V相當，(c) 各（gè）向異性。

綜上所述，通過在凝固和後續熱循環期間協同控製β晶（jīng）粒，以及固溶（róng）+淬火熱處理，本文獲得（dé）了一種在（zài）AM鈦合金（jīn）中實現完全（quán）等軸（zhóu）細小β晶粒並（bìng）具有良好（hǎo）綜合拉伸性能的合金設計方法。由於Ni顯（xiǎn）著增大了成分過冷，在Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B中都獲得了全等軸的β晶粒。與Ti6Al4V3Ni相比，Ni和B的協同作用使Ti6Al4V3Ni0.05B凝固獲得的晶（jīng）粒尺寸減少了~50%；由於微量B增加了（le）晶粒粗化指數和激活能，熱循環（huán）期間的晶粒（lì）粗化程度（dù）進一步減少~50%。這首次揭（jiē）示了通過複合添加Ni和B可以在（zài）凝固的等軸晶中（zhōng）實現1+1>2的晶粒細化（huà）效果，並且微量B在再熱循環和凝固（gù）期間對β晶粒的細化起著同等重要的作用。細小的（de）全等軸（zhóu）β晶粒和（hé）晶內的（α-Ti+β-Ti）微觀組織使得熱處理後的Ti6Al4V3Ni0.05B的強度和塑性都（dōu）有所提高，與DED的Ti6Al4V相當。這些發現為AM鈦（tài）合金的晶粒組（zǔ）織控製（zhì）和成分設計提供了重要的指導（dǎo）。