增材制造是一項革命性的技術，為零部件的近凈成形和靈活設計提供了一種有前景的方法。鈦基合金是應用于AM工藝的最成熟的合金之一，并且AM鈦合金零件具有與鍛件相當的靜載力學性能。然而，AM固有的高冷卻速率和高溫度梯度通常會在鈦合金中產生沿沉積方向外延生長的粗大柱狀β晶粒和長達幾厘米的連續晶界α相，從而導致明顯的機械性能各向異性和較差的低周疲勞性能，這極大地限制了AM的鈦合金零件的廣泛應用。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，在凝固和隨后的熱循環中協同控制β晶粒。結合實驗觀察和有限元熱模擬，分別研究了DED的Ti6Al4VxNiyB在凝固和后續熱循環期間的β晶粒形態和尺寸。此外，還分析了拉伸性能及其各向異性。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。

　　論文鏈接：

　　https://doi.org/10.1080/21663831.2022.2115323

　　圖1給出了Ti6Al4VxNiyB鈦合金頂部的β晶粒及其形成機理示意圖。Ti6Al4V的最后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的最后一層的等軸晶平均尺寸分別減小了48%和69%，達到111μm和65μm。與Ti6Al4V3Ni相比，Ti6Al4V3Ni0.05B沉積件獲得了一個更大的含有更細等軸晶的區域。

　　圖1.  Ti6Al4VxNiyB頂部的β晶粒和最后一層的初始凝固機制。(a,d) Ti6Al4V; (b,e) Ti6Al4V3Ni; (c,f) Ti6Al4V3Ni0.05B; (g) 晶粒尺寸d0與1/Q的關系圖。TE是平衡液相溫度，?Tn是形核的臨界過冷度）

　　圖2給出了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5.6和3.2。值得注意的是，只有0.05wt%的B確實將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n層附近的后續沉積層時，只有相鄰的幾個再加熱的高溫熱循環（Tβ<Tp<Ts）才是造成DED鈦合金第n層的β晶粒粗化的主要原因。

　　圖2.激光立體成形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<Tp<Ts）的關系

　　圖3. 在Ti6Al4VxNiyB沉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Ti6Al4V3Ni0.05B

　　如圖3所示，與Ti6Al4V相比，Ni的添加產生了Ti2Ni（139nm），并減小了Ti6Al4V3Ni中α板條的長寬比。對于Ti6Al4V3Ni0.05B，除了在α板條之間有大量的Ti2Ni，還形成了一些TiB相，α板條被細化。對于熱處理后的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，并有少量殘留的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。這歸因于Ti2Ni的強化和脆化作用。與Ti6Al4V3Ni相比，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%）。這可能是由于較細的等軸晶粒和α板條引起的相對分散的Ti2Ni的不利影響被削弱。在對Ti6Al4V3Ni0.05B進行熱處理后，在沒有機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：6.97%，1230Mpa）（圖4（a）和（c））。EL的明顯增強歸因于Ti2Ni的幾乎完全消失，這有利于位錯的移動和不同相的協調變形。UTS的改善是由于更細的α-板條的強化和Ni的固溶強化。

　　如圖4b所示，與DED制造的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。與DED的Ti6Al4V相比，熱處理后的Ti6Al4V3Ni0.05B的YS明顯更高，EL介于Ti6Al4V的橫向和縱向EL之間。同時，熱處理后的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：(a) 代表性的工程應力-應變曲線，(b)熱處理的Ti6Al4V3Ni0.05B的拉伸性能與DED的Ti-Cu和Ti6Al4V以及ASTM標準的Ti6Al4V相當，(c) 各向異性。

　　綜上所述，通過在凝固和后續熱循環期間協同控制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晶粒并具有良好綜合拉伸性能的合金設計方法。由于Ni顯著增大了成分過冷，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凝固獲得的晶粒尺寸減少了~50%；由于微量B增加了晶粒粗化指數和激活能，熱循環期間的晶粒粗化程度進一步減少~50%。這首次揭示了通過復合添加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，并且微量B在再熱循環和凝固期間對β晶粒的細化起著同等重要的作用。細小的全等軸β晶粒和晶內的（α-Ti+β-Ti）微觀組織使得熱處理后的Ti6Al4V3Ni0.05B的強度和塑性都有所提高，與DED的Ti6Al4V相當。這些發現為AM鈦合金的晶粒組織控制和成分設計提供了重要的指導。