增材制造是一項(xiàng)革命性的技術(shù)，為零部件的近凈成形和靈活設(shè)計(jì)提供了一種有前景的方法。鈦基合金是應(yīng)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(dāng)?shù)撵o載力學(xué)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(chǎn)生沿沉積方向外延生長的粗大柱狀β晶粒和長達(dá)幾厘米的連續(xù)晶界α相，從而導(dǎo)致明顯的機(jī)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(yīng)用。因此，非常期望在AM的鈦合金中獲得細(xì)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(huán)中協(xié)同控制β晶粒。結(jié)合實(shí)驗(yàn)觀察和有限元熱模擬，分別研究了DED的Ti6Al4VxNiyB在凝固和后續(xù)熱循環(huán)期間的β晶粒形態(tài)和尺寸。此外，還分析了拉伸性能及其各向異性。相關(guān)研究成果以題“Achieving fully-equiaxed fine β-grains in titanium alloy produced by additive manufacturing”發(fā)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(jī)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(dá)到111μm和65μm。與Ti6Al4V3Ni相比，Ti6Al4V3Ni0.05B沉積件獲得了一個(gè)更大的含有更細(xì)等軸晶的區(qū)域。

　　圖1.  Ti6Al4VxNiyB頂部的β晶粒和最后一層的初始凝固機(jī)制。(a,d) Ti6Al4V; (b,e) Ti6Al4V3Ni; (c,f) Ti6Al4V3Ni0.05B; (g) 晶粒尺寸d0與1/Q的關(guān)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(yīng)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(shí)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(dāng)沉積第n層附近的后續(xù)沉積層時(shí)，只有相鄰的幾個(gè)再加熱的高溫?zé)嵫h(huán)（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(yù)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(huán)次數(shù)（Tβ<Tp<Ts）的關(guān)系

　　圖3. 在Ti6Al4VxNiyB沉積件中部的微觀組織。沉積態(tài)：（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(chǎn)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(xì)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(tài)的Ti6Al4V3Ni和Ti6Al4V3Ni0.05B的屈服強(qiáng)度（YS）和極限抗拉強(qiáng)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(qiáng)化和脆化作用。與Ti6Al4V3Ni相比，沉積態(tài)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(xì)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(jìn)行熱處理后，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（橫向：6.87%，1231Mpa；縱向：6.97%，1230Mpa）（圖4（a）和（c））。EL的明顯增強(qiáng)歸因于Ti2Ni的幾乎完全消失，這有利于位錯(cuò)的移動(dòng)和不同相的協(xié)調(diào)變形。UTS的改善是由于更細(xì)的α-板條的強(qiáng)化和Ni的固溶強(qiáng)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(jī)械性能表現(xiàn)出更高的強(qiáng)度，且塑性相當(dāng)。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(shí)，熱處理后的Ti6Al4V3Ni0.05B的綜合拉伸性能與ASTM標(biāo)準(zhǔn)中的鑄造和鍛造Ti6Al4V相當(dāng)。

　　圖4. Ti6Al4VxNiyB合金的機(jī)械性能：(a) 代表性的工程應(yīng)力-應(yīng)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(biāo)準(zhǔn)的Ti6Al4V相當(dāng)，(c) 各向異性。

　　綜上所述，通過在凝固和后續(xù)熱循環(huán)期間協(xié)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(shí)現(xiàn)完全等軸細(xì)小β晶粒并具有良好綜合拉伸性能的合金設(shè)計(jì)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(xié)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(shù)和激活能，熱循環(huán)期間的晶粒粗化程度進(jìn)一步減少~50%。這首次揭示了通過復(fù)合添加Ni和B可以在凝固的等軸晶中實(shí)現(xiàn)1+1>2的晶粒細(xì)化效果，并且微量B在再熱循環(huán)和凝固期間對β晶粒的細(xì)化起著同等重要的作用。細(xì)小的全等軸β晶粒和晶內(nèi)的（α-Ti+β-Ti）微觀組織使得熱處理后的Ti6Al4V3Ni0.05B的強(qiáng)度和塑性都有所提高，與DED的Ti6Al4V相當(dāng)。這些發(fā)現(xiàn)為AM鈦合金的晶粒組織控制和成分設(shè)計(jì)提供了重要的指導(dǎo)。