《Nature》子刊: 消除3D打印鈦合金性能的不均勻性,！

來源：長三角G60激光聯(lián)盟導讀


據(jù)頂刊《Nature Communications》報道,，澳大利亞昆士蘭大學張明星教授團隊與南京理工大學沙剛教授,、重慶大學黃曉旭教授,、丹麥科技大學Jesper Henri Hattel教授等團隊合作提出了一種合金設計思路以消除3D打印鈦合金中組成相和力學性能的不均勻性,。

增材制造(AM)通過連續(xù)添加材料來創(chuàng)建數(shù)字化設計的零件,。然而,，由于固有的熱循環(huán)，由增材制造生產(chǎn)的金屬部件幾乎不可避免地遭受相態(tài)和機械性能的空間依賴性不均勻性,，這會導致不可預測的使用故障,。在這里，我們展示了一種協(xié)同合金設計方法,，以克服這個問題,，在鈦合金制造的激光粉末床融合。我們方法的關(guān)鍵是Ti-6Al-4V(重量百分比)與純鈦粉和氧化鐵(Fe2O3)納米顆粒的原位合金化,。這不僅能夠通過稀釋V濃度同時引入少量Fe來原位消除相的不均勻性,，而且還能夠通過氧溶質(zhì)強化來補償強度損失。我們的合金實現(xiàn)了空間均勻的微觀結(jié)構(gòu)和機械性能,，優(yōu)于Ti-6Al-4V,。這項研究可能有助于指導其他合金的設計，這不僅克服了增材制造工藝固有的挑戰(zhàn),，而且利用了增材制造提供的合金設計機會,。

與傳統(tǒng)的金屬制造工藝，如鑄造和機械加工不同，增材制造(AM)通過使用高能量源(如激光,、電子束或等離子弧)熔化原料(如粉末或金屬絲)來逐層構(gòu)建數(shù)字化設計的零件,。增材制造流程的這一獨特特征是一把雙刃劍。一方面,，它提供了使用傳統(tǒng)制造方法無法實現(xiàn)的生產(chǎn)理想形狀,、微觀結(jié)構(gòu)和特性的可能性。另一方面,，無論是在凝固過程中還是通過隨后的固態(tài)相變,，固有的陡熱梯度、高冷卻速率以及制造過程中通常遇到的復雜熱狀況通常會導致微觀結(jié)構(gòu)中出現(xiàn)孔隙,、元素偏析,、柱狀晶粒和非均勻分布的相，從而導致金屬零件不同位置的機械性能不一致,。通過控制工藝參數(shù)或合金成分,，已經(jīng)有效地解決了與孔隙率、元素偏析和柱狀晶粒相關(guān)的問題,。然而,，由于在增材制造期間凝固后經(jīng)歷固態(tài)相變的合金中幾乎不可避免地出現(xiàn)相不均勻性，因此實現(xiàn)均勻的機械性能仍然是一個長期的挑戰(zhàn),。這種現(xiàn)象在具有復雜幾何形狀的附加制造的金屬部件中更為明顯,，從而導致不可預測的使用故障。


Ti-6Al-4V是一種典型的合金,，在增材制造過程中,，其相態(tài)會沿著構(gòu)造方向發(fā)生空間變化。在增材制造過程中,，例如激光粉末床熔化(L-PBF)(圖1a),，在第一層固化后，由于高冷卻速率,，Ti-6Al-4V經(jīng)歷固態(tài)β(體心立方結(jié)構(gòu))→α′(六方密堆積結(jié)構(gòu))馬氏體轉(zhuǎn)變,。隨著連續(xù)層的增加，最初形成的針狀α′馬氏體在廣泛的熱循環(huán)下分解成層狀(α+β)微結(jié)構(gòu)(圖1a),。因此,，由L-PBF制造的Ti-6Al-4V的微觀結(jié)構(gòu)通常被報道為具有沿構(gòu)建方向的空間依賴性相，針狀α′馬氏體位于頂部表面,，而部分或完全穩(wěn)定的層狀(α+β)微觀結(jié)構(gòu)形成于下部區(qū)域23–25。在本研究中,，這種分級的相分布也通過掃描電子顯微鏡(SEM)(圖1b和補充圖1a,、b)和X射線衍射(XRD)(補充圖2)得到證實,。為了揭示相位不均勻性對機械性能的影響，在室溫下沿垂直和水平方向?qū)�L-PBF生產(chǎn)的Ti-6Al-4V試樣進行了拉伸試驗,。制成的Ti-6Al-4V具有相似的強度,，但沿兩個方向的延展性高度分散(圖1c)。特別是,，沿水平方向的拉伸延展性在9.4%至17.6%之間顯著變化,，在頂部表面觀察到最低值。這一趨勢,，結(jié)合詳細的微觀結(jié)構(gòu)分析(補充圖3-5和補充注釋1),，揭示了空間相分布是此處觀察到的高度分散的延展性的最可能原因。

這一觀察結(jié)果也與通常的觀點一致,，因為它不能阻止裂紋的產(chǎn)生,，所以針狀α′馬氏體與層狀(α+β)顯微組織相比通常導致較差的延展性。在過去的十年里,，人們進行了大量的研究，基于工藝控制或合金設計的策略以消除通過L-PBF增材制造的Ti-6Al-4V中所不需要的α′馬氏體,。前一種策略通常包括操縱L-PBF的熱循環(huán)以觸發(fā)內(nèi)在熱處理(IHT),，這促進了原位馬氏體分解。然而,，由于頂層經(jīng)歷的熱循環(huán)有限或不存在,，針狀α′馬氏體只能部分分解或甚至保留。因此,，不能消除沿建筑方向的相位不均勻性,。盡管經(jīng)常進行增材制造后熱處理以使微觀結(jié)構(gòu)均勻化，但不幸的是,，這延長了生產(chǎn)周期并影響了增材制造工藝的有效性,。因此，非常希望可以消除相位不均勻性,。此外,，Ti-6Al-4V與β穩(wěn)定元素(如Mo30)通過元素粉末原位合金化，形成完整的β相,，從而獲得高延展性,。


然而,，由此產(chǎn)生的未熔化的添加劑顆�,；蝻@著的元素偏析可能會引起不均勻和不可再現(xiàn)的機械性的問題。在這里,，我們展示了一種協(xié)同合金設計方法,，通過向Ti-6Al-4V原料中添加商用純鈦(CP-Ti)粉末和Fe2O3納米顆粒,，能夠原位消除L-PBF生產(chǎn)的鈦合金中的相不均勻性。與Ti-6Al-4V(圖1b)形成鮮明對比的是,，新設計的合金如添加了25wt% CP-Ti和0.25wt% Fe2O3的合金在與Ti-6Al-4V相當?shù)膹姸人�平下，在整個制造零件上呈現(xiàn)均勻的層狀微觀結(jié)構(gòu)(圖1d和補充圖1c,，d),。這種均勻的微結(jié)構(gòu)導致沿垂直和水平方向的均勻拉伸性能(圖1e)。我們進一步表明,，我們的合金設計方法適用于幾何形狀復雜的部件，也可以實現(xiàn)均勻的層狀微觀結(jié)構(gòu),。

圖1.Ti-6Al-4V和通過L-PBF制造的新開發(fā)的合金的微觀結(jié)構(gòu)和拉伸性能的比較。a .L-PBF過程和制造部件不同位置經(jīng)歷的固有熱循環(huán)的示意圖,。b .掃描電子顯微鏡(SEM)-背散射電子(BSE)顯微照片,，顯示了沿建筑方向(BD)的Ti-6Al-4V中的空間相關(guān)相(補充圖1中放大倍數(shù)較低)。注意,，頂面主要由針狀α′馬氏體組成。由于更多的熱循環(huán),，下部區(qū)域顯示出α′馬氏體的部分分解,。可以看出存在α′馬氏體,、α相和薄的β膜，如白色箭頭所示,。底部區(qū)域顯示出輪廓分明的層狀微結(jié)構(gòu),。c . Ti-6Al-4V沿垂直和水平方向的拉伸工程應力-應變曲線。從零件制備垂直和水平拉伸試樣的示意圖,。水平拉伸試件沿建筑方向從H1到H6進行標記,。d.SEM-BSE顯微照片顯示了新開發(fā)的25Ti-0.25O合金中的均勻?qū)訝钗⒂^結(jié)構(gòu)。從頂部表面到底部區(qū)域可以觀察到輪廓分明的層狀微結(jié)構(gòu),。e . 25Ti-0.25O合金沿垂直和水平方向的拉伸工程應力應變曲線,。圖中拉伸試樣的制備與Ti-6Al-4V相同。

結(jié)果

合金設計
我們設計原則的關(guān)鍵是降低Ti-6Al-4V中示蹤擴散率低的V的含量,，同時引入少量示蹤擴散率高得多的Fe,，這使得元素分配更快，從而在L-PBF過程中促進層狀(α+β)微結(jié)構(gòu)的原位形成,。這將我們的工作與現(xiàn)有研究區(qū)分開來,，現(xiàn)有研究通過添加高鐵促進了凝固過程中先β晶粒的晶粒細化,，見補充注釋2。人們已經(jīng)認識到,，Ti-6Al-4V中的馬氏體分解涉及α穩(wěn)定元素和β穩(wěn)定元素的擴散分配,。具體來說，A在α或α′相中聚集,，而V(β穩(wěn)定劑)從α′馬氏體中被排斥出來,，并在晶格缺陷處擴散,。馬氏體分解的動力學強烈依賴于元素擴散率,。如果我們可以降低V濃度，同時引入更強的分配元素(例如Fe,、Ni或Co ),其擴散率幾乎比V高兩個數(shù)量級,，那么有理由預計在冷卻過程中會發(fā)生顯著的元素分配，從而產(chǎn)生所需的層狀(α+β)微觀結(jié)構(gòu),，而不是通過無擴散轉(zhuǎn)變形成的α’馬氏體,。為此，我們采用了二元添加劑的方法,，即CP-Ti粉末作為主要添加劑,，F(xiàn)e2O3顆粒作為微量添加劑。我們在Ti-6Al-4V中引入CP-Ti來稀釋V的濃度,，此外,，如熱力學計算所示(補充圖6),，添加CP-Ti的另一個好處是可以降低Al濃度,，從而抑制脆性α2-Ti3Al相的形成趨勢，這種相可能由L-PBF制造的Ti-6Al-4V中的IHT觸發(fā),。我們選擇Fe2O3顆粒作為微量添加劑有兩個原因,。首先，在β相中,，F(xiàn)e比V具有更高的擴散率,。其次，鈦中氧的顯著固溶強化能夠抵消因添加CP-Ti稀釋Ti-6Al-4V而造成的強度損失(補充注釋3),。值得注意的是,，將鈦中的快速擴散元素例如，鐵,、鎳和鈷與強間隙強化溶質(zhì)氮,、氧和碳結(jié)合，提供了微量添加劑的多樣化選擇,。在本文中,，我們選擇Fe2O3作為合金設計實踐的范例,，因為它具有成本效益，并且它的紅色可以作為原料制備過程的指示器,，如下所述,。

圖2.原料制備和表征。通過表面工程方法制備原料的示意圖,。這里,，PSS和PDDA分別是聚(4-苯乙烯磺酸鈉)和聚(二烯丙基二甲基氯化銨)。該示意圖是由BioRender.com創(chuàng)建的,。b,、c添加加工過的Ti-6Al-4V和CP-Ti粉末之前(b)和之后(c)的Fe2O3懸浮液，如(a)所示,。d.機械混合和表面工程方法制備的原料的比較,。e和f為SEM和能量色散X射線光譜(EDS)圖像顯示了設計的50Ti−0.25O合金粉末原料中CP−Ti (e)和Fe2O3(f)的均勻分布

原料制備

我們?yōu)長-PBF準備了粉末原料。傳統(tǒng)的機械混合通常用于原料制備,，但是由于添加劑顆粒的聚集,，經(jīng)常遭受混合不均勻的問題。在這項工作中,，F(xiàn)e2O3顆粒在鈦原料中的均勻分布對于獲得均勻的機械性能至關(guān)重要,，因為鈦具有強的氧敏感性。這里,，我們使用表面工程方法來合成Fe2O3摻雜的鈦原料(圖2a),。這種方法基于用于制造多層薄膜的逐層(LbL)組裝技術(shù)。然而,，這里我們沒有使用功能性多層沉積,，而是采用交替吸附過程來誘導Ti-6Al-4V和CP-Ti粉末的穩(wěn)定帶電表面，這有助于Fe2O3納米顆粒的粘附,。更重要的是,，我們利用zeta電位測量來確定鈦粉和Fe2O3納米顆粒的表面電荷，這對于吸附順序至關(guān)重要,。見方法和圖2a,。與機械混合的粉末相反，即使在宏觀尺度下也顯示出Fe2O3納米顆粒的顯著聚集(圖2d),，通過表面工程方法制備的原料顯示出Fe2O3納米顆粒在各個鈦粉表面上相當均勻的分布,，這通過SEM和能量色散X射線光譜圖得到證實，見圖2e,，f,。

圖3.由L-PBF制造的新開發(fā)合金的機械性能。a.拉伸工程應力-應變曲線沿垂直和水平方向,，表明均勻的拉伸性能,。b.Ti-6Al-4V和新開發(fā)的合金沿垂直和水平方向的斷裂伸長率,。Ti-6Al-4V與橙色線的顯著數(shù)據(jù)偏差表明延展性高度分散。誤差線代表平均值的標準偏差,。c.我們的合金與由L-PBF制造的Ti-6Al-4V的拉伸性能的比較,、定向能沉積(DED)和基于電子束的粉末床熔合(EB-PBF)。

機械性能

我們通過調(diào)整CP-Ti和Fe2O3添加水平生產(chǎn)了一系列鈦合金,，并在與Ti-6Al-4V完全相同的條件下對新開發(fā)的合金進行了拉伸試驗,。與本研究中的Ti-6Al-4V相比(圖1c)，新開發(fā)的合金的一個顯著的機械響應是在垂直和水平方向都具有異常均勻的延展性(圖3a,，b),。我們注意到強度-延性組合的變化并不伴隨著均勻機械響應的損失。與通常使用單一添加劑的傳統(tǒng)觀點不同,，我們在這里采用的二元添加劑方法提供了更大的自由度,，通過簡單地調(diào)整每種添加劑的添加水平，可以在很寬的范圍內(nèi)定制機械性能,，屈服強度從831.4±2.7 MPa到1220.8±6.5 MPa,，斷裂伸長率從26.7±0.6%到13.7±0.9%。例如,，我們可以實現(xiàn)非常高的強度,，與通過L-PBF和L-PBF加熱處理(L-PBF + HT)制造的Ti-6Al-4V相當，甚至更高,，同時還具有更高的延展性,，例如，圖3c中的25Ti-0.50O和25Ti-0.25O合金,。此外,，通過減少Fe2O3或增強CP-Ti添加水平，我們可以獲得高于20%的優(yōu)異延展性,，這是關(guān)鍵結(jié)構(gòu)應用推薦的Ti-6Al-4V最低要求的兩倍即10%,�,？偟膩碚f,，我們的合金的拉伸性能不僅遠遠優(yōu)于例如軋制退火、固溶處理和老化等傳統(tǒng)制造的Ti-6Al-4V,，而且顯著擴展了L-PBF Ti-6Al-4V,、L-PBF Ti-6Al-4V基復合材料、電子束粉末床熔合(EB-PBF)(補充注釋4)和定向能量沉積(DED)的當前強度-延性極限,。需要注意的是,，本研究的主要目的是證明我們開發(fā)與AM工藝相匹配的合金的設計策略的可行性。因此,，我們關(guān)于CP-Ti (25重量%,、50重量%和75重量%)和Fe2O3(0.25重量%和0.50重量%)的選定添加水平的實驗工作只是我們合金設計實踐的一個例子,。通過調(diào)整CP-Ti或Fe2O3的添加水平，可以獲得多種其他合金成分和機械性能,。

圖4.新開發(fā)合金的原子探針斷層掃描(APT)表征,。a、b.具有不同F(xiàn)e2O3添加程度的樣品中Fe分布的3D重建,。c,、d.(a)用黑色虛線圓圈標記和(b)用黑色虛線矩形標記中β相的接近直方圖顯示了β相中合金元素的富集(Fe和V)和貧化(O和Al)。e.從APT數(shù)據(jù)得出的Fe,、V,、Al和O的元素分配比k1(由Cβ/Cα定義，其中Cβ是富集特征內(nèi)部的濃度,，Cα是這些區(qū)域外部的濃度),。注意，高分配比表明在這些區(qū)域有大量元素積累,，而K-1< 1表明元素減少,。可以看出,，F(xiàn)e顯示出比V高得多的分配率,。誤差線表示平均值的標準偏差。

圖5 沿著制備方向的(Ti−6Al−4V + 0.25 wt % Fe2O3)顯微組織

圖6 Ti−6Al−4V在進行SLM和新設計的合金在制造時的相變示意圖

元素和微結(jié)構(gòu)特征

為了更好地理解異常均勻的機械性能,，我們進行了詳細的元素和微結(jié)構(gòu)表征,。新開發(fā)的合金顯示出高度均勻的al和V元素分布，沒有任何宏觀偏析(補充圖7),。此外,，與之前對Ti-6Al-4V的微觀結(jié)構(gòu)分析一樣，我們的電子背散射衍射(EBSD)(補充圖8),、微焦點計算機斷層掃描(Micro-CT)(補充圖9)和SEM表征排除了孔隙和柱狀晶粒作為新開發(fā)合金中機械不均勻性潛在來源的可能性,。與Ti-6Al-4V相比，我們新開發(fā)的合金從底部區(qū)域到頂部表面呈現(xiàn)均勻的層狀(α+β)微觀結(jié)構(gòu)(圖1d和補充圖11),。這種微觀結(jié)構(gòu)的均勻性消除了本研究和其他研究中Ti-6Al-4V觀察到的機械不均勻性的最可能來源,。

圖7 SLM制造50Ti−0.5O時得到的TEM結(jié)果

為了更深入地了解新開發(fā)合金表層層狀(α+β)微結(jié)構(gòu)的形成，我們使用DICTRA擴散控制轉(zhuǎn)變軟件進行了馬氏體分解的動力學模擬,。該模擬基于實驗性的L-PBF過程,，其中沒有經(jīng)歷任何激光再加熱的頂部熔融層在馬氏體轉(zhuǎn)變后冷卻(補充圖12a，b),。在Ti-6Al-4V的情況下,，α′馬氏體得以保留(圖1b ),因為馬氏體分解需要足夠的熱循環(huán)和時間。相比之下，新開發(fā)的合金在冷卻時表現(xiàn)出顯著的鐵擴散分配,。很明顯,，F(xiàn)e在β相中表現(xiàn)出比V更強的分配趨勢，這是由于其顯著高的擴散率,，見補充圖13,。Fe的這種快速擴散分配以及強的β穩(wěn)定化效應對于形成β相是必不可少的，從而導致層狀(α+β)顯微組織,。另一方面,，發(fā)現(xiàn)隨著冷卻過程的進行，α穩(wěn)定劑Al和O在α′相中聚集(補充圖14a,，b),。鐵、釩,、鋁和氧的動態(tài)元素分配與Haubrich等人從APT表征中得出的結(jié)論一致,。

圖8 制備的 Ti−6Al−4V沿河水平和垂直方向的EBSD分析結(jié)果

我們使用透射電子顯微鏡(TEM)觀察了所選新開發(fā)合金中的層狀微結(jié)構(gòu)(補充圖15a，b),。STEM-EDS圖像清楚地揭示了β相富含F(xiàn)e和V,，而其缺乏Al(補充圖15c)。我們還使用原子探針斷層掃描(APT)進行了成分分析,。觀察到增加Fe2O3摻雜水平導致不連續(xù)的β膜轉(zhuǎn)變?yōu)檫B續(xù)且相對厚的β相,，見圖4a、b,。從APT鄰近直方圖4c,、d得出的元素分配比k1顯示，F(xiàn)e的分配比比V高得多,，表明Fe在β相中的分配趨勢更強,。這與我們的DICTRA模擬和其他Ti-6Al-4V 實驗工作的預期一致。此外,，β相中Fe的濃度在6.5-8.6%的范圍內(nèi),。這些值接近于AM后熱處理Ti-6Al-4V的報告值，表明Fe可能在β相中幾乎達到其平衡狀態(tài),。元素分析進一步支持較快的Fe分配比允許在制造期間原位形成層狀微結(jié)構(gòu),。

圖9 CT掃描拉伸后的分析結(jié)果

通過工藝控制促進原位α′馬氏體分解確實提供了一條獲得高性能Ti-6Al-4V的途徑。然而,，這種方法可能不適用于具有小尺寸和復雜幾何形狀的部件,，因為材料經(jīng)歷的熱歷史強烈地依賴于尺寸和幾何形狀,。為了證明我們的方法的適用性,，我們進一步制造了不同尺寸的幾何復雜部件。微觀結(jié)構(gòu)檢查證實了均勻的層狀微觀結(jié)構(gòu)，即使在縮小尺寸的零件中也是如此,，見補充圖16c,，d，這與通過L-PBF制造的Ti-6Al-4V形成對比,。這一觀察證實了我們的方法能夠制造幾何形狀復雜但具有均勻微結(jié)構(gòu)的部件,。

在這項工作中，我們設計并額外制造了一系列鈦合金,，它們具有優(yōu)異的拉伸性能,，而沒有明顯的機械不均勻性。我們已經(jīng)證明,，鈦合金中的與AM固有的熱循環(huán)有關(guān)的相不均勻性可以通過合理的合金設計來消除,。我們方法的關(guān)鍵在于相分解中合金元素的分配，這是金屬材料固態(tài)相變的一個共同特征,。我們期望新開發(fā)的鈦合金可以成為應用中要求具有均勻機械性能的鈦合金的候選材料,。這就需要綜合考慮如疲勞性能和抗蠕變性能以及耐腐蝕性能等其他機械性能。此外,，與之前主要關(guān)注晶粒細化或缺陷控制的研究不同,，我們的工作表明，解決相不均勻性對于實現(xiàn)所需的均勻機械性能同等,，甚至更重要的,。由于固態(tài)熱循環(huán)導致的相不均勻性已在由不同AM技術(shù)制造的多種金屬材料中報告，我們相信我們的設計策略可能有助于開發(fā)具有均勻機械性能的其他AM專用金屬合金,。

方法

原料制備

本研究中使用的Ti-6Al-4V ELI(23級,，德國SLM Solutions Group AG)和CP-Ti(1級，加拿大Advanced Powders and Coatings)粉末均為球形,，粒徑范圍為20-63μm,。氧化鐵顆粒的粒徑小于5μm。Fe2O3顆粒的單價遠低于Ti-6Al-4V和CP-Ti粉末,。

為了制備L-PBF的原料,，首先使用Malvern Zetasizer在去離子水中測量Ti-6Al-4V、CP-Ti和Fe2O3的表面電荷,。發(fā)現(xiàn)Ti-6Al-4V粉末產(chǎn)生53.50±0.54mV的高正ζ電勢,，而Fe2O3顆粒的測量ζ電勢相對較低，值為9.12±0.18mV,。相反,，CP-Ti粉末帶負電，zeta電位為–17.97±1.94mV,。吸附順序基于ζ電勢測量,。因為Ti-6Al-4V和CP-Ti粉末帶相反的電荷(圖2a)，帶正電的Ti-6Al-4V粉末首先在含有8mg mL-1聚四苯乙烯磺酸鈉的溶液中混合，該溶液顯示負電荷,。聚陰離子的單層被吸附,，因此Ti-6Al-4V粉末的表面電荷被反轉(zhuǎn)。在去離子水中漂洗后,，將Ti-6Al-4V粉末和CP-Ti粉末一起浸入帶正電荷的8mg/mL聚二烯丙基二甲基氯化銨溶液中,。同樣，PDDA單分子層的吸附導致表面電荷的反轉(zhuǎn),。重復這一過程,，由于PSS單層的吸附，Ti-6Al-4V和CP-Ti粉末都帶負電(圖2a),。最后,，將漂洗過的Ti-6Al-4V和CP-Ti粉末混合在紅色Fe2O3懸浮液中(用于懸浮Fe2O3顆粒的液體是去離子水)。攪拌30分鐘后,，發(fā)生沉淀,，即顯示紅色的粉末沉淀在燒杯底部，并在上方留下一層清澈的液體(圖2c),，表明Fe2O3顆粒成功分散在鈦粉中,。除去液體后，將粉末在真空干燥爐中干燥10小時以上,。在原料制備后,，通過配備有能量分散X射線光譜(EDS)的掃描發(fā)射顯微鏡來表征粉末混合物。

同樣也通過機械混合制備粉末混合物來進行比較,。使用管狀搖動混合器將具有0.5 wt%的Fe2O3顆粒的Ti-6Al-4V和CP-Ti粉末混合60分鐘,。

增材制造

激光粉末床熔融在SLM 125HL機器上進行，該機器裝備有1060nm波長的IPG光纖激光器,，最大激光功率為400 W,，激光光斑尺寸為80μm。在L-PBF之前,，鈦基板在99.997%的高純氬氣下預熱至200 ℃,。當氧含量降低到低于0.02vol%時，進行L-PBF操作,。使用Ti-6Al-4V粉末進行參數(shù)優(yōu)化,，目的是實現(xiàn)極高的密度并中斷柱狀晶粒。采用“曲折”掃描策略,，初始掃描角為45 °,每層之間旋轉(zhuǎn)67°,。每層的構(gòu)建時間保持恒定在15 s。補充圖17中提供了掃描策略的示意圖,。優(yōu)化的加工參數(shù)為350 W激光功率,、1400mm/S掃描速度,、30 µm層厚和120 µm影線間距。

對于Ti-6Al-4V和新開發(fā)的合金,，尺寸為40mm×10mm×40mm的鈦零件在50mm×50mm的鈦基板上用2 mm的支撐結(jié)構(gòu)制成,。對于每種組合物,，在基板上同時制造兩個鈦部件,，使得這些部件在L-PBF過程中遇到的熱狀況基本相同。通過使用電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜對金屬元素和通過使用LECO燃燒分析對非金屬元素測量新開發(fā)的合金的化學組成,，如補充表1中所列,。

文章來源：Zhang, J., Liu, Y., Sha, G. et al. Designing against phase and property heterogeneities in additively manufactured titanium alloys. Nat Commun 13, 4660 (2022). https://doi.org/10.1038/s41467-022-32446-2