西工大林鑫團(tuán)隊(duì)頂刊丨激光增材制造獲得全等軸細(xì)β晶粒的鈦合金

來源： 增材制造碩博聯(lián)盟

在增材制造（AM）鈦合金中實(shí)現(xiàn)具有常規(guī)晶內(nèi)（α+β）顯微組織的細(xì)等軸β晶粒仍然是一個(gè)巨大的挑戰(zhàn),。在此，本文通過在激光定向能量沉積（DED）的凝固和隨后的熱循環(huán)以及固溶+淬火熱處理期間協(xié)同控制β晶粒來克服這一挑戰(zhàn),。熱處理態(tài)的Ti6Al4V3Ni0.05B的強(qiáng)度和塑性均優(yōu)于已報(bào)道的具有全等軸晶的新型DED鈦合金，并且可與DED的Ti6Al4V相媲美。這些發(fā)現(xiàn)為AM鈦合金的β晶�,？刂坪统煞衷O(shè)計(jì)提供了新的見解。

增材制造（AM）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(huì)在鈦合金中產(chǎn)生沿沉積方向外延生長(zhǎng)的粗大柱狀β晶粒和長(zhǎng)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,。

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�環(huán)（Tβ

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(cè)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

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(zhǎng)寬比,。對(duì)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(duì)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.%）,。

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(zhǎng)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(duì)分散的Ti2Ni的不利影響被削弱,。在對(duì)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(duì)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),。

文獻(xiàn)鏈接：

Aitang Xue, Xin Lin, Lilin Wang, Xufei Lu, Lukai Yuan, Hanlin Ding & Weidong Huang (2023) Achieving fully-equiaxed fine β-grains in titanium alloy produced by additive manufacturing, Materials Research Letters, 11: 1, 60-68.

https://doi.org/10.1080/21663831.2022.2115323