摘要：增材制造(Additive manufacturing, AM)是一种立异手艺 ，它可以逐层建设具有重大几何形状的物体 ，在结构和功效应用的金属零件制造领域迅速生长起来。近年来研究了差别AM工艺对钛合金组织演变的影响。然而 ，金属AM大多被以为是一种用于近净形制造的成形手艺。AM在合金设计和处置惩罚方面的重大优势现在在很洪流平上被忽视了。本文系统地综述了AM工艺与差别ti合金的相互作用 ，以及提高机械性能的可能途径。一方面 ，AM引起的重大热历史影响了钛合金的相变。另一方面 ，AM奇异的热和加工特征为设计具有古板要领无法抵达的组织和性能的新型ti合金提供了途径和时机。因此 ，本文的目的是为合金设计提供一个新的视角 ，即把AM视为一种不可替换的质料处置惩罚和设计要领。只有综合思量AM工艺和合金设计 ，才华乐成地获得在未来工业中应用的性能优越的质料。
1. 先容
增材制造(AM) ，也被称为3D打印 ，是现代制造业的一项革命性手艺 ，其中以金属为基础的增材制造是建设工业生产的高性能机械系统的中心舞台。已往的十年见证了AM的蓬勃生长 ，从快速原型 ，小规模生产到最近的大规模生产。几种著名的合金 ，如316L不锈钢 ，AlSi10Mg, Ti-6Al-4V ，已经乐成地用于生产致密、可靠的部件。别的 ，最近还专门为AM设计了更多的新合金。因此 ，可以充分预见 ，无论是AM手艺照旧质料的生长都将抵达临界点。
从质料角度来看 ，AM最显著的优势之一是其近净成形能力。通过基于数字模子逐层构建零件 ，可实现重大几何形状的金属零件的一步成形 ，而无需举行沉重而腾贵的加工工序(图1)。因此 ，除了镌汰原质料的铺张 ，AM在制造难以加工的质料 ，如ti合金或高温合金方面是特殊有用和经济的。相比之下 ，在质料本钱方面 ，钛从原质料提炼成金属的历程中约莫比铝贵5倍。然而 ，在生产金属到合金锭和进一步生产到薄板的历程中 ，钛约莫比铝贵15倍 ，更不必说腾贵的细密加工本钱。因此 ，钛合金由于本钱高、可加工性差 ，在高端领域的应用大多受到限制� Ｋ剂康紸M手艺的高成形自由度 ，这现实上为降低这些难加工质料(如钛合金)的加工本钱和拓宽其应用领域提供了一个很好的时机。
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图1 (a)粉床融合(PBF)工艺示意图。(b)激光粉床熔床运行图像。(c)印制时的钛合金样品图像。
AM在合金设计和处置惩罚方面的另一个优势是其奇异的热工艺 ，与古板的制造蹊径完全差别。在AM历程中 ，合金履历了重大的物理历程和热历史。强烈的Marangoni流动影响熔体池内合金熔体的化学匀称性;急剧的温度梯度和超高的冷却速率决议了凝固方法 ，影响了晶粒的组织和性能。别的 ，快速冷却和快速热循环使合金具有奇异的显微组织。这种重大的动力学历程和热历史给合金设计带来了挑战和机缘。通常 ，具有高体积凝固缩短或大热缩短的合金容易爆发热撕裂裂纹 ，通常被以为在AM中不可打印。具有高激光反射率的耐火质料或合金难以完全熔化。别的 ，以严酷机械加工晶粒细化为主的合金在AM历程中也碰面临问题。
因此 ，这种古板的合金设计要领不适合AM。然而 ，AM现实上为设计亘古未有的合金提供了奇异的时机。例如 ，凝固组织(通� ？缭讲畋鸪ざ缺曜嫉母叨确植�)显著提高了合金的强度和加工硬化能力。与铸造合金相比 ，高冷却速率也导致了印刷态合金中更细小的马氏体和更高的位错密度。别的 ，AM能够制造因素非匀称合金 ，这是以前无法实现的。因此 ，专为AM设计和由AM设计的合金在未来几十年将很有前途。
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底层的部分重熔会去除熔池顶部水一生长的颗粒。这导致了< 1 0 0 >纹理的涂抹效果。红色箭头体现单个晶粒内< 1 0 0 >偏向的近似偏向。(本图图例中有关颜色的参考资料 ，读者可参考本文的网络版。)
实验中发明 ，在简朴的单向冷却历程中 ，围绕< 1 0 0 >偏向的旋转是不受限制的 ，并且泛起了类似纤维的纹理 ，这将导致具有圆形图案的极点图形。相反 ，局部的峰值泛起在圆应该泛起的地方。这是扫描战略的产品 ，其中包括在每一层之间旋转90°。这种扫描战略的四倍对称反应在< 111 >极点图中保存四个局部走漏。这种通过改变扫描战略来控制织构的要领之前已经被Thijs等人报道过 ，并且在Ti6Al4V和Ti6Al4V + 10Mo中都爆发过。
别的 ，在< 1 0 0 >极点图的中心峰在x偏向上被涂抹。这是由于熔池内热流的局部转变造成的。最大温度梯度位于笔直于熔池界线处 ，呈凹形� ？帕４咏缦呦蛉鄢刂行纳�。这爆发在一个增添的角度 ，相关于建设的偏向 ，晶� Ｗ钕雀叩耐饷仓芪У娜厶�。然而 ，沉积层的顶部在后续层的应用历程中举行重熔 ，从而重熔之前凝固的熔体轨迹顶部周围的所有晶粒。剩下的是之前凝固的熔体的底部 ，这里的颗�；蚨嗷蛏儆胄藿ㄆ蚱叫�。在详细情形下 ，切割截面 ，在y偏向袒露出更多的熔体轨迹。在x偏向上 ，晶粒笔直于熔体轨迹的两侧 ，如上图所示。
钛及其合金因其古板加工要领的高加工本钱而成为金属加工领域的研究热门。在以往的研究中 ，杂质水平的控制是主要的问题之一。最近的AM手艺 ，包括定向能沉积(DED) ，粉末床融合(PBF)等 ，能够控制氧污染到<0.2 wt% ，切合ASTM F2924。更主要的是 ，由于其奇异的组织形成的 ，AM处置惩罚的钛合金零件通常比变形/铸造零件体现出优异的力学性能。因此 ，优化AM工艺(参数)以优化“乐成的Ti合金”(如商用纯Ti ，也称为CP-Ti和Ti- 6al - 4v)的组织和力学性能是近几十年来的一个要害课题。别的 ，应该指出的是 ，AM是一种完全差别的合金工艺和制造要领。近年来还合成了一些新的结构和因素的钛合金。为AM设计具有特殊性能的全新ti合金关于结构应用至关主要。
本文首先系统地综述了AM工艺对几种常用钛合金微观组织演变的影响。总结了合金的组织-性能关系。然后 ，基于重大的热条件怎样影响组织的知识 ，总结了在差别长度标准下设计具有奇异组织的先进ti合金的乐成实验。最后 ，对合金设计与AM手艺之间的关系提出了新的看法。我们以为合金与工艺协同生长将成为未来的生长趋势。
2. 增材制造工艺对钛及其合金的影响
2.1. CP Ti
在化学工程行业中 ，人们主要关注的是优异的耐侵蚀性 ，α钛合金（尤其是差别品级的CP-Ti合金）通常用于一些焦点部件 ，如热交流器或阳极质料。它们优异的生物相容性和相对较低的模量也有利于医疗应用。然而 ，较差的可加工性通常导致具有重大几何形状的钛组件的制造本钱较高 ，这严重阻碍了其普遍应用。作为一种近净成形手艺 ，添加剂制造现实上为直接生产高质量重大的CP-Ti零件提供了一条有前途的途径。
最近的研究通过激光粉末床聚变（L-PBF）、电子束粉末床聚变（E-PBF）以及激光直接能量沉积（L-DED）乐成地处置惩罚了靠近全密度（>99%）的CP-Ti组件。凭证冷却速率（通常受输入能量密度或基板温度的影响） ，印刷态CP-Ti的微观结构从α相转变为α′马氏体相。如图2（a）所示 ，相对较低的冷却速率会导致α相微观结构 ，其与古板铸造CP-Ti合金相似 ，并体现出具有粗α板的典范魏氏组织。而更高的冷却速率会导致β-α′马氏体转变 ，爆发更细的板条/针状马氏体（图2（b））。关于CP-Ti合金 ，L-PBF加工的零件在加工历程中通�；崧睦叩睦淙此俾�。因此 ，与L-DED/铸造/铸造质料相比 ，细化的α′马氏体可显著提高机械性能 ，尤其是屈服强度。别的 ，AM工艺的快速凝固和高冷却速率通�；嵩谟∷⒅柿现屑岢纸细叩奈淮砻芏�。因此 ，AM as印刷CP Ti组件显示出比古板制造的组件更高的产量和极限强度。
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图2 (a) L-PBF和(b) DED处置惩罚CP-Ti显微组织的光学图像。L-PBF冷却速率越高 ，α′马氏体的形成越显着 ，DED冷却速率越低 ，α相的形成越显着。
2.2 Ti-6Al-4V
Ti-6Al-4V是工业上应用最普遍的质料之一。Ti-6Al-4V合金因其优异的综合机械性能和较高的加工本钱而受到业界的普遍关注。
2.2. Ti-6Al-4V
Ti–6Al–4V是工业中使用最普遍的质料之一� Ｋ剂康絋i–6Al–4V合金在所有主要质料中具有优异的综合机械性能 ，并且在机械加工历程中本钱较高 ，因此在AM界引起了极大关注。
在L-PBF和L-DED历程中 ，预合金Ti–6Al–4V粉末/线材首先熔化至>2000 K ，然后凝固为具有体心立方（bcc）结构的β相。虽然平衡Ti–6Al–4V由∼95%的β和β∼当α含量为5%时 ，AM的快速冷却和重大的热历史对铸态合金的相组成有很大影响。据报道 ，当Ti–6Al–4V从βtransus上方冷却时 ，β-α′马氏体转变以高于410的冷却速率爆发而规则的β-α扩散沉淀爆发在相对较低的冷却速率（低于20℃）下K/s。
由于AM时代的高冷却速率 ，大大都β相转变为α′马氏体 ，如图3（a）所示。别的 ，高水平剩余应力的保存也有助于形成（10–12）⟨−1011⟩六方密排（hcp）马氏体拉伸孪晶。然而 ，AM工艺中的热循环和热积累通�；岬贾赂卮蟮奈⒐劢峁� ，而不是印刷合金中的简单马氏体相（图3（b）-（c））。热积累会提高基体的温度 ，从而降低上层的冷却速率 ，或对下层举行本征循环热处置惩罚 ，从而导致α′马氏体向α沉淀的同素异形相变或亚稳β相的剖析。
如图3（d）所示 ，Xu等人已经证实 ，具有适当参数集的L-PBF Ti–6Al–4V多层沉积能够将α′马氏体剖析为超细层状（α+ β）结构 ，而单轨沉积总是以完全针状的α′马氏体竣事。Kazantseva等人进一步视察到 ，α′马氏体的剖析导致V在反向β相中的偏析 ，从而在随后的循环冷却中促使β-正交α′马氏体转变[26]。值得一提的是 ，在E-PBF工艺中 ，预热基板/粉末的高温同时降低了冷却速率 ，并对修建部件举行了历程中热处置惩罚。因此 ，E-PBF处置惩罚的Ti–6Al–4V通常具有完全层状（α+ β）微观结构（图3（b））。
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图3 (a, b) Ti-6Al-4V经(a) L-PBF和(b) E-PBF[37]处置惩罚后的显微组织SEM图像。高冷却速率导致α′马氏体的形成 ，低冷却速率导致α+β相的形成。(c)调幅时代Ti-6Al-4V可能的温度剖面示意图。(d) α′马氏体剖析为α+β相。(e) AM Ti-6Al-4V中大柱状晶粒的形成。
与上述相变的重大性子差别 ，只管AM手艺有所差别 ，Ti–6Al–4V合金主要形成大柱状晶粒（图3（e））。典范的AM生产的Ti–6Al–4V沿修建偏向显示出高度拉长的晶粒 ，长度从数百微米到几十毫米。β晶粒在基体或熔池与先前沉积层之间的界面处形核 ，其延伸长度远大于沉积层厚度。印刷态Ti-6Al-4V有利于在修建偏向形成显着的<001>β纹理。别的 ，工艺参数的调解对柱状晶粒转变为更细的等轴晶粒的影响有限 ，这可能导致高度各向异性的微观结构和性能。
只管AM手艺固有的极高冷却速率能够镌汰凝固前沿之前的无形核区 ，这可能会导致更多形核 ，但不可阻止的险要热梯度(?105熔体池中的K/m）大大镌汰了因素过冷量 ，导致凝固历程中外延晶粒生长。沉积层的部分再熔融进一步抑制了顶层熔池内的潜在形核。应该指出的是 ，只管AM Ti–6Al–4V之前的β晶粒显示出强烈的<001>β织构 ，但转变后的α′马氏体显示出近乎各向同性的晶体取向�；旧� ，在β-α′马氏体转变时代未视察到变体选择 ，这被以为有利于削弱AM处置惩罚合金的整体织构 ，并降低机械性能的各向异性。
AM处置惩罚的Ti–6Al–4V通常显示出比铸造或铸造质料更高的强度 ，但比铸造合金的延展性更低。然而 ，如图4所示 ，它们的机械性能随其微观结构而转变。如上所述 ，经L-PBF处置惩罚的Ti–6Al–4V显示出主要细化的α′马氏体 ，从而爆发很是高的屈服强度（>1100但断裂伸长率较低（大部分为5%–10%）。L-DED制造的零件也体现出相对较高的屈服强度(∼1000（兆帕）。但他们报告的断裂伸长率数据疏散 ，这可能是由于相组成的转变和情形污染的可能性更高。E-PBF作为印刷件通常有一个细的层状（α+ β）与铸造和铸造合金相似的结构。因此 ，它们体现出相当好的断裂伸长率（>10%） ，与具有令人知足的屈服强度（900–1100）的铸造质料相当（兆帕）。
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图4 (a)印刷时Ti-6Al-4V合金相关于工程屈服应力的总延伸率数据高度疏散 ，(b)印刷时Ti-6Al-4V合金相关于工程屈服应力的平均延伸率数据险些相同。
值得一提的是 ，由于AM手艺是一种近净成形手艺 ，高加工硬化能力有助于在失效前包管较大的清静裕度。然而 ，只管AM处置惩罚的Ti–6Al–4V具有高屈服强度 ，但它们往往体现出有限的加工硬化能力。例如 ，Xu等人已经实现了1100–1200的高屈服强度但MPa的加工硬化能力有限∼50MPa ，导致4%之前的早期颈缩。Voisin等人进一步证实 ，无论AM零件的高度疏散应变失效效果在2%-14%之间 ，其所有样品的匀称伸长率都在2%到4%之间（图4） ，这主要由微观结构自己决议。因此 ，建议将匀称伸长率作为评估AM质料拉伸延性的更好参数。为了提高加工硬化能力 ，Formanoir等人提出了一种奇异的α+α′双相微观结构。两种差别hcp相之间的机械比照导致质料的运动硬化 ，能够实现11.4%的高匀称伸长率。Zhang等人还提出 ，通过在变形历程中引入TRIP效应 ，亚稳β相的保存有利于整体延性。因此 ，微观结构的优化有望进一步提高AM处置惩罚钛合金的强度和延展性。
AM处置惩罚的Ti-6Al-4V的另一个弱点是疲劳性能有限。在通例铸造合金中 ，疲劳性能主要由其微观结构决议。然而 ，固有的加工缺陷强烈地压倒了AM as印刷部件中的微观结构效应。AM零件中的典范缺陷是形状不规则、缺乏熔合孔隙。由于大尺寸孔隙被以为是循环载荷条件下疲劳裂纹的有用形核位置 ，因此相对较高的孔隙分数会降低AM加工部件的整体疲劳寿命。后处置惩罚 ，如热等静压（HIP）能够减小孔隙率巨细 ，导致质料靠近完全致密。Masuo等人已经证实 ，通过应用HIP ，E-PBF制造的Ti–6Al–4V的疲劳强度从250提高到了250兆帕至590兆帕兆帕。因此 ，通过进一步消除工艺缺陷来获得优异的疲劳强度关于结构应用很是主要。
2.3. Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr
β钛合金具有优异的比强度和断裂韧性 ，被以为是工业应用中的一种主要质料 ，其中Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr是AM研究最多的质料。与Ti–6Al–4V类似 ，Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr也会在熔池界线形成细长晶粒（图5（a））。晶粒生长成很是不规则的形状 ，具有较弱的<001>β织构（图5（b））。可是 ，与Ti–6Al–4V差别 ，Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr合金中的Mo和Cr元素更容易在凝固界面之前疏散 ，这导致印刷合金中形成胞状树枝状结构 ，如图5（a）和（c）所示。别的 ，还视察到 ，与Ti–6Al–4V合金相比 ，这种β钛合金中柱状晶粒的尺寸和分数减小 ，从而削弱了过织构。别的 ，由于AM时代的高冷却速率 ，大大都印刷态Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr主要由β相组成。单β相结构具有优异的断裂伸长率>10% ，但相对较低的强度<800MPa ，具有可忽略的加工硬化能力
图5 (a)具有平面凝固模式和胞状组织的β晶粒。(b) EBSD-IPF图显示优先<100>β织构。(c) EDS图显示了Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr合金印刷时的亚结构。
β钛合金最主要的特点是 ，通过调解差别的热处置惩罚 ，其微观结构高度可变 ，从而获得种种机械性能。这也适用于印刷和后热处置惩罚的Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr。在>600℃退火时代°C时 ，大宗α相从β基体中析出。α相在β晶粒内匀称疏散 ，呈典范的板状 ，晶粒尺寸细小∼1.μm[46]。而在低温热处置惩罚后 ，ω相也泛起了。由于ω相是α相的异相成核中心 ，因此℃热处置惩罚的Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr合金形成超细α沉淀«1μm。Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr的机械性能强烈依赖于α沉淀的巨细、漫衍和分数。
亚β转运卵白（600-800）°C）经由处置惩罚的零件的屈服强度从800兆帕至900–1000兆帕MPa。与印刷件相比 ，加工硬化能力略有提高 ，700的匀称伸长率℃热处置惩罚的Ti–5Al–5Mo–5V–3Cr从<2%大幅增添至∼10% ，同时坚持相似的总伸长率。然而 ，超细化的α相在400-600℃形成似乎对整体延展性倒运。虽然细小的沉淀物显示出极好的强化效果 ，但大大都样品在屈服前都抵达了收支平衡。研究这种脆化效应的潜在机制关于未来的事情是须要的。
泉源：Design of titanium alloys by additive manufacturing: A criticalreview ，Advanced Powder Materials ，doi.org/10.1016/j.apmate.2021.11.001
参考文献：Chinnapat Panwisawas, Yuanbo T. Tang, Roger C. Reed ，Metal 3Dprinting as a disruptive technology for superalloys ，Nat. Commun,11 (2020), pp. 1-4
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