對(duì)于金屬增材制造，尤其是鈦合金，柱狀晶的形成由于會(huì)導(dǎo)致機(jī)械性能的各相異性，因此一直希望避免。故促使柱狀晶向等軸晶演化(CET)，獲得具有各相同性的晶粒細(xì)化的等軸晶獲得了極大的關(guān)注。獲得等軸晶主要通過調(diào)節(jié)過程參數(shù)，例如溫度梯度(G)，S/L界面生長速率(R)，冷卻速率進(jìn)行制造。并且合金成分也是影響等軸晶形成的主要因素。

為了使CET發(fā)生，過冷液體必須存在于柱狀前端之前，以使大部分等軸晶粒形核或使分離的固體碎片或未熔化的粉末存活和生長。過冷(ΔTCS)溶質(zhì)產(chǎn)生ΔTCS的速率由生長限制因子Q決定，其中具有大Q值的溶質(zhì)快速產(chǎn)生ΔTCS并且被認(rèn)為是可以提供有效晶粒細(xì)化的生長限制溶質(zhì)。Ti-6Al-4V中的Al和V溶質(zhì)不提供ΔTCS (Al和V溶質(zhì)在Ti 中具有可忽略的Q值)，因此Ti-6Al-4V在AM期間難以實(shí)現(xiàn)CET。

近日，昆士蘭大學(xué)M.J. Bermingham(第一兼通訊作者)在Acta Materialia發(fā)表題為“Promoting the columnar to equiaxed transition and grain refinement of titanium alloys during additive manufacturing”的文章。研究人員對(duì)基于絲材增材制造過程中凝固的熱力學(xué)條件進(jìn)行了表征，并探索了合金成分對(duì)等軸晶形成的作用(β-Ti在La2O3形核，實(shí)現(xiàn)了顯著的細(xì)化和等軸晶粒形成) 。由于熱環(huán)境是動(dòng)態(tài)的，只有當(dāng)溫度梯度充分降低以允許組分過冷時(shí)才能實(shí)現(xiàn)等軸晶粒形成。

(A) 高溫計(jì)用于測量實(shí)時(shí)冷卻速率（沿Y軸沉積），攝像機(jī)用于觀察Y-Z平面的過程；
(B) 沉積速度400mm/min的示例;光學(xué)和背散射SEM圖像示出了如何確定平均溫度梯度G。

(A) Ti-6Al-4V冷卻速率，50-400mm/min的沉積速度
(B)100mm/min冷卻速率，三個(gè)時(shí)間間隔圖片
(C) 凝固曲線

Ti-6Al-4V，Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr和Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr + La2O3凝固期間在沉積結(jié)束時(shí)收集的典型冷卻曲線

圖四 熱力學(xué)條件下沉積的Ti合金顯微結(jié)構(gòu)

(A-C) 分別是 Ti-6Al-4V、Ti-3Al-6Cr-4Mo-4Zr、Ti-3Al-6Cr-4Mo-4Zr + La2O3 微觀結(jié)構(gòu)
(D) 平均晶粒尺寸 沉積速度 50mm/min

圖五 沉積前后的La2O3尺寸與分布

(A) 沉積前La2O3背散射SEM圖像
(B) 沉積過程中，顆粒形狀變得更加球形化并且尺寸減小
(C) 沉積后的La2O3粒度分布
(D) 在Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr內(nèi)不同層中分布的La2O3顆粒的面積分?jǐn)?shù)

圖六 Ti-6Al-4V熔池內(nèi)的溫度分布

(A) 和(B)為基于Bai等人的分析開發(fā)的Ti-6Al-4V增材制造傳熱模型，D為動(dòng)態(tài)溫度梯度的新實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)

圖七 不同時(shí)間間隔AM凝固期間應(yīng)用的相互依賴模型的原理

t1 ΔTN=0℃，無ΔTCS或溶質(zhì)擴(kuò)散到液體中
t2 少量外延生長，G太陡，無ΔTCS，附近顆粒無法激活
t3 G持續(xù)減小，ΔTCS<ΔTN，存在小的過冷區(qū)
t4 附近無成核粒子存在，柱狀生長
t5 等軸晶粒生成

圖八 晶粒尺寸—Q曲線

Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Z中La2O3對(duì)的存在使晶粒尺寸減小到超過單獨(dú)溶質(zhì)效應(yīng)可實(shí)現(xiàn)的水平