PBF 和 DED AM 工艺的特点还在于热输入、热历史和传热方法的显著差异 。 比较这些基于激光的过程的简化指标是近似线性热输入 ， 其定义为激光功率除以扫描速度 。 虽然该指标没有考虑激光吸收率的差异或由于环境和边界条件引起的传热差异 ， 但它确实为比较两个过程提供了一个基本的起点 。 激光-粉末相互作用位置的传热主要通过构建周围未熔化的粉末进行传导 。
扩展数据图1 Ti–Cu相图 。
铜除了具有提炼β相钛晶粒的潜力外 ， 在792℃β→α + Ti2Cu的钛二元合金体系中 ， 铜也是一种典型的共析形成元素 。 由于铜在钛中迅速扩散 ， 即使在水淬后 ， 也不能轻易防止这种共析反应的发生 。 这种特性有利于增材制造过程中的高冷却速率 ， 并可能产生非常精细的共析微观结构 ， 从而提高印刷试样的强度和延展性 。 因此 ， 在本研究中 ， 我们旨在开发增材制造的钛-铜合金（扩展数据图1） ， 以在一步工艺中形成完全等轴β相钛晶粒和超细共析微观结构 。
扩展数据图2 xyz坐标系中制造试样孔隙率的三维可视化 。
扩展数据图3 Ti–8.5Cu合金沿构建方向的铜含量XEDS结果 。
打印Ti–8.5Cu样品的光学显微照片显示完全等轴的前β晶粒（凝固过程中形成的原生Ti晶粒 ， 如图1b所示） ， 没有任何明显的裂纹 ， 且具有小体积分数的封闭孔隙率（见扩展数据图2） 。 打印后的样品沿建筑方向也具有优异的化学均匀性（参见扩展数据图3） 。 先前的β晶粒具有双峰分布 ， 平均晶粒尺寸为9.6μm 。 相比之下 ， 在相同的激光加工条件下 ， 打印态Ti–6Al–4V合金的微观结构以粗柱状晶粒为主（图1a） 。 可以看出 ， 铜的加入不仅使柱状晶粒完全转变为等轴晶粒 ， 而且使先前的β晶粒细化了两个数量级 。 通常观察到的外延生长也完全消除 ， 如等轴晶粒的尺寸所示 ， 其远小于约200μm的层厚度（图1b中的黄色箭头） 。 还值得注意的是 ， 与迄今报道的其他增材制造的钛合金相比 ， 我们目前的工作产生了通过增材制造制造的最小等轴在先β钛合金晶粒 ， 如图1d所示 。 打印态钛-铜合金的晶粒细化效率源于铜溶质的高容量 ， 以在固-液界面前建立足够大的组成过冷区 ， 当溶质铜围绕第一β相钛树枝状晶粒偏析时形成过冷区（图1c）；Ti–8.5Cu合金的Q值为62 K 。
这意味着 ， 在相同的激光加工条件下 ， 与Ti–6Al–4V相比 ， Ti–8.5Cu的增材制造过程中 ， 构成的过冷区的大小要大八倍 。 充分的结构过冷可以有效地抵消高热梯度的负面影响 ， 并确保可以在结构过冷区中触发非均匀成核事件的波 ， 并且可以实现完全的柱状到等轴转变 。 根据相互依赖理论 ， 晶粒尺寸也取决于Q 。 更多的铜溶质更快地提供更高的组分过冷 ， 因此等轴在先β晶粒的尺寸随着铜含量的增加而减小（参见扩展数据图4） 。
扩展数据图4偏振光学微结构 。
图1 Ti–6Al–4V和Ti–8.5Cu合金的增材制造 。
值得一提的是 ， Scheil–Gulliver凝固路径和凝固范围通常用于预测凝固过程中开裂的可能性 。 较大的凝固范围通常导致在凝固的最后阶段可用于枝晶间进料的液体较少 。 在本研究中 ， 基于钛-铜平衡相图 ， Scheil曲线显示了大于500 K的大冻结范围（扩展数据图5 ， 虚线） 。 细等轴枝晶的形成可以有效降低热撕裂敏感性 ， 这在铸造合金的先前研究中得到了验证 。
扩展数据图5凝固曲线 。
完成液相-β相凝固后 ， 钛的β相（体心立方结构）可在随后的固-固相转变中分解为不同的产物相 ， 这取决于冷却速率 。 高冷却速率可限制原子的扩散 ， 从而抑制共析耦合生长 ， 导致形成马氏体（α′相钛 ， 六方紧密堆积结构） 。 钛合金中的马氏体可导致更高的强度但更低的延展性 。 正如预期的那样 ， 由于增材制造的Ti–8.5Cu合金的单轨中的高冷却速率 ， 观察到马氏体针状板（图2a）；然而 ， 连续的逐层制造导致在共析反应温度（792?°C） ， 因此由于散热不足 ， β相分解的冷却速率随着层数的增加而降低（见图2c） 。 这种特征热历史可以有效逆转马氏体转变 ， 并产生超细共析薄片（图2b和扩展数据图6） 。 在其他成分中也观察到类似的现象（参见扩展数据图7） 。 此外 ， 打印态Ti–8.5Cu合金的平均层间间距为46 nm±7 nm（图2b） ， 比传统制造的水冷（约150 nm）和炉冷（约1μm）样品精细得多 。 这是因为层间间距受铜原子的扩散长度控制；扩散长度受到快速冷却的显著限制 。
