图2 Ti–8.5Cu合金的扫描电子显微镜（SEM）表征 。
扩展数据图6 XRD光谱 。
扩展数据图7 BSE图像 。
钛合金通常具有非常低的导热率 ， 这可能导致从表面到芯部的层间间距变粗 ， 这是由于在大型、笨重的钛-铜部件的常规正火热处理过程中冷却速率的变化 。 相比之下 ， 激光金属沉积工艺能够在整个合金中实现相对恒定的冷却速率 ， 从而获得更均匀的微观结构 ， 而不管试样的尺寸如何 。 还值得一提的是 ， 共析薄片中的铜浓度（图3b–d）偏离了平衡成分 。 α相钛含有2.8 wt%的铜 ， 并且是过饱和的 ， 因为平衡时铜在α相钛中的最大固溶度为2.0 wt% 。 这表明 ， 通过优化后热处理 ， 可以实现更实质的沉淀硬化效果 ， 以进一步提高拉伸强度 。
图3 打印态Ti–8.5Cu合金的透射电子显微镜表征 。
比较Ti–6.5Cu和Ti–3.5Cu合金 ， Ti–6.5 Cu中的共析薄片显著提高了强度 ， 但降低了延展性（见图4a） 。 与Ti–8.5Cu和Ti–6.5Cu合金相比 ， Ti–8.6Cu具有更高的强度 ， 因为共析薄片的体积分数更高 ， 但由于超共析Ti2Cu颗粒 ， 延展性更低 。 等轴在先β晶粒的尺寸（图1b和扩展数据图4）和微观结构长度尺度（图2b和扩展资料图7a ， b）也可能对机械性能产生影响 。 断裂表面（图4c–e）显示出从凹坑到典型的晶内断裂形态的变化 ， 这与合金的延展性变化一致 。 与常规铸造和后热处理方法相比（图4b） ， 具有超细等轴先β晶粒和共析层状结构的打印态钛-铜合金的机械性能显示出优异的偏移屈服强度和延展性组合 。 其性能也与铸造和锻造的Ti–6Al–4V合金以及激光金属沉积的Ti-6Al-4V合金相当 。 此外 ， 铜是一种相对低成本的合金元素 ， 钛-铜合金可以用混合元素粉末而不是预合金粉末进行增材制造 。
图4 打印态Ti–Cu合金的机械性能 。
我们已经证明了一种增材制造钛-铜合金的途径 ， 该合金具有细等轴先β晶粒和超细共析层状结构 。 我们的实验结果表明 ， 凝固和随后的共析分解可以协同设计 ， 以调整机械性能以适应特定应用 。 这种使用高Q值合金的晶粒细化方法已在许多合金和凝固过程中得到证明 ， 并在这里被证明是增材制造钛合金的设计方法 。 该方法也可能适用于其他共析系统 ， 如珠光体钢 ， 其中这些常规合金的机械性能可以通过高性能工程应用的增材制造来提高 。
激光金属沉积
【Nature：超细晶粒高强度钛合金的增材制造】将直径在50μm至100μm之间的纯（99.9%）钛和（99.5%）铜球形粉末（分别为TLS Technik和Thermo Fisher）（见扩展数据图8）在Turbula振动台混合器中混合一小时 ， 以达到设计的组合物 。 激光金属沉积是在通快 TruLaser 单元 7020 上进行的 。
扩展数据图8原料粉末横截面的SEM图像 。
拉伸试验
将打印样品加工成规格长度为25 mm ， 厚度为4 mm的矩形拉伸试样（ASTM标准E8 / E8 M-08的超大尺寸试样） 。 拉伸测试加载方向垂直于激光金属沉积建筑方向 。 在室温下进行准静态单轴试验 ， 初始应变率为1.0×10?3 s?1在配备非接触式激光引伸计的通用测试设施（MTS810 ， 100 kN）上 。 对每种组合物测试了五个拉伸试样（见扩展数据图9） 。 然后将结果与标准尺寸试样的ASTM标准进行比较 。
扩展图9扩展数据图9工程应力-应变曲线 。
碳对拉伸性能的影响
下图显示了碳对合金拉伸性能的影响 。 所有三种碳合金的平均屈服和抗拉强度均有所提高 ， 但与Ti-6Al-4V相比 ， 碳添加量为0.1 wt.%时 ， 最大提高了9% 。 在此碳水平以上 ， 强度降低并发生严重的拉伸脆化 。
微量碳对Ti-6Al-4V拉伸性能的影响 。
这种低延展性与TiC增强钛金属基复合材料相似 ， 并且与这些研究一致 ， Ti-6Al-4V-0.41C的微观结构揭示了丰富的TiC 。 Da Silva等研究了TiC对Ti-6Al-V-TiC复合材料拉伸性能的影响 ， 发现延展性受TiC断裂速率和随后的空隙增长和聚结的控制 。 TiC的弹性非常有限 ， 因此在拉伸载荷下不可避免地会开裂和空隙的产生 。 最近 ， 这种失效模式在用硼化物增强的Ti-6Al-4V中得到了证明 。 众所周知 ， 碳在固溶体中会显着增加强度 ， 而碳化物的存在提供的贡献有限 。 这与目前的发现一致 ， 即即使在最小的痕量水平上故意添加碳 ， 也能将Ti-6Al-4V的强度提高到与Ti-6Al-4V-0.41C相似的水平 ， 而不会降低延展性 。 很明显 ， Ti-6Al-4V-C合金的强度和延展性的令人满意的组合可以在低于该水平的水平上实现 ， 该水平容易形成大型碳化物 。
