解析电子束丝材送进式增材制造技术制备的β Ti-10V-2Fe-3Al合金的微观结构及其优异性能

《Journal of Materials Research and Technology》：Deciphering the microstructural and excellent property in electron beam wire-fed additive manufactured of β Ti-10V-2Fe-3Al alloy

　　俞璞成|刘晨|朱国强|苏宝贤|赵春志|郭舒|徐超|王亮|苏彦青
哈尔滨工业大学材料科学与工程学院金属精密热加工国家重点实验室，哈尔滨，150001，中国

**摘要**
Ti-10V-2Fe-3Al钛合金因其优异的加工性能和高温耐性，在航空航天、生物医学等多个领域得到广泛应用。然而，传统制造方法往往难以满足生产精细组件的要求，亟需新的解决方案。本研究采用电子束丝材送进式增材制造技术制备Ti-10V-2Fe-3Al钛合金，并探讨了不同电子束电流参数对其微观结构演变和机械性能的影响。结果表明，高电子束电流可实现最佳的强度-塑性平衡，使该合金具有1049 MPa的抗拉强度和8.2%的伸长率。在低电子束电流下，合金会发生β→ω→α相变，增加电子束电流可促进这一相变过程。α相的微观形态呈现针状、V形和三角形簇状结构。预拉伸处理可生成应力诱导的纳米孪晶，提高合金的塑性；在低电子束电流条件下，纳米孪晶主要形成于α晶界内，而在高电子束电流条件下则更易在α晶界外形成。

**1. 引言**
亚稳态β-Ti-10V-2Fe-3Al钛合金因其卓越的加工性能、高比强度和良好的耐腐蚀性，在航空航天、石油化工等领域得到广泛应用[1][2][3]。传统的钛合金加工方法（如锻造、轧制和铸造）主要用于大规模生产简单部件，对于复杂零件的制造存在挑战[4][5][6]。增材制造技术的进步使得研究人员能够克服传统方法的局限，实现强度与塑性的理想平衡[7][8][9]。选择性激光熔化（SLM）[10][11][12]、定向能量沉积（DED）[13][14][15]、电子束丝材送进式（EBWF）[16][17][18]等技术常被用于调控微观结构，以达到所需的强度-塑性平衡[19][20][21][22][23]。Li等人[24]研究了SLM工艺参数对TC4和TA2合金机械性能的影响，以及微观结构与机械性能之间的关系，结果表明材料具有针状α′晶粒和柱状β晶粒的异质结构，具有1081 MPa的最大抗拉强度和约14%的伸长率。Matteo等人[25]利用SLM技术制备TC4钛合金，并探讨了多种后处理方法对其疲劳性能的影响，发现喷丸处理在中高循环次数下能有效提升疲劳性能。Zhu等人[18]研究了Ti6321钛合金的机械性能各向异性，指出沉积过程中的循环α→β相变促进了α球化作用，并观察到β相中的应力诱导马氏体转变，从而增强了塑性。变形抗力的变化和非均匀变形阶段的裂纹起始及扩展阻力差异导致Z方向和X方向的拉伸响应不同。Deng等人[26]使用DED技术制备了接近α型的Ti6钛合金，发现熔池上部的等轴晶粒阻碍了底部初始晶粒的外延生长，使整个样品具有近似等轴晶粒结构，降低了强度各向异性；沿构建方向的α晶粒尺寸差异导致垂直和水平样品的塑性不同，这主要归因于沉积过程中的快速冷却、随后的热循环和由此产生的残余应力[13][27]。此外，制成的部件在累积时容易发生翘曲，可能导致开裂，并显著降低材料的延展性和韧性。DED工艺中合金还容易出现空洞、裂隙和表面球化等缺陷[28]，这些缺陷常表现为绝热剪切带，成为裂纹的起始点，从而降低组件的机械性能和操作效率[13][27][28]。为减轻这些问题并提升钛合金的机械性能，研究人员在原有增材制造技术基础上引入了EBWF技术[29][30]。EBWF技术在金属成形过程中减少热应力，降低残余应力和部件开裂风险[16][17][18][29][30]，其原理是通过电子束熔化金属丝材，然后逐层凝固沉积。所得部件具有更优的内部质量、高密度和低孔隙率，从而提高可靠性和使用寿命[16][18][29]。Zhu等人[31]使用EBWF技术制备Ti6321合金，研究了其微观结构变化和机械性能，发现加热和冷却过程中α相的动态溶解与沉淀现象，新生α晶条在最终冷却阶段受到原有α晶界的促进而快速生长。

目前，关于钛合金增材制造的研究主要集中在SLM和DED技术上，而对于亚稳态β钛合金的EBWF研究较少。Ti-10V-2Fe-3Al钛合金在EBWF下的微观结构演变尚不完全清楚。因此，本研究旨在探究采用不同工艺参数制备的亚稳态β-Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的微观结构演变、机械性能及变化规律。借鉴α钛合金和α+β双相钛合金的研究成果，使用不同电子电流制备了亚稳态β-Ti-10V-2Fe-3Al合金，并通过X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）和透射电子显微镜（TEM）等技术分析了其微观结构和机械性能，为提升亚稳态β钛合金的强度-塑性平衡提供了新的理论依据。

**2. 实验 procedure**
2.1. 材料与制备工艺
Ti-10V-2Fe-3Al合金采用电子束丝材送进式（EBWF）设备（ZcompleX3，DMAMS，西安，中国）制备，原料为预合金化的Ti-10V-2Fe-3Al丝材（直径2mm）和纯Ti基底（150×100×10mm3）。合成过程如图1所示，表1列出了Ti-10V-2Fe-3Al丝材的化学成分；加工参数见表2，采用往复沉积方式，每层停留时间为30秒。最终得到的Ti-10V-2Fe-3Al合金壁厚约7mm。加工平台上的坐标系定义了X、Y和Z方向（分别为移动方向TD、横向方向LD和构建方向BD）。

**表1. EBWF工艺参数**
| 参数 | 值 |
|------------|-----------------|
| 加速电压 | 60 kV |
| 束流强度 | 45 mA |
| 聚焦电流 | 50 mA |
| 行进速度 | 1.2 m/min |
| 送进速度 | 500 mm/min |
| 停留时间 | 30 s |

**2.2. 分析与表征**
用于表征和测试的样品通过 wire 电火花加工从Ti-10V-2Fe-3Al合金中获得。样品的YOZ平面经过磨削、抛光和Kroll试剂蚀刻处理后进行金相观察。整体壁结构采用超深度场光学显微镜（GX71 Olympus, OM）进行观察；为进一步分析微观形态和取向，样品在-20°C和20V条件下用过氯酸、甲醇和丁醇进行电解抛光，随后使用电子探针显微镜（JEOL JXA8230, EPMA）结合电子背散射衍射仪（EBSD）和扫描电子显微镜（Quanta 200FEG, SEM）进行表征。此外还使用了场发射透射电子显微镜（Talos F200X, TEM）及能量色散谱仪（EDS）系统对微观结构和位错行为进行详细分析。
拉伸试样从Ti-10V-2Fe-3Al合金的单壁沿YOZ方向制备，在室温下使用万能试验机（AGXplus）以7.6×10^-4 s^-1的应变率进行单轴拉伸试验。变形试样的机械性能通过扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）进行分析。

**3. 结果**
3.1. 微观结构演变
图2显示了EBWF处理后的Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的光学显微镜（OM）图像。微观结构主要由沿构建方向生长的粗大β柱状晶粒组成，这些晶粒增强了层间结合并减少了缺陷。样品底部观察到等轴晶粒（图2）。这是因为在沉积第一层时，热量主要通过基底传导散失，从而使热量均匀分布，形成等轴晶粒。在45 mA和50 mA的电子束电流下，样品顶部也出现少量等轴晶粒（图3a和3b），这与G/R比率（温度梯度与凝固速率的比值）有关：较低的G/R比率有利于等轴晶粒的形成，而较高的比率则促进柱状晶粒的形成[32][33][34]。电子束增材制造过程中，每层的温度梯度从底部向顶部逐渐减小，而凝固速率基本保持不变，导致G/R比率降低，从而在顶部形成少量等轴晶粒。在55 mA的电子束电流下（图3c），顶部的等轴晶粒减少，结构以粗大β晶粒为主。

为了进一步研究不同电子束电流下的沉积形态，对晶界和晶内的微观结构进行了SEM分析。图3展示了沉积后的合金微观结构，发现过程中发生了相变：图3(a)显示45 mA电子束电流下的SEM图像，底部晶界的α相向两侧生长，体积较大；孔隙也存在于晶界两侧。中间和顶部晶界的α相细小、呈针状且分布均匀。随着电子束电流增加到50 mA，底部的α晶界变得更为细化，孔隙减少；而中部和顶部的α晶界变得粗糙，形成针状和V形结构（图3(c)。

**3.2. 电子束电流对微观结构的影响**
图4展示了不同电子束电流下Ti-10V-2Fe-3Al合金晶界处的微观形态变化：
- 45 mA时，底部晶界的α相较为细腻，孔隙减少；
- 50 mA时，α相在两侧细化；
- 55 mA时，底部晶界的α相变得更加粗糙，中间和顶部的α相形成针状、V形和三角形簇状混合结构。图4(a)展示了在45 mA电子束电流下，从上到下颗粒内部α相的形态。颗粒内的α相分布均匀，中部的浓度比顶部和底部更高。在50 mA电流下，颗粒内的α相发生了微观粗化，但在中部和顶部重新变得均匀分布（见图4(b)）。底部出现了一些条纹。这是由于电子束电流和温度的增加，导致初始沉积层与基底之间的温度梯度增大。结果，热量传导方式主要变为单向的向下散热，降低了整体的散热效率，并形成了条纹[35]。在55 mA电子束电流下，底部的条纹现象更加明显，而中部和顶部的α相在β基体中均匀分布。

图4. 不同电子束电流下Ti-10V-2Fe-3Al钛合金颗粒内部的SEM形态（从上到下）：(a) 45 mA, (b) 50 mA 和 (c) 55 mA。

3.2 相组成及相变过程
图5显示了Ti-10V-2Fe-3Al钛合金经过EBWF处理后的XRD图谱。XRD图谱表明，该合金主要由β基体（BCC）和α相（HCP）组成。在45 mA电子束电流下，α相主要由(001)、(100)和(101)晶面组成。当电子束电流增加到50 mA时，(101)α晶面的衍射峰增强，这表明在50 mA电流下(101)α晶面的生长得到了促进。当电子束电流进一步增加到55 mA时，(101)α、(102)α和(110)α晶面的衍射峰显著增强，同时(200)β晶面的衍射峰也增强。这表明在EBWF过程中发生了动态相变，(200)β晶面衍射峰的增强与图2中的微观结构一致。此外，XRD图谱还显示(001)α、(100)α和(101)α的衍射峰发生位移和宽化，表明合金发生了晶格畸变[36]。

3.3 方向分析与纹理演变
如图2所示，合金中的β柱状颗粒沿生长方向生长，并在EBWF处理后表现出明显的取向关系。为了进一步研究β相和α相的晶体学取向，对合金进行了EBSD分析。图6展示了在不同电子束电流下通过增材制造的Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的IPF图、相图和错位直方图。图6(a)显示了45 mA处理后的IPF图，α相主要沿(10-10)和(0001)晶面取向，体积分数为85.2%，而β相占14.8%。错位直方图（图6(g)）显示错位角度大于40°的晶界占多数，表明此时合金主要由大角度晶界组成。在50 mA电流下，α相的取向向(10-10)和(2-1-10)晶面转变。图6(e)展示了50 mA下的相图，α相的体积分数从85.2%增加到87.3%，合金仍主要由大角度晶界组成。在55 mA电流下，α相主要沿(2-1-10)和(0001)晶面取向，其体积分数增加到93.2%，大角度晶界的比例进一步上升。这些结果表明电子束电流显著影响了Ti-10V-2Fe-3Al钛合金中α相的演变。随着电子束电流的增加，α相的取向发生变化，体积分数增加，并且大角度晶界的比例增加。

金相观察发现，增材制造后的β颗粒沿生长方向生长，并表现出明显的各向异性。因此，进一步研究了纹理演变。图7展示了在不同处理参数下β相的{001}、{110}和{111}极图。在45 mA下，合金沿{001}面表现出明显的各向异性（图7(a)），纹理强度为{100}<100>，强度为23.920。随着电子束电流的增加，{100}面的纹理强度降低到11.673（图7(b)）。在55 mA时，{100}面的纹理强度升高到21.262，表明在不同电子束电流下β颗粒主要沿{100}面生长。这一观察结果与XRD图中β相在{200}面的衍射峰强度增加是一致的。已知从OM图中可以看到前方的生长方向是粗大的β柱状颗粒。中部主要由β柱状颗粒和少量随机取向的粗大等轴颗粒组成。随着能量密度的增加，随机取向的粗大等轴颗粒逐渐减少，转变为粗大的β柱状颗粒。结合图7可以看出，β颗粒的生长方向是沿{100}面。当能量密度增加到50 mA时，{100}面的强度降低，晶体取向倾向于与热流方向一致。可以推断，中部的粗大等轴颗粒主要沿{100}面生长。随着能量密度的增加，{100}面的强度增加，等轴颗粒的数量减少，从而形成了优选取向。

图8展示了在不同电子束电流下制造的合金的明场图像和TEM-EDS表面扫描结果。如图8所示，增材制造后的合金中没有观察到元素偏析。使用Image-Pro Plus软件对不同电子束电流下α相对的粒径进行了统计分析。测得的α相的纵横比为45 mA时为719.25:57.76，50 mA时为630.39:74.65，55 mA时为556.40:82.11。这些结果表明，随着电子束电流的增加，α相的长度减少，宽度增加，整体α相颗粒尺寸细化，表明高密度电子束电流可用于生产细晶粒合金。

图9显示了在不同电子束电流参数下处理后的Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的工程应力-应变曲线。如图9所示，该合金在不同EBWF处理下的拉伸性能有显著差异。在45 mA时，抗拉强度和屈服强度分别为1179.78 MPa和1049.04 MPa，延伸率为6.32%。在50 mA时，抗拉强度降至1099.07 MPa，屈服强度降至979.66 MPa，延伸率增加到8.97%。在55 mA时，抗拉强度比50 mA时降低了65.18 MPa，屈服强度降至838.28 MPa，延伸率进一步增加到10.30%。这些结果表明电子束电流对Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的强度影响较小，但对塑性有显著影响。

图10展示了预拉伸后合金的断裂形态。如图10所示，拉伸后的断裂形态具有混合特性，兼具延展性和脆性特征。在45 mA时，断裂表面包含许多解离台阶，凹坑和撕裂脊较少。断裂模式主要为脆性的，仅有少量的延展性贡献（见图10(a)）。在50 mA时，除了解离台阶和撕裂脊外，断裂表面还呈现出舌状图案，表明典型的解离断裂。在55 mA时，断裂表面上出现许多细小密集的凹坑，表明合金主要发生延性断裂（见图10(c)）。拉伸断裂特征的演变证实了合金塑性的提高，说明高电子束电流增强了其延展性。一般来说，凹坑的大小和密度决定了合金的塑性。较小且更多的凹坑通常与更好的合金塑性相关。这主要归因于高密度电子束电流促进了α相的沉淀，增加了其比例，并阻碍了裂纹的传播，从而增强了裂纹的偏转和裂纹路径的长度，进而提高了合金的断裂韧性和塑性[37]。这一观察结果与图9中工程应力-应变曲线的变化一致。

4.1 微观结构演变
众所周知，微观结构的演变显著影响合金的机械性能。第3节中的SEM和TEM分析显示，在EBWF处理后Ti-10V-2Fe-3Al钛合金中发生了动态的β→α相变，高电子束电流下产生了具有多样化形态的α相（针状、V形、三角形簇），同时纵横比逐渐减小。这些结果表明EBWF显著改变了Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的微观结构。根据Hall-Petch关系，更细的α结构对应更高的合金强度。在本研究中，随着电子束电流的增加，α相的比例增加。较高的α相比例通常与较小的晶粒尺寸和较高的强度相关，这与经验观察结果一致。然而，如图9所示，45 mA和50 mA下的强度高于55 mA时的强度，这主要是由于增材制造过程中的相变所致。

图11展示了在不同电子束电流下Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的TEM表征。选定电子衍射点的校准确认，除了α相外，合金中还存在ω相（见图11(a-c)）。在更高的电子束电流下，合金中仍然存在ω相（见图11(d-f）。在55 mA时，选择性电子衍射显示ω相从合金中消失。因此，增加电子束电流被认为在一定程度上促进了β→α相变。这解释了图11(g-i)中α相含量增加的现象。通常认为ω相可以提高亚稳态β钛合金的强度而不影响延伸率。先前的研究表明，增加能量密度会降低冷却速率并延长增材制造过程中的高温停留时间。随着能量密度的增加，较低的冷却速率和延长的高温停留时间促进了ω相的沉淀和生长。同时，溶质元素扩散到β基体中，增强了其稳定性。进一步增加能量密度会提高整体合金温度，加速β→α相变。在这种条件下，ω相作为成核位点，促进了α相的沉淀[38]、[39]、[40]。从机械性能的角度来看，一方面，作为硬而脆的过渡相的ω相分散在细小颗粒中，可以钉住位错并阻碍其移动，从而提高屈服强度。另一方面，随着能量密度的增加，合金会发生变形，导致ω相的数量减少或其尺寸增大。这减弱了ω相对位错的钉扎效应，因为较大的ω相颗粒更容易被位错切割或绕过，从而降低了它们对屈服强度的贡献。此外，ω相与位错和马氏体相互作用，产生加工硬化效应。具体来说，这种相互作用形成了双重加工硬化机制。首先，ω相与位错之间的相互作用会导致局部应力集中。当这种局部应力达到一定水平时，可能会导致位错通道的形成，进而可能引起局部颈部变形。然而，这种局部颈部变形受到位错与应力诱导孪晶形成以及马氏体共同作用的影响而受到抑制。这些相互作用共同作用，防止和稳定了过早的颈部变形，最终提高了合金的强度[41]、[42]、[43]、[44]、[45]。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像图11. 不同电流下Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的TEM分析：(a) 45 mA时的明场图像，(b) (a)中白色框区域的FFT图案，(c) (a)中红色框区域的FFT图案，(d) 50 mA时的明场图像，(e) (f) 50 mA时的SAED图案，(g) 55 mA时的明场图像，(h) (i) 55 mA时的SAED图案。从上述分析可以看出，45 mA和50 mA时存在ω相的合金比55 mA时的合金具有更高的抗拉强度和屈服强度。此外，α相表现出多种形态，包括针状、V形和三角形簇，这些主要与这些转变有关。在钛合金的相变过程中，新相优先在晶界处形成，表现出不均匀的成核现象。新形成的ω相界面与原始晶界之间的能量差异决定了独特结构的形成驱动力[46]、[47]、[48]、[49]。β相和α相遵循Burgers关系，在β→α转变过程中会产生12种可能的α变体。在特定条件下，这些变体可以组合形成不同的α形态[47]、[50]。V形α结构通常由两种不同的α变体组成，而三角形簇则由三种α变体组成。文献报道表明，当新相形成V形或三角形簇时，两相界面与原始晶界之间的能量差异最小，从而导致最低的应变能和最大的相变驱动力[51]、[52]。如图7所示，较高的电子束电流增强了{100}晶面的优先取向，从而增加了α相的含量。因此，在55 mA时，虽然合金的强度略有下降，但伸长率显著提高。

4.2. 母孪晶诱导塑性（TWIP）为了研究2%预应变后合金的微观结构演变，在2%拉伸变形后进行了TEM和几何相分析（GPA）分析，如图12所示。图12(a)-(a1)展示了45 mA时的变形微观结构。α晶粒呈现为具有明显层状结构的板条，用蓝色圆圈标出。通过快速傅里叶变换（FFT）索引的衍射斑点显示，这种层状结构对应于宽度为11.11 nm的纳米孪晶。为了进一步检查孪晶边界处的微观应变，采用了原子尺度的GPA。GPA主要基于高分辨率TEM（HRTEM）图像来评估位移和应变场，并已应用于表征合金中的裂纹、位错和小沉淀物周围的场[53]。图12(a2)展示了图12(a1)中εxx和εyy方向的应变分布。如图12(a2)所示，在45 mA时，孪晶处的微观应变主要沿εxx方向分布。图12(a3)显示了孪晶边界区域的HRTEM分析结果。取向分析确定孪晶面为{10-11}，在测量点的层间距为0.219 nm。孪晶边界通常是低能晶界，可以阻挡许多位错。因此，孪晶边界被放大（图12(a3)中的绿色圆圈）[54]、[55]、[56]，如图12(a4)所示。HCP晶系遵循ABABAB…堆垛序列。如图12(a4)所示，孪晶晶界的堆垛序列是不连续的，导致堆垛缺陷。图12(a5)显示了图12(a4)的快速逆傅里叶变换，显示出孪晶边界处有许多位错，表明这些边界有效地阻碍了位错的运动。

下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像图12. 在EBWF后Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的取向分析和GPA分析：(a) 45mA时的明场图，(a1) 图12(a)中蓝色圆圈的HRTEM图，(a2) 对应于图12(a1)的应变图，(a3) 图12(a1)中白色框的放大视图，(a4) 图12(a3)中绿色圆圈的放大视图，(a5) 图12(a3)的IFFT图，(b) 50mA时的明场图，(b1) 图12(b)中红色圆圈的HRTEM图，(b2) 对应于图12(b1)的应变图，(b3) 图12(b1)中蓝色框的放大视图，(b4) 图12(b3)的IFFT图，(c) 55mA时的明场图，(c1) 图12(c)中绿色圆圈的HRTEM图，(c2) 对应于图12(c1)的应变图，(c3) 图12(c1)中蓝色框的放大视图以及(c4) 图12(c3)的IFFT图。当电子束电流增加到50 mA时，合金中仍然观察到了纳米孪晶（图12(b)）。进行了高分辨率分析，如图12(b1)所示。孪晶宽度测量为16.67 nm，比45 mA时大了5.56 nm，表明较高的电子束电流促进了孪晶的粗化。图12(b2)展示了图12(b1)中孪晶在εxx和εyy方向的微观应变分布。应变主要沿εxx方向分布，但其强度高于45 mA时。图12(b1)中用蓝色框标记的孪晶界面被放大并进行了分析，如图12(b3)所示。观察到0.233 nm的晶格间距。此外，在孪晶边界的两侧观察到了许多堆垛缺陷（SFs）。图12(b3)的快速逆傅里叶变换显示出许多被困在孪晶晶界的位错，这阻碍了它们的运动。图12(c)显示了55 mA预应变后合金的明场图像，其中观察到孪晶在α板条内部和外部生长。这种生长行为与45 mA和50 mA时不同，在那种情况下孪晶仅限于α板条内。高分辨率分析（图12(c1)）显示，孪晶的宽度分别为17.14 nm和12.86 nm。图12(c2)展示了孪晶在εxx和εyy方向的微观应变分布。应变主要集中于εxx方向，εyy方向的应变分量较小。与45 mA和50 mA形成的孪晶相比，这种类型的孪晶在εxx和εyy方向的微观应变较低。图12(c1)中用蓝色框标记的放大区域显示在图12(c3)中。图12(c3)显示晶格间距为0.2413 nm，孪晶内部有高密度的SFs。图12(c3)的快速逆傅里叶变换显示孪晶边界两侧有许多位错，孪晶内部的位错密度高于边界处。总之，在不同电子束电流下进行2%预变形后，合金中形成了孪晶，表明它们的形成是应力诱导的。值得注意的是，不同的电子束电流影响孪晶的生长位置和宽度。较高的电子束电流导致孪晶宽度增大。在较低电子束电流下，孪晶形成在α板条内部；而在较高电流下，它们也可以在α板条外部生长。文献表明，孪晶可能在α板条内部沉淀和生长，以适应晶格应变[57]。然而，它们在α板条外部的沉淀和生长确实是一个值得研究的机制，这也为本文的后续工作提供了有意义的方向。

4.3. 相变机制众所周知，当能量密度增加时，合金的强度基本保持不变，而韧性提高，如图9和表3所示。这主要是由于α相含量的增加和孪晶数量的增加。作为相干的低能晶界，孪晶边界有助于调节合金的强塑性匹配。随着孪晶厚度的减小，孪晶内部可以容纳的位错减少，位错穿过边界所需的应力增加，从而增强了材料[58]、[59]、[60]。关于塑性，孪晶可以降低晶界能量，并在拉伸过程中作为位错的滑移面。这促进了位错的吸收和储存，促进了塑性变形，最终提高了合金的伸长率[61]、[62]。相反，作为表面缺陷，孪晶边界积累了位错，产生了背应力，阻碍了后续位错的运动。这种长程应力场随着变形孪晶数量的增加而增强。此外，孪晶边界有效地阻碍了位错的运动。位错不能直接通过相干孪晶重组来间接穿过，这个过程需要额外的能量[63]、[64]、[65]、[66]。当60°完美位错穿过相干孪晶边界时，位错在边界处积累。这种行为与孪晶边界同时增强材料强度和韧性的机制一致[58]、[67]、[68]、[69]。对Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的GPA分析显示，孪晶边界两侧有许多位错，微观应变主要集中于εxx方向。变形孪晶的激活是TWIP效应的关键，与相稳定性密切相关。当相稳定性过高时，位错滑移占主导[70]、[71]、[72]。如第3节所讨论的，在55 mA时只有β相和α相存在，此时相稳定性高于45 mA和50 mA时。这解释了在55 mA时观察到的伸长率增加。此外，文献报告指出，当位错与孪晶边界相互作用时，可能会出现可滑移位错、不可滑移位错和堆垛层错。这与我们研究中观察到的高密度位错和堆垛缺陷一致。当可滑移位错遇到孪晶边界时，它可能会分解为一个不完整的位错穿透孪晶，另一个留在边界。边界吸收了部分位错并发生滑移，导致孪晶边界迁移[58]、[68]、[73]、[74]。这一过程有效地缓解了变形产生的应力集中，使孪晶边界能够容纳更大的塑性应变，从而提高了合金的伸长率。当能量密度为50 mA时，存在α相含量，发生β到α相的转变。当能量密度增加到55 mA时，β到α相的转变基本完成，α相含量增加到93.2%。在2%应变后，观察到孪晶数量也增加，表明高能量密度促进了孪晶的形成。一方面，在高能量密度下，α相相对稳定，其内部的位错滑移与随后变形过程中孪晶的形成和扩展相协调，共同促进了合金的塑性变形。另一方面，在55 MHz的条件下，α相的滑移系统受到限制，在变形过程中需要额外的塑性机制（如变形孪晶）来适应塑性变形。因此，可以推断α相越稳定，孪晶就越容易形成[75]、[76]、[77]、[78]。表3. 样品的室温拉伸性能。空单元YSUTSEL（MPa）（MPa）（%）45 mA 10 49.04±9.54 11 79.78±9.62 6.32±0.54 50 mA 97 9.66±9.32 10 99.07±9.53 8.97±0.33 55 mA 83 8.28±9.28 10 33.89±9.35 10.30±0.26为了说明Ti-10V-2Fe-3Al钛合金在拉伸过程中的纳米孪晶演变，图13提供了一个示意图。在低电子束电流下，合金呈现出针状α结构、V形α和三角形α簇。当在低电流下制备的合金被拉伸时，纳米孪晶在α板条内部形成，同时孪晶边界两侧有少量位错。在50 mA下拉伸时，孪晶的厚度和数量都增加，孪晶边界附近有高密度的位错。在55毫安的电流下，纳米孪晶不仅在α晶粒的内部形成，也在其外部形成。示意图表明，高密度的电子束促进了纳米孪晶的形成。这些孪晶能够吸收和储存位错，从而增强了Ti-10V-2Fe-3Al钛合金沉积物的强塑性。这为制造具有优异强度和延展性的复杂部件提供了一种可行的策略。下载：下载高分辨率图片（448KB）下载：下载全尺寸图片

图13. 示意图展示了EBWF处理后Ti-10V-2Fe-3Al钛合金的变形机制及变形微观结构的特征。

5. 结论

在本研究中，使用了EBWF（电子束熔融）增材制造技术制备了Ti-10V-2Fe-3Al钛合金，并系统地研究了工艺参数对合金微观结构、相变行为及力学性能的影响。提出了一种可行的加工策略，可以快速制造出兼具优异强度和塑性的Ti-10V-2Fe-3Al钛合金部件。主要结论总结如下：
(1) 电子束电流的变化显著影响了Ti-10V-2Fe-3Al钛合金沉积物的力学性能。当电子束电流为55毫安时，该合金沉积物表现出最佳的强度-塑性平衡。
(2) 在使用低电子束电流进行Ti-10V-2Fe-3Al钛合金增材制造过程中，观察到了β→ω→α的相变序列；而在高电子束电流下，β相完全转变为α相，形成的α相貌具有针状、V形和三角形簇等多种形态。
(3) 在Ti-10V-2Fe-3Al钛合金涂层受力过程中出现了孪晶诱导塑性（TWIP）现象。当电子束电流为45毫安和50毫安时，纳米孪晶在α晶粒内部形成；随着电子束电流进一步增加到55毫安，纳米孪晶也会在α晶粒外部生成。

数据可获取性

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