激光增材Ti6Al4V中多代孿晶馬氏體粗化的研究

來源：長三角G60激光聯(lián)盟

導(dǎo)讀：據(jù)悉，本研究采用基于有限元方法的多物理熱動力學(xué)和熱力學(xué)模型，并通過掃描電子顯微鏡和透射電子顯微鏡進行實驗觀察，以研究這種現(xiàn)象。

激光粉末床聚變基增材制造（LPBF-AM）過程中固有復(fù)雜的熱動力學(xué)和熱機械條件的產(chǎn)生使得理解Ti6Al4V中內(nèi)部孿晶馬氏體結(jié)構(gòu)的演變具有挑戰(zhàn)性。鑒于此，本研究采用基于有限元方法的多物理熱動力學(xué)和熱力學(xué)模型，并通過掃描電子顯微鏡和透射電子顯微鏡進行實驗觀察，以研究這種現(xiàn)象。為了了解LPBF-AM多激光徑跡處理過程中熱動力學(xué)和熱力學(xué)對馬氏體相和孿晶形態(tài)特征演變的瞬態(tài)影響，并對變形Ti6Al4V進行三重激光跟蹤和常規(guī)熱處理。與LPBF-AM Ti6Al4V相比，水淬Ti6Al4 V樣品中馬氏體板條的主要部分更薄。此外，在LPBF-Ti6Al4V中檢測到多代結(jié)晶孿晶，這在固溶和水淬變形Ti6Al4V中很少檢測到。多代孿晶也是單激光徑跡處理鍛造Ti6Al4V的獨特特征。這些形態(tài)和結(jié)晶學(xué)上不同的馬氏體相結(jié)構(gòu)的演變與本研究中LBPF-AM過程中經(jīng)歷的層內(nèi)多激光跟蹤和多層熱處理過程中計算預(yù)測的熱動力學(xué)和熱機械條件相關(guān)。

圖形摘要

1介紹
基于激光粉末床聚變的增材制造（LPBF-AM）技術(shù)從本質(zhì)上講，會產(chǎn)生快速的熱動力學(xué)條件，這很容易超過傳統(tǒng)熱處理中實現(xiàn)的熱動力學(xué)。LPBF-AM技術(shù)中產(chǎn)生的非常小的熔池體積的熱量被周圍的大的固體金屬體積迅速提取，該體積通常比水具有更低的比熱和更高的熱導(dǎo)率。因此，水淬過程中產(chǎn)生的冷卻速率低于LPBF-AM過程中在固體金屬介質(zhì)中淬火的熔池的冷卻速率。因此，盡管在這兩種情況下都會產(chǎn)生非平衡相，但它們的熱力學(xué)狀態(tài)可能不同。

EBSD IPF映射（a）垂直，（b）水平和（c）45°支柱。還顯示了母β晶粒的相應(yīng)數(shù)值重建。BD 代表構(gòu)建方向。

與大多數(shù)傳統(tǒng)制造工藝不同，增材制造（AM）包括添加材料而不是去除材料來構(gòu)建三維零件。增材制造技術(shù)允許生產(chǎn)復(fù)雜的“近凈形狀”部件，例如晶格結(jié)構(gòu)，即輕質(zhì)但剛性的重復(fù)開孔結(jié)構(gòu)。這種結(jié)構(gòu)在輕型和剛性組件中有許多工業(yè)應(yīng)用，特別是在航空工業(yè)中。Ti-6Al-4V晶格結(jié)構(gòu)可以使用電子束熔化（EBM）構(gòu)建，這是一種粉末床增材制造工藝，包括堆疊和熔化連續(xù)的金屬粉末層，具有高能電子束，達到CAD模型定義的精確幾何形狀。然而，EBM技術(shù)固有的一個問題是該過程引起的表面不規(guī)則性。這部分是由于粉末附著在零件表面的存在，在粉末去除操作期間無法去除。晶格結(jié)構(gòu)的幾何形狀過于復(fù)雜，無法進行任何類型的常規(guī)機械后處理。因此，必須考慮其他基于化學(xué)蝕刻的方法，以降低表面粗糙度。在這里，對各種相對密度的電子束熔化的Ti-6Al-4V“八角桁架”晶格結(jié)構(gòu)進行了化學(xué)蝕刻。這些晶格結(jié)構(gòu)隨后在單軸壓縮下進行了測試。對其彈性響應(yīng)進行分析，以將其相對剛度與相對密度和表面粗糙度聯(lián)系起來。

本研究為通過LPBF-AM制造的Ti6Al4V中產(chǎn)生的馬氏體板條和不同類型孿晶結(jié)構(gòu)的形態(tài)演變提供了更深入的見解。試圖了解LPBF-AM過程中熱動力學(xué)和熱力學(xué)對馬氏體相形態(tài)特征演變的瞬態(tài)影響。為此，進行了單獨的實驗，包括用單、雙和三激光軌道進行激光表面熔化，以及對鍛造Ti6Al4V進行常規(guī)熱處理。通過基于有限元法（FEM）的計算預(yù)測，對本研究中LPBF-AM過程中經(jīng)歷的多激光跟蹤和多層熱處理過程中的熱動力學(xué)和熱機械條件進行了解釋，從而解釋了形態(tài)和結(jié)晶學(xué)多樣的馬氏體相結(jié)構(gòu)的演變。

2.材料和方法

2.1.制造
使用AconityMIDI系統(tǒng)中的LPBF技術(shù)，由粒徑為15–45μm的23級Ti6Al4V粉末增材制造Ti6Al4 V塊（10mm×10mm×15mm）。光束直徑為85μm的連續(xù)波Nd:YAG激光器（λ=1070nm）以800mm/s的掃描速度和150W的激光束功率照射到厚度為30μm粉末層上，其中連續(xù)的線性軌跡被反向定向，而其中心保持在120μm的間隔（陰影間距），如圖1a所示。

圖1 暴露于（a）單個激光軌道、（b）兩個激光軌道和（c）三個激光軌道的三塊鍛造Ti6Al4V的示意圖，以120μm的艙口間距隔開。

2.2.計算建模

本研究采用基于有限元法（FEM）的多物理模型來預(yù)測LPBF-AM技術(shù)期間引起的熱動力學(xué)和熱機械效應(yīng)。使用溫度相關(guān)材料特性，在COMSOL多物理平臺上設(shè)計了有限元模型。

2.2.1.激光粉末床相互作用

激光與粉末床的相互作用導(dǎo)致多次反射，因此足夠的激光能量穿透粉末床。該模型側(cè)重于預(yù)測LPBF-AM過程中溫度的時空變化。

2.2.2.熱力模擬

除了熱動力學(xué)效應(yīng)，熱機械效應(yīng)還顯著影響物理事件，如LPBF-AM過程中二維缺陷的產(chǎn)生和固態(tài)相變。有鑒于此，開發(fā)了一個熱力學(xué)模型來預(yù)測熱應(yīng)變，以響應(yīng)上述熱模型預(yù)測的瞬態(tài)溫度分布，見圖2。

圖2 具有（a）楊氏模量和熱膨脹系數(shù)的Ti6Al4V的溫度相關(guān)機械和熱物理性能；（b）屈服應(yīng)力、泊松比和切線模量；以及（c）β和α′相的晶胞體積和體積應(yīng)變變化。

3.結(jié)果和討論

3.1.微觀結(jié)構(gòu)特征

與Ti6Al4V的LPBF-AM固有相關(guān)的快速熱動力學(xué)通常導(dǎo)致在先前凝固的β晶粒內(nèi)形成非平衡馬氏體（α′）相，如圖3a和圖b所示。類似地，在高冷卻速率下對鍛造Ti6Al4V進行固溶，然后進行水淬（WQ），也導(dǎo)致在先前的β晶粒內(nèi)形成馬氏體（圖3c和d）。然而，兩種條件（LPBF-AM和WQ）下馬氏體的物理形態(tài)存在明顯差異。LPBF-AM Ti6Al4V中產(chǎn)生的馬氏體板條平均比WQ-Ti6Al4V中的板條粗。基于多個區(qū)域的測量，LPBF-AM和WQ-Ti6Al4V樣品中馬氏體板條寬度和長度的統(tǒng)計分布如圖4a–d所示。在每個直方圖中，除了統(tǒng)計分布外，還考慮了模式范圍（測量數(shù)據(jù)頻率最高的范圍）來比較馬氏體板條的尺寸。可以注意到，LPBF-AM Ti6Al4V中馬氏體板條的主要部分的寬度范圍為1–1.8μm，模式范圍為1.4–1.6μm。此外，值得注意的是，大量馬氏體板條的厚度也在2.5–4μm范圍內(nèi)（圖4a）。另一方面，WQ-Ti6Al4V中馬氏體板條的寬度相對較薄，模式范圍為0.38–0.45μm（圖4c）。沿著同一條線，LPBF-AM Ti6Al4V中的大多數(shù)馬氏體板條的長度（14–17μm）比WQ-Ti6Al4V中的板條（9–11μm，圖4c和d）更長。此外，LPBF-AM Ti6Al4V中的大量馬氏體板條長度甚至延伸至50μm（圖4c）。本質(zhì)上，LPBF-AM Ti6Al4V中存在的馬氏體板條比WQ-Ti6Al4V中的板條寬且長。

圖3 （a）、（b）LPBF-AM Ti6Al4V和（c）、（d）WQ-Ti6Al4V的SEM顯微照片和反極圖，表明板條尺寸和內(nèi)部孿晶存在顯著差異。

圖4 LPBF-AM Ti6Al4V中馬氏體板條的（a）寬度和（b）長度的直方圖，以及WQ-Ti6Al4V中馬氏體板條的（c）寬度和。

3.2.熱應(yīng)力的演變

圖5a顯示了該位置的熱應(yīng)力隨單個加熱-冷卻循環(huán)的時間變化。在固態(tài)加熱過程中，熱誘導(dǎo)應(yīng)力迅速增加，在熔化過程中驟降至完全釋放（凈零MPa）之前達到最大值441MPa。增加的拉伸應(yīng)力被馬氏體轉(zhuǎn)變引起的局部壓縮應(yīng)力的產(chǎn)生部分抵消，這可以作為馬氏體形成開始前的一個下降（圖5a）。隨后，隨著馬氏體結(jié)構(gòu)的持續(xù)冷卻，拉伸應(yīng)力占主導(dǎo)地位，并且由于隨后的激光跟蹤，總熱應(yīng)力單調(diào)增加，直到下一個熱循環(huán)。

圖5 計算預(yù)測的LPBF-AM過程引起的熱應(yīng)力，如構(gòu)建方向上的von Mises應(yīng)力和應(yīng)變率。

3.3.馬氏體形態(tài)的演變

使用LPBF技術(shù)的Ti6Al4V的增材制造導(dǎo)致了快速的熱動力學(xué)，產(chǎn)生了4.82×105 K/s至2.56×107 K/s的冷卻速率和1.48×106 K/m至1.58×107 K/m的更陡的熱梯度，這在作者的早期報告中進行了計算預(yù)測。這種獨特的技術(shù)不僅在多層打印期間，而且在通過多個激光軌道制造單層期間，使LPBF部件的給定位置經(jīng)歷多次熱循環(huán)。在目前的工作中，在第n層的某個位置（此處標(biāo)記為M）經(jīng)歷的這種計算預(yù)測的熱（溫度-時間）循環(huán)如圖6a所示。

圖6 （a）在連續(xù)層的制造過程中位于第n層的位置的溫度-時間圖，以及（b）由于第n層制造過程中的后續(xù)激光軌跡而在同一位置產(chǎn)生的放大溫度-時間曲線。

基于在本研究中采用的加工參數(shù)下產(chǎn)生的上述重復(fù)時間和空間層內(nèi)和層間熱歷史，可以合理地認為加工區(qū)域內(nèi)的任何代表性位置（如M）都可能經(jīng)歷類似的熱動力學(xué)和微觀結(jié)構(gòu)演變。通過檢查整個印刷部件的多個區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)進一步證實了這一點。在LPBF-AM Ti6Al4V中觀察到的馬氏體板條是其制造過程中經(jīng)歷的多次熱循環(huán)的結(jié)果（圖6a）。圖6b放大了第n層制造過程中位置M經(jīng)歷的層內(nèi)熱圖案的后加熱段。在位置M處產(chǎn)生的馬氏體，在熱循環(huán)C1期間熔化并快速凝固后，由于在923 K的馬氏體起始溫度下的4.82×105 K/s的快速冷卻速率，可能具有更小的尺寸（寬度和長度），如圖7a所示。然而，由于該位置在熱循環(huán)C2期間經(jīng)歷了另一次加熱事件Th（圖6b），馬氏體熱轉(zhuǎn)變?yōu)棣拢�同時在先前的馬氏體界面處留下位錯陣列，如圖7b所示。在熱循環(huán)C2的冷卻事件Tc期間，馬氏體板條位置的這些特征很容易充當(dāng)馬氏體的成核位置（圖6b）。這種馬氏體板條可以繼續(xù)從現(xiàn)有馬氏體界面外延生長，并進一步延伸到附近的凝固區(qū)域，如圖7c所示。

圖7 （a–c）示意圖，描繪了通過多次加熱-冷卻循環(huán)的馬氏體板條形態(tài)演變。

通過觀察具有單、雙和三個激光軌跡的激光表面熔化的Ti6Al4V，進一步了解了上述馬氏體粗化機制。單激光軌道處理的樣品經(jīng)歷了一個熱循環(huán)，而雙激光軌道和三激光軌道暴露的鍛造Ti6Al4V的重熔/再加熱區(qū)域分別經(jīng)歷了兩個和三個熱循環(huán)。因此，可以研究多次熱循環(huán)對馬氏體板條形貌的逐漸影響。從這個角度出發(fā)，對每種條件下馬氏體板條的尺寸進行了檢查。圖8a–c分別顯示了經(jīng)單、雙、三道曝光處理的樣品中馬氏體板條的SEM顯微照片。這些圖顯示了馬氏體板條寬度和長度的細微差異。因此，對每種條件下馬氏體板條尺寸進行了隨機分析，并在圖9a–f的直方圖中給出。

圖8 來自（a）單激光軌道處理的熔池、（b）雙激光軌道處理、（c）三激光軌道處理鍛造Ti6Al4V的SEM顯微照片。（d） LPBF-AM Ti6Al4V馬氏體板條的TEM圖像。

圖9 （a）、（b）單激光道處理、（c）、（d）雙激光道處理和（e）、（f）三激光道處理的鍛造Ti6Al4V中馬氏體板條寬度和長度的直方圖。

化學(xué)蝕刻對晶格結(jié)構(gòu)的影響，如SEM觀察所揭示的：（a）竣工格子結(jié)構(gòu);（b）化學(xué)蝕刻2h后。

如上圖所示，對竣工和蝕刻樣品進行了SEM分析，以便定性評估化學(xué)蝕刻對支柱表面粗糙度的影響。在圖a中，竣工支柱的特征是在其表面上附著的未熔化的粉末顆粒。在更大的尺度上，可以觀察到類似“板堆”的不規(guī)則性，已知這是由熔池的不穩(wěn)定性引起的。在圖b中，蝕刻支柱的直徑比建成支柱的直徑要低得多，表面更光滑。盡管表面仍然不規(guī)則，但附著在支柱上的粉末顆粒已通過蝕刻工藝去除。這些顆粒的優(yōu)先去除可以通過它們的高表面體積比來解釋，有利于金屬通過化學(xué)蝕刻劑溶解。

3.4.馬氏體板條內(nèi)孿晶結(jié)構(gòu)的演變

毫無疑問，材料的性能在很大程度上取決于它們的微觀結(jié)構(gòu)，包括相組成、形態(tài)、分布和特征長度尺度，而這些又對應(yīng)用的加工技術(shù)和條件非常敏感。因此，SLMed Ti-6Al-4V合金延展性差不可避免地與其獨特的加工技術(shù)有關(guān)。在SLM過程中，首先通過聚焦的激光束快速加熱和熔化當(dāng)前的金屬粉末層。然后，當(dāng)激光束移開時，沉積的材料冷卻并與先前的固結(jié)部件冶金結(jié)合。隨著更多后續(xù)包層或?qū)颖蝗刍�，先前沉積的包層或?qū)訉⒔?jīng)歷再加熱和冷卻的重復(fù)熱循環(huán)。因此，與傳統(tǒng)的熱機械加工技術(shù)相比，SLM技術(shù)具有以下特點：（a）高溫梯度（106 K/m）以及快速凝固和冷卻速率（可達到108 K/s）;（b）復(fù)雜的熱歷史，涉及金屬粉末的定向激光熔化和凝固以及凝固部件的多次再加熱和冷卻循環(huán)。

SLMed Ti-6Al-4V長方體樣品的XOY（b）和XOZ（c）截面上的三維光學(xué)顯微鏡復(fù)合視圖（a）和放大微觀結(jié)構(gòu)。

圖8a–c是對應(yīng)于單、雙和三激光軌道熔化的Ti6Al4V的SEM圖像。在單激光軌道熔化Ti6Al4V樣品的情況下，對更細尺度馬氏體板條中的孿晶傾向進行了更詳細的研究，因為該樣品顯示了一些最細尺度板條。圖10顯示了來自單激光軌道熔化的Ti6Al4V樣品的三個此類代表性示例。

圖10 （a）、（c）和（e）是暗場TEM圖像，顯示了在單激光軌道熔化的Ti6Al4V樣品中細小馬氏體板條中存在孿晶，而（b）、（d）和（f）是這些板條各自的選定區(qū)域衍射圖案，沿 (1ˉ011) 型平面建立孿晶。

圖11所示的WQ-Ti6Al4V樣品的亮場TEM圖像進一步證明了這一點，這些板條內(nèi)沒有明顯的孿晶，進一步突出了與LPBF工藝相關(guān)的熱動力學(xué)和熱力學(xué)在確定單個初級馬氏體板條的孿晶程度時超過了板條寬度的貢獻。

圖11 亮場TEM圖像，顯示W(wǎng)Q-Ti6Al4V中存在細小的初級馬氏體板條，沒有任何明顯的孿晶。

TEM明場圖像（a，d和f）顯示了SLMedTi-6Al-4V長方體樣品的馬氏體特征;（e） 是晶格圖像;（b）和g分別對應(yīng)于（a）和（f）的SAED模式;（c） 和 （h） 分別是 （b） 和 （g） 的索引 SAED 模式;下標(biāo) M 代表矩陣，T 代表 （c） 中的孿生體。

上圖顯示了XOZ截面的TEM觀測結(jié)果，顯示了SLMed Ti-6Al-4V樣品在掃描速度為1000mm/s和艙口間距為80μm下的典型馬氏體亞結(jié)構(gòu)。正如預(yù)期的那樣，α'馬氏體具有高密度的纏結(jié)位錯（圖a中的黑色箭頭），可以有效地適應(yīng)馬氏體轉(zhuǎn)變。這些位錯的存在為馬氏體成核和生長提供了優(yōu)先水平，并進一步促進了分層結(jié)構(gòu)的形成。此外，相互平行的次級α′馬氏體在圖a中以更精細的尺度在內(nèi)部孿晶，厚度為數(shù)十納米。圖 b和c中的選定面積電子衍射（SAED）模式將孿生模式標(biāo)識為（1012）孿生型，是Ti-6Al-4V合金中經(jīng)常觀察到的孿生型。

本研究的初步TEM研究顯示，LPBF-AM Ti6Al4V中的{101}孿晶占優(yōu)勢。TEM暗場圖像顯示了LPBF-AM Ti6Al4V中馬氏體板條內(nèi) (11ˉ01)孿晶的存在，如圖12a所示。在單激光徑跡處理的鍛造Ti6Al4V樣品中也主要觀察到相同的孿晶系統(tǒng) (11ˉ01)（圖12b）。這一點通過圖12c所示的反向極點圖進一步證實，其中馬氏體板條被標(biāo)記為多個孿晶區(qū)域（紅色箭頭）和矩陣區(qū)域（白色箭頭）。

圖12 （a）LPBF-AM Ti6Al4V的暗場TEM圖像，其相應(yīng)衍射圖案顯示 (11ˉ01)型孿晶；（b）單激光徑跡處理的鍛造Ti6Al4 V，其相應(yīng)的衍射圖案顯示出 (11ˉ01)型孿生。（c） LPBF-AM Ti6Al4V的反向極點圖，以及（c）中標(biāo)記的馬氏體板條的（d）孿晶區(qū)（由（c）的紅色箭頭標(biāo)記）和矩陣區(qū)（由c）的白色箭頭標(biāo)記）的0001和101的離散極點圖。

在所有情況下，包括單、雙和三次激光徑跡處理的Ti6Al4V樣品以及LPBF-AM制造的樣品，孿晶更為豐富的另一個特征是單個馬氏體板條中孿晶的厚度可變。這些特征可以在圖13a和13b中看到，它們用字母w標(biāo)記。在同一馬氏體板條中，這些孿晶區(qū)域的厚度從10 nm到200 nm不等。單馬氏體板條內(nèi)這些孿晶區(qū)域的厚度變化在單激光處理的鍛造Ti6Al4V中開始，如圖13c和d中相應(yīng)衍射圖案的暗場TEM圖像所證實的。

圖13 （a）單激光徑跡處理的鍛造Ti6Al4V和（b）LPBF-AM Ti6Al4 V的SEM顯微照片。（c）和（d）TEM圖像，顯示了來自單激光軌道處理的鍛造Ti6Al4V的馬氏體板條的暗場圖像和相應(yīng)的衍射圖案。

此外，在單次熱應(yīng)力循環(huán)下降后，合成的拉伸熱應(yīng)力繼續(xù)增加到更高的值。在熱應(yīng)力循環(huán)的這一階段，由于冷卻過程中已經(jīng)形成的大量馬氏體板條的收縮，拉伸應(yīng)力超過了局部壓縮應(yīng)力。此外，馬氏體形成后產(chǎn)生的應(yīng)變率最高，最高可達23s−1（圖5d）。在這種熱機械動力學(xué)條件下，這些應(yīng)力很可能是通過在相變孿晶馬氏體或滑移馬氏體中產(chǎn)生晶體缺陷（如位錯和變形孿晶）而釋放的。這些方面可能與圖14a中LPBF-Ti6Al4V的SEM顯微照片中呈現(xiàn)的微觀結(jié)構(gòu)特征有關(guān)，這標(biāo)志著初級轉(zhuǎn)變孿晶的基質(zhì)中存在連續(xù)一代孿晶（由字母s標(biāo)記）。

圖14 （a）LPBF-AM Ti6Al4V和（b）單激光軌道處理的鍛造Ti6Al4 V的SEM顯微照片。LPBF-AM Ti6Al4V的TEM顯微照片，顯示（c）和（d）對暗場圖像。（e）twin的HRTEM圖像（f）來自（e）的更高放大率的逆FFT圖像。

五種熱循環(huán)過程中馬氏體演化的示意圖。

上圖給出了SLMed樣品在復(fù)雜熱歷史過程中α′馬氏體的形成和演化機理。對于第一類熱循環(huán)，當(dāng)峰值溫度超過TL時，前幾次熱循環(huán)形成的微觀結(jié)構(gòu)被充分?jǐn)_動，在再加熱過程中形成液相。當(dāng)溫度低于Ts時，L→β的凝固轉(zhuǎn)變會迅速啟動。當(dāng)溫度進一步降低到Tβ以下時，組織完全由大型柱狀β晶粒組成。由于冷卻速度快，原子擴散受到嚴(yán)重限制，從而抑制了β→α的轉(zhuǎn)變。隨著溫度進一步降低到MS以下，具有雙亞結(jié)構(gòu)的針狀初生α′馬氏體開始在β晶界析出，并伴隨著位錯的產(chǎn)生。這些孿晶和位錯有助于應(yīng)力的釋放和馬氏體相變的調(diào)節(jié)。此外，α′馬氏體沿軸向的生長速度比徑向的生長速度快，這意味著α′馬氏體在形貌上具有高度的各向異性，具有很高的長徑比。因此，第1型熱循環(huán)后的顯微組織由針狀初生α′馬氏體組成，在先前的β晶粒中有少量位錯和孿晶，這通常是第2型熱循環(huán)的初始顯微組織。

3.5結(jié)論
基于有限元方法的多物理計算模型深入了解了與Ti6Al4V的LPBF-AM制造相關(guān)的熱動力學(xué)和熱機械條件對馬氏體結(jié)構(gòu)形態(tài)演變的瞬態(tài)影響。本研究的具體觀察結(jié)果總結(jié)如下：

1.熱動力學(xué)和熱應(yīng)力演化與實驗結(jié)果的相關(guān)性表明，在給定位置，隨著連續(xù)的熱循環(huán)，馬氏體板條逐漸變粗。較長和扭曲的馬氏體板條的存在表明馬氏體板片的外延生長以及β晶粒的外延生長通過多個激光軌跡制造連續(xù)多層。

2. {101ˉ1}孿晶主要在LPBF-AM Ti6Al4V以及單激光徑跡處理的鍛造Ti6Al4 V中檢測到，而在WQ-Ti6Al4V中很少觀察到。計算預(yù)測的LPBF-AM Ti6Al4V中的快速熱動力學(xué)和熱機械條件可能導(dǎo)致β相的未釋放應(yīng)力，從而降低Ms溫度，導(dǎo)致LPBF-AM Ti6Al4V中的孿晶占優(yōu)勢。

3.在LPBF-AM Ti6Al4V的馬氏體板條內(nèi)形成的孿晶具有不同的物理取向，并且在相同的馬氏體板條內(nèi)孿晶區(qū)域的厚度不同。在LPBF-AM Ti6Al4V中觀察到的其他特征包括在主孿晶基體內(nèi)形成的孿晶的連續(xù)世代，以及在馬氏體基體內(nèi)終止的透鏡狀變形孿晶。這些特征也在LPBF-AM工藝的第一個熱循環(huán)中形成，這通過在快速熱動力學(xué)和熱機械條件下在單激光軌道處理的Ti6Al4V中的觀察得到證實。

來源：Coarsening of martensite with multiple generations of twins in laser additively manufactured Ti6Al4V, Acta Materialia, doi.org/10.1016/j.actamat.2021.116954

參考文獻：computational assessment of thermokinetics and associated microstructural evolution in laser powder bed fusion manufacturing of Ti6Al4V alloy; Sci. Rep., 10 (1) (2020), pp. 1-14