圖1 （a）Ti-Co，（b）Ti-Cr和（c）Ti-Ni二元合金的相圖。

圖2 Ti-6Al-4V CoCrNi合金的熱力學預測結果:(a) Ti-6Al-4V CoCrNi合金在非平衡過程中的凝固溫度范圍，(b) Ti-6Al-4V+1.0 wt% CoCrNi和(c) Ti-6Al-4V+1.1 wt% CoCrNi合金的Scheil凝固曲線。

圖3 材料、LDED工藝和致密化:(a, b) Ti-6Al-4V和CoCrNi MEA粉末的形貌，(c, d) LDED工藝和制備的大樣品示意圖，(e)成形樣品的光學圖像，以及(f)拉伸樣品的尺寸和照片。

圖4 LDED制造的（a-c）Ti-6Al-4V，（d-f）UTM和（g-i）HTM合金的OM和SEM顯微照片。

圖5 LDED制造的Ti-6Al-4V和UTM合金的EBSD分析：獲得LDED制造的（a，b，e，f）Ti-6Al-4V和（c，d，g，h）UTM合金的IPF取向圖來自XOY和XOZ截面，（i）Ti-6Al-4V和（j）UTM合金中α相的PF，以及（k）Ti-6Al-4V和（l）UTM合金重建的先前β晶粒的PF。

圖6 LDED制造的（a，c）Ti-6Al-4V和（b，d）UTM合金的STEM-EDS映射和相圖。

圖7 LDED制造的HTM合金的EBSD和EDS分析：（a）α相和（b）重建的先前β晶粒，（c）相圖和（d）的IPF取向圖相應的 EDS 映射。

圖8 XRD的線剖面分析：（a）XRD圖譜，（b）（100）反射的峰展寬，（c）mWH圖和（d）位錯密度。

圖9 LDED制造的Ti-6Al-4V，UTM和HTM合金的拉伸結果：（a）工程應力 - 應變曲線，（b）實現的機械性能比較使用先前工作中報道的Ti-6Al-4V合金，（c-e）不同拉伸應變階段變形行為的原位DIC觀察，以及（f-h） 斷裂形態。

圖10 晶粒細化分析：（a） Ti–6Al–4V 和 （b） UTM 合金的高爐透射電鏡圖像，（c） α板條寬度和 （d） 短軸長度的統計結果前β晶粒，（e）由熱計算軟件計算的偽二元Ti-6Al–4V-CoCrNi相圖，以及（f）Ti-6Al-4V和UTM合金的本構過冷示意圖。

圖11 晶界群分析：（a， c） Ti–6Al–4V 和 （b， d） UTM 合金的晶界圖，以及 （e） α/α晶粒的長度分數邊界和（f）方向錯誤的角度分布。

圖12 加強機制分析：（a）拉伸數據，（b）各種加強貢獻的定量結果。

總之，本研究采用新的多共析合金化策略，以熱力學預測為依據，對AM Ti合金的微觀組織和力學性能進行了優化。利用LDED成功合成了兩種新型的細晶高強度am加工鈦合金UTM和HTM。研究了晶粒細化、相變、強化和增韌的微觀組織、力學性能和潛在機制。主要結論是：

（1）根據熱力學預測，凝固Ti–6Al–4V–CoCrNi合金的范圍隨著CoCrNi含量增加，最佳添加量CoCrNi約為1重量%。LDED內置的Ti-6Al–4V合金的α板條和前β晶粒通過添加1 wt% CoCrNi，晶粒細化主要歸因于較大的生長限制因子（Q）和α'的原位分解。同時，多共析合金化策略成功抑制不需要的金屬間化合物（例如，Ti2Co，C15_Laves和Ti2Ni）。對于HTM合金，前β晶粒增長跨越 Ti–6Al–4V/Ti–6Al–4V MEA 層，表明層之間的牢固冶金結合。

（2）與Ti-6Al-4V合金相比，織構強度和UTM合金的變體選擇程度減弱和IV型晶界的分數（63.26?/[-10 5 5–3])減少了。此外，β相的比例LDED制造的Ti-6Al-4V合金從1.1%增加到3.9%添加了 1 wt% CoCrNi，這歸因于加速AEP對馬氏體α′相的原位分解共析元素（即鈷、鉻、鎳）。

（3）UTM和HTM合金的YS分別達到1260和1172MPa，大大高于Ti–6Al–4V 合金 （1059 MPa）。同時，延展性保持在合理水平（>5%）。α/α板條的晶粒細化導致YS的整體增強。UTM合金良好的延展性是主要源于綜合效應的形成超細α/β微觀結構和降低的位錯密度。對于HTM合金，異質變形之間的Ti–6Al–4V 和 Ti–6Al–4V MEA 層導致變形帶，可能會進一步延遲縮頸和提高延展性。

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