图1 （a）Ti-Co，（b）Ti-Cr和（c）Ti-Ni二元合金的相图。

图2 Ti-6Al-4V CoCrNi合金的热力学预测结果:(a) Ti-6Al-4V CoCrNi合金在非平衡过程中的凝固温度范围，(b) Ti-6Al-4V+1.0 wt% CoCrNi和(c) Ti-6Al-4V+1.1 wt% CoCrNi合金的Scheil凝固曲线。

图3 材料、LDED工艺和致密化:(a, b) Ti-6Al-4V和CoCrNi MEA粉末的形貌，(c, d) LDED工艺和制备的大样品示意图，(e)成形样品的光学图像，以及(f)拉伸样品的尺寸和照片。

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

图5 LDED制造的Ti-6Al-4V和UTM合金的EBSD分析：获得LDED制造的（a，b，e，f）Ti-6Al-4V和（c，d，g，h）UTM合金的IPF取向图来自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。

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

图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）相图和（d）的IPF取向图相应的 EDS 映射。

图8 XRD的线剖面分析：（a）XRD图谱，（b）（100）反射的峰展宽，（c）mWH图和（d）位错密度。

图9 LDED制造的Ti-6Al-4V，UTM和HTM合金的拉伸结果：（a）工程应力 - 应变曲线，（b）实现的机械性能比较使用先前工作中报道的Ti-6Al-4V合金，（c-e）不同拉伸应变阶段变形行为的原位DIC观察，以及（f-h） 断裂形态。

图10 晶粒细化分析：（a） Ti–6Al–4V 和 （b） UTM 合金的高炉透射电镜图像，（c） α板条宽度和 （d） 短轴长度的统计结果前β晶粒，（e）由热计算软件计算的伪二元Ti-6Al–4V-CoCrNi相图，以及（f）Ti-6Al-4V和UTM合金的本构过冷示意图。

图11 晶界群分析：（a， c） Ti–6Al–4V 和 （b， d） UTM 合金的晶界图，以及 （e） α/α晶粒的长度分数边界和（f）方向错误的角度分布。

图12 加强机制分析：（a）拉伸数据，（b）各种加强贡献的定量结果。

总之，本研究采用新的多共析合金化策略，以热力学预测为依据，对AM Ti合金的微观组织和力学性能进行了优化。利用LDED成功合成了两种新型的细晶高强度am加工钛合金UTM和HTM。研究了晶粒细化、相变、强化和增韧的微观组织、力学性能和潜在机制。主要结论是：

（1）根据热力学预测，凝固Ti–6Al–4V–CoCrNi合金的范围随着CoCrNi含量增加，最佳添加量CoCrNi约为1重量%。LDED内置的Ti-6Al–4V合金的α板条和前β晶粒通过添加1 wt% CoCrNi，晶粒细化主要归因于较大的生长限制因子（Q）和α'的原位分解。同时，多共析合金化策略成功抑制不需要的金属间化合物（例如，Ti2Co，C15_Laves和Ti2Ni）。对于HTM合金，前β晶粒增长跨越 Ti–6Al–4V/Ti–6Al–4V MEA 层，表明层之间的牢固冶金结合。

（2）与Ti-6Al-4V合金相比，织构强度和UTM合金的变体选择程度减弱和IV型晶界的分数（63.26?/[-10 5 5–3])减少了。此外，β相的比例LDED制造的Ti-6Al-4V合金从1.1%增加到3.9%添加了 1 wt% CoCrNi，这归因于加速AEP对马氏体α′相的原位分解共析元素（即钴、铬、镍）。

（3）UTM和HTM合金的YS分别达到1260和1172MPa，大大高于Ti–6Al–4V 合金 （1059 MPa）。同时，延展性保持在合理水平（>5%）。α/α板条的晶粒细化导致YS的整体增强。UTM合金良好的延展性是主要源于综合效应的形成超细α/β微观结构和降低的位错密度。对于HTM合金，异质变形之间的Ti–6Al–4V 和 Ti–6Al–4V MEA 层导致变形带，可能会进一步延迟缩颈和提高延展性。

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