Ti-6Al-4V的微观结构表现出跨越几个长度尺度的复杂特征，其形态和排列受到印刷工艺的影响，例如激光功率、扫描速度、光栅路径之间的间距、在零件内的位置、扫描策略和环境条件，典型地，由细小马氏体构成的分级结构α柱状晶内的相。
β在制造L-PBF条件下，晶粒在Ti-6Al-4V的显微组织中占主导地位，而亚稳态α相可以容易地分解成，更有延展性α β通过标准后处理热处理的微观结构，柱状先验-β然而，颗粒保持了特有的细长形态。
这种形态是L-PBF不希望有的特征，更普遍的是在添加制造的材料中，这样的柱状先验-β已知晶粒对Ti-6Al-4V的机械性能有负面影响，导致各向异性和低断裂韧性，从而影响合金的断裂模式和抗疲劳性。
随着新的粉末层被熔化，先前沉积层的顶部也被重新熔化，所以熔池在预先存在的情况下固化β沿着构造方向主要以〈100〉方向取向的晶粒，在高凝固速度下(R)和温度梯度(G)典型的L-PBF，熔池中的成核事件被大大地阻止了。
而目的则是抑制β钛的激光基添加处理中的柱状晶粒，采用的方法可以大致分为：操纵加工空间以减少G/R，低于和高于β转变温度，和合金成分的改变以促进凝固过程中柱状晶向等轴晶的转变(CET)。
参数空间的操作和光束成形是用于促进CET的有趣方法，在Ti-6Al-4V的情况下，已经建立了有用的凝固，预测激光参数对各种束沉积和电子束添加工艺，主要晶粒结构形态的影响，这些方法并不总是实用或可行的，因为L-PBF的最终目的是制造任意几何形状的完全致密的部件，事实上有证据表明，在形成具有等轴微观结构的致密钛合金方面取得的成功有限。
研究表明亚透热疗法在改变先前的形态方面是无效的β晶界，作为保留的α相位有效引脚β结构中已经存在的晶界，一个完整的β-固溶热处理(高于β转变温度)反而表明β晶界可以迁移和分裂，实现等轴结构，但是这些处理导致结构不可避免地粗化，牺牲了延展性和强度。
并且还花费了很大的努力来改变Ti-6Al-4V的组成以控制高温凝固模式β阶段，认识到Al和V在Ti-6Al-4V合金中提供有限的成分过冷，并基于为铸造开发的生长限制理论，许多具有高生长限制因子的溶质(Q)在Ti已经调查过(Q = ml·c0·(k1)，其中ml是相图上液相线的斜率(K/wt %)，c0为相应二元合金中的溶质浓度。
一种很有前途的溶质β钛合金中的晶粒是硅，已经证明Si是铸造商业纯(cp-) Ti和Ti-6Al-4V中的有效晶粒细化剂，尽管对于在初次凝固期间，是否会形成金属间硅化物，以及这些金属间硅化物，如何影响所得合金的机械性能存在相反的证据。
梅雷迪以及其他人，最近研究了将Si添加到添加制造的cp-Ti的金属丝中，并提出了Si溶质偏析阻碍横向生长的机理β谷物，导致β保持高纵横比但宽度被有效细化的晶粒，理论上最高的铍Q作为一种溶质添加到Ti中，产生了显著的晶粒细化效果。
尽管由于相关的健康危害，其在增材制造(AM)中作为晶粒细化剂的用途可能受到限制，钼(Mo)已经被证明扩大了Ti-6Al-4V的凝固范围，使Ti-6Al-4V的平面生长不稳定，并减小了先前的尺寸β谷物。
由于与Ti的热物理性质差异，Mo颗粒通常保留在微观结构中，导致微观结构和化学不均匀性，这可能导致机械性质的不期望的分散，不仅如此，Mo的部分溶解与相对低的效率有内在联系，因为大量的Mo似乎不参与凝固过程，铬也被认为是钛的晶粒细化剂。
虽然认识到引入有效的异质成核底物，以促进激光AM中的CET的重要性，并且很可能是必要性，特别是L-PBF，其特征在于极高的G和R值——确定合适的溶质添加物，以改善之前的β在用于制造Ti基合金的AM和其它能量束加工方法中，不形成有害脆性相的晶粒仍然是一个科学挑战。
关于粉末原料和合金选择，球形预合金等离子雾化Ti-6Al-4V粉末(Carpenter AM )，尺寸分布D10 = 22.1μm，D50 = 33.5μm和D90 = 49.9μm被用作参考材料，并制备了三种Ti-6Al-4V Fe粉末原料，以评估Fe作为四元添加剂促进细化晶粒结构的效率。
通过用粒度分布D10 = 2.9的99.9%纯Fe颗粒，装饰参考材料(预合金化的Ti-6Al-4V)来制备Ti-6Al-4V Fe原料μm，D50 = 5.7μm和D90 = 12.7μm使用其他地方描述的卫星方法，在L-PBF印刷工艺之前，所有的原料都在100°C下干燥过夜，以最大限度地降低水分含量。
高达600℃的热重分析(TGA)表明，在印刷之前，在任何粉末原料中都检测不到来自卫星方法的聚合物残留物。
若是使用ThermoCalc软件和市售SSOL5数据库，根据热力学计算研究了Fe添加的范围，以估计Ti-6Al-4V系统中溶质的凝固范围和分配效应，评估每种溶质对下列物质的贡献Q液相线的斜率，从计算的二元图的富Ti部分估算，分配系数k对于添加1-4wt %的Fe。
取而代之的是在液相线温度下的平衡条件下计算，在本研究中，在沙伊尔条件下对三元和四元合金的凝固范围进行了评估，计算在固体分数为0.8时终止，因为超过该点包晶TiFe的形成被错误地预测。
制备三种组合物，使得对于每当量100 g的总材料，将2、3或4 g的Fe添加到预合金化Ti-6Al-4V的剩余部分中(为简单起见，该配方将用Ti-6Al-4V-xFe形式的简洁符号表示，其中x在2和4之间变化)，该成分范围用于进行初步评估，并确定一个点，超过该点，进一步添加铁不会导致之前的进一步显著细化β通过光学显微镜确定的颗粒。
PBF制造工艺和热处理，微结构研究是在Renishaw AM400上制造的立方体样品(10 mm)上进行的，该样品允许在接近工业实践中使用的状态下研究微结构的形成，AM400使用具有300W，70的激光功率的缩减构建体积配置进行操作μ米影线间距，50μm层厚，扫描速度750 mm/s(点距80μm)。
这组参数来自于以前对Ti-6Al-4V致密化的研究，每层融化一次，然后，激光扫描方向在每两个连续层之间旋转90°，以确保每个横截面的扫描矢量长度相等，所有样品都是在未预热的Ti-6Al-4V制造板上制造的，用循环氩气调节处理室气氛，以保持氧气水平低于0.09%，样品在构建板上对称制造。
这能保证结果不受构建位置的影响，根据预合金化Ti-6Al-4V基体的扫描轨迹的横截面图像来估计在这些加工条件下形成的熔池尺寸，在这样的加工条件下，发生了键孔熔化机制，这确保了熔融过程中Fe的充分混合和高材料密度。
然后对三个样品进行热处理，以研究高温下建成微结构的分解，在热处理之前，样品被封装在真空石英管中，热处理在900℃下进行4小时，随后进行炉内冷却，这与文献中报道的大多数热等静压处理一致，热等静压处理在高温区进行α/β相位场。
对于微结构表征，为了获得代表性的微观结构，对样品进行机械研磨和抛光，克罗尔试剂蚀刻样品，以显示与ISO/ASTM 52921标准中，建议的一致的三个正交平面上的微结构，蚀刻的样品使用Nikon Eclipse LV100ND光学显微镜成像。
其实在Helios G4 PFIB UXe双光束显微镜FIB/SEM上进行电子背散射衍射(EBSD)结合能量色散光谱(EDS ),以解析样品的晶粒结构、元素分布和晶体学织构，EBSD分析是在锋面上进行的(xz-参考平面38)的沉积结构。
而且使用HKL-Channel 5软件包和MATLAB工具箱MTEX，反极图是沿着曲线绘制的z-轴，带有z-平行于建筑方向的轴，从EBSD图来看，单个晶粒被确定为完全由错向角大于8°的界面界定的区域。
这是以前测量的典型最大错向分布β在L-PBF Ti-6AL-4V中观察到的晶粒[9]这导致了1534年的鉴定β谷物，然后可以自动计算每个颗粒的面积，及其纵横比(定义为拟合椭圆的长轴和短轴之比)，之间的方位关系α和β在步长为0.1的定向图上研究相位μm，给定预期的精细尺寸α/α板条。
使用FEI Quanta 200 3D双光束FIB-SEM制备用于透射电子显微镜(TEM)的样品，JOEL 2000FX用于进行TEM研究，使用Bruker D500 X射线衍射仪，从样品的正面使用Cu K-α辐射(0.15406 nm波长)，通过X射线衍射(XRD)研究大块样品中的相鉴定，所有扫描都使用20秒的步进时间和0.03度的步长。
原地的高能同步加速器X射线衍射(HEXRD)，在PETRA III(德国电子同步加速器)的P07-HEMS光束线上进行，在室温和1000 ℃之间以100 ℃/分钟的速度连续加热和冷却期间，研究材料在L-PBF竣工条件下的相变动力学即，高达接近的温度β，100千电子伏的能量(λ= 0.0124纳米)，采集时间和样品-检测器距离分别为5秒和1926毫米。
此等研究样品是从已建成的SLM立方体的中心切割的，并使用0.8×0.8×5 mm的量规体积，在透射模式下靠近建筑物高度的中心进行研究，温度由靠近入射光束位置的点焊热电偶控制，通过将德拜-舍勒环转换成笛卡尔坐标(方位角ψ, 2θ)。
随后，将布拉格反射的总强度投影到2θ使用软件ImageJ进行轴分析，使用实验室获得HEXRD设置的仪器参数6粉标。
Ti-6Al-4V-Fe适应性的初步筛选，通过加入不同量的纯铁，制备了三种Ti-6Al-4V合金二–A，对铁添加引起的细化的初步观察，其中通过蚀刻冶金学制备的表面(构建方向用白色箭头表示)显示了样品前平面的微观结构。
其实这能显示出Ti-6Al-4V中观察到的典型柱状微结构，加入2wt %的Fe，是对先前的重大改进β观察到颗粒，随着更多铁的加入，很难定量辨别任何α车牌和优先-β晶界虽然在之前有明显的变化-β颗粒形态明显，使用平面测量法。
此等操作能够添加高达3wt %的Fe导致晶粒的显著细化，而当添加量增加到4wt %时，几乎没有进一步的益处，因此在研究的剩余部分中更详细地研究了Ti-6Al-4V-3Fe。
而且在L-PBF之后，Ti-6Al-4V的显微组织由针状组成α/α′柱状先验中包含的颗粒β晶粒主要沿构建方向(BD)排列，在Ti-6Al-4V-3Fe中，注意到峰强度的显著重新分布——强度α/α′峰值以{110}为代价下降β， {200}β和{220}β峰值表明。
还有大量的β相位保留在样本中，在相应的显微照片中，可以观察到β晶粒显示出明显的等轴和细长形态的混合，横截面β观察到清晰描绘激光扫描轨迹的颗粒，Fe含量降低至标称值最有可能与原料制备有关，也可能与以下事实有关:由于颗粒尺寸不同，Fe颗粒首先熔化并部分蒸发。
确定合适的溶质和孕育剂用于通过激光粉末床熔融生产的晶粒细化Ti基合金是一个复杂的多因素挑战，因为不仅需要考虑这些如何参与枝晶凝固，还需要考虑它们对机械性能和可制造性的补充作用。
该研究表明简单但有代表性的参数如液体线的斜率ml，每种溶质的分配系数k和溶质在液态钛中的扩散系数，有助于讨论钛基合金的细化，这一点，加上其他可制造性的考虑，导致了新型四元Ti-6Al-4V-3Fe的发展。
