田文琦，楊冬野，李九霄

(上海工程技術大學材料工程學院，上海 201620)

0 引 言

鈦鋁合金具有密度低，比強度高，高溫抗蠕變和抗氧化良好等優(yōu)異性能，在汽車和航空航天領域得到廣泛應用[1-3]，主要用于航天飛行器蒙皮、噴嘴和熱保護系統(tǒng)(TPS)等高溫結構件。DUWEZ[4]于1952年首次報道了鈦鋁二元合金中存在γ-TiAl相，觀察了γ-TiAl相的結構并測定了晶格參數(shù)。1956年，MCANDREW等[5]研究發(fā)現(xiàn)，γ-TiAl基合金在950 ℃下具有良好的抗蠕變和抗氧化性能。1970年開始，研究者們對鈦鋁合金的制備工藝、組織和性能開展了較多的研究工作。然而，鈦鋁合金較差的室溫塑性和較高的脆性導致其塑性加工非常困難，使得采用傳統(tǒng)成形工藝包括精密鑄造、鑄錠冶金和粉末冶金等[6-13]制備鈦鋁合金受到限制[14-15]。但是，在精密鑄造熔煉過程中極易引入氧、氮等有害元素，導致充型過程熔體的流動性較差。雖然提高熔體溫度可以改善流動性，但容易產生疏松和熱裂紋等冶金缺陷，得到的合金的晶粒較為粗大。傳統(tǒng)冶金工藝復雜、成本較高、材料利用率低，所得鑄錠需要進行復雜的機加工。為了解決以上難題，學者們研發(fā)了多種新工藝，如熱壓、熱等靜壓、放電等離子燒結以及高能束增材制造等。其中，高能束增材制造得到了廣泛的關注，成為近年來的研究熱點。

目前，關于增材制造鈦鋁合金方面的研究較多。SRIVASTAVA等[16]采用激光熔覆增材制造技術制備了Ti-48Al-2Mn-2Nb合金，分析了增材制造及熱處理工藝對合金組織的影響，通過改變激光功率、掃描速度以及后續(xù)的熱處理工藝改善了組織均勻性，獲得了晶粒細小的顯微組織。ABE等[17]、SRIVASTAVA等[18]、BIAMINO等[19]分別采用電子束選區(qū)熔化(EBSM)和選區(qū)激光熔化(SLM)技術制備了Ti-48Al-2Cr-2Nb合金，研究了該合金的室溫和高溫力學性能。KIM等[20]和YOUN等[21]對EBSM技術制備的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的熱處理工藝和熱變形行為進行了深入研究。

在Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的基礎上，學者們通過添加鈮、釔、鉬、硼、硅、鎢等元素，提高了增材制造鈦鋁合金的延展性。TANG等[22]指出EBSM技術制備的含鈮鈦鋁合金較不含鈮的具有更高的高溫抗氧化性能和高溫蠕變強度。LI等[23]研究發(fā)現(xiàn)，隨著硼含量增加，SLM制備鈦鋁合金的晶粒尺寸減小，抗壓強度增大。QU等[24]研究表明，鈮和鎢可以提高SLM制備鈦鋁合金的高溫抗氧化性能，釔和釩可以改善合金的延展性，硼和硅可以減小晶粒尺寸，提高合金的力學性能。

LI等[6]研究表明，TiB2會影響SLM制備鈦鋁基合金的織構演變和相變，隨著TiB2含量增加，合金晶粒尺寸減小，晶體擇優(yōu)取向發(fā)生轉變，納米硬度增大。LI等[25]通過SLM技術制備了TiAl/RGO復合材料，發(fā)現(xiàn)隨著激光線掃描間距增大，復合材料的晶粒尺寸減小，納米硬度和彈性模量增大。MA等[26]通過引入TiC球形顆粒有效增強了鈦鋁合金的抗熱震性。

增材制造技術通過產品的三維數(shù)據模型逐層堆積出形狀復雜的零件，適用于制備結構復雜、成形難度大的鈦鋁合金構件，同時該技術給鈦鋁合金零件結構的設計提供了廣闊的空間。目前，高能束增材制造鈦鋁合金主要采用粉末床方式送粉，熱源主要為電弧、激光和電子束等，其中SLM和EBSM技術是目前的研究熱點。為了給廣大研究人員提供參考，作者綜述了目前國內外高能束增材制造(包括SLM和EBSM)鈦鋁合金的研究進展，并指出了未來的研究方向。

1 TiAl預合金粉末的制備

鈦鋁預合金粉末主要由α2相和γ相組成。冷卻過程的冷卻速率過快時，α2相增多，粉末粒徑減?。焕鋮s速率不變時，隨著凝固時間延長，晶粒由平面晶向胞晶和枝晶轉變，γ相增多，α2相減少。與鑄態(tài)組織相比，由細小板條狀α2/γ相及γ相組成的近片層組織更為細小且發(fā)育不完全，經熱處理后可得到細小的全片層組織。一般增材制造選用的預合金粉末粒徑在5150 μm[27]。

高能束增材制造鈦鋁合金所需預合金粉末的常用制備方法有電極感應熔煉氣霧化法、惰性氣體氣霧化法和等離子旋轉電極法等[28]。電極感應熔煉氣霧化法和惰性氣體氣霧化法制備的預合金粉末具有球形度高、晶粒細小、成分均勻性好等特點[19,29-30]。采用電極感應熔煉氣霧化法制備預合金粉末時，先通過感應線圈將旋轉的電極棒熔化并形成細小的金屬液流，再通過高壓氣體霧化使金屬液滴破碎形成粉末；該技術制備粉末時的氣液比很大，粉末空心率較高，在增材制造合金時容易產生孔隙等缺陷。采用惰性氣體氣霧化法制備預合金粉末時，適當增大霧化壓力、提高熔體過熱度、減小噴嘴直徑均有利于減小粉末粒徑，使得增材制造得到的合金晶粒更細小，性能更優(yōu)異；但霧化過程中惰性氣體容易形成空心粉末，影響增材制造鈦鋁合金的顯微組織。通常惰性氣體中氬氣的質量分數(shù)不超過2 μg·g-1，通過合理設計霧化器結構和優(yōu)化霧化工藝可將氬氣質量分數(shù)控制在0.2 μg·g-1以內[27]。采用等離子旋轉電極法制備預合金粉末時，受限于電極轉速，制備得到的預合金粉末粒徑較大，增材制造得到的合金晶粒尺寸較大，且生產效率較低[28]；但該方法是一種真空制備方法，不需要高速惰性氣流，可以直接分散金屬液流并使其霧化，從而避免空心粉末的產生，同時真空環(huán)境還能降低合金液滴飛行過程中的冷卻速率。蔡學章等[31]采用氬氣保護氣氛提高了粉末的冷卻速率，達到了氣霧化強對流冷卻的快冷效果。

預合金粉末粒徑越小，比表面積越大，表面能越大，吸附氧的能力越強。增材制造合金的力學性能受到預合金粉末中氧元素含量的影響。LI等[32]指出預合金粉末中氧含量較高時，增材制造鈦鋁合金中會出現(xiàn)球形微孔，導致合金致密性降低。GUSSONE等[33]采用γ-TiAl粉末通過SLM技術制備β-TiAl基合金，發(fā)現(xiàn)粉末中氧含量較低時，在850 ℃時合金可獲得較高的抗拉強度，約為545 MPa，氧含量增大時，合金脆性明顯增大。

2 鈦鋁合金的高能束增材制造工藝

目前高能束增材制造鈦鋁合金的方法主要有激光近凈成形、激光熔化沉積、SLM、EBSM和電子束熔絲成形等[21,34-36]，其中SLM和EBSM制備鈦鋁合金已有較為深入的研究[37]。

2.1 SLM技術

德國Fraunhofer研究所于1995年首次提出了SLM技術，德國MCP-HEK公司于2003年推出了第一臺SLM系統(tǒng)[25]。SLM系統(tǒng)采用高功率、高密度激光對金屬粉末逐點、逐線、逐層熔化，從而制備得到致密的精密復雜構件。SLM工藝光斑直徑小、掃描速度快，適用于復雜形狀構件的制造，且得到的構件尺寸精度高，力學性能優(yōu)異，經拋光或簡單表面處理后就可直接使用。

在SLM過程中激光對先前固化的凝固層反復加熱，然后冷卻，堆積的凝固層容易產生較大的熱應力，同時激光能量密度高，容易造成鋁元素的蒸發(fā)損失，影響成分分布和顯微組織，進而影響成形后合金的力學性能[7,25]。SRIVASTAVA等[18]發(fā)現(xiàn)隨著SLM沉積層數(shù)的增加，殘余應力增大，裂紋數(shù)量增加且長度增大。LIU等[38]研究發(fā)現(xiàn)，激光能量增加時，鈦鋁合金成形件的裂紋形成傾向減小，但不能完全消除。石文天等[39]研究發(fā)現(xiàn)，SLM過程中鋁元素的分布不均使得合金溫度梯度增大，合金的內應力增加，導致裂紋萌生。LI等[40]通過提高SLM的激光體積能量密度，有效抑制了裂紋產生。采用基板預熱、預燒結、重熔等工藝也可以減少裂紋產生。基板預熱降低了殘余應力，預燒結降低了溫度梯度，二者結合會大大減小裂紋的萌生傾向。

2.2 電子束選區(qū)熔化

材料對電子束能的吸收率較激光高，反射較小[41]，因此電子束可使熔池產生更高的溫度，從而對粉末層產生更好的預熱效果。在EBSM過程中，預置的粉末層會在電子束的作用下潰散，產生“吹粉”現(xiàn)象，導致成形件形成孔隙缺陷，甚至使成形中斷或失敗。郭超等[41]將球形粉末與非球形粉末按一定比例混合后，粉末流動性降低，有效防止了成形過程中“吹粉”現(xiàn)象的出現(xiàn)；沉積前采用電子束預熱底板或采用電子束光柵式掃描預熱粉末層均可以防止粉末層的潰散。球化效應是電子束選區(qū)熔化過程經常出現(xiàn)的現(xiàn)象，會導致成形件中出現(xiàn)孔隙缺陷，通過對成形件進行熱等靜壓處理，可使部分孔隙閉合。

MURR等[42]發(fā)現(xiàn)EBSM技術可用于制造近凈形和復雜結構的組織呈等軸晶的鈦鋁合金件。TANG等[22]采用較高的預熱溫度和熱等靜壓處理有效釋放了增材制造過程中粉末層之間累積的熱應力，避免了成形件中裂紋的產生。SCHWERDTFEGER等[43]通過改變粉末層厚度和激光束參數(shù)，降低了熔池過熱度，從而降低了鋁元素的損失，獲得了含高含量γ相的顯微組織，這一發(fā)現(xiàn)為調控近凈成形鈦鋁合金的顯微組織提供了參考。

3 高能束增材制造鈦鋁合金的組織和性能

采用SLM技術制備的鈦鋁合金通常為等軸晶組織，組織呈精細的近片層狀結構，且隨著熱輸入能量密度的增加，晶體織構由強取向向弱取向轉變。QU等[24]研究表明，激光熔化沉積鈦鋁基合金的組織為近片層狀柱狀晶組織，由α2相和γ相組成，呈各向異性。在SLM過程中，激光束能量和預熱溫度會影響鈦鋁合金的組織及硬度。隨著能量密度增加，液相的熔融持續(xù)時間延長，包晶反應更易進行，因此α2相含量增多，γ相和B2相含量減少；與B2相相比，α2相和γ相較硬，因此隨著能量密度增加，鈦鋁合金的硬度降低[32]。LI等[44]研究了不同基體預熱溫度下SLM制備Ti-45Al-2Cr-5Nb合金的物相組成和力學性能，發(fā)現(xiàn)隨著預熱溫度升高，α2相減少，γ相和B2相增多，納米硬度增大。LI等[40]研究發(fā)現(xiàn)，SLM過程中，隨著激光掃描速度加快，γ相和B2相的含量增加，亞晶界的遷移速率降低，晶粒尺寸減小，晶界數(shù)量增加；晶界的增加有效阻礙了位錯的移動，從而提高了合金的極限應變、硬度和抗壓強度。SRIVASTAVA等[16]研究了SLM制備Ti-48Al-2Mn-2Nb合金退火后的組織，發(fā)現(xiàn)退火溫度為973 K時合金組織保持穩(wěn)定，1 073 K退火24 h后得到了成分均勻的完全再結晶組織，退火溫度為1 273 K時晶粒明顯粗化。

YOUN等[21]研究發(fā)現(xiàn)，EBSM制備的鈦鋁基合金由于冷卻速率快，組織主要為由等軸γ相和α2相組成的近γ片層狀結構，α2相存在于等軸γ相界面上；該合金能產生較大的塑性變形，在900 ℃以上時會發(fā)生動態(tài)再結晶，且動態(tài)再結晶發(fā)生在片層狀結構彎曲后；位錯滑移和形變孿晶是其主要的高溫變形機制。MURR等[42]以不同粒徑預合金粉末為原料，采用電子束快速成形技術制備了鈦鋁合金，發(fā)現(xiàn)合金組織由細小的板條α2/γ相及等軸γ相組成，在等軸γ相中還發(fā)現(xiàn)了形變孿晶。楊鑫等[45]和YUE等[46]研究發(fā)現(xiàn)，在EBSM過程中，隨著電子束流強度增加，鈦鋁合金的鋁元素含量減少，γ相減少，B2相和α2相增多；同時隨著電子束流強度增大，冷卻速率減小，晶粒生長和再結晶時間延長，再結晶進行得更充分，晶粒更為細小。CHEN等[47]發(fā)現(xiàn)在EBSM過程中，Ti-47Al-2Cr-2Nb合金發(fā)生了3種相變，分別為α2→γ、α2→B2和α2+γ→B2。EBSM成形過程中較快的冷卻速率會使鈦鋁合金形成細小的片層狀組織，有利于提高鈦鋁合金的延展性和強度[21]。

由表1可以看出：SLM制備鈦鋁合金的力學性能明顯高于采用傳統(tǒng)鑄造方法制備的。SLM過程中高密度能量的輸入和熱效應使得鈦鋁合金發(fā)生復雜的相變，導致其具有較高的開裂傾向。研究人員主要采取改善合金成分、優(yōu)化工藝參數(shù)，以及增加熱處理(包括合金粉末預熱、制備過程中原位熱處理和制備后熱處理)等方式避免裂紋產生，提高合金力學性能。例如在SLM成形技術中，通過將基板預熱到200 ℃后緩慢冷卻，從而實現(xiàn)降低溫度梯度、減小殘余應力和裂紋萌生傾向的目的。LI等[25]指出SLM加工由于熱應力較大，合金可獲得較大的殘余壓應力，因此硬度較高。ISMAEE等[15]研究了鈮含量對SLM制備Ti-Al-Mn-Nb合金性能的影響，發(fā)現(xiàn)鈮含量(原子分數(shù))為7.0%時合金的綜合性能最好，這是由于隨著鈮含量增加，凝固溫度范圍縮小，晶粒細化，同時α2-Ti3Al相顯著增多，形成近層狀結構，使得合金具有較高的硬度、抗拉強度、塑性變形能力以及良好的摩擦學性能和耐高溫氧化性能。KENEL等[48]采用SLM制備了Ti-45Al-3Nb-Y2O3合金，采用分層再掃描策略，發(fā)現(xiàn)在沒有預熱基板的情況下合金的開裂傾向大大減小。GUSSONE等[33]分別采用SLM+原位熱處理和SLM+熱等靜壓的方法制備得到高性能的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金，有效避免了裂紋的產生。

表1 SLM、EBSM以及傳統(tǒng)鑄造工藝制備鈦鋁合金的組織和性能

在EBSM過程中采用較高的粉末預熱溫度，可以減緩沉積件的應力集中，減小裂紋萌生傾向。電子束能量密度和強度均會影響鈦鋁合金的力學性能。隨著電子束流增大，細小的α2相、B2相增多。α2片晶會阻礙位錯滑移，導致應力集中，使得晶界處產生裂紋，從而降低合金塑性[46]。TANG等[22]采用較高的粉末預熱溫度并對EBSM過程中的每一凝固層進行再加熱，發(fā)現(xiàn)EBSM過程中產生的熱應力得到有效釋放，避免了裂紋的產生。EBSM工藝的高溫和真空環(huán)境會導致鋁元素蒸發(fā)，使得鈦鋁合金具有較高的屈服強度[19]。YOUN等[21]發(fā)現(xiàn)在600 ℃下，EBSM制備的鈦鋁合金具有較高的塑性和抗拉強度。但KIM等[49]研究發(fā)現(xiàn)，EBSM制備的Ti-48Al2Cr-2Nb合金在750 ℃時的抗拉強度較低，抗蠕變性能較差，同時合金出現(xiàn)了屈服應力異常，因此該合金難以用于高溫環(huán)境。EBSM制備的合金在高溫變形過程中，位錯滑移和形變孿晶是其主要的變形機制，等軸晶粒中存在的形變孿晶可以釋放燒結過程產生的內應力，提高合金的塑性變形能力，同時促進位錯滑移，提高了合金的延展性[21]。KIM等[20]通過兩步熱處理法制備了鈦鋁合金，發(fā)現(xiàn)該合金組織呈近薄層狀結構，該結構提高了合金的高溫抗蠕變性能，同時保持了室溫塑性。通常SLM技術制備鈦鋁合金的成形溫度約為200 ℃，冷卻速率為105108K·s-1；EBSM技術的成形溫度為680～720 ℃，冷卻速率為103105K·s-1。冷卻速率較慢的EBSM技術制備的鈦鋁合金中裂紋萌生傾向更小[40]。

4 高能束增材制造技術的應用

4.1 SLM技術的應用

與國外相比，國內對SLM增材制造技術在鈦鋁合金結構件上的應用研究起步雖晚，但取得了豐碩的成果。2007年，張瑩等[50]在國內率先提出了以獲得極高(與鍛件相當)性能構件為目標的激光熔化成形技術，制造的大型飛機用鈦鋁合金翼梁緣條的力學性能優(yōu)異。AN等[51]和LI等[52]在國際上首次解決了激光增材制造大型鈦合金關鍵構件質量低、性能差和難以用作關鍵主承載結構件的難題。未來可以通過開展SLM技術制備各種鈦鋁合金航空航天零件，如葉片、渦輪盤等，通過結構設計、模擬與制造方法的研究，解決大尺寸零件中的殘余應力高、開裂傾向大等問題。

4.2 EBSM技術的應用

2005年，CALRAM公司采用EBSM工藝成功制備了鈦鋁合金渦輪葉片[41]。意大利AVIO公司采用電子束增材制造技術制備了結構復雜的鈦鋁合金構件，并成功應用在新一代航空發(fā)動機上[45]。

郭超等[41]提出可以利用2種或2種以上的材料通過增材制造來制備梯度材料，滿足一些較為復雜的工作環(huán)境要求，如在發(fā)動機葉片與榫頭處使用EBSM技術制備鈦鋁合金和鈦合金梯度材料，得到的過渡區(qū)致密無裂紋。目前，我國已經突破并掌握了EBSM的電子束精確掃描、精密鋪粉以及數(shù)據處理軟件等的核心技術，研制出了鈦鋁合金減振梁和低壓渦輪葉片結構件[53-55]，這展現(xiàn)了EBSM技術在復雜零件制造上的應用潛力，并且該技術有望實現(xiàn)在航空航天等領域的進一步應用。

5 結束語

鈦鋁預合金粉末制備技術、SLM和EBSM增材制造技術的成熟，為高能束增材制造技術制備鈦鋁合金提供了良好的原材料制備和技術基礎。SLM和EBSM熔化技術因冷卻速率快，制備得到的合金組織細小，力學性能明顯優(yōu)于鑄造鈦鋁合金的；成形后通過合理的熱處理工藝，合金還能獲得良好的高溫抗蠕變性能和延展性。國內外學者在SLM和EBSM制備鈦鋁合金方面開展了大量的研究，在解決球化效應、孔隙、裂紋以及鋁元素燒損等問題方面都取得了較大的進步。采用平臺預熱和中間再加熱等方法能有效釋放增材制造過程的熱應力，減小裂紋的萌生傾向。利用高能束增材制造技術很好地解決了傳統(tǒng)鈦鋁合金構件的成形問題,但在EBSM 成形設備研發(fā)方面仍存在問題。在EBSM 成形設備的研發(fā)方面應主要開展以下方面的研究：設備的自動化、設備的智能化、設備與其他增材制造技術相結合等。