劉 楠，王 建，王建忠

(西北有色金屬研究院 金屬多孔材料國家重點實驗室，陜西 西安 710016)

TiAl金屬間化合物的理論密度約為鎳基高溫合金的一半，并可在超過600 ℃的高溫氧化環(huán)境中長時間服役[1-3]，是航空發(fā)動機減重設(shè)計的理想選材[4,5]。TiAl金屬間化合物的研究始于20世紀(jì)50年代[1]。Mcandrew等[6]發(fā)現(xiàn)，Ti-50Al合金具有良好的高溫強度和蠕變抗力，但室溫脆性大、斷裂韌性差等問題限制了其應(yīng)用。20世紀(jì)70年代，普惠公司開發(fā)出了以Ti-48Al-1V-0.3C合金為代表的第1代雙相TiAl合金[7,8]，該合金的斷裂韌性得到提升，但室溫脆性大的問題依然沒有得到解決。在此基礎(chǔ)上，GE公司開發(fā)了具有較好室溫塑性的第二代Ti-48Al-2Cr-2Nb合金(TiAl4822)[9-11]。2011年，GE公司開始在GenxTM-1B、GenxTM-2B發(fā)動機上使用TiAl4822合金低壓渦輪葉片[3-5]。

第二代TiAl合金的使用溫度不超過800 ℃。隨著航發(fā)領(lǐng)域?qū)?yīng)用溫度要求的不斷提高，通過成分設(shè)計改善合金高溫性能成為TiAl材料發(fā)展的一個重點。研究發(fā)現(xiàn)[7]，提高合金中Nb元素含量可以有效提升TiAl合金的高溫力學(xué)性能，尤其是高溫抗蠕變性能。因此，高鈮TiAl合金成為目前TiAl合金研究的重要方向之一。

經(jīng)過幾十年的發(fā)展，已經(jīng)開發(fā)出Ti-45Al-8Nb等典型成分的高鈮TiAl合金。高鈮TiAl合金高溫強化機制和試驗結(jié)果都表明它可以適應(yīng)更高的服役溫度，在航空發(fā)動機耐熱部件上具有良好的應(yīng)用前景，但目前仍然沒有實現(xiàn)規(guī)?；瘧?yīng)用。阻礙其應(yīng)用發(fā)展的主要因素是加工問題。高鈮TiAl合金的室溫塑性較第二代TiAl合金明顯偏低，加工難度更大，目前主要采用熔模鑄造和增材制造的手段實現(xiàn)典型零件的加工[12-14]。

本文回顧了近年來高鈮TiAl合金的研究進展，重點關(guān)注高鈮TiAl合金制備技術(shù)，從組織性能、復(fù)雜構(gòu)件制造等方面對熔模鑄造、增材制造高鈮TiAl合金的研究現(xiàn)狀進行了總結(jié)，以期為高鈮TiAl合金復(fù)雜構(gòu)件制備技術(shù)的研究提供參考。

1 高鈮TiAl合金強化機制

TiAl合金在高溫環(huán)境中，尤其是800 ℃以上，位錯受熱激活后攀移能力增強，高溫強度和蠕變抗力明顯下降。加入Nb元素可以有效抑制這種性能退化。大量研究表明，高鈮TiAl合金的強化作用同時受到多種機制的共同影響。首先，高Nb低Al使組織細化，產(chǎn)生細晶強化作用[15,16]。其次，加入Nb元素不僅可以產(chǎn)生代位固溶強化作用，還可以限制位錯運動，使變形過程中更易形成孿晶。孿晶、位錯與TiAl合金片層組織的交互作用是其強度提高的重要原因之一。

室溫下的高鈮TiAl合金主要由γ相、α2相和少量B2相組成。α2相強度高脆性大，γ相強度低塑性較好。β相在高溫下塑性好，在室溫下轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈韵郆2相，因而β相雖然具有一定的強化作用，但總體上不利于材料的綜合力學(xué)性能。

TiAl合金的組織形貌主要由α2相和γ相決定。高鈮TiAl合金組織中一般都含有大量的片層α2/γ相，同時含有片層α2/γ相和等軸γ相的組織稱為雙態(tài)組織。根據(jù)二者的比例，等軸γ相較多的組織稱為近等軸γ組織；等軸γ相較少的組織稱為近片層組織；金相視場中幾乎沒有等軸γ相的組織稱為全片層組織。從Nb含量為8at%的Ti-Al準(zhǔn)二元相圖[19]可以看到，高Nb低Al條件下，TiAl凝固過程中α相的含量會明顯提升，提高合金組織中片層的比例，片層中的α2相可以起到類似加強筋的強化效果，并且大量的α2/γ界面對提升強度也有明顯作用[17-19]。在一定的成分范圍內(nèi)，TiAl合金的高溫強度(900 ℃)隨Al元素含量提升而下降，隨Nb元素含量提升而升高[20]。

2 高鈮TiAl合金復(fù)雜構(gòu)件制造方法

2.1 鑄造

鑄造是最傳統(tǒng)的金屬成形技術(shù)之一，也是制備TiAl合金最常采用的技術(shù)。目前，TiAl合金復(fù)雜零件主要采用熔模鑄造技術(shù)制備。

高鈮TiAl合金中Al、Nb含量高，且各元素熔點等特性差異較大，導(dǎo)致熔煉鑄造過程中容易出現(xiàn)縮松、偏析等問題，需要通過特殊工藝以得到低偏析、高致密的錠料，再將錠料熔化后注模充型得到復(fù)雜零件。

傳統(tǒng)的TiAl合金鑄造技術(shù)主要有感應(yīng)熔煉、真空自耗熔煉、等離子熔煉3種[21]。李書江等[22]采用磁懸浮攪拌感應(yīng)熔煉+真空電弧熔煉技術(shù)制備了Ti-45Al-8.5Nb、Ti-45Al-8.5Nb-0.1C、Ti-45Al-8.5Nb-0.1C-0.2W 3種高鈮TiAl合金。利用磁懸浮攪拌感應(yīng)熔煉可以制備出成分偏析小的棒料，再通過真空自耗電弧熔煉減少鑄造縮松缺陷，完成鑄錠的制備。該技術(shù)路線很好地利用了不同鑄造工藝的優(yōu)勢，實現(xiàn)了低偏析、高致密度鑄錠的制備。工業(yè)領(lǐng)域中也可以只采用真空自耗熔煉技術(shù)，通過控制電極棒料中元素分布與多次反復(fù)重熔實現(xiàn)低偏析、大尺寸錠料的制備。劉娣等[23]采用3次真空自耗電弧熔煉技術(shù)制備了φ220 mm×360 mm的大規(guī)格Ti-45Al-8.5Nb合金錠料。從鑄錠中Al、Nb元素的分布可以看出，經(jīng)過工藝控制，2種元素的偏析接近1%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，達到了比較理想的宏觀偏析控制效果。以這樣的錠料為原料進行復(fù)雜構(gòu)件熔模鑄造時，控制宏觀偏析的難度較小。

鑄態(tài)組織中除了宏觀偏析，還存在微觀偏析。Xu等[24]研究Ti-45Al-(8～9)Nb-(W, B, Y)合金時發(fā)現(xiàn)，鑄態(tài)高鈮TiAl合金中存在圖1所示的3種類型的微觀偏析,分別是：① 富Al液相凝固形成的偏析，稱為L偏析；② 晶間出現(xiàn)富Ti、Nb的β相，稱為β偏析；③α片層間出現(xiàn)β相，稱為α偏析。在TiAl合金β凝固過程中，Al被排斥到晶間區(qū)域，富Al液相直接形成γ相產(chǎn)生L偏析。在β→α相變過程中，Ti、Nb等元素從晶界處析出形成富集，在擴散條件不足的情況下，在晶界處形成β相，即β偏析。在α相中Nb含量過高會導(dǎo)致β相重新從α相中析出，形成α偏析。上述偏析行為可以通過熱處理及熱變形進行調(diào)控。

圖1 鑄態(tài)Ti-45Al-(8～9)Nb-(W，B，Y)合金顯微組織中的偏析形貌[24]Fig.1 Segregation morphologies in microstructure of as-cast Ti-45Al-(8～9)Nb-(W,B,Y) alloy: (a) L-segregation; (b) β-segregation and α-segregation

林均品等[25]對采用感應(yīng)熔煉+真空自耗熔煉技術(shù)制備的大尺寸Ti-45Al-(8～9)Nb-(W, B, Y)合金鑄錠的拉伸性能進行了測試。圖2為鑄態(tài)Ti-45Al-(8～9)Nb-(W，B，Y)合金拉伸性能隨溫度的變化曲線。從圖2可見，該合金的室溫屈服強度、抗拉強度和伸長率分別為652 MPa、667 MPa和0.49%。隨著測試溫度的升高，合金的屈服強度和抗拉強度降低,伸長率增加。在815 ℃下，屈服強度和抗拉強度分別為485 MPa和595 MPa，分別為室溫強度的74%和89%，伸長率為1.42%，沒有出現(xiàn)韌脆轉(zhuǎn)變。

圖2 鑄態(tài)Ti-45Al-(8～9)Nb-(W，B，Y)合金拉伸性能隨溫度的變化曲線[25]Fig.2 Curves of tensile properties vs. temperatures of as-cast Ti-45Al-(8～9)Nb-(W，B，Y) alloy

上述研究成果發(fā)表于2004年，但從近年來的相關(guān)文獻中未看到關(guān)于鑄造高鈮TiAl合金組織和性能調(diào)控的新技術(shù)、新方案，研究內(nèi)容集中在元素?fù)诫s對材料性能的影響方面[26]。Chen等[27]利用定向凝固技術(shù)成功制備了超高強度的全片層(PST)單晶高鈮TiAl合金。但定向凝固技術(shù)不適于大尺寸復(fù)雜構(gòu)件的近凈成形，只能對定向凝固后的坯料進行機械加工。PST單晶TiAl合金具有較好的室溫塑性[28]，機械加工難度低。PST單晶+機械加工的技術(shù)路線可有效解決大尺寸單晶制備和復(fù)雜構(gòu)件機械加工的技術(shù)問題，具有一定的應(yīng)用前景。

熔模鑄造復(fù)雜構(gòu)件的關(guān)鍵是充型，決定充型效果的因素主要有：模殼材料、熔體過熱度、模殼預(yù)熱溫度和充型方式。由于TiAl合金性質(zhì)非?；顫?，在鑄造過程中需重點關(guān)注鑄造型殼或坩堝的材質(zhì)，尤其是與合金接觸的面層材料。鑄造TiAl合金的面層材料大多采用金屬氧化物[29]，主要包括ZrO2、Y2O3和Al2O3等。其中，ZrO2在高溫下會發(fā)生同素異形體轉(zhuǎn)變，需要加入其他氧化物煅燒處理后才能使用[30]；Y2O3性質(zhì)穩(wěn)定，但成本較高[31]；Al2O3的熱膨脹系數(shù)接近TiAl合金，可以避免冷卻過程中的開裂問題，但穩(wěn)定性不如Y2O3。Cui等[32]分別以Al2O3、ZrO2和Y2O3作為模具材料制備Ti-47Al-2Cr-2Nb合金樣品，樣品的界面形貌如圖3所示。從圖3可以看出，只有Y2O3與TiAl合金沒有發(fā)生明顯的界面反應(yīng)，說明Y2O3的穩(wěn)定性優(yōu)于ZrO2和Al2O3。Lin等[33]研究了Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.1B-0.1Y(at%)合金與Al2O3、ZrO2、Y2O3的界面反應(yīng)，其界面反應(yīng)層厚度分別為40、170、20 μm，導(dǎo)致近表層區(qū)域的硬度出現(xiàn)變化，結(jié)論與文獻[32]類似。在常用的3種金屬氧化物中，Y2O3作為熔模鑄造的面層材料明顯優(yōu)于其他2種材料。但實際應(yīng)用中，Y2O3原料成本過高，不利于規(guī)模化應(yīng)用。綜合考慮，Al2O3的穩(wěn)定性較好，成本也更低，更適合大規(guī)模應(yīng)用。

圖3 不同材質(zhì)模具成形的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金樣品的界面形貌[32]Fig.3 Interface morphologies of Ti-47Al-2Cr-2Nb alloy samples formed by die with different materials： (a) Al2O3; (b) ZrO2; (c) Y2O3

熔體的過熱度越高，流動性越好，充型能力越強。Liu等[34]將金屬過熱度從140 ℃提升至160 ℃時，充型能力從50%提升到80%，可見熔體過熱度對充型能力有著較大影響。但在實際情況中，過熱度的提升受坩堝因素的鉗制。TiAl合金通常是在坩堝中通過工裝澆入模型。采用氧化物坩堝會出現(xiàn)反應(yīng)問題。水冷銅坩堝的坩堝壁會形成凝殼，能夠保護熔體成分不受污染，但相應(yīng)的會降低過熱度。許多研究人員希望通過優(yōu)化坩堝造型、改進熔煉裝備的方式提升過熱度，并取得了一定的成果，但依然存在設(shè)計復(fù)雜、設(shè)備要求高、熔化量小等問題。

相比提升熔體的過熱度，預(yù)熱模殼更容易一些。研究表明[35]，將Ti-45Al-8Nb合金的模殼預(yù)熱溫度從20 ℃提升至200 ℃時，充型量從接近25%提升到30%，說明模殼預(yù)熱對充型能力有著一定的影響。預(yù)熱溫度進一步提高到300 ℃時，充型量反而下降，主要是受模殼與熔體反應(yīng)作用的影響。

熔模鑄造的充型方式主要有重力鑄造和離心鑄造2種。Yang等[36]分別采用重力鑄造和離心鑄造制備了Ti-45Al-8Nb-1.5(Cr, B, Si)合金渦輪葉片，如圖4所示。離心鑄造葉片僅在葉身-平臺連接部位存在少量缺陷，而重力鑄造葉片的缺陷較多，遍布葉片的各個部位。因此，利用離心鑄造的方式能夠顯著提升充型效果，對縮松情況和裂紋缺陷的控制較好。重力鑄造和離心鑄造葉片從邊緣到心部的顯微組織沒有明顯變化，均為層狀組織，且組織中均出現(xiàn)了一定的偏析，其掃描電子顯微鏡下背散射電子(SEM-BSE)照片如圖5所示[36]。綜合分析，離心鑄造是更加理想的熔模鑄造充型方式。

圖4 經(jīng)不同工藝鑄造的高鈮TiAl合金葉片照片[36]Fig.4 Photos of high-Nb TiAl alloy blades casted by different processes： (a) gravity casting； (b) centrifugal casting

圖5 經(jīng)不同工藝鑄造的高鈮TiAl合金葉片的SEM-BSE照片[36]Fig.5 SEM-BSE images of high-Nb TiAl alloy blades casted by different processes: (a, b) gravity casting; (c, d) centrifugal casting

2.2 增材制造

增材制造又稱3D打印，是近幾十年來發(fā)展起來的先進制造技術(shù)，可以實現(xiàn)復(fù)雜構(gòu)件的快速、無模近凈成形，非常適合傳統(tǒng)加工方式難以實現(xiàn)的TiAl合金加工。金屬增材制造技術(shù)從送料模式上主要分為送粉法和粉床法兩大類，從能量源上主要分為激光和電子束兩大類。目前，TiAl合金增材制造主要有激光送粉沉積(laser metal deposition，LMD)、激光粉床選區(qū)熔化(selective laser melting，SLM)和電子束粉床選區(qū)熔化(electron beam melting,EBM) 3種技術(shù)[37]。其中，EBM技術(shù)可以通過高能電子束快速掃描實現(xiàn)成形基板的預(yù)熱，預(yù)熱溫度可以達到1000 ℃以上[38,39]，能夠有效抑制TiAl合金增材制造過程中的開裂傾向。因此，目前針對TiAl合金增材制造的研究主要集中在EBM技術(shù)上。

Tang等[39]利用EBM技術(shù)制造了Ti-45Al-7Nb-0.3W合金。研究表明，成形基板加熱溫度從1000 ℃提高到1100 ℃，成形過程中選用20 mA電流、10 m/s電子束掃描速度時，能夠取得良好的效果。闞文斌等[40-42]在研究Ti-45Al-8Nb合金EBM制造時也提到，初始的底板加熱溫度達到1180 ℃，隨后以24～26 mA的電流對粉床進行加熱。圖6為EBM成形Ti-45Al-8Nb合金過程中基板溫度隨時間的變化曲線[41]。從圖6可以看到，在成形高度為30 mm的Ti-45Al-8Nb合金樣品過程中，基板溫度呈降低趨勢，最低溫度不低于900 ℃。事實上，由于EBM設(shè)備用于監(jiān)控溫度的熱電偶位于成形基板背面，測試的溫度并非基板上表面的準(zhǔn)確溫度，故實際的預(yù)熱溫度更高。該預(yù)熱溫度明顯超過高鈮TiAl合金的韌脆轉(zhuǎn)變溫度(650～820 ℃)，為應(yīng)力釋放提供了溫度環(huán)境，大大降低了合金開裂的風(fēng)險。

圖6 EBM成形過程中基板溫度隨時間的變化曲線[41]Fig.6 Curve of substrate temperature vs. time during EBM forming

EBM制備高鈮TiAl合金過程中，形成的熔池深度必須超過分層厚度，否則層與層之間無法形成冶金結(jié)合，會出現(xiàn)層間融合不良甚至是層間夾粉的情況，如圖7所示[38]。但過度的能量投入容易導(dǎo)致溫場失控，出現(xiàn)成形表面變形翹曲等問題[39]。在實際的EBM成形過程中，需要通過摸索得到適當(dāng)?shù)墓に嚧翱凇?/p>

圖7 EBM成形Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的橫截面形貌[38]Fig.7 Cross-sectional morphologies of Ti-45Al-7Nb-0.3W alloy formed by EBM：(a) unmelted powder; (b) unbound regions

在掌握基本的工藝窗口之后，需要進一步優(yōu)化工藝以實現(xiàn)高致密材料的制備。增材制造的高鈮TiAl合金產(chǎn)品中容易出現(xiàn)一些微小的孔隙缺陷,如圖8所示[38]。通過優(yōu)化成形工藝可以減少缺陷，提高致密度。Kan等[41]對采用不同工藝制備的高鈮TiAl合金密度進行了表征，結(jié)果如表1所示。研究表明，樣品密度與能量投入相關(guān)。在相同的電子束功率下，面能量密度達到1.56 W/(mm2/s)時，樣品密度為4.18 g/cm3；隨著面能量密度的提高，樣品密度也同步提高，面能量密度達到2.0 W/(mm2/s)時，樣品密度提高到4.25g/cm3。

圖8 EBM成形Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的微孔缺陷形貌[38]Fig.8 Morphology of microporous defects of Ti-45Al-7Nb-0.3W alloy formed by EBM

表1 EBM工藝參數(shù)對成形樣品密度的影響[41]

采用EBM成形高鈮TiAl合金，基板預(yù)熱溫度不同，成形的合金組織也不相同，如圖9所示[41]。當(dāng)基板預(yù)熱溫度達到1000 ℃以上時，通常形成的是近片層組織。通過調(diào)整預(yù)熱電流可以將組織從近片層狀調(diào)整為近等軸狀。預(yù)熱電流越低，越容易形成等軸γ相。由于高鈮TiAl合金強化需要發(fā)揮α2/γ片層的作用，因此預(yù)熱電流不宜過低。

圖9 EBM成形Ti-45Al-8Nb合金中的典型組織[41]Fig.9 Typical microstructures of Ti-45Al-8Nb alloy formed by EBM: (a) nearly fully lamellar microstructure; (b) duplex microstructure; (c) near gamma microstructure

TiAl合金增材制造過程中會發(fā)生Al元素的燒損。表2給出了采用等離子旋轉(zhuǎn)電極法(PREP)制取的粉末及EBM樣品中主要元素的含量[41]。從表2可以看出，增材制造TiAl合金過程中會發(fā)生Al元素?zé)龘p。EBM成形過程處于真空環(huán)境中，對Al元素?zé)龘p有一定的促進作用，目前尚沒有很好的控制方法。TiAl合金大都存在Al元素?zé)龘p的問題，且通常工藝條件下Al元素的燒損率比較接近，在1at%～2at%之間。由于Al元素?zé)龘p具有明顯的規(guī)律性[43]，因此根據(jù)實際需要在原材料中增加一定量的Al元素即可達到控制Al含量的目的。Al元素?zé)龘p會導(dǎo)致合金內(nèi)部不同區(qū)域的Al含量存在差異。研究人員對EBM成形高鈮TiAl合金Al元素含量分布進行了表征，發(fā)現(xiàn)TiAl合金內(nèi)部不同區(qū)域之間存在由Al元素?zé)龘p導(dǎo)致的成分不均勻現(xiàn)象[38]。這種成分差異使得合金內(nèi)部出現(xiàn)帶狀組織區(qū)域，如圖10所示[42]。

表2 Ti-45Al-8Nb合金PREP粉末及EBM樣品中主要元素含量(at%)[41]

圖10 EBM成形高鈮TiAl合金的帶狀組織SEM照片[42]Fig.10 SEM photographs of layered microstructure of high-Nb TiAl alloy formed by EBM

闞文斌等[40,41]還研究了EBM成形Ti-45Al-8Nb合金的室溫、高溫力學(xué)性能。在室溫條件下，EBM制備的高鈮TiAl合金抗拉強度最高達到715 MPa，優(yōu)于鑄造的高鈮TiAl合金。在900 ℃條件下，抗拉強度達到525 MPa，展現(xiàn)出了良好的應(yīng)用前景。

目前針對高鈮TiAl合金復(fù)雜構(gòu)件加工應(yīng)用實例的文獻報道較少。這是由于高鈮TiAl合金的研究起步較晚，尚未完成大量加工實踐和應(yīng)用考核，技術(shù)成熟度相對較低。但TiAl4822合金等其他合金復(fù)雜構(gòu)件的EBM制造已進入應(yīng)用階段。對比這些已經(jīng)實現(xiàn)應(yīng)用的合金，EBM成形復(fù)雜形狀高鈮TiAl合金零件在加工方面并無特殊技術(shù)障礙，已實現(xiàn)一些復(fù)雜構(gòu)件的成形，如圖11所示[40]。

圖11 EBM成形高鈮TiAl合金葉輪的照片[40]Fig.11 Photo of high-Nb TiAl alloy impeller formed by EBM

3 結(jié) 語

高鈮TiAl合金是一種極具發(fā)展?jié)摿Φ男滦湍透邷剌p質(zhì)材料。受其本征脆性帶來的加工問題影響，早期加工手段主要是熔模鑄造。熔模鑄造TiAl合金技術(shù)成熟，已經(jīng)可以實現(xiàn)批量化生產(chǎn)，但目前仍存在工藝復(fù)雜、模具制作難度大、成本高的問題。增材制造高鈮TiAl合金是近些年發(fā)展起來的一項新技術(shù)，充分發(fā)揮了增材制造技術(shù)在處理難加工復(fù)雜構(gòu)件方面的技術(shù)優(yōu)勢。隨著增材制造技術(shù)尤其是EBM技術(shù)的發(fā)展，高鈮TiAl合金復(fù)雜構(gòu)件的加工問題得到了緩解，但其產(chǎn)品依然存在表面粗糙度大、成形精度低等問題，技術(shù)成熟度也相對較低。