寇宏超，程 亮，唐 斌，宋 霖，李金山

（西北工業(yè)大學(xué)凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072）

寇宏超

工學(xué)博士，西北工業(yè)大學(xué)材料學(xué)院教授，博士生導(dǎo)師，先進(jìn)金屬材料精確熱成型技術(shù)國(guó)家地方聯(lián)合工程研究中心主任。主要從事高性能鈦基合金材料及其熱成形技術(shù)方面的研究。承擔(dān)國(guó)家/國(guó)防973課題、國(guó)家自然科學(xué)基金、總裝預(yù)研等科研項(xiàng)目20余項(xiàng)，發(fā)表學(xué)術(shù)論文200余篇，獲授權(quán)發(fā)明專利32項(xiàng)。

γ-TiAl合金的密度是鎳基高溫合金的一半，具有低密度、高熔點(diǎn)、高比模量以及抗蠕變、抗氧化、抗燃燒性能優(yōu)異等特點(diǎn)，是650～900℃溫度區(qū)間取代高溫合金實(shí)現(xiàn)減重的重要候選材料，對(duì)提高航空航天、車輛發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比和燃油效率具有重要作用[1-4]。隨著2006年6月GE公司宣布在GEnx發(fā)動(dòng)機(jī)中采用Ti-4822合金制造第6、7級(jí)低壓渦輪葉片[1，5-7]，γ-TiAl合金材料及其熱成形技術(shù)再次得到了國(guó)內(nèi)外的廣泛重視。

與Ni基高溫合金相比，限制TiAl合金應(yīng)用的最大障礙是成本問(wèn)題[4，8]。一方面，TiAl金屬鍵和共價(jià)鍵混合的鍵和方式使其在具有優(yōu)異高溫性能的同時(shí)，還存在本征脆性、加工難度大、成材率低等問(wèn)題；另一方面，從相組成來(lái)看，TiAl合金從室溫到接近熔點(diǎn)一直保持長(zhǎng)程有序結(jié)構(gòu)，因此加工溫度非常高，且顯微組織和變形特性對(duì)溫度非常敏感，這就需要特定的熱加工工藝和高溫裝備投資。本文結(jié)合TiAl合金的發(fā)展和應(yīng)用，從鑄錠熔煉、精密鑄造、塑性成形等幾個(gè)方面介紹了TiAl合金熱加工技術(shù)的研究進(jìn)展。

高溫TiAl合金的發(fā)展與應(yīng)用

TiAl合金的研究始于20世紀(jì)70年代中期[3]，至80年代初篩選出了具有代表性的第一代TiAl合金Ti-48Al-1V-0.1C[9-10]。該合金斷裂韌性較好，可鑄造和機(jī)械加工，但室溫塑性和沖擊性能較低，鑄件表面疏松嚴(yán)重，不能滿足發(fā)動(dòng)機(jī)部件的要求。

第二代TiAl合金同樣是由美國(guó)空軍材料研究所和GE公司共同完成的，代表性合金為Ti-48Al-2Cr-2Nb（Ti-4822） 和 Ti-45Al-2Mn-2Nb -0.8vol.%TiB2（45XD）[11-15]，其中，Ti-4822室溫塑性較高，被認(rèn)為最具工程開(kāi)發(fā)價(jià)值。利用Ti-4822合金，Howmet公司采用鑄造工藝制備出CF6-80C發(fā)動(dòng)機(jī)第5級(jí)低壓渦輪葉片毛坯，然后利用電化學(xué)方法加工出凈尺寸葉片，并于90年代中期完成了發(fā)動(dòng)機(jī)試車[13，16]。

為了進(jìn)一步提高使用溫度，各國(guó)學(xué)者相繼研究了 Nb、Ta、W、V、B、C、Cr、Mn、Mo等合金化元素在TiAl合金中的作用，發(fā)現(xiàn)添加Nb元素對(duì)提高高溫強(qiáng)度、抗氧化性能和抗蠕變性能非常有益。隨著Nb含量的增多，相繼形成了Ti-（46-47）Al-（2-3）Nb、Ti-45Al-（5-10）Nb、Ti-（42-44）Al-4Nb-RM （難熔金屬）等幾種類型的TiAl合金，其中高Nb合金和β-γ合金被認(rèn)為是第三代TiAl合金的典型代表。高Nb-TiAl合金是北京科技大學(xué)陳國(guó)良院士等人最早提出來(lái)的[17]，德國(guó)GKSS研究中心也開(kāi)展了大量工作[1，18-21]。這類合金的特點(diǎn)是高溫蠕變和抗氧化性能優(yōu)異，但是室溫塑性低，難以鑄造，采用變形工藝雖可在一定程度上提高室溫塑性，但顯微偏析問(wèn)題仍有待解決[22-23]。β-γ合金是Kim等對(duì)β凝固γ-TiAl合金的統(tǒng)稱，德國(guó)、奧地利等國(guó)對(duì)該類合金開(kāi)展了大量深入的聯(lián)合研究，希望利用β相易變形的特性使合金充分利用常規(guī)設(shè)備進(jìn)行鍛造，其中最具代表性的是Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B（TNM）合金[24]。但實(shí)際上，某些β-γ合金中β相很難完全消除，導(dǎo)致室溫塑性降低，且在使用溫度下長(zhǎng)期服役時(shí)β相中易析出ω相，使合金進(jìn)一步脆化[25-29]。

我國(guó)在Nb提高抗氧化性和相關(guān)性能研究?jī)煞矫娴脑瓌?chuàng)性貢獻(xiàn)，對(duì)高Nb-TiAl合金的發(fā)展具有“里程碑”意義，引領(lǐng)了第三代TiAl合金的發(fā)展，其中最具代表性的是Ti-（45-47）Al-10Nb（TNB）和 Ti-45Al-8.5Nb-（W，B，Y）合金。與普通TiAl合金相比，高Nb-TiAl合金使用溫度可提高60～100℃，高溫抗氧化性能達(dá)到渦輪盤用鎳基高溫合金的水平。2011年，我國(guó)啟動(dòng)的“973”計(jì)劃大大促進(jìn)了國(guó)內(nèi)高溫TiAl合金及其熱加工技術(shù)的進(jìn)步。

在TiAl合金基礎(chǔ)研究逐步深入和發(fā)動(dòng)機(jī)減重迫切需求的雙重驅(qū)動(dòng)下，世界各國(guó)針對(duì)航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)等熱端部件為應(yīng)用目標(biāo)啟動(dòng)了γ-TiAl合金的大型研究計(jì)劃。美國(guó)空天飛機(jī)計(jì)劃（NASP）、美國(guó)國(guó)防部發(fā)展高性能軍用飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)計(jì)劃、歐盟第六框架IMPRESS項(xiàng)目、歐洲ESA的FLP計(jì)劃（發(fā)動(dòng)機(jī)用渦輪葉片的制造技術(shù)）、歐洲航空運(yùn)輸研究計(jì)劃（FESTTP：TiAl合金板材用在熱結(jié)構(gòu)及熱保護(hù)性系統(tǒng)）、美國(guó)高性能渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)計(jì)劃（IHPTET：XTC67/1核心機(jī)的壓氣機(jī)第一級(jí)整體葉盤轉(zhuǎn)子和第三級(jí)靜子葉片采用TiAl合金）等計(jì)劃的相繼實(shí)施，使美國(guó)和歐盟在TiAl合金的應(yīng)用上相繼獲得了重大突破[30-34]。波音公司于2006年將裝配Ti-4822低壓渦輪6、7級(jí)葉片的GEnx-1B發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)用到波音787上，2011年又進(jìn)一步應(yīng)用到波音747-8機(jī)型上，2012～2013年平均每天有約19000個(gè)TiAl葉片在130個(gè)發(fā)動(dòng)機(jī)上工作，包括7架787和29架747飛機(jī)。2015年，Safran公司宣布已將TiAl合金成功應(yīng)用在CFM-LEAP渦輪機(jī)上[35]。與此同時(shí)，德國(guó)MTU公司宣布首次將變形TiAl合金（TNM）葉片用于PW1100G渦輪引擎，安裝該引擎的A320客機(jī)已完成首飛，顯示出了巨大優(yōu)越性和應(yīng)用潛力[36]。目前已報(bào)道的TiAl合金的應(yīng)用進(jìn)程如圖1所示。

NASA報(bào)告曾指出，到2020年TiAl合金及其復(fù)合材料的用量將在航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)中達(dá)到20%～25%左右的份額。2012年美國(guó)宇航學(xué)報(bào)指出：預(yù)計(jì)TiAl在四代機(jī)F-22、阿帕奇武裝直升機(jī)、戰(zhàn)斧式巡航導(dǎo)彈、軍用空天飛機(jī)、可重復(fù)使用運(yùn)載器等型號(hào)中將得到應(yīng)用，具體應(yīng)用部件及數(shù)量見(jiàn)表1。

鑄錠熔煉

TiAl合金鑄錠熔煉可采用真空自耗電弧熔煉（VAR）或等離子冷床爐熔煉（PAM）。真空自耗電弧熔煉工藝相對(duì)簡(jiǎn)單，生產(chǎn)成本低，生產(chǎn)效率高，是工業(yè)生產(chǎn)中常用的熔煉方法，但熔煉過(guò)程中可控工藝參數(shù)較少，通過(guò)調(diào)整工藝控制成分偏析、消除缺陷難度較高，且電極熔煉與鑄錠凝固同時(shí)連續(xù)進(jìn)行，無(wú)法有效地去除夾雜。與真空自耗電弧熔煉方法相比，等離子冷床爐可實(shí)現(xiàn)金屬熔煉、精煉和結(jié)晶過(guò)程的獨(dú)立控制，在冷床內(nèi)熔化金屬可獲得充分的停留時(shí)間和過(guò)熱度，不僅有利于成分均勻化，而且還有利于消除低密度和高密度夾雜，因此被認(rèn)為是TiAl合金鑄錠生產(chǎn)的理想方法。美國(guó)Allvac采用等離子冷爐床熔煉工藝成功制備出了直徑φ660mm、重1.7t的TiAl合金錠，但其宏觀組織為粗大枝晶，需要在（α+β）兩相區(qū)進(jìn)行熱機(jī)械處理提高成分和組織的均勻性[37]。寶鋼特鋼有限公司也采用等離子冷床工藝成功制備出直徑φ660mm的Ti-4822和330mm×750mm×900mm的高Nb-TiAl合金鑄錠，如圖2所示?？梢钥闯?，高Nb-TiAl合金在冷卻過(guò)程中開(kāi)裂傾向大，大尺寸鑄錠制備困難，但無(wú)粗大柱狀晶，呈現(xiàn)出細(xì)小的近片層組織，尺寸約為100μm（圖2（c））。近年來(lái)，德國(guó)GfE將VAR凝殼熔煉與熔模離心鑄造技術(shù)相結(jié)合生產(chǎn)第二代和第三代TiAl合金鑄錠，有效提高了成分和組織均勻性[38]。

圖1 TiAl合金的應(yīng)用歷程及參與生產(chǎn)的企業(yè)Fig.1 Application history and related companies for TiAl based alloys

表1 TiAl在美國(guó)航空航天飛行器中的潛在應(yīng)用

圖2 寶鋼特鋼P(yáng)AM熔煉的TiAl鑄錠及其微觀組織Fig.2 TiAl ingots fabricated by PAM in Baosteel and its microstructure

TiAl合金顯微組織、熱機(jī)械處理工藝對(duì)成分非常敏感，Al原子含量變化1%就可能導(dǎo)致其凝固路徑發(fā)生改變，進(jìn)而影響后續(xù)加工工藝過(guò)程，因此，成分控制也是TiAl合金鑄錠生產(chǎn)面臨的一大問(wèn)題。以TNM合金為例，Al含量偏差在±0.25%以內(nèi)，Nb、W元素含量偏差在±0.1%左右，B元素則為±0.01%左右，O、N等雜質(zhì)元素含量要求低于700×10-6；300mm長(zhǎng)鑄錠 Al含量的最大偏差在0.1%以內(nèi)[39-41]。Allvac公司通過(guò)研發(fā)改進(jìn)VAR工藝使得Al含量波動(dòng)范圍達(dá)到GE公司的要求[4]，Howmet公司通過(guò)研究中間合金質(zhì)量、進(jìn)料方式和速度、熔池深度、熔液駐留時(shí)間等參數(shù)對(duì)成分偏差的影響，獲得了理想的PAM熔煉工藝[1，42]。

圖3 國(guó)內(nèi)近期制造的TiAl合金精鑄件Fig.3 TiAl components fabricated in China recently

熔模鑄造

鑄造是成本相對(duì)較低的一種近凈成形方法。適用于γ-TiAl合金的精密鑄造方法很多，熔煉方法包括感應(yīng)熔煉或凝殼熔煉等，澆注方式有重力澆注、離心澆注或吸鑄等。PCC公司為GEnx發(fā)動(dòng)機(jī)鑄造的Ti-4822低壓渦輪葉片采用重力鑄造，葉片采用超尺寸設(shè)計(jì)，需要進(jìn)行機(jī)械加工[7]。歐洲IMPRESS項(xiàng)目支持開(kāi)發(fā)了一種垂直旋溢離心鑄造工藝，但未見(jiàn)批量生產(chǎn)的報(bào)道[43]。圖3（a）為中科院金屬研究所采用離心精密鑄造方法制造的γ-TiAl合金低壓渦輪葉片，已經(jīng)在Rolls-Royce公司的Trent XWB發(fā)動(dòng)機(jī)上完成模擬飛行循環(huán)考核試驗(yàn)[4]。北京航空材料研究院、西北工業(yè)大學(xué)、北京鋼鐵研究總院也相繼開(kāi)展了TiAl合金精密鑄造技術(shù)與工藝研究，先后研制出TiAl合金機(jī)匣、擴(kuò)壓器、葉片和車輛增壓渦輪等精鑄件。圖3（b）和圖3（c）分別為西北工業(yè)大學(xué)研制的鑄造TiAl葉片和北京鋼鐵研究總院研制的鑄造高Nb-TiAl車輛增壓渦輪。

圖4 不同熱處理后高Nb-TiAl顯微組織特征Fig.4 Microstructure features of high Nb-TiAl alloys after different heat treatments

凝固組織控制是熔模鑄造的關(guān)鍵工藝過(guò)程之一。相對(duì)于傳統(tǒng)的包晶凝固合金，β凝固TiAl合金鑄造組織均勻，晶粒細(xì)小，無(wú)明顯鑄造織構(gòu)，顯微組織對(duì)成分微小波動(dòng)不敏感，熱處理簡(jiǎn)單，理論上來(lái)講更適用于鑄造。但β凝固TiAl合金鑄態(tài)組織中除含有γ相和α2相外，還含有較多的β/B2相，β/B2相室溫下是脆性相，呈網(wǎng)狀分布在晶界上，會(huì)惡化TiAl合金的室溫塑性、斷裂韌性和高溫抗蠕變性能等。另一方面，β凝固TiAl合金中各組元熔點(diǎn)和密度差異大，凝固過(guò)程中極易發(fā)生顯微偏析，導(dǎo)致組織均勻性下降，如圖4（a）所示。這些因素都影響了TiAl合金的“可鑄性”。為此，西北工業(yè)大學(xué)提出了冷卻過(guò)程中在β單相區(qū)、（α+β）兩相區(qū)下限溫度、700～1000℃恒溫處理的受控凝固和多步熱處理方法來(lái)消除高Nb-TiAl合金的顯微偏析，改善鑄態(tài)組織[44-46]。圖 4（b）、（c）為其顯微組織特征，可以看出，冷卻過(guò)程中在β單相區(qū)、（α+β）兩相區(qū)恒溫處理后，Ti-45Al-8.5Nb-（W，B，Y）合金的鑄態(tài)組織呈現(xiàn)出細(xì)小均勻的全片層組織，平均片層團(tuán)尺寸為110μm，片層團(tuán)界面處呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的β偏析被消除，B2相含量減少至0.3%，如圖4（b）所示；常規(guī)鑄造Ti-45Al-8.5Nb-（W，B，Y）合金經(jīng)1480℃/30min+1320℃/80min+700℃/4h 3步熱處理后，雖然平均片層團(tuán)尺寸有所長(zhǎng)大，達(dá)140μm，但α2/γ片層得到了明顯細(xì)化，平均片層間距為5 nm左右，如圖4（c）所示。

北京鋼鐵研究總院張繼等人綜合考慮高溫力學(xué)性能、充填流動(dòng)性以及Al含量對(duì)凝固路徑和平衡相組成的影響等因素，提出了高Al高Nb的鑄造高溫TiAl合金成分設(shè)計(jì)思想，發(fā)展了Ti-48Al-7Nb-2.5V-1.0Cr合金[47]，采用鑄造方法制備出車輛增壓渦輪（如圖3（c）所示），該鑄件已裝配某型發(fā)動(dòng)機(jī)增壓器進(jìn)行考核，達(dá)到國(guó)軍標(biāo)規(guī)定的超轉(zhuǎn)倍率，表明其強(qiáng)度水平可以滿足額定轉(zhuǎn)速和強(qiáng)度儲(chǔ)備要求。

γ-TiAl合金作為一類新型金屬材料，其熔模鑄造在模殼制備、充型及凝固過(guò)程、熱等靜壓、熱處理等各個(gè)工藝環(huán)節(jié)面臨著很大挑戰(zhàn)，尤其是鑄造缺陷、形狀尺寸精度控制以及后處理工藝優(yōu)化提升服役性能更是其降低成本、走向工業(yè)化生產(chǎn)的關(guān)鍵。

塑性加工

與片層或近片層結(jié)構(gòu)的鑄態(tài)組織相比，塑性加工拓展了TiAl合金可獲組織的范圍，并在一定程度上可控制所獲得的顯微組織和力學(xué)性能。如Y.W.Kim等人發(fā)現(xiàn)采用等溫?zé)徨懝に嚳墒筎iAl合金的晶粒尺寸減小到50～100μm，而采用復(fù)合熱機(jī)械加工工藝破碎粗大的片層組織，可使晶粒尺寸進(jìn)一步下降到20～30μm，極大改善了TiAl合金的室溫塑性[48-49]。因此，對(duì)TiAl合金進(jìn)行塑性加工的目的是破碎凝固組織、獲得細(xì)晶組織、減小成分偏析、優(yōu)化性能乃至制備部件毛坯。目前成功用于TiAl鑄錠開(kāi)坯的熱加工工藝主要有等溫鍛造、包套鍛造和包套擠壓，3種工藝的前提均是鑄錠的熱等靜壓和均勻化熱處理，并要求較高變形溫度和較低的應(yīng)變速率。

由于γ-TiAl合金的本征脆性以及較高的加工溫度和流變應(yīng)力的應(yīng)變速率敏感性，導(dǎo)致其熱加工窗口很窄，熱加工參數(shù)需要嚴(yán)格控制，因此TiAl合金一般采用等溫鍛造的方式進(jìn)行開(kāi)坯。早在20世紀(jì)90年代，德國(guó)就開(kāi)始研究γ-TiAl鑄錠的開(kāi)坯鍛造工藝，GKSS采用等溫鍛造方法將直徑φ270mm、高250mm的鑄錠在（α2+γ）單相區(qū)一步鍛成直徑600mm的鍛坯[50-51]，其典型組織特征為再結(jié)晶細(xì)晶組織和少量片層結(jié)構(gòu)。另外據(jù)報(bào)道，Kim等將一枚粉末冶金制備的重達(dá)210 kg的TiAl鑄錠成功進(jìn)行了等溫鍛造[52]。

包套鍛造也是TiAl合金常見(jiàn)的開(kāi)坯手段之一。與等溫鍛造相比，包套鍛造由于應(yīng)變速率較高，顯微組織更加細(xì)小。但由于包套對(duì)坯料兩端變形的限制作用，以及與模具接觸后造成的顯著溫降，坯料內(nèi)部往往會(huì)形成變形死區(qū)，從而造成顯微組織分布不均勻[53-54]。西北工業(yè)大學(xué)通過(guò)系統(tǒng)研究TiAl合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)，發(fā)現(xiàn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶呈爆發(fā)式形核而有限長(zhǎng)大的特征，而亞動(dòng)態(tài)再結(jié)晶動(dòng)力學(xué)非常慢[55-57]?；谠摪l(fā)現(xiàn)，還提出了一種雙道次鍛造+雙道次退火的鍛造工藝，成功制備了無(wú)變形死區(qū)、顯微組織均勻細(xì)小的大尺寸（φ400×40mm）TiAl合金鍛餅，如圖5（a）所示。另外哈爾濱工業(yè)大學(xué)也采用包套鍛造方法制備出了直徑400～500mm、厚度40～50mm的TiAl合金鍛坯，如圖5（b）所示。

圖5 采用包套鍛造方法獲得的TiAl合金鍛坯Fig.5 Forged pancakes of TiAl alloys fabricated by canned-forging

在β凝固TiAl合金中，往往會(huì)存在部分亞穩(wěn)或穩(wěn)定的β/B2相。β/B2相在高溫下為無(wú)序的BCC結(jié)構(gòu)，能夠顯著提高合金的變形能力。日本的Tetsui等[58]提出了一種含有大量穩(wěn)定β/B2相的Ti-42Al-5Mn合金，該合金可在常規(guī)鍛壓設(shè)備上實(shí)現(xiàn)變形而無(wú)需額外的保溫或包套措施。利用TNM合金中大量的亞穩(wěn)β/B2相，奧地利伯樂(lè)鍛造公司與萊奧本工業(yè)大學(xué)共同提出了一種熱模鍛技術(shù)，并成功用于低壓渦輪葉片的制備[24，59]。西北工業(yè)大學(xué)嘗試了一種類似于鈦合金開(kāi)坯鍛造的多道次無(wú)包套兩向鍛造工藝，即采用7個(gè)道次、鐓拔結(jié)合的方式將φ60mm×50mm的鑄錠鍛成近似方坯[54，60]。為了避免剪切帶的產(chǎn)生，對(duì)每個(gè)道次的變形量進(jìn)行嚴(yán)格控制。最終鍛坯組織為近等軸結(jié)構(gòu)，僅僅含有少量粗化的片層團(tuán)，其中β/B2相含量高達(dá)24%，鍛坯的組織十分均勻，其平均晶粒度僅約為12μm。

由于工藝的可控性要好于等溫或包套鍛造，包套擠壓逐漸成為令人青睞的開(kāi)坯工藝之一，并與等溫鍛造、熱處理、機(jī)械加工、電化學(xué)加工相結(jié)合，成為高壓壓氣機(jī)TiAl葉片的主要制造方法。德國(guó)GKSS對(duì)TNB合金的包套擠壓開(kāi)展了大量研究工作[1，18]，他們將 TiAl鑄錠加熱至1230℃，以1s-1的應(yīng)變速率成功制備出變形均勻的大尺寸（6～8m）TNB合金棒材，擠壓比達(dá)10∶1。利用所獲得的TiAl棒材，通過(guò)直接機(jī)加或等溫鍛造的方法成功制備出高壓壓氣機(jī)葉片，制備流程如圖6（a）所示。最初約有100個(gè)BR715高壓壓氣機(jī)葉片是采用三步等溫鍛造，熱處理后電化學(xué)加工而成[36]；后來(lái)，在為Rolls-Royce公司E3E試驗(yàn)機(jī)生產(chǎn)900個(gè)TiAl葉片時(shí)，采用了抗蠕變性能更好的TNB合金，采用的方案是擠壓棒材直接鍛造成形而后電化學(xué)加工成葉片，如圖6（b）所示。其鍛造溫度為1150℃，模具采用鉬合金制造，加工過(guò)程在真空或惰性氣體保護(hù)下進(jìn)行，鍛后固溶溫度在近Tα線附近，隨后快速冷卻至室溫獲得細(xì)片層組織。為了進(jìn)一步提高生產(chǎn)效率，鍛造設(shè)備后來(lái)采用50MN等溫壓機(jī)，這樣每次可生產(chǎn)30個(gè)葉片。對(duì)于200mm長(zhǎng)的壓氣機(jī)葉片，采用TNM合金鑄坯直接兩次鍛造成形，由于鑄態(tài)組織較為粗大，鍛造溫度選擇在β單相區(qū)，考慮到γ/B2相含量較多，鍛后熱處理需要非常謹(jǐn)慎以獲得理想的組織和性能。至2015年，已經(jīng)為PW1100G發(fā)動(dòng)機(jī)生產(chǎn)了10000個(gè)低壓葉片，如圖6 （c）所示。

此外，美國(guó)、日本、俄羅斯等國(guó)也采用熱加工方法研制了一些發(fā)動(dòng)機(jī)用TiAl合金試制部件，如高壓壓氣機(jī)導(dǎo)向葉片、壓縮機(jī)殼體、活塞蓋、護(hù)環(huán)等，但由于各種原因在航天、航空工業(yè)中還沒(méi)有得到實(shí)際應(yīng)用。

圖6 采用包套擠壓方法研制出的發(fā)動(dòng)機(jī)葉片F(xiàn)ig.6 Aeroengine blades developed by canned-extrusion method

國(guó)外早期關(guān)于TiAl合金加工技術(shù)也有不少板材軋制和超塑成形方面的報(bào)道。TiAl板材不僅可用于制造航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)的零部件，而且還被看作使是制造高速飛行器的機(jī)翼、殼體、熱防護(hù)系統(tǒng)等部件的理想材料[61]。目前，TiAl合金的板材制備主要通過(guò)粉末冶金-軋制技術(shù)和鑄錠冶金-軋制技術(shù)來(lái)實(shí)現(xiàn)。國(guó)外相繼開(kāi)發(fā)出了包套軋制技術(shù)、元素粉末軋制和鑄軋技術(shù)等。奧地利Plansee公司采用鑄軋技術(shù)成功軋制出了具有較好表面質(zhì)量的最大尺 寸 為 2000mm×500mm×1.0mm的TiAl基合金板材，并能夠?qū)崿F(xiàn) 800mm×400mm×1.0mm板 材的工業(yè)化生產(chǎn)[32]；德國(guó)GKSS采用粉末冶金技術(shù)制備出了晶粒尺寸在5～20μm之間的無(wú)缺陷的Ti-48Al-2Cr和Ti-48Al-2Cr-0.2Si合金板材，其最大尺寸達(dá)到1600mm×400mm×1.0mm， 最 近還開(kāi)展了TNB合金大尺寸板坯的制備研究[61-62]；美國(guó)研究人員利用熱疊軋技術(shù)也研制出了尺寸為700mm×400mm×1.0mm的TiAl合金薄板材[32]。俄羅斯金屬超塑性研究所將TiAl板材坯料在（α2+γ）相區(qū)進(jìn)行等溫軋制，得到了具有優(yōu)異超塑性能的板材[63]。此外，日本等國(guó)家也采用等溫軋制等技術(shù)開(kāi)展了TiAl合金板材的研制工作。值得一提的是，近期北京科技大學(xué)采用寶鋼等離子冷床爐熔煉的高Nb-TiAl合金鑄錠，采用直接包套軋制的方法，將 80mm×60mm×35mm（長(zhǎng) × 寬×高）的鑄坯直接軋制成形獲得了尺寸1000mm×70mm×2mm的大尺寸板材，變形量達(dá)到94%。

晶粒度100μm以下的TiAl合金在高溫下表現(xiàn)出良好的超塑性，且隨著晶粒度的降低，超塑性溫度區(qū)間降低，變形機(jī)制也發(fā)生如下變化：連續(xù)回復(fù)和再結(jié)晶（大晶粒）→動(dòng)態(tài)再結(jié)晶和相變（β相和α相）引起的晶界滑動(dòng)（幾十微米）→位錯(cuò)或擴(kuò)散協(xié)調(diào)晶界滑動(dòng)（10μm以下）。相對(duì)于鈦合金和鋁合金，TiAl合金超塑變形溫度更高（1000℃以上），應(yīng)變速率更低（10-5～10-3/s），穩(wěn)態(tài)應(yīng)力更高（80～100MPa）。因此，TiAl合金超塑成形對(duì)模具材料以及成形設(shè)備都有極高要求。目前關(guān)于TiAl合金超塑成形的研究尚處于探索階段，主要集中于板材的超塑氣脹成形和塊體材料的超塑等溫鍛造[64-66]。

熱加工技術(shù)的挑戰(zhàn)與機(jī)遇

雖然一些鑄造和變形TiAl合金構(gòu)件開(kāi)始在航空發(fā)動(dòng)機(jī)上獲得應(yīng)用，但其合金材料和熱加工技術(shù)的成熟度仍難令人滿意，成本也居高不下，尤其是鑄錠后續(xù)加工環(huán)節(jié)的高成本遠(yuǎn)遠(yuǎn)超出了減重帶來(lái)的效益。因此，一些先進(jìn)的近凈成形技術(shù)和相對(duì)簡(jiǎn)單的后處理方法對(duì)TiAl合金的適宜性非常值得進(jìn)一步關(guān)注。

由于具有細(xì)晶、細(xì)片層特征、全片層組織的TiAl合金具有可接受的室溫韌性、優(yōu)異的抗高溫蠕變和疲勞性能，因此，如何通過(guò)優(yōu)化熱機(jī)械處理工藝獲得細(xì)小全片層組織也引起了眾多學(xué)者的重視。熱機(jī)械處理將使Ti-Al體系熱動(dòng)力學(xué)行為變得更為復(fù)雜，要獲得細(xì)小晶粒、細(xì)小α2/γ片層的熱動(dòng)力學(xué)平衡，需要對(duì)熱機(jī)械處理工藝進(jìn)行系統(tǒng)深入的研究。另外，許多學(xué)者開(kāi)始嘗試采用粉末冶金技術(shù)降低晶粒尺寸，他們期望通過(guò)選擇納米尺度的粉體、結(jié)合合理的后處理工藝來(lái)顯著提高材料的強(qiáng)度和韌性[67-70]。目前，預(yù)合金粉末的火花等離子燒結(jié)工藝可一步實(shí)現(xiàn)零件或坯件的成形，并可獲得細(xì)晶全片層組織[71]，但對(duì)于厚截面構(gòu)件的工藝參數(shù)尚需優(yōu)化，材料的全面性能和性能一致性也需要進(jìn)一步研究。

增材制造技術(shù)早在20世紀(jì)90年代已被嘗試用于制備γ-TiAl合金，近年來(lái)，隨著3D打印技術(shù)的快速升溫，歐美對(duì)γ-TiAl合金電子束增材制造技術(shù)開(kāi)展了較大投入的研究，但面對(duì)這類低塑性材料，3D打印技術(shù)仍有很多問(wèn)題沒(méi)有解決，如沉積質(zhì)量與制造效率之間的矛盾、掃描速率較高時(shí)造成的層間偏析、構(gòu)件性能一致性和穩(wěn)定性、批生產(chǎn)中如何降低成本等都是需要解決的難題[72-73]。

結(jié)束語(yǔ)

經(jīng)過(guò)30多年的研究，γ-TiAl合金材料研究和熱加工技術(shù)都取得了重大進(jìn)展，鑄造和變形合金先后在航空發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵部件上得到應(yīng)用，已成為航空航天飛行器熱端構(gòu)件最重要的候選材料，但仍有一系列問(wèn)題需要解決，如β凝固TiAl合金能否實(shí)現(xiàn)常規(guī)工藝的鍛造，能否適用于熔模鑄造；如何改善熱變形過(guò)程中的織構(gòu)及組織一致性；如何設(shè)計(jì)合理的后處理工藝消除β相并獲得理想的細(xì)晶細(xì)片層組織，等等。因此，作為一類新材料，γ-TiAl合金的應(yīng)用技術(shù)是一個(gè)系統(tǒng)工程，需要從結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、材料研究、技術(shù)開(kāi)發(fā)、質(zhì)量控制等多個(gè)角度統(tǒng)籌考慮減重效果、性能提升和成本等因素，開(kāi)發(fā)低成本的近凈成形技術(shù)并完成工藝適應(yīng)性研究，同時(shí)結(jié)合材料基因工程積累大量的知識(shí)和數(shù)據(jù)庫(kù)，是盡快突破航空航天關(guān)鍵部件應(yīng)用的關(guān)鍵。

[1]APPEL F,PAUL J D H,OEHRING,M.Gamma titanium aluminide alloys: science and technology [M].Weinheim: John Wiley & Sons,2011.

[2]CLEMENS H.SMARSLY W.Lightweight intermetallic titanium aluminides-status of research and development [J].Advanced Materials Research,2011,278: 551-556.

[3]楊銳.鈦鋁金屬間化合物的進(jìn)展與挑戰(zhàn) [J].金屬學(xué)報(bào),2015,51(2): 129–147.

YANG Rui.Advances and challenges of TiAl based alloys [J].Acta Metallurgica Sinica,2015,51(2): 129-147.

[4]KOTHARI K,RADHAKRISHNAN R,WERELEY N M.Advances in gamma titanium aluminides and their manufacturing techniques[J].Progress in Aerospace Sciences,2012,55: 1-16.

[5]WEIMER M,KELLY T J.TiAl alloy 48Al-2Nb-2Cr material database and application status[C]//The 3rd international workshop on γ-TiAl technologies.Bamberg,Germany,2006.

[6]NORRIS G.Boeing unveils its 787 flight-test plan [J].Flight International Magazine,2006,20-26: 10.

[7]BEWLAY B P,WEIMER M,KELLY T,et al.The science,technology,and implementation of TiAl alloys in commercial aircraft engines[J].MRS Proceedings,2013,1516: 49-58.

[8]LASALMONIE A.Intermetallics: why is it so difficult to introduce them in gas turbine engines[J].Intermetallics,2006,14: 1123-1129.

[9]BLACKBURN M J,SMITH M P.R& D on composition and processing of titanium aluminide alloys for turbine engines [R].AFWAL Technical Report,1982.

[10]LIPSITT H A.High-temperature ordered intermetallic alloys [J].MRS Proceedings,1985,39: 315-364.

[11]HUANG S C.Titanium aluminum alloys modified by chromium and niobium and method of preparation: 4,879,092,1989 [P].1989-07-11.

[12]HUANG S C,CHESNUTT J C.Gamma TiAl and its alloys[J].Intermetallic,2000,3: 75-92.

[13]KIM Y W,DIMIDUK D M.Progress in the understanding of gamma titanium aluminides[J].JOM,1991,43(8): 40-47.

[14]KIM Y W.Gamma titanium aluminides: their status and future [J].JOM,1995,47(7): 39-42.

[15]LARSEN D E.Status of investment cast gamma titanium aluminides in the USA[J].Materials Science and Engineering: A,1996,213(1-2): 128-133.

[16]National Materials and Manufacturing Board.Materials needs and research and development strategy for future military aerospace propulsion systems [M].Washington: National Academies Press,2011.

[17]CHEN G L,ZHANG W J,WANG Y,et al.Ti-Al-Nb intermetallic alloys based on the ternary intermetallic compound[C]//DAROLIA R,LEWANDOWSKI J J,LIU C T,et al.Structural intermetallics.Warrendale,PA: TMS,1993: 319-334.

[18]APPEL F,OEHRING M,PAUL J D H,et al.Physical aspects of hot-working gammabased titanium aluminides[J].Intermetallics,2004,12: 791-802.

[19]OEHRING M,APPEL F.Wrought processing of γ-TiAl alloys[J].Transactions Nonferrous Metals Society of China,2002,12(4):569-576.

[20]APPEL F,OEHRING M,WAGNER R.Novel design concepts for gamma-base titanium aluminide alloys[J].Intermetallics,2000,8(9): 1283-1312.

[21]PAUL J D H,APPEL F,WAGNER R.The compression behaviour of niobium alloyed γ-titanium alumindies[J].Acta Materialia,1998,46(4): 1075-1085.

[22]XU X J,LIN J P,TENG Z K,et al.On the microsegregation of Ti-45Al-(8-9) Nb-(W,B,Y) alloy[J].Materials Letters,2007,61(2): 369-373.

[23]CHEN G L,XU X J,TENG Z K,et al.Microsegregation in high Nb containing TiAl alloy ingots beyond laboratory scale[J].Intermetallics,2007,15(5): 625-631.

[24]CLEMENS H,WALLGRAM W,KREMMER S,et al.Design of novel β-solidifying TiAl alloys with adjustable β/B2-phase fraction and excellent hot-workability[J].Advanced Engineering Materials,2008,10(8): 707-713.

[25]SCHLOFFER M,RASHKOVA B,SCHOBERL T,et al.Evolution of the ω0 phase in a β-stabilized multi-phase TiAl alloy and its effect on hardness[J].Acta Materialia,2014,64:241-252.

[26]STARK A,BARTELS A,CLEMENS H,et al.On the formation of ordered ω-phase in high Nb containing γ-TiAl based alloys[J].Advanced Engineering Materials,2008,10(10):929-934.

[27]SONG L,XU X J,YOU L,et al.Ordered α2to ω0phase transformations in high Nb-containing TiAl alloys[J].Acta Materialia,2015,91: 330-339.

[28]SONG L,ZHANG L Q,XU X J,et al.Omega phase in as-cast high-Nb-containing TiAl alloy[J].Scripta Materialia,2013,68: 929-932.

[29]SONG L,XU X J,SUN J,et al.Cooling rate effects on the microstructure evolution in the β o zones of cast Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y) alloy[J].Materials Characterization,2014,93: 62-67.

[30]LEHOLM R,CLEMENS H,KESTLER H.Powder metallurgy(PM) gammabased titanium aluminide structures for use in various high temperature aerospace applications[C]//KIM Y W,DIMIDUK D M,LORETTO M H.Gamma titanium aluminides.Warrendale,PA: TMS,1999: 25-33.

[31]European Space Agency.Final report of IMPRESS project[R].Publishable Executive Summary,2009.

[32]CLEMENS H,KESTLER H.Processing and applications of intermetallic γ-TiAl-based alloys[J].Advanced Engineering Materials,2000,2(9): 551-570.

[33]KESTLER H,EBERHARDT N,KNIPPSCHEER S.Some aspects on production of wrought γ-TiAl based components for transportation[C]//International symposium on niobium for high temperature applications.Warrendale,PA: TMS,2003: 167-181.

[34]BARTOLOTTA P A,KRAUSE D L.Titanium aluminide applications in the high speed civil transport[R].Clevelan: NASA-Glen Research Center,1999.

[35]TERNER M.Innovative materials for high temperature structural applications: 3rd Generation γ-TiAl fabricated by Electron Beam Melting[D].Torino: Politecnico di Torino,2014.

[36]JANSCHEK P.Wrought TiAl blades[J].Materials Today Proceedings,2015,2:S92-S97.

[37]WOOD J R.Ingot production of TiAl alloys[C]//Kim Y W,Clemens H,Rosenberger A H.Gamma titanium aluminides.Warrendale,PA:TMS,2003: 227-234.

[38]GUTHER V,JOOS R,CLEMENS H.Microstructure and defects in γ-TiAl based vacuum arc remelted ingot materials[C]//HEMKER K J.Proceedings of 3th Int.Symp.On Structural Intermetallics.USA: Jackson Hole WY,2001: 324-331.

[39]CLEMENS H,CHLADIL H F,WALLGRAM W.In and ex situ investigations of the β-phase in a Nb and Mo containing γ-TiAl based alloy[J].Intermetallics,2008,16: 827-833.

[40]WATSON I J,LISS K D,CLEMENS H,et al.In situ characterization of a Nb and Mo containing γ-TiAl based alloy using neutron diffraction and high-temperature microscopy[J].Advanced Engineering Materials,2009,11(11):932-937.

[41]SCHWAIGHOFER E,CLEMENS H,MAYER S,et al.Microstructural design and mechanical properties of a cast and heat-treated intermetallic multi-phase γ-TiAl based alloy[J].Intermetallics,2014,44: 128-140.

[42]GODFREY B,LORETTO M H.Origins of heterogeneities in plasma melted ingots of γ-TiAl[J].Materials Science and Engineering:A,1999,266(1): 115-122.

[43]HARDING R A,WICKINS M,WANG H,et al.Development of a turbulencefree casting technique for titanium aluminides[J].Intermetallics,2011,19(6): 805-813.

[44]YANG G,KOU H,LIU Y,et al.Response of the solidification microstructure of a high Nb containing TiAl alloy to an isothermal high-temperature heat treatment[J].Intermetallics,2015,63: 1-6.

[45]YANG G,KOU H,YANG J,et al.In-situ investigation on the β to α phase transformation in Ti-45Al-8.5 Nb-(W,B,Y)alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2016,663: 594-600.

[46]YANG G,KOU H,YANG J,et al.Microstructure control of Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y) alloy during the solidification process[J].Acta Materialia,2016,112: 121-131.

[47]LI H Z,ZHANG J.High temperature strength and ambient ductility dependences on Al contents of high Nb containing TiAl alloys[J].Acta Metallurgica Sinica,2013,49(11): 1423-1427.

[48]KIM Y W.Strength and ductility in TiAl alloys[J].Intermetallics,1998,6(7): 623-628.

[49]KIM Y W.Effects of microstructure on the deformation and fracture of γ-TiAl alloys[J].Materials Science and Engineering: A,1995,192: 519-533.

[50]APPEL F,BROSSMANN U,CHRISTOPH U,et al.Recent progress in the development of gamma titanium aluminide alloys[J].Advanced Engineering Materials,2000,2(11): 699-720.

[51]PAUL J D H,LORENZ U,OEHRING M,et al.Up-scaling the size of TiAl components made via ingot metallurgy[J].Intermetallics,2013,32: 318-328.

[52]CHEN G L,XU X J,TENG Z K,et al.Microsegregation in high Nb containing TiAl alloy ingots beyond laboratory scale[J].Intermetallics,2007,15(5): 625-631.

[53]CHENG L,CHANG H,TANG B,et al.Simulation of microstructure for hot packforging of a high Nb containing TiAl alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering,2014,43(1):36-41.

[54]TANG B,CHENG L,KOU H,et al.Hot forging design and microstructure evolution of a high Nb containing TiAl alloy[J].Intermetallics,2015,58: 7-14.

[55]CHENG L,CHANG H,TANG B,et al.Deformation and dynamic recrystallization behavior of a high Nb containing TiAl alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2013,552: 363-369.

[56]CHENG L,XUE X,TANG B,et al.Flow characteristics and constitutive modeling for elevated temperature deformation of a high Nb containing TiAl alloy[J].Intermetallics,2014,49:23-28.

[57]CHENG L,CHANG H,TANG B,et al.Characteristics of metadynamic recrystallization of a high Nb containing TiAl alloy[J].Materials Letters,2013,92: 430-432.

[58]TETSUI T,SHINDO K,KAJI S,et al.Fabrication of TiAl components by means of hot forging and machining[J].Intermetallics,2005,13(9): 971-978.

[59]WALLGRAM W,KREMMER S,CLEMENS H,et al.Hot-die forging of a β-stabilized γ-TiAl based alloy[C].Warrendale,PA: MRS,2009.

[60]CHENG L,XUE X,TANG B,et al.Effect of hot-forging on beta phase transformation of a high niobium containing titanium aluminide alloy[J].International Journal of Modern Physics B,2015,29(10-11): 1540009-1540015.

[61]DAS G,KESTLER H,CLEMENS H,et al.Sheet gamma TiAl: status and opportunities[J].JOM,2004,56(11): 42-45.

[62]CLEMENS H.Intermetallic γ-TiAl based alloy sheet materials: processing and mechanical properties[J].Zeitschrift für Metallkunde,1995,86(12): 814-822.

[63]IMAYEV V M,IMAYEV R M,KUZNETSOV A V,et al.Superplastic properties of Ti-45.2Al-3.5 (Nb,Cr,B) sheet material rolled below the eutectoid temperature[J].Materials Science and Engineering: A,2003,348(1):15-21.

[64]NIEH T G,WADSWORTH J.Fine structure superplastic intermetallics[J].International Material Reviews,1999,44(2): 59-75.

[65]DAS G,BARTOLOTTA P A,KESTLER H,et al.The development of sheet gamma TiAl technology under the enabling propulsion materials/high speed civil transport(EPM/HSCT) program[C]// KIM Y W,CLEMENS H,ROSENBERGER A H.Gamma titanium aluminides.Warrendale,PA: TMS,2003: 33-45.

[66]SAFIULLIN R,IMAYEV R,IMAYEV V,et al.Superplastic properties and superplastic forming/diffusion bonding of γ-TiAl+α2-Ti3Al sheet materials[J].Materials Science Forum,2007,551-552: 441-446.

[67]BHATTACHARYA P,BELLON P,AVERBACK R S,et al.Nanocrystalline TiAl powders syntehsized by high-energy ball milling: effects of milling para-meters on yield and contamination[J].Journal of Alloys and Compounds,2004,368: 187-196.

[68]FOROUZANMEHR N,KARIMZADEH F,ENAYATI M H.Study on solid-state reactions of nanocrystalline TiAl synthesized by mechanical alloying[J].Journal of Alloys and Compounds,2009,471: 93-97.

[69]GUYON J,HAZOTTE A,BOUZY E.Evolution of metastable α phase during heating of Ti48Al2Cr2Nb intermetallic alloy[J].Journal of Alloys and Compounds,2016,656: 667-675.

[70]GUYON J,HAZOTTE A,WAGNER F,et al.Recrystallization of coherent nanolamellar structures in Ti48Al2Cr2Nb intermetallic alloy[J].Acta Materialia,2016,103: 672-680.

[71]COURET A,MOLENAT G,GALY J.Microstructures and mechanical properties of TiAl alloys consolidated by spark plasma sintering[J].Intermetallics,2008,16(9): 1134-1141.

[72]European Science Foundation,Materials Science and Engineering Expert Committee (MatSEEC).Materials science and engineering in Europe: challengers and opportunities[C].Science Position Paper,2013.

[73]HARROP J.Application of 3D printing 2014-2024: Forcasts,Markets,Players[R].IDTechEx Report,2014.