王茂松，杜宇雷

南京理工大學 機械工程學院，南京 210016

鈦鋁合金是由鈦和鋁按近等量的原子比形成的金屬間化合物，其密度僅為鎳基高溫合金的一半左右，并具有優(yōu)異的抗氧化能力和高溫力學性能、較高的比強度及彈性模量、良好的導電導熱性能等，因此成為航空領域的備選輕質高溫合金，有望在600～900 ℃的溫度區(qū)域內替代鎳基高溫合金[1-4]。如圖1[5-6]所示，鈦鋁合金在航空發(fā)動機中主要用于高壓壓氣機和低壓渦輪葉片，可以實現(xiàn)減重并提升發(fā)動機效能。鈦鋁合金的研究始于20世紀中期，美國普惠(P&W)公司于1979年研發(fā)出第一個具有實用價值的鈦鋁基高溫合金——Ti-48Al-1V-0.1C，但由于鑄造缺陷問題，其僅用于鑄造F100發(fā)動機壓氣機葉片毛坯結構件[7-8]。2006年，美國GE公司首次將Ti-48Al-2Cr-2Nb合金應用于GEnx航空發(fā)動機的最后兩級低壓渦輪葉片，標志著鈦鋁合金開始進入實際應用階段[9]。2016年，南京理工大學開發(fā)的PST(Polysynthetic Twinned)鈦鋁合金單晶實現(xiàn)了高強高塑的結合，并將其承溫能力提高到900 ℃以上[10]。可見，鈦鋁合金在航空領域具有巨大的應用價值和發(fā)展?jié)摿Α?/p>

圖1 鈦鋁合金在航空發(fā)動機中的應用及鈦鋁低壓渦輪葉片

然而，鈦鋁合金的室溫塑性差、熱變形能力低，加工難度很大，這嚴重限制了其實際應用[11-14]。鈦鋁合金的加工技術主要有鑄錠冶金、精密鑄造和粉末冶金等。鑄錠冶金技術主要用于制備鈦鋁合金板材，以滿足后續(xù)基于板材的大尺寸結構件的制造，其制造過程包括合金錠熔煉和熱等靜壓、均勻化退火消除缺陷以及等溫鍛造成形等。但該工藝存在比較嚴重的成分偏析和工藝復雜、成本高等問題，尤其是對于第3代高鈮鈦鋁合金，其中高熔點、低擴散性鈮元素含量的增加進一步加劇了成分偏析，提高了成形難度[15-16]。熔模精密鑄造方法在制造形狀和結構相對簡單的低壓渦輪葉片上已實現(xiàn)小規(guī)模的應用，但是存在夾雜和間隙污染等問題，并且難以制造具有復雜內部空腔結構的部件[17]。而粉末冶金法(包括機械合金化、自蔓延高溫合成法、反應燒結法、放電等離子燒結法等)大都仍處于實驗室研究階段，且難以成形大尺寸、具有復雜形狀的鈦鋁合金零部件[18-19]。高溫蠕變是葉片的主要失效原因，因此葉片壽命受最高溫度的影響遠大于最大應力[20-23]。若要進一步提高渦輪葉片的壽命，除了采取提高葉片材料的耐溫能力和施加絕熱層隔熱外，還必須對葉片進行高效冷卻。計算表明合理的內部冷卻管道布置可以使葉片溫度相較環(huán)境溫度降低250 ℃以上，可極大地提高葉片壽命和性能[24-25]，但是傳統(tǒng)的機械加工、鑄造等技術在制造具有內部管道、空腔等復雜結構的零部件上均顯不足[26]?？傮w上來看，能充分發(fā)揮鈦鋁合金優(yōu)勢的具有復雜形狀和內部冷卻流道結構的渦輪葉片等構件的制造問題仍然是急需解決的技術難題之一。

增材制造(Additive Manufacturing，AM)又稱3D打印，是基于數(shù)字模型，通過分層加工、逐層堆積的方式制造三維實體物件的先進技術。增材制造技術可以突破模具和尺寸的限制，直接制造具有復雜形狀的零部件，可大幅縮短生產(chǎn)周期、提高新產(chǎn)品的設計自由度并降低制造成本。此外，AM技術還具有冷卻速度高的特點，可形成比傳統(tǒng)鑄態(tài)工藝更加精細的組織結構，有利于獲得性能優(yōu)良的合金構件[27-31]。目前適用于金屬材料的AM技術主要有：激光金屬沉積(Laser Metal Deposition，LMD)、電子束選區(qū)熔化(Electron Beam Melting，EBM)和選區(qū)激光熔化(Selective Laser Melting，SLM)等。顯然，從成形原理上，AM技術在制造具有復雜形狀和內部冷卻流道的鈦鋁合金渦輪葉片等構件上具有十分突出的工藝優(yōu)勢。2010～2020年有關鈦鋁合金增材制造的相關文獻統(tǒng)計如圖2所示，可見，鈦鋁合金的增材制造研究吸引了國內外眾多研究人員的關注。

圖2 2010～2020年科學引文索引中關于增材制造鈦鋁合金的文章數(shù)量分布

近年來，國內外學者已發(fā)表了若干關于鈦鋁合金增材制造的綜述性論文，張琛等[32]總結了激光金屬沉積和電子束選區(qū)熔化成形鈦鋁合金的國內外研究現(xiàn)狀，并指出相比傳統(tǒng)工藝路線，增材制造技術成形的鈦鋁合金可獲得更高的拉伸強度，所需后期加工也更少，但是孔隙、開裂和組織不均勻性問題仍需要進一步研究。王林等[33]著重比較了激光和電子束增材制造技術成形鈦鋁合金的微觀結構，并總結了增材制造鈦鋁構件力學性能及熱處理工藝。湯慧萍等[34]則全面介紹了電子束選區(qū)熔化技術的主要缺陷和微觀結構特點，并介紹了EBM技術在航空航天領域的應用前景。闞文斌和林均品[35]介紹了EBM成形鈦鋁合金的優(yōu)點和存在問題，重點分析了工藝參數(shù)對鋁損失和微觀結構的影響。Chen和Li[6]詳細討論了鈦鋁合金增材制造的微觀結構及應用。文獻[6,32-35]主要從成形、微觀結構和力學性能等方面對鈦鋁合金的增材制造進行綜述，但是缺乏對于增材制造鈦鋁合金的成分設計、球形粉末、打印技術、工藝和打印件結構與性能、在航空領域的應用等方面的全面總結。因此，本文通過對2010～2020年鈦鋁合金增材制造成形領域的100余篇文獻進行調研，并結合筆者在鈦鋁合金增材制造方面的工作基礎，對增材制造鈦鋁合金的研究現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢等進行了全面的綜述，旨在為相關領域學者深入研究鈦鋁合金的增材制造技術提供參考。

1 增材制造鈦鋁合金的成分設計

鈦鋁基金屬間化合物性能介于陶瓷和金屬之間，而由α2和γ相構成的雙相鈦鋁合金被認為在航空高溫應用領域最具實用前景，其微觀結構通常表現(xiàn)為少量α2相分布在γ相基體上，相組成及微觀組織形態(tài)都會對力學性能產(chǎn)生影響[36-38]。鈦鋁二元相圖如圖3[39]所示，常規(guī)冷卻速度下的凝固路線主要由鋁元素的含量決定，能獲得不同的室溫組織。鋁含量在45at%～49at%范圍內時，β枝晶首先從液相中析出，隨后通過包晶反應L+β→α的方式形成α相[40]，而鋁含量低于45at%時才會發(fā)生β凝固，隨后α相的基面平行于β相的(110)面析出，并經(jīng)過α→α+γ反應獲得細晶片層組織，也被稱為β-γ TiAl合金，如Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B合金(TNM)，中國哈爾濱工業(yè)大學、日本三菱重工等都對這類合金開展了大量基礎和應用性的研究[41-42]。

圖3 鈦鋁二元相圖[39]

除鋁元素外，還可少量添加Nb、Mo、Ta等低擴散性金屬元素以改善鈦鋁合金的高溫性能。這些元素具有體心立方(Body Centered Cube，BBC)結構，可作為β相穩(wěn)定元素[43]，北京科技大學陳國良教授等[44]通過引入5at%～10at%的Nb元素大幅度提高了高溫蠕變和抗氧化能力，進而提高了鈦鋁合金的服役溫度，所得合金也被稱為高鈮鈦鋁合金。此外，在鈦鋁合金中添加B元素形成的TiB2可為α相提供異質形核核心，顯著細化α相晶粒[45]。

鈦鋁合金增材制造研究最早始于電子束選區(qū)熔化成形，選區(qū)激光熔化的相關研究相對滯后并且仍面臨著嚴重的裂紋問題[46]，近年來也有研究人員開展了鈦鋁合金的激光金屬沉積研究。鈦鋁合金增材制造相關研究中使用的預合金化粉末的成分如表1所示。顯然，增材制造技術主要研究的鈦鋁合金成分以4822、β-γ合金和高鈮鈦鋁合金為主。如前所述，合金成分對增材制造成形過程有很大影響，特別是在快速冷卻非平衡凝固過程中，微觀結構和相結構的形成有別于傳統(tǒng)鑄造的近熱力學平衡狀態(tài)[47]。由鈦鋁二元相圖可知，鋁元素的含量可以直接影響鈦鋁合金的凝固路線，即β相是否為唯一與液相共存的相。而SLM的超高冷卻速度導致成形的鈦鋁合金在室溫下的相組成主要為α2或B2相，這說明冷卻速度過高時高溫α和β相都能直接轉化為低溫有序相[48]。這也導致在快速冷卻條件下，部分合金化元素的作用與傳統(tǒng)鑄造緩冷條件下明顯不同，比如Nb作為常用的β相穩(wěn)定元素[43]，筆者在研究中發(fā)現(xiàn)Nb在SLM成形鈦鋁合金中反而起到了分解β相的作用，4822鈦鋁合金作為一種經(jīng)典的γ鈦鋁合金，在SLM成形時卻能表現(xiàn)出α2和B2近等量的相組成?？梢?，在增材制造鈦鋁合金中很多合金化元素具有和傳統(tǒng)鑄態(tài)合金中明顯不同的作用，因此，針對增材制造工藝特性探明合金化元素的作用規(guī)律并開發(fā)專用成分的鈦鋁合金顯得尤為重要。

表1 增材制造鈦鋁合金的成分及技術類型

2 增材制造鈦鋁合金球形粉末

金屬增材制造是熔融金屬不斷堆積的過程，因而使用的粉末對成形過程的影響很大[49-50]。為保證流動性和鋪粉密度，通常需使用球形金屬粉末。目前球形金屬粉末的主要制備方法有氣霧化、旋轉電極霧化、等離子體球化等方法。其中無坩堝電極感應氣霧化(Electrode Induction Melting Gas Atomization，EIGA)法以預合金棒為原料，通過高頻感應電流將棒材表面的合金熔化并形成熔體液流落入霧化噴嘴，在高速氣流作用下形成分散的熔滴并迅速冷卻凝固為細微的顆粒。EIGA法制造的粉末球形度高、氧含量低、雜質含量低，且避免了坩堝和熔體間的反應，已成為增材制造用鈦鋁合金球形粉末的主要制造技術[51]。

EIGA法制造的球形粉末中存在一些空心粉末且少數(shù)伴隨有衛(wèi)星球現(xiàn)象?？招姆勰┦庆F化氣體被包裹在熔體液滴中形成的，一般隨粉末粒徑的增大，空心粉末的比例會有所增大；衛(wèi)星球的形成是由于在金屬液滴破碎時，液滴之間會發(fā)生碰撞并二次分散為更加細小的顆粒，這些顆粒容易被吸附到較大的顆粒表面。EIGA法等氣霧化法制得的粉末粒徑分布一般呈單峰正態(tài)分布[52-53]。顯然，粒度較小的顆粒在凝固過程中經(jīng)歷的冷卻速度高于粒度較大的顆粒，而鈦鋁合金凝固過程中的相演變與冷卻速度有強烈的依賴關系，這導致不同粒度的氣霧化鈦鋁合金粉末在形貌和相結構上都具有顯著區(qū)別。Liu等[54]通過自行研制的EIGA設備制備了Ti-48Al-2Cr-8Nb球形合金粉末，不同粒徑粉末的XRD如圖4(a)[54]所示，顯然粉末相組成和粒徑大小具有高度相關性。根據(jù)鈦鋁二元相圖，Ti-48Al合金凝固過程中的相轉變[39]可總結為L→L+β→α+β→α→α+γ→α2+γ，而α→α+γ的共析反應在高冷卻速度下受到抑制[55]，α相轉而通過有序反應生成大量亞穩(wěn)態(tài)的α2相，這導致直徑58 μm以下的鈦鋁粉末主要由α2相組成；隨著粒徑增加，γ相含量逐漸上升，至直徑100 μm時幾乎全部轉化為γ相。不同粒徑粉末的組織形態(tài)也有較大區(qū)別，粗粉表面具有明顯的胞狀枝晶，近似等軸晶狀，隨著粒度減小,枝晶逐漸細化，粉末表面也逐漸變得光滑，如圖4(b)[54]和圖4(c)[54]所示。值得注意的是，Nb是鈦鋁合金中最常用的β相穩(wěn)定元素[43]，但是文獻[54]在不同粒徑粉末中均沒有檢測到β/B2相，這表明冷卻速度是影響高鈮鈦鋁合金相轉變的決定性因素。因而，傳統(tǒng)鑄造研究得到的關于Nb等微量元素在鈦鋁相圖中的作用規(guī)律，在氣霧化、激光增材制造等快速冷卻的條件下可能會發(fā)生根本性的變化。

圖4 不同尺寸的氣霧化高鈮鈦鋁粉末XRD譜圖及其表面形貌[54]

不同類型的增材制造技術對粉末粒徑也有不同的要求，如選區(qū)激光熔化技術常用粒徑15～63 μm 的細粉，而激光金屬沉積和電子束選區(qū)熔化技術常用40～150 μm的粗粉[56-57]。相組成的差異使不同粒徑粉末的實際化學成分也會有所差異，這導致鈦鋁合金粉末制備上對化學成分的控制極為困難，即需要依靠大量生產(chǎn)經(jīng)驗調整初始原料成分，以保證某個粒度范圍內的粉末具有所需的化學成分。目前僅4822和TNM粉末已投入商業(yè)化生產(chǎn)，這也導致第3代鈦鋁合金粉末冶金成形及部分微量元素的作用效果等研究進展相對緩慢。

部分研究人員采用球磨等方法利用純金屬粉末機械合金化制備鈦鋁粉末，如Ma等[47]對高純Ti、Al粉和TiC粉末進行高能球磨獲得復合粉末材料，但是所得粉末表面粗糙，球形度較差，元素分布均勻性也不能得到保證，同時，Al元素的低熔點、低密度還可能引起嚴重的偏析。此外，粉末對激光的吸收主要發(fā)生在表面，而表層的氧化層可以顯著改善激光的吸收效果，有利于粉末的熔化。因此，球磨粉末表面粗糙度的增大不僅影響粉末流動性，還會改變激光吸收效果[58-59]。此外，Ti和Al之間自蔓延反應的存在也使這種機械合金化方法存在較大的危險性[60]。

3 鈦鋁合金的增材制造

增材制造技術可以突破尺寸和模具的限制，直接由粉末成形復雜形狀構件，具有設計自由度大、材料利用率高、產(chǎn)品研發(fā)周期短等優(yōu)點[61]。應用于鈦鋁合金的增材制造技術主要包括選區(qū)激光熔化、激光金屬沉積和電子束選區(qū)熔化。由于增材制造技術具有遠高于傳統(tǒng)鑄造的冷卻速度，所得的晶粒組織細小，有利于獲得更好的力學性能，但是快冷帶來的高殘余應力也會加劇開裂傾向[31,62-63]。此外，鈦鋁合金凝固時γ相通過α→α+γ的共析反應生成，而這個反應過程受冷卻速度影響極大。在102K/s冷卻速度下，α相可以不經(jīng)擴散直接轉化為γ相;冷卻速度進一步提高時，γ相的生成則會受到抑制，轉而發(fā)生α→α2相的有序反應。此外，過高的冷卻速度下，β相也有可能直接轉化為有序的B2相[64-66]。因此，增材制造成形的鈦鋁合金與傳統(tǒng)鈦鋁鑄造件存在較大差異，而不同能量源、不同技術方法制得的鈦鋁合金成形件也表現(xiàn)出不同的結構和性能。

3.1 增材制造技術方法和特點

選區(qū)激光熔化(Selective Laser Melting, SLM)技術已成為最主流的金屬增材制造技術之一，其使用高能激光束為能量源，并采用粉末床鋪粉方式。SLM技術最大的優(yōu)點在于成形件具有較高的表面精度，非常適合渦輪葉片等復雜形狀構件的近凈成形[67]。鈦鋁合金的SLM增材制造已有不少研究，但SLM過程中的超高冷卻速度(可高達106K/s以上)導致的較大殘余熱應力及其固有的脆性問題，使SLM成形的鈦鋁合金極易產(chǎn)生裂紋[68]。一般認為，SLM成形鈦鋁合金開裂的直接原因在于快速冷卻帶來的高殘余應力超過了鈦鋁合金基體的強度[69]。因此降低凝固過程的冷卻速度可以有效抑制裂紋產(chǎn)生，主要方法有提高基板預熱溫度和降低掃描速度[48,55,67]。例如，Gussone等[70]通過大幅提高基板預熱溫度至800 ℃以降低冷卻速度的方法，獲得了無缺陷TNBV4(Ti-44.8Al-6Nb-1.0Mo-0.1B，at%)鈦鋁合金零件。然而，鈦鋁合金SLM成形時預熱溫度必須達到較高值才能完全消除裂紋，如Shi等[71]在Ti-47Al-2Cr-2Nb合金SLM成形時，提高基板預熱溫度至200 ℃后在成形至第5層時即會出現(xiàn)裂紋。楊益等[72]提高基板預熱溫度至300 ℃，成形件內部殘余應力由(267.2±13.4)MPa 降低到(172.6±8.6)MPa，但成形件致密度僅由87.64%上升到93.84%，其成形效果如圖5(a)[72]和圖5(b)[72]所示。然而過高的預熱溫度也帶來一系列問題，比如Gussone等[70]明確提出，預熱平臺上多余的粉末由于發(fā)生燒結而無法回收利用，因此，高預熱溫度帶來的成本和設備損耗導致其很難實現(xiàn)商業(yè)化應用。Gao等[73-74]通過高速相機分析不同掃描速度下SLM成形Ti-40Al-9V-0.5Y合金熔池的冷卻行為時指出，掃描速度由1 000 mm/s降低至100 mm/s時，凝固時間可相差70倍，因此降低掃描速度可以有效減緩冷卻速度。此外，通過提高激光功率，即提高線能量密度能擴大熔池尺寸，對降低冷卻速度也有作用[75]。

激光金屬沉積(Laser Metal Deposition，LMD)設備所配激光器通常具有更高的額定功率、更大的光斑直徑，這導致沉積時產(chǎn)生的熔池尺寸通常較大。區(qū)別于SLM，激光金屬沉積技術通常采用同軸送粉的方式，即沉積頭上帶有可輸送金屬粉末和惰性保護氣體的噴嘴，這導致沉積時主要依靠機械傳動，因而掃描速度遠低于SLM或者EBM[76-77]。這些特點導致LMD帶來的冷卻速度遠小于SLM，其效果除抑制殘余應力外，還可以抑制鈦鋁合金凝固時脆性α2相的產(chǎn)生。如劉占起等[78]利用激光金屬沉積高鈮鈦鋁合金時，直接通過機械混合在Ti-48Al-2Cr-2Nb粉末中加入純鈮粉，所用的掃描速度僅為7 mm/s，層厚高達0.8 mm，大功率下的低速熔化使鈮元素可以完全溶解在鈦鋁合金基體中，最終成形件主要由γ基體和少量α2相組成，具有425 MPa的抗拉強度和3.3%的延伸率。此外，同軸送粉的原理還使LMD過程中可以自由調整激光聚焦點的高度，可將激光束散焦于沉積層上方，從而使粉末在流入熔池之前被充分預熱，可以完全消除裂紋，但是低激光功率下粉末預熱不充分時仍會產(chǎn)生大量裂紋，如圖6[79]所示。值得注意的是，從圖6[79]中可以看到LMD成形零件表面質量和尺寸精度較差，導致后續(xù)需要進行二次機加工。LMD最大的優(yōu)點在于其可以在現(xiàn)有金屬零部件上直接進行，并可以對受損部分進行修復。此外，同軸送粉可以實現(xiàn)梯度材料零件的直接成形[80]。

電子束選區(qū)熔化(Electron Beam Melting，EBM)以電子束作為能源，在選擇性熔化粉末之前，通常會以非聚焦的電子束高速掃描成形平臺以預熱粉末。由于電子束的特性，EBM需要在高真空條件下進行，防止了C、N、O等元素對材料的污染，同時成形平臺可以保持1 000 ℃以上的預熱溫度，使粉末保持一定的電導率，防止因粉末帶電互斥形成粉末云[81]。EBM成形鈦鋁合金時，基板預熱溫度通常保持在α→γ兩相區(qū)內，使合金凝固時僅發(fā)生α→α2相變，即有效抑制了殘余應力的產(chǎn)生和脆性相的生成，由此可以完全消除裂紋。成形件孔隙率通常在2%以內，孔隙主要來源于氣霧化粉末中夾雜的保護氣體和層間結合不緊密造成的延伸孔。兩層熔化沉積之間，低功率快速掃描凝固層可達到緩冷保溫效果，保持層 間結合良好，避免層間結合較差或產(chǎn)生氣孔[82]。超高的預熱溫度、較高的成形效率和良好的成形質量使EBM被認為是目前最適合鈦鋁合金異形件成形的增材制造技術。EBM甚至可以做到在成形過程中，通過紅外圖像對熱分布和缺陷等進行實時監(jiān)控，進而實現(xiàn)對缺陷的實時修復[83-84]。EBM成形的鈦鋁合金試樣如圖5(c)[85]和圖5(d)[86]所示，成形件具有較高的表面質量和尺寸精度，但邊緣熔道凝固時不可避免地吸附未熔區(qū)域的粉末，導致側面粗糙度略高于頂面[85-86]。

圖5 增材制造鈦鋁合金微觀及宏觀形貌

3.2 熔道和熔池特征

增材制造過程可以看作熔道的沉積和搭接過程，為進一步比較選區(qū)激光熔化和激光金屬沉積鈦鋁合金的可成形性，對兩種激光增材制造方式下的鈦鋁合金單熔道特征進行分析。

事實上，熔道分析是對于SLM成形鈦鋁合金過程中裂紋產(chǎn)生機理和抑制手段最主要的研究方法，即通過對單熔道和熔道搭接過程中的工藝參數(shù)優(yōu)化抑制裂紋，其主要優(yōu)化方向可總結為降低冷卻速度、增加熔池尺寸使熔道鋪展更充分[48]。激光熔化產(chǎn)生的鈦鋁合金單熔道主要存在不穩(wěn)定、球化、開裂和孔隙等缺陷，典型的熔道特征如圖7(a)[75]所示。線能量過低時，由于激光不足以熔化粉末使其與基板之間產(chǎn)生良好的潤濕，液相在表面張力的作用下即會形成球形凝固，即出現(xiàn)不連續(xù)的熔道。隨著激光功率增加或掃描速度降低，熔道逐漸變得連續(xù)，冷卻速度降低使熔道充分地鋪展因而寬度逐漸變得穩(wěn)定[75]。掃描速度過大時即使功率足夠，熔道中也會出現(xiàn)裂紋，這是過高冷卻速度引起的殘余應力導致的。此外，Gao等[73-74]的研究表明，熔池形狀對其傳熱方式有很大影響，扁平狀熔池相較鎖孔狀熔池更容易產(chǎn)生裂紋，不同形狀熔池的有限元熱分析也證實了這點[87]。L?ber等[48]使用極低掃描速度進行了β凝固鈦鋁合金的成形，最終獲得的構件致密度超過99%，并且表現(xiàn)出極高的室溫抗壓強度，但是其最優(yōu)工藝條件下成形的異形件如圖7(b)[48]所示，表面依然可以觀察到明顯的孔隙和開裂缺陷。這表明單熔道優(yōu)化的方法可以起到調整鈦鋁合金SLM成形效果的作用，但是在缺少充分預熱的前提下，無缺陷成形很難實現(xiàn)。

圖7 SLM鈦鋁合金熔道特征及SLM成形件

類似地，激光金屬沉積時掃描速度和激光功率可以影響熔道的寬度和深度，此外，送粉速率直接決定沉積層的高度，其作用效果近似于SLM中鋪粉厚度。劉占起等[78]在不同激光功率下使用激光金屬沉積獲得的熔道及截面如圖8(a)[78]和圖8(b)[78]所示，所有的熔池都具有鎖孔形狀，熔道寬度約4 mm且隨激光功率增加而進一步鋪展。顯然，LMD熔池直徑遠大于SLM熔池(約100 μm)，這表明LMD過程的冷卻速度也遠低于SLM過程。值得注意的是，激光功率為1.2 kW時熔道截面上仍然可以發(fā)現(xiàn)少量裂紋，這表明LMD技術成形鈦鋁合金工藝窗口較窄。提高基板預熱溫度能夠有效地抑制裂紋的生成，但是會帶來鋁損失和成形效率問題[88]。

Kan等[89]使用熱模擬的方法分析了電子束選區(qū)熔化產(chǎn)生的鈦鋁熔池特征。如圖8(c)[89]所示，熔池通常為“彗星”狀，寬度隨電流上升而表現(xiàn)出增加的趨勢，但是幾乎不受掃描速度的影響，而熔池深度隨著掃描速度增加而下降。如圖8(d)[89]所示，熔池表面和中心處可以獲得最高的溫度，掃描速度較高時熔池垂直方向上可以獲得高于水平方向上10倍以上的溫度梯度，這導致晶粒傾向于往外生長為柱狀晶，即電子束掃描速度對晶粒生長方式和形態(tài)至關重要。

圖8 LMD及EBM鈦鋁合金熔道特征

3.3 鋁損失

鋁的熔點遠低于鈦，因而鋁損失是鈦鋁合金成形時最常見的缺陷，嚴重時會使鈦鋁合金冷卻過程中凝固路線向相圖左側移動，有可能生成ω相，對其高溫性能產(chǎn)生負面影響[70,90]。

電子束增材制造時，成形室內元素的飽和蒸汽壓超過室內壓力時即會發(fā)生揮發(fā)，而鋁的飽和蒸汽壓低于鈦元素，因此鋁損失先于鈦元素發(fā)生且損失量更高[91]。高真空環(huán)境和超高的基板預熱溫度導致Al損失是EBM中極易發(fā)生的缺陷。顯然，高能量輸入會提高熔池溫度，從而造成更大的鋁損失，Zhou等[92-93]采用重復掃描的策略進一步放大了這一影響，在30 J/mm3的能量密度下鋁損失高達16at%，這使Ti-48Al-2Cr-2Nb合金轉變?yōu)轭愃柒佷X鈮合金的成分并發(fā)生β凝固;該研究還指出可以通入保護氣體使成形倉內保持一定的低氣壓(如1 Pa)狀態(tài)，以提高元素揮發(fā)的臨界溫度抑制鋁損失。但保護氣體的引入會破壞EBM成形室的高真空狀態(tài)，影響電子束的工作狀態(tài)。早期研究中也有嘗試直接添加鋁粉補償鋁損失，但在EBM工藝條件下不足以使鋁元素均勻分散，最終只能形成Ti3Al合金[94-95]。目前EBM中主要通過工藝優(yōu)化抑制鋁的揮發(fā)，一般策略有減小線能量輸入、降低電流值、提高掃描速度等，即抑制局部溫度過高[96-97]。不同能量下的鋁含量線性分布如圖9[97]所示，可以看出，低能量下鋁損失和偏析都有明顯緩解。Schwerdtfeger等[83,97]提出減少相鄰熔道之間的掃描時間差，可以有效利用前一條沉積熔道的殘余熱量降低過熱程度，能有效抑制鋁的揮發(fā)。這表明通過合理規(guī)劃掃描路徑、降低掃描間距能抑制鋁損失。此外，較輕的鋁元素揮發(fā)主要發(fā)生在熔池頂部，在成形過程中，當前沉積層的熱量不足以完全熔化前一層，這會導致僅當前層熔池底部富鋁區(qū)域和前一層頂部貧鋁區(qū)發(fā)生元素流動，可以緩解鋁元素分布不均的問題，但是線能量密度較低即冷卻速度過快時，這個過程來不及發(fā)生，就會導致嚴重的鋁元素不均勻，而Nb、Cr等較重的元素則受影響較小[98-99]。降低粉末層厚也可以緩解鋁損失和偏析問題，但是鋪粉層厚會受到粉末粒徑的限制[100]。

圖9 不同能量下EBM成形鈦鋁合金的鋁和鈮元素含量分布[97]

選區(qū)激光熔化成形時通常預熱溫度較低，因此鋁的損失量可以忽略，可使鈦鋁合金凝固路線直接進入α相區(qū)，有利于共析反應發(fā)生。但在Gussone等[67,70]使用超高預熱溫度成形鈦鋁合金的研究中，熔池表面上同樣發(fā)生了嚴重的鋁損失，在300 J/mm3的體能量密度下樣品中的鋁損失超過9at%，在成形方向上的元素分布中可以清楚觀察到熔池底部的富鋁區(qū)。鋁損失較大時，會使鈦鋁合金凝固時在β相區(qū)內停留較長時間，從而導致室溫下殘留更多的B2相，影響高溫性能。

激光金屬沉積由于熔池溫度相較于SLM更高，且停留在液相的時間更長，因而鋁損失相較SLM要更嚴重。由于LMD成形中激光不能完全穿透一個沉積層，僅可使已凝固層的頂部發(fā)生熔化，導致元素偏析很難完全消除[88]。這導致LMD產(chǎn)生的熔池表面和熔池底部鋁元素偏析也更為嚴重。

4 增材制造鈦鋁合金相組成和微觀組織

鈦鋁合金凝固行為受冷卻速度和成分影響較大。通常鋁含量在45at%～49at%范圍內的鈦鋁合金發(fā)生包晶凝固反應，整個凝固過程可以總結為L→L+β→α→α+γ→α2+γ。而鋁含量較低時發(fā)生β凝固，凝固過程可總結為L→L+β→α+β→α→α+γ→α2+γ。不同增材制造技術由于熔池尺寸、溫度場的差異，冷卻速度和鋁損失相差較大，從而產(chǎn)生了微觀結構和相組成的區(qū)別，進而對力學性能產(chǎn)生影響[101-102]。此外，分層熔化引起的定向冷卻會導致增材制造件表現(xiàn)出明顯的各向異性，甚至出現(xiàn)同方向不同成形階段處的性能差異[103-104]。

4.1 相組成

不同增材制造技術成形鈦鋁合金的相組成如圖10[74,103-104]所示，由于冷卻速度相對較慢，電子束選區(qū)熔化和激光金屬沉積鈦鋁合金的室溫相均以γ相為主，α2和B2相的室溫保留情況則根據(jù)工藝條件、合金成分等略有區(qū)別，主要與鋁損失有關；而SLM成形鈦鋁合金的室溫相組成則非常復雜，主要的影響因素有Nb含量、Al含量及掃描速度和預熱溫度等[74,103-105]。

圖10 增材制造鈦鋁合金的相組成[74,103-104]

如第2、3節(jié)所述，Nb元素是鈦鋁合金中最常用的β相穩(wěn)定劑，可以降低馬氏體轉變溫度[43]。但是在SLM超高的冷卻速度下，SLM成形高鈮鈦鋁合金(如Ti-45Al-2Cr-5Nb)以α2相為基體相，B2相和γ相隨機彌散分布在α2相基體上[106-108]。隨著激光功率降低或者掃描速度增加，冷卻速度提高，液相存在的時間縮短，包晶反應L+β→α受到抑制，導致B2相含量增加，α2相含量下降，同時大角度晶界占比下降。提高基板預熱溫度也能起到穩(wěn)定高溫β相、抑制α2相生成的作用。但是研究發(fā)現(xiàn)，基板預熱溫度從25 ℃增加到350 ℃后，α2相仍為基體相，其含量僅表現(xiàn)出輕微降低[55]。筆者在研究中發(fā)現(xiàn)，4822合金作為典型的γ-TiAl合金，在SLM成形時其室溫組織保留了大量B2相，表現(xiàn)為由幾乎等量的α2和B2組成的組織。這表明Nb元素對于Ti-48Al合金的室溫相組成具有決定性影響，但迄今還沒有研究指出Nb元素的作用機理及Cr、Mo、V等β相穩(wěn)定元素是否在快速冷卻時都有類似作用。

對于以TNM為代表的β凝固鈦鋁合金，其初始凝固過程可表示為L→L+β→β+α。在SLM快速冷卻條件下，α和β相都有可能直接有序化而保留至室溫。事實上，L?ber等[48]最早使用近50 mm/s的掃描速度成形TNM鈦鋁合金時，即獲得了α2含量略高于B2的相組成，Gao等[74]成形Ti-40Al-9V-0.5Y時在低掃描速度下獲得了α2和B2非常接近的相結構，但在掃描速度較高時形成了接近全B2相結構。這表明冷卻速度提高時，β→α反應受到抑制，β-γ鈦鋁合金凝固時傾向于生成B2相。

提高基板預熱溫度可以極大降低凝固過程中的冷卻速度，促進α和β相的分解。Gussone等[70]在高預熱溫度下實現(xiàn)的TNM無缺陷成形件表現(xiàn)出γ相片層組織為主的微觀結構，但是α2相含量仍然保持30%左右，這表明在預熱800 ℃的條件下，SLM冷卻速度仍高于激光金屬沉積。

需要指出的是，文獻中β-γ鈦鋁合金SLM成形效果明顯好于包晶凝固鈦鋁合金[48,71,74]。部分研究者認為SLM鈦鋁合金易開裂主要原因在于殘余應力大和α2相脆性大兩方面[71-72]，但是4822合金成形時α2相含量遠低于高鈮鈦鋁合金，裂紋效果反而最嚴重，Gao等[74]獲得的全B2相結構裂紋也明顯多于α2略高于B2的相結構。這表明目前對于SLM成形鈦鋁合金相組成的認識仍有不足。

4.2 微觀組織

由于裂紋的存在，目前文獻中對SLM成形的包晶凝固TiAl合金顯微組織研究較少，Li等[101]提到由于冷卻速度的差異，熔道中心和邊緣區(qū)域會產(chǎn)生粗細不均的等軸晶組織。少數(shù)關于β-γ鈦鋁合金的成形中研究了具體的微觀組織及其影響因素。如Gao等[74]發(fā)現(xiàn)在高掃描速度成形的鈦鋁合金中產(chǎn)生了大量粗大的柱狀晶粒，由熔池邊緣向著中心方向生長，這導致熔池中心液態(tài)不足而產(chǎn)生裂紋，通過工藝參數(shù)降低冷卻速度10倍時，晶粒生長轉變?yōu)槿鄢乇砻娴降撞康膿駜?yōu)方向，晶粒形態(tài)也轉為全等軸晶，如圖11(a)[74]和圖11(b)[74]所示。而Gussone等[70]在高預熱溫度下成形的TNM，顯微組織受能量密度影響較大:低能量下形成了近層狀的α2/γ組織，B2相表現(xiàn)為球狀;能量增加時，Al元素嚴重損失，凝固路線偏向β相，轉而生成大量等軸晶。

激光金屬沉積成形的鈦鋁合金中通常存在嚴重的微觀結構分層現(xiàn)象[103,109]。沉積層的晶粒形態(tài)由凝固速度和溫度梯度共同決定，低冷卻速度和高溫度梯度下傾向于形成沿溫度梯度方向上生長的柱狀晶，因此熔池底部通常生成向外生長的柱狀晶，而等軸晶則傾向于在熔池表面形成[110]。LMD成形過程中，高線能量密度會加熱前幾層至1 000 ℃以上，產(chǎn)生類似循環(huán)熱處理的效果。當前沉積層產(chǎn)生的熱量能夠使已凝固層溫度達到α和α+γ相區(qū)，導致固態(tài)相變的發(fā)生，產(chǎn)生新的γm層狀結構，因而最后形成了層狀柱狀晶粒和等軸晶晶粒交替排列的特殊微觀結構。而最后的沉積層由于缺乏后續(xù)的循環(huán)熱處理，通常具有完全的等軸晶粒，即LMD成形件早期沉積層和最后幾層具有不同的微觀組成，如圖11(c)[109]所示。微觀結構的差異導致沿著成形方向接近頂面區(qū)域時，硬度會有大幅度上升[111-114]，不同方向上的拉伸性能也有差異。由于α2和γm相之間的界面強度最低，裂紋傾向于沿著兩相界面處擴展，從而導致沿著成形方向上變形能力較差，如Zhang等[103]采用LMD成形的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金在平行于基板方向上的拉伸性能遠高于斜向和垂直方向上的。通過在α→γ相區(qū)內進行退火處理可以使層狀γm逐漸轉化為γ相，α2相能夠轉化為針狀，提高微觀結構均一性，并輕微改善拉伸性能[115-117]。

電子束選區(qū)熔化成形技術的冷卻速度約為100 K/s，遠低于SLM過程，所成形鈦鋁合金微觀結構通常表現(xiàn)為少量α2和B2相分布在γ基體相中[118-119]。電子束選區(qū)熔化時熱影響導致已凝固層產(chǎn)生高溫，而環(huán)境溫度通常維持在1 000 ℃左右，即對已凝固的片層在α相區(qū)附近產(chǎn)生循環(huán)熱處理的效果，實現(xiàn)晶粒細化。因此γ相晶粒尺寸根據(jù)工藝條件在3.0～0.1 μm之間變化[104,120]。EBM成形可以獲得較傳統(tǒng)鑄造件更加細小、均勻的微觀結構，在高預熱溫度和循環(huán)熱處理作用下，能夠在成形時直接引發(fā)γ相固態(tài)轉變，調整片層團含量和尺寸[121-123]。掃描速度和電子束電流是EBM中最主要的工藝參數(shù)，可以直接影響粉末穿透深度、熔池尺寸和溫度[124-125]。在較高的能量輸入下，鈦鋁合金熔池可以獲得更高的過熱度，從而生成更多、更細的γ相片層團，但是能量輸入過高時由于鋁損失增加，凝固路線上傾向于生成α2和B2相，因而EBM成形鈦鋁合金的工藝窗口較窄。較深的熔池還能使已凝固層發(fā)生部分熔化，隨著溫度升高，沉積層的再結晶時間延長，大角度晶界角含量上升[126]。在殘余應力的驅動下，γ相中大量保留的孿晶和位錯也能有所緩解。但是，能量隨著熔池深度增加迅速降低，在能量不足的熔池底部傾向于產(chǎn)生向外生長的柱狀晶，因此會出現(xiàn)類似于LMD成形件的分層微觀結構[97]。Todai等[127]還指出與成形方向成45°時具有最高的拉伸延伸率，這是分層微觀結構帶來的局部變形導致的。然而在高掃描速度下，由于無法達到固相轉變的冷卻條件，這種分層現(xiàn)象可以得到抑制。需要指出的是，由于粉末導熱性的問題，EBM中基板預熱溫度和實際成形溫度具有一定差異，因此EBM特有的兩次沉積之間的預熱電流可以更有效地影響冷卻速度，進而影響微觀結構。鈦鋁合金在EBM成形時，基板預熱通常保持在α→γ相區(qū)內，預熱電流增大時，粉末在α相區(qū)內存在的時間也會延長，進而導致完全的α相轉變和晶粒生長，熔池冷卻時再緩慢生成α2/γ的層狀晶粒[127-128]。如Kan等[118,129]在28 mA 的預熱電流下獲得了近乎全片層的組織，具有最好的抗蠕變能力，預熱電流也表現(xiàn)出一定的晶粒細化效果，如圖11(d)[118]所示。波動式的循環(huán)熱處理對于已凝固層的最高加熱溫度受到工藝參數(shù)和預熱電流的共同影響，即可以通過紅外熱分析和成形工藝實時控制熱影響區(qū)的強度，這為受損組織的實時修復提供了可能[85-86]。

圖11 增材制造鈦鋁合金微觀組織

5 增材制造鈦鋁合金的力學性能

金屬材料的力學性能主要由其成分和結構決定，如前文所述，即使合金的成分相同，采用不同的增材制造技術制造的鈦鋁合金在相組成、晶粒尺寸、微觀組織等方面相差也很大，進而在硬度、拉伸力學性能上也表現(xiàn)出極大差異，并且與成形工藝參數(shù)緊密相關[104,127]。

5.1 硬 度

鈦鋁合金的室溫相包括α2、γ和B2 3種相，其硬度大小為B2>α2>γ[105]。SLM成形鈦鋁合金的室溫相通常為B2或者α2相，因此硬度上也高于其他技術成形的鈦鋁合金。此外，SLM的超高冷卻速度還帶來細晶強化效果。根據(jù)霍爾佩奇公式[45]，快速冷卻生成的細小晶粒(約10 μm)可以極大提高鈦鋁合金的顯微硬度，遠高于離心鑄造的Ti-48Al-2Cr合金(約370 HV)，如Gao等[74]在低冷卻速度下成形的全B2相鈦鋁合金，其顯微硬度可達600 HV。納米壓痕實驗結果同樣表明SLM件納米硬度(約為8 GPa)高于傳統(tǒng)鑄造件((4.80±0.28)GPa))[101],增材制造技術中存在的高殘余應力也有益于提高硬度[64]。激光金屬沉積和電子束選區(qū)熔化成形的鈦鋁合金硬度總結如圖12(a)[36,65,77-78,103-104,109,111-112,115-116,130-132]所示，顯然快速冷卻帶來的細微晶粒尺寸和殘余應力使LMD成形的鈦鋁合金硬度略高于傳統(tǒng)鑄造件，而EBM成形的鈦鋁合金硬度則與鑄造件相當。而同一種增材制造技術成形合金的硬度也有很大差異，主要與工藝參數(shù)有關。激光或電子束功率較高時，鋁元素揮發(fā)增加，使鈦鋁凝固路線偏向于β凝固，室溫下會保留更多的高硬度B2和α2相，而掃描速度提高時可以帶來細晶效應以及更高的殘余應力，從而導致硬度上升[100]。Li等[55]在SLM成形高鈮鈦鋁合金的研究中也得到了類似的結論。

微觀結構的不均勻性使激光金屬沉積成形的鈦鋁合金沿成形方向上的硬度也有差異[110]。納米壓痕實驗結果表明等軸晶組織硬度和彈性模量都略低于柱狀晶組織，因而成形件頂部存在組織上的“不穩(wěn)定區(qū)域”，導致逆著成形方向上顯微硬度顯降低，如圖12(b)[112]所示。不穩(wěn)定區(qū)域的厚度主要由工藝參數(shù)決定，至微觀組織穩(wěn)定區(qū)域時，由于仍存在組織分層現(xiàn)象，顯微硬度呈現(xiàn)波動式變化。而電子束選區(qū)熔化在較高的能量輸入下也會產(chǎn)生組織分層現(xiàn)象，如圖12(c)[100]所示，輸入能量較低時可大幅緩解。

圖12 增材制造鈦鋁合金硬度及其在成形方向上的變化

5.2 宏觀力學性能

根據(jù)Hall-Petch效應[45]，細化晶粒尺寸可以帶來更高的強度。增材制造工藝的冷卻速度遠高于傳統(tǒng)鑄造工藝，因而增材制造鈦鋁合金的晶粒較鑄造合金要更細小，理論上其強度要高于鑄造合金。但是冷卻速度最高的SLM技術成形的鈦鋁合金卻存在嚴重的裂紋問題，導致其強度，特別是拉伸強度遠低于理論值，但其壓縮強度受裂紋的影響較小，一般可以達到接近鑄造鈦鋁合金的水平[48,74]。此外，SLM工藝的定向冷卻特性也導致成形鈦鋁合金存在較嚴重的各向異性，沿成形方向上的層間結合相對較差，使此方向上的強度和延伸率通常更低[48]。

激光金屬沉積和電子束選區(qū)熔化技術成形鈦鋁 合金的室溫及高溫(700～800 ℃)拉伸極限斷裂強度和斷后延伸率總結如圖13(a)[78,93,103,109,127,133-139]所示。由于片層組織變形能力較差，影響了鈦鋁合金的室溫塑性，因此斷后延伸率基本都低于2%，但EBM和LMD增材制造鈦鋁合金的拉伸力學性能仍優(yōu)于傳統(tǒng)鑄造鈦鋁合金。需要指出的是，圖13(a)中EBM成形的鈦鋁合金的拉伸強度最高可達947 MPa，這實際上是由大量的鋁損失帶來的，會嚴重損害合金的高溫性能[93]。此外，合金的力學性能主要受到微觀結構和缺陷的影響，孔隙和裂紋在承受載荷時會成為應力集中點，導致構件破壞。優(yōu)化成形工藝參數(shù)可以影響缺陷、微觀組織和晶粒尺寸，從而實現(xiàn)力學性能的調控[30]。比如電子束兩次掃描之間的預熱電流可以影響等軸晶和片層組織的比例，雖然對室溫下的拉伸強度沒有明顯影響，但在800 ℃時以等軸晶為主的組織能表現(xiàn)出更優(yōu)的拉伸力學性能[137]。

如4.2節(jié)所述，增材制造技術的快速冷卻和重復熔化機理使成形件中存在微觀結構不均勻現(xiàn)象，這也導致沿不同方向上的拉伸性能存在較大差異[127]。如圖13(b)[127]中EBM成形的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金沿不同方向上的拉伸曲線所示，與成形方向呈θ=45°的拉伸延伸率明顯高于垂直和平行方向。這是由于電子束重復熔化時形成了γ相和雙相組織的重復分層現(xiàn)象，而兩種組織存在較弱的結合界面，從而帶來了明顯的各向異性。Zhang等[103]在LMD成形的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金各向異性研究中也報道了類似的結論。此外，鈦鋁合金在高溫下的延伸率明顯高于室溫拉伸性能，這主要是由于材料內部原子結合力隨著溫度升高而降低，位錯開動的阻力減小，γ相的滑移系增加，同時晶界處的應力集中減弱，使鈦鋁合金在承受一定的塑性變形后才發(fā)生斷裂[109]。

圖13 增材制造鈦鋁合金力學性能

6 增材制造鈦鋁合金的熱處理

鈦鋁合金有4種典型的組織，分別為等軸近γ組織、近片層組織、全層片組織和雙態(tài)組織[140]。針對傳統(tǒng)鑄造和熱加工鈦鋁合金，通過熱處理對其組織進行調控已比較成熟。但增材制造鈦鋁合金的組織一般具有非平衡凝固的特征，通常會存在一定量的α2和B2相，這會影響高溫蠕變性能，因此需要進行后續(xù)的熱處理調節(jié)其組織結構。特殊的相組合和組織不均勻使傳統(tǒng)的熱處理工藝對增材制造鈦鋁合金并不完全適用，需要有針對性地建立增材制造鈦鋁合金的熱處理工藝并揭示其組織調控機制。此外，基于粉末原料的增材制造成形構件均存在孔隙和達不到完全致密的問題，會嚴重影響成形件的力學性能，一般需要結合后續(xù)的高壓熱處理消除孔隙并實現(xiàn)致密化。因此，熱等靜壓(Hot Isostatic Pressing, HIP)成為目前增材制造鈦鋁合金中應用最多的熱處理技術，可以有效減少孔隙，提高微觀組織均勻性[140-141]。

EBM增材制造的鈦鋁合金通常為片層狀或者雙態(tài)組織(如圖14[85]所示)，通過不同的熱處理可以對其組織進行調控[142]，提高熱處理溫度可以提高層狀結構的含量，增大冷卻速度可以減小晶粒尺寸和片層間距。Biamino等[85]通過不同的熱等靜壓溫度調整EBM成形的鈦鋁合金組織，在較低溫度下得到了全等軸晶，在略低于α相轉變的溫度下保持2 h后形成了細等軸晶包圍的層片和雙態(tài)組織。兩種組織的屈服強度在低溫區(qū)接近，但是高溫性能差別很大；雙態(tài)組織在850 ℃時斷裂強度可達500 MPa，延伸率為5.2%，遠高于等軸晶組織，這表明雙態(tài)組織具備比等軸晶更好的高溫性能，但雙態(tài)組織的抗疲勞性能較差，疲勞裂紋在全片層組織中的擴展則較慢。總體上，增材制造鈦鋁合金應該盡量通過高壓熱處理消除其內部缺陷，延緩裂紋的產(chǎn)生和積累[142-144]。

圖14 熱等靜壓處理EBM鈦鋁合金微觀結構[85]

兩步熱處理法也是鈦鋁合金中常用的熱處理方式，可用于調整相組成和組織形貌[145-146]。對于SLM成形的鈦鋁合金，由于室溫下γ相的含量較低，需要在第1步熱處理中使用足夠高的溫度，使β→α轉變完全，而第2步熱處理溫度略低并且持續(xù)較長時間，以利于γ相的充分析出。Li[64]和L?ber[48]等研究了SLM成形鈦鋁合金的兩步熱處理相轉變，發(fā)現(xiàn)熱處理后的室溫組織仍包含大量α2相，說明熱處理的溫度和時間對相組成影響很大。

7 航空應用

鈦鋁合金因其優(yōu)異的高溫抗氧化性、抗蠕變能力、高比強度等，有望部分取代當前航空發(fā)動機中應用最廣泛的鎳基高溫合金，實現(xiàn)減重和提高推重比的目的[142]。目前鈦鋁合金主要用于航空發(fā)動機渦輪葉片，常見的具有復雜曲面及內部冷卻管道的葉片通過精密鑄造方式難以直接成形，工藝復雜、成本很高。而增材制造技術已經(jīng)被證實具有制造復雜結構合金構件的能力，所成形件的力學性能也優(yōu)于傳統(tǒng)鑄造合金[135,147-148]。

近年來，增材制造零部件已陸續(xù)在航空飛機上得到應用，如美國GE公司于2015年獲批在航空飛機發(fā)動機中使用增材制造的鈷鉻合金高壓壓氣機溫度傳感器外殼，并開始量產(chǎn)航空發(fā)動機燃油噴嘴。歐洲科學基金會于2013年列舉的9個重點關注課題中，γ-TiAl和增材制造技術分列第1和第2，可以說通過增材制造技術制造鈦鋁合金渦輪葉片是推動制造業(yè)和航空工業(yè)進步的重要一步。Baudana等[142]已報道了EBM技術直接成形鈦鋁合金零件，并且能夠與鋼軸之間保持較好的連接。而Avio公司2012年即報道了利用電子束選區(qū)熔化技術制造大尺寸航空用渦輪葉片(如圖15[6]所示)?？梢钥闯觯霾闹圃焘佷X合金渦輪葉片有望成為繼燃油噴嘴之后又一個在航空發(fā)動機上成功應用的增材制造部件。

圖15 EBM鈦鋁合金大尺寸渦輪葉片[6]

8 總結與展望

通過對2010～2020年增材制造鈦鋁合金相關文獻的分析，對電子束選區(qū)熔化、選區(qū)激光熔化和激光金屬沉積成形鈦鋁合金的粉末特性、成形效果、微觀結構、力學性能和后期熱處理進行了較為全面的綜述，總結和概括如下：

1)目前用于增材制造的鈦鋁合金大多仍基于傳統(tǒng)的鑄造合金成分體系，并未考慮到在增材制造特有的快速冷卻和重復熱處理工藝特性下，合金化元素呈現(xiàn)出新的作用效果等現(xiàn)象。而無坩堝氣霧化制備球形粉末成本高、成分偏析的問題也限制了適用于增材制造的鈦鋁合金成分體系開發(fā)。

2)EBM技術可以實現(xiàn)鈦鋁合金的無缺陷成形，并且具有較高的表面質量，通過工藝參數(shù)的調整可以有效抑制鋁損失，而SLM成形鈦鋁合金仍面臨嚴重的裂紋問題，LMD技術則在零件表面質量及尺寸精度控制上較差，因此EBM被認為是最適合復雜形狀鈦鋁合金無缺陷成形的增材制造技術。

3)EBM和LMD成形的鈦鋁合金室溫下以γ相為主，增材制造技術重復熔化的效果導致沿成形方向上可能出現(xiàn)微觀組織的分層現(xiàn)象。而SLM成形鈦鋁合金室溫相受合金成分、成形工藝等影響極大，但是目前相關研究較少，尚待深入。

4)增材制造中快速冷卻導致的細晶效應，使EBM和LMD成形鈦鋁合金相比傳統(tǒng)鑄造件具有更好的拉伸性能和硬度。分層組織間較差的結合界面使成形方向上的斷裂強度通常最低，同時硬度也會沿成形方向波動式變化。

5)熱等靜壓和兩步熱處理法是增材制造鈦鋁合金成形件最常用的熱處理方法，可以有效減少孔隙，調整組織形態(tài)。

針對鈦鋁合金增材制造中需要解決的問題，可將其下階段發(fā)展重點總結如下：

1)低成本鈦鋁合金球形粉末開發(fā)：鈦鋁合金由于含有大量的鈦元素，活性高，在高溫下和絕大多數(shù)坩堝材料都會發(fā)生反應，因而目前只能采用無坩堝氣霧化制粉技術制造鈦鋁合金粉末，單爐粉末產(chǎn)量低，細粒徑粉末的收得率相對較低，導致粉末的成本較高。為了開發(fā)低成本的鈦鋁合金球形粉末，一方面，需要對現(xiàn)有無坩堝氣霧化制粉技術和裝備進行改進和優(yōu)化，提高產(chǎn)量和細粉收得率；另一方面，也有必要開發(fā)創(chuàng)新性的粉末制備新技術和新裝備。

2)增材制造專用鈦鋁合金成分體系開發(fā)：鈦鋁合金的成分對其增材制造可成形性和力學性能至關重要。尤其對于鈦鋁合金的SLM增材制造，現(xiàn)有傳統(tǒng)鈦鋁合金(如4822合金)在缺乏高預熱的條件下難以做到無缺陷成形，而β-γ鈦鋁合金和高鈮鈦鋁合金相對具有更好的成形效果，這表明優(yōu)化合金成分有望實現(xiàn)無缺陷鈦鋁合金的SLM成形。同時，針對EBM和LMD工藝，開發(fā)相適應的鈦鋁合金成分也有希望實現(xiàn)更優(yōu)的力學性能。

3)全尺寸鈦鋁合金渦輪葉片的EBM增材制造：EBM是目前成形效果最好的鈦鋁合金增材制造技術，對鈦鋁合金EBM增材制造的基礎研究已比較深入，在渦輪葉片原型樣件的打印制造上也經(jīng)過了實驗驗證。下一步需要從工程化應用出發(fā)，針對全尺寸鈦鋁合金渦輪葉片的EBM增材制造全流程進行實驗驗證并建立工藝和產(chǎn)品標準，包括對于全尺寸葉片長時間成形時的工藝以及設備穩(wěn)定性問題、成形過程中缺陷的實時監(jiān)控和修復、全尺寸葉片的質量檢測以及全尺寸葉片的室溫和高溫性能測試等。

4)鈦鋁合金SLM增材制造的基礎研究：理論上，SLM是更適于鈦鋁合金渦輪葉片的增材制造技術。然而，目前SLM成形鈦鋁合金仍面臨著嚴重的裂紋問題，急需突破裂紋形成機制和如何消除裂紋等關鍵瓶頸問題，這需要在鈦鋁合金SLM增材制造的基礎研究方面取得突破，包括專用鈦鋁合金成分體系的建立、合金化元素的作用新規(guī)律、合金成分和SLM工藝對凝固行為的影響和凝固組織的形成作用、相組成和微觀組織的調控等。