南理工顶刊丨增材制造钛铝合金的成分设计、微观组织、力学性能、热处理及航空应用

钛铝合金是由钛和铝按近等量的原子比形成的金属间化合物，其密度仅为镍基高温合金的一半左右，并具有优异的抗氧化能力和高温力学性能、较高的比强度及弹性模量、良好的导电导热性能等，因此成为航空领域的备选轻质高温合金，有望在600～900 ℃的温度区域内替代镍基高温合金[1-4]。如图1[5-6]所示，钛铝合金在航空发动机中主要用于高压压气机和低压涡轮叶片，可以实现减重并提升发动机效能。钛铝合金的研究始于20世纪中期，美国普惠(P&W)公司于1979年研发出第一个具有实用价值的钛铝基高温合金——Ti-48Al-1V-0.1C，但由于铸造缺陷问题，其仅用于铸造F100发动机压气机叶片毛坯结构件[7-8]。2006年，美国GE公司首次将Ti-48Al-2Cr-2Nb合金应用于GEnx航空发动机的最后两级低压涡轮叶片，标志着钛铝合金开始进入实际应用阶段[9]。2016年，南京理工大学开发的PST(Polysynthetic Twinned)钛铝合金单晶实现了高强高塑的结合，并将其承温能力提高到900 ℃以上[10]。可见，钛铝合金在航空领域具有巨大的应用价值和发展潜力。

         

图1 钛铝合金在航空发动机中的应用及钛铝低压涡轮叶片

Fig.1 Application of TiAl alloy in aero-engine and TiAl low-pressure turbine blade

然而，钛铝合金的室温塑性差、热变形能力低，加工难度很大，这严重限制了其实际应用[11-14]。钛铝合金的加工技术主要有铸锭冶金、精密铸造和粉末冶金等。铸锭冶金技术主要用于制备钛铝合金板材，以满足后续基于板材的大尺寸结构件的制造，其制造过程包括合金锭熔炼和热等静压、均匀化退火消除缺陷以及等温锻造成形等。但该工艺存在比较严重的成分偏析和工艺复杂、成本高等问题，尤其是对于第3代高铌钛铝合金，其中高熔点、低扩散性铌元素含量的增加进一步加剧了成分偏析，提高了成形难度[15-16]。熔模精密铸造方法在制造形状和结构相对简单的低压涡轮叶片上已实现小规模的应用，但是存在夹杂和间隙污染等问题，并且难以制造具有复杂内部空腔结构的部件[17]。而粉末冶金法(包括机械合金化、自蔓延高温合成法、反应烧结法、放电等离子烧结法等)大都仍处于实验室研究阶段，且难以成形大尺寸、具有复杂形状的钛铝合金零部件[18-19]。高温蠕变是叶片的主要失效原因，因此叶片寿命受最高温度的影响远大于最大应力[20-23]。若要进一步提高涡轮叶片的寿命，除了采取提高叶片材料的耐温能力和施加绝热层隔热外，还必须对叶片进行高效冷却。计算表明合理的内部冷却管道布置可以使叶片温度相较环境温度降低250 ℃以上，可极大地提高叶片寿命和性能[24-25]，但是传统的机械加工、铸造等技术在制造具有内部管道、空腔等复杂结构的零部件上均显不足[26]。总体上来看，能充分发挥钛铝合金优势的具有复杂形状和内部冷却流道结构的涡轮叶片等构件的制造问题仍然是急需解决的技术难题之一。

增材制造(Additive Manufacturing，AM)又称3D打印，是基于数字模型，通过分层加工、逐层堆积的方式制造三维实体物件的先进技术。增材制造技术可以突破模具和尺寸的限制，直接制造具有复杂形状的零部件，可大幅缩短生产周期、提高新产品的设计自由度并降低 制造成本。此外，AM技术还具有冷却速度高的特点，可形成比传统铸态工艺更加精细的组织结构，有利于获得性能优良的合金构件[27-31]。目前适用于金属材料的AM技术主要有：激光金属沉积(Laser Metal Deposition，LMD)、电子束选区熔化(Electron Beam Melting，EBM)和选区激光熔化(Selective Laser Melting，SLM)等。显然，从成形原理上，AM技术在制造具有复杂形状和内部冷却流道的钛铝合金涡轮叶片等构件上具有十分突出的工艺优势。2010～2020年有关钛铝合金增材制造的相关文献统计如图2所示，可见，钛铝合金的增材制造研究吸引了国内外众多研究人员的关注。

图2 2010～2020年科学引文索引中关于增材制造钛铝合金的文章数量分布

Fig.2 Number and distribution of published papers on additive manufacturing of TiAl alloy based on Web of Science from 2010 to 2020

近年来，国内外学者已发表了若干关于钛铝合金增材制造的综述性论文，张琛等[32]总结了激光金属沉积和电子束选区熔化成形钛铝合金的国内外研究现状，并指出相比传统工艺路线，增材制造技术成形的钛铝合金可获得更高的拉伸强度，所需后期加工也更少，但是孔隙、开裂和组织不均匀性问题仍需要进一步研究。王林等[33]着重比较了激光和电子束增材制造技术成形钛铝合金的微观结构，并总结了增材制造钛铝构件力学性能及热处理工艺。汤慧萍等[34]则全面介绍了电子束选区熔化技术的主要缺陷和微观结构特点，并介绍了EBM技术在航空航天领域的应用前景。阚文斌和林均品[35]介绍了EBM成形钛铝合金的优点和存在问题，重点分析了工艺参数对铝损失和微观结构的影响。Chen和Li[6]详细讨论了钛铝合金增材制造的微观结构及应用。文献[6,32-35]主要从成形、微观结构和力学性能等方面对钛铝合金的增材制造进行综述，但是缺乏对于增材制造钛铝合金的成分设计、球形粉末、打印技术、工艺和打印件结构与性能、在航空领域的应用等方面的全面总结。因此，本文通过对2010～2020年钛铝合金增材制造成形领域的100余篇文献进行调研，并结合笔者在钛铝合金增材制造方面的工作基础，对增材制造钛铝合金的研究现状及发展趋势等进行了全面的综述，旨在为相关领域学者深入研究钛铝合金的增材制造技术提供参考。

1 增材制造钛铝合金的成分设计

钛铝基金属间化合物性能介于陶瓷和金属之间，而由α2和γ相构成的双相钛铝合金被认为在航空高温应用领域最具实用前景，其微观结构通常表现为少量α2相分布在γ相基体上，相组成及微观组织形态都会对力学性能产生影响[36-38]。钛铝二元相图如图3[39]所示，常规冷却速度下的凝固路线主要由铝元素的含量决定，能获得不同的室温组织。铝含量在45at%～49at%范围内时，β枝晶首先从液相中析出，随后通过包晶反应L+β→α的方式形成α相[40]，而铝含量低于45at%时才会发生β凝固，随后α相的基面平行于β相的(110)面析出，并经过α→α+γ反应获得细晶片层组织，也被称为β-γ TiAl合金，如Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B合金(TNM)，中国哈尔滨工业大学、日本三菱重工等都对这类合金开展了大量基础和应用性的研究[41-42]。

         

图3 钛铝二元相图[39]

Fig.3 TiAl binary phase diagram[39]

除铝元素外，还可少量添加Nb、Mo、Ta等低扩散性金属元素以改善钛铝合金的高温性能。这些元素具有体心立方(Body Centered Cube，BBC)结构，可作为β相稳定元素[43]，北京科技大学陈国良教授等[44]通过引入5at%～10at%的Nb元素大幅度提高了高温蠕变和抗氧化能力，进而提高了钛铝合金的服役温度，所得合金也被称为高铌钛铝合金。此外，在钛铝合金中添加B元素形成的TiB2可为α相提供异质形核核心，显著细化α相晶粒[45]。

钛铝合金增材制造研究最早始于电子束选区熔化成形，选区激光熔化的相关研究相对滞后并且仍面临着严重的裂纹问题[46]，近年来也有研究人员开展了钛铝合金的激光金属沉积研究。钛铝合金增材制造相关研究中使用的预合金化粉末的成分如表1所示。显然，增材制造技术主要研究的钛铝合金成分以4822、β-γ合金和高铌钛铝合金为主。如前所述，合金成分对增材制造成形过程有很大影响，特别是在快速冷却非平衡凝固过程中，微观结构和相结构的形成有别于传统铸造的近热力学平衡状态[47]。由钛铝二元相图可知，铝元素的含量可以直接影响钛铝合金的凝固路线，即β相是否为唯一与液相共存的相。而SLM的超高冷却速度导致成形的钛铝合金在室温下的相组成主要为α2或B2相，这说明冷却速度过高时高温α和β相都能直接转化为低温有序相[48]。这也导致在快速冷却条件下，部分合金化元素的作用与传统铸造缓冷条件下明显不同，比如Nb作为常用的β相稳定元素[43]，笔者在研究中发现Nb在SLM成形钛铝合金中反而起到了分解β相的作用，4822钛铝合金作为一种经典的γ钛铝合金，在SLM成形时却能表现出α2和B2近等量的相组成。可见，在增材制造钛铝合金中很多合金化元素具有和传统铸态合金中明显不同的作用，因此，针对增材制造工艺特性探明合金化元素的作用规律并开发专用成分的钛铝合金显得尤为重要。

表1 增材制造钛铝合金的成分及技术类型

Table 1 Composition and technologies for additive manufacturing of TiAl alloy

2 增材制造钛铝合金球形粉末

金属增材制造是熔融金属不断堆积的过程，因而使用的粉末对成形过程的影响很大[49-50]。为保证流动性和铺粉密度，通常需使用球形金属粉末。目前球形金属粉末的主要制备方法有气雾化、旋转电极雾化、等离子体球化等方法。其中无坩埚电极感应气雾化(Electrode Induction Melting Gas Atomization，EIGA)法以预合金棒为原料，通过高频感应电流将棒材表面的合金熔化并形成熔体液流落入雾化喷嘴，在高速气流作用下形成分散的熔滴并迅速冷却凝固为细微的颗粒。EIGA法制造的粉末球形度高、氧含量低、杂质含量低，且避免了坩埚和熔体间的反应，已成为增材制造用钛铝合金球形粉末的主要制造技术[51]。

EIGA法制造的球形粉末中存在一些空心粉末且少数伴随有卫星球现象。空心粉末是雾化气体被包裹在熔体液滴中形成的，一般随粉末粒径的增大，空心粉末的比例会有所增大；卫星球的形成是由于在金属液滴破碎时，液滴之间会发生碰撞并二次分散为更加细小的颗粒，这些颗粒容易被吸附到较大的颗粒表面。EIGA法等气雾化法制得的粉末粒径分布一般呈单峰正态分布[52-53]。显然，粒度较小的颗粒在凝固过程中经历的冷却速度高于粒度较大的颗粒，而钛铝合金凝固过程中的相演变与冷却速度有强烈的依赖关系，这导致不同粒度的气雾化钛铝合金粉末在形貌和相结构上都具有显著区别。Liu等[54]通过自行研制的EIGA设备制备了Ti-48Al-2Cr-8Nb球形合金粉末，不同粒径粉末的XRD如图4(a)[54]所示，显然粉末相组成和粒径大小具有高度相关性。根据钛铝二元相图，Ti-48Al合金凝固过程中的相转变[39]可总结为L→L+β→α+β →α→ α+γ →α2+γ，而α→α+γ的共析反应在高冷却速度下受到抑制[55]，α相转而通过有序反应生成大量亚稳态的α2相，这导致直径58 μm以下的钛铝粉末主要由α2相组成；随着粒径增加，γ相含量逐渐上升，至直径100 μm时几乎全部转化为γ相。不同粒径粉末的组织形态也有较大区别，粗粉表面具有明显的胞状枝晶，近似等轴晶状，随着粒度减小,枝晶逐渐细化，粉末表面也逐渐变得光滑，如图4(b)[54]和图4(c)[54]所示。值得注意的是，Nb是钛铝合金中最常用的β相稳定元素[43]，但是文献[54]在不同粒径粉末中均没有检测到β/B2相，这表明冷却速度是影响高铌钛铝合金相转变的决定性因素。因而，传统铸造研究得到的关于Nb等微量元素在钛铝相图中的作用规律，在气雾化、激光增材制造等快速冷却的条件下可能会发生根本性的变化。

图4 不同尺寸的气雾化高铌钛铝粉末XRD谱图及其表面形貌[54]

Fig.4 XRD patterns and surface morphology of gas atomized high-Nb TiAl powder with different sizes[54]

不同类型的增材制造技术对粉末粒径也有不同的要求，如选区激光熔化技术常用粒径15～63 μm 的细粉，而激光金属沉积和电子束选区熔化技术常用40～150 μm的粗粉[56-57]。相组成的差异使不同粒径粉末的实际化学成分也会有所差异，这导致钛铝合金粉末制备上对化学成分的控制极为困难，即需要依靠大量生产经验调整初始原料成分，以保证某个粒度范围内的粉末具有所需的化学成分。目前仅4822和TNM粉末已投入商业化生产，这也导致第3代钛铝合金粉末冶金成形及部分微量元素的作用效果等研究进展相对缓慢。

部分研究人员采用球磨等方法利用纯金属粉末机械合金化制备钛铝粉末，如Ma等[47]对高纯Ti、Al粉和TiC粉末进行高能球磨获得复合粉末材料，但是所得粉末表面粗糙，球形度较差，元素分布均匀性也不能得到保证，同时，Al元素的低熔点、低密度还可能引起严重的偏析。此外，粉末对激光的吸收主要发生在表面，而表层的氧化层可以显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仅影响粉末流动性，还会改变激光吸收效果[58-59]。此外，Ti和Al之间自蔓延反应的存在也使这种机械合金化方法存在较大的危险性[60]。

3 钛铝合金的增材制造

增材制造技术可以突破尺寸和模具的限制，直接由粉末成形复杂形状构件，具有设计自由度大、材料利用率高、产品研发周期短等优点[61]。应用于钛铝合金的增材制造技术主要包括选区激光熔化、激光金属沉积和电子束选区熔化。由于增材制造技术具有远高于传统铸造的冷却速度，所得的晶粒组织细小，有利于获得更好的力学性能，但是快冷带来的高残余应力也会加剧开裂倾向[31,62-63]。此外，钛铝合金凝固时γ相通过α→α+γ的共析反应生成，而这个反应过程受冷却速度影响极大。在102 K/s冷却速度下，α相可以不经扩散直接转化为γ相;冷却速度进一步提高时，γ相的生成则会受到抑制，转而发生α→α2相的有序反应。此外，过高的冷却速度下，β相也有可能直接转化为有序的B2相[64-66]。因此，增材制造成形的钛铝合金与传统钛铝铸造件存在较大差异，而不同能量源、不同技术方法制得的钛铝合金成形件也表现出不同的结构和性能。

3.1 增材制造技术方法和特点

选区激光熔化(Selective Laser Melting, SLM)技术已成为最主流的金属增材制造技术之一，其使用高能激光束为能量源，并采用粉末床铺粉方式。SLM技术最大的优点在于成形件具有较高的表面精度，非常适合涡轮叶片等复杂形状构件的近净成形[67]。钛铝合金的SLM增材制造已有不少研究，但SLM过程中的超高冷却速度(可高达106 K/s以上)导致的较大残余热应力及其固有的脆性问题，使SLM成形的钛铝合金极易产生裂纹[68]。一般认为，SLM成形钛铝合金开裂的直接原因在于快速冷却带来的高残余应力超过了钛铝合金基体的强度[69]。因此降低凝固过程的冷却速度可以有效抑制裂纹产生，主要方法有提高基板预热温度和降低扫描速度[48,55,67]。例如，Gussone等[70]通过大幅提高基板预热温度至800 ℃以降低冷却速度的方法，获得了无缺陷TNBV4(Ti-44.8Al-6Nb-1.0Mo-0.1B，at%)钛铝合金零件。然而，钛铝合金SLM成形时预热温度必须达到较高值才能完全消除裂纹，如Shi等[71]在Ti-47Al-2Cr-2Nb合金SLM成形时，提高基板预热温度至200 ℃后在成形至第5层时即会出现裂纹。杨益等[72]提高基板预热温度至300 ℃，成形件内部残余应力由(267.2±13.4)MPa 降低到(172.6±8.6)MPa，但成形件致密度仅由87.64%上升到93.84%，其成形效果如图5(a)[72]和图5(b)[72]所示。然而过高的预热温度也带来一系列问题，比如Gussone等[70]明确提出，预热平台上多余的粉末由于发生烧结而无法回收利用，因此，高预热温度带来的成本和设备损耗导致其很难实现商业化应用。Gao等[73-74]通过高速相机分析不同扫描速度下SLM成形Ti-40Al-9V-0.5Y合金熔池的冷却行为时指出，扫描速度由1 000 mm/s降低至100 mm/s时，凝固时间可相差70倍，因此降低扫描速度可以有效减缓冷却速度。此外，通过提高激光功率，即提高线能量密度能扩大熔池尺寸，对降低冷却速度也有作用[75]。

激光金属沉积(Laser Metal Deposition，LMD)设备所配激光器通常具有更高的额定功率、更大的光斑直径，这导致沉积时产生的熔池尺寸通常较大。区别于SLM，激光金属沉积技术通常采用同轴送粉的方式，即沉积头上带有可输送金属粉末和惰性保护气体的喷嘴，这导致沉积时主要依靠机械传动，因而扫描速度远低于SLM或者EBM[76-77]。这些特点导致LMD带来的冷却速度远小于SLM，其效果除抑制残余应力外，还可以抑制钛铝合金凝固时脆性α2相的产生。如刘占起等[78]利用激光金属沉积高铌钛铝合金时，直接通过机械混合在Ti-48Al-2Cr-2Nb粉末中加入纯铌粉，所用的扫描速度仅为7 mm/s，层厚高达0.8 mm，大功率下的低速熔化使铌元素可以完全溶解在钛铝合金基体中，最终成形件主要由γ基体和少量α2相组成，具有425 MPa的抗拉强度和3.3%的延伸率。此外，同轴送粉的原理还使LMD过程中可以自由调整激光聚焦点的高度，可将激光束散焦于沉积层上方，从而使粉末在流入熔池之前被充分预热，可以完全消除裂纹，但是低激光功率下粉末预热不充分时仍会产生大量裂纹，如图6[79]所示。值得注意的是，从图6[79]中可以看到LMD成形零件表面质量和尺寸精度较差，导致后续需要进行二次机加工。LMD最大的优点在于其可以在现有金属零部件上直接进行，并可以对受损部分进行修复。此外，同轴送粉可以实现梯度材料零件的直接成形[80]。

图6 激光散射抑制裂纹[79]

Fig.6 Cracking suppresses by defocused laser[79]

电子束选区熔化(Electron Beam Melting，EBM)以电子束作为能源，在选择性熔化粉末之前，通常会以非聚焦的电子束高速扫描成形平台以预热粉末。由于电子束的特性，EBM需要在高真空条件下进行，防止了C、N、O等元素对材料的污染，同时成形平台可以保持1 000 ℃以上的预热温度，使粉末保持一定的电导率，防止因粉末带电互斥形成粉末云[81]。EBM成形钛铝合金时，基板预热温度通常保持在α→γ两相区内，使合金凝固时仅发生α→α2相变，即有效抑制了残余应力的产生和脆性相的生成，由此可以完全消除裂纹。成形件孔隙率通常在2%以内，孔隙主要来源于气雾化粉末中夹杂的保护气体和层间结合不紧密造成的延伸孔。两层熔化沉积之间，低功率快速扫描凝固层可达到缓冷保温效果，保持层 间结合良好，避免层间结合较差或产生气孔[82]。超高的预热温度、较高的成形效率和良好的成形质量使EBM被认为是目前最适合钛铝合金异形件成形的增材制造技术。EBM甚至可以做到在成形过程中，通过红外图像对热分布和缺陷等进行实时监控，进而实现对缺陷的实时修复[83-84]。EBM成形的钛铝合金试样如图5(c)[85]和图5(d)[86]所示，成形件具有较高的表面质量和尺寸精度，但边缘熔道凝固时不可避免地吸附未熔区域的粉末，导致侧面粗糙度略高于顶面[85-86]。

         

图5 增材制造钛铝合金微观及宏观形貌

Fig.5 Micro-and macro-morphologies of additive manufactured TiAl alloy

3.2 熔道和熔池特征

增材制造过程可以看作熔道的沉积和搭接过程，为进一步比较选区激光熔化和激光金属沉积钛铝合金的可成形性，对两种激光增材制造方式下的钛铝合金单熔道特征进行分析。

事实上，熔道分析是对于SLM成形钛铝合金过程中裂纹产生机理和抑制手段最主要的研究方法，即通过对单熔道和熔道搭接过程中的工艺参数优化抑制裂纹，其主要优化方向可总结为降低冷却速度、增加熔池尺寸使熔道铺展更充分[48]。激光熔化产生的钛铝合金单熔道主要存在不稳定、球化、开裂和孔隙等缺陷，典型的熔道特征如图7(a)[75]所示。线能量过低时，由于激光不足以熔化粉末使其与基板之间产生良好的润湿，液相在表面张力的作用下即会形成球形凝固，即出现不连续的熔道。随着激光功率增加或扫描速度降低，熔道逐渐变得连续，冷却速度降低使熔道充分地铺展因而宽度逐渐变得稳定[75]。扫描速度过大时即使功率足够，熔道中也会出现裂纹，这是过高冷却速度引起的残余应力导致的。此外，Gao等[73-74]的研究表明，熔池形状对其传热方式有很大影响，扁平状熔池相较锁孔状熔池更容易产生裂纹，不同形状熔池的有限元热分析也证实了这点[87]。Löber等[48]使用极低扫描速度进行了β凝固钛铝合金的成形，最终获得的构件致密度超过99%，并且表现出极高的室温抗压强度，但是其最优工艺条件下成形的异形件如图7(b)[48]所示，表面依然可以观察到明显的孔隙和开裂缺陷。这表明单熔道优化的方法可以起到调整钛铝合金SLM成形效果的作用，但是在缺少充分预热的前提下，无缺陷成形很难实现。

图7 SLM钛铝合金熔道特征及SLM成形件

Fig.7 Melting tracks of SLM-ed TiAl alloy and SLM-ed parts

类似地，激光金属沉积时扫描速度和激光功率可以影响熔道的宽度和深度，此外，送粉速率直接决定沉积层的高度，其作用效果近似于SLM中铺粉厚度。刘占起等[78]在不同激光功率下使用激光金属沉积获得的熔道及截面如图8(a)[78]和图8(b)[78]所示，所有的熔池都具有锁孔形状，熔道宽度约4 mm且随激光功率增加而进一步铺展。显然，LMD熔池直径远大于SLM熔池(约100 μm)，这表明LMD过程的冷却速度也远低于SLM过程。值得注意的是，激光功率为1.2 kW时熔道截面上仍然可以发现少量裂纹，这表明LMD技术成形钛铝合金工艺窗口较窄。提高基板预热温度能够有效地抑制裂纹的生成，但是会带来铝损失和成形效率问题[88]。

Kan等[89]使用热模拟的方法分析了电子束选区熔化产生的钛铝熔池特征。如图8(c)[89]所示，熔池通常为“彗星”状，宽度随电流上升而表现出增加的趋势，但是几乎不受扫描速度的影响，而熔池深度随着扫描速度增加而下降。如图8(d)[89]所示，熔池表面和中心处可以获得最高的温度，扫描速度较高时熔池垂直方向上可以获得高于水平方向上10倍以上的温度梯度，这导致晶粒倾向于往外生长为柱状晶，即电子束扫描速度对晶粒生长方式和形态至关重要。

图8 LMD及EBM钛铝合金熔道特征

Fig.8 Melting tracks of LMD-ed and EBM-ed TiAl alloys

3.3 铝损失

铝的熔点远低于钛，因而铝损失是钛铝合金成形时最常见的缺陷，严重时会使钛铝合金冷却过程中凝固路线向相图左侧移动，有可能生成ω相，对其高温性能产生负面影响[70,90]。

电子束增材制造时，成形室内元素的饱和蒸汽压超过室内压力时即会发生挥发，而铝的饱和蒸汽压低于钛元素，因此铝损失先于钛元素发生且损失量更高[91]。高真空环境和超高的基板预热温度导致Al损失是EBM中极易发生的缺陷。显然，高能量输入会提高熔池温度，从而造成更大的铝损失，Zhou等[92-93]采用重复扫描的策略进一步放大了这一影响，在30 J/mm3的能量密度下铝损失高达16at%，这使Ti-48Al-2Cr-2Nb合金转变为类似钛铝铌合金的成分并发生β凝固;该研究还指出可以通入保护气体使成形仓内保持一定的低气压(如1 Pa)状态，以提高元素挥发的临界温度抑制铝损失。但保护气体的引入会破坏EBM成形室的高真空状态，影响电子束的工作状态。早期研究中也有尝试直接添加铝粉补偿铝损失，但在EBM工艺条件下不足以使铝元素均匀分散，最终只能形成Ti3Al合金[94-95]。目前EBM中主要通过工艺优化抑制铝的挥发，一般策略有减小线能量输入、降低电流值、提高扫描速度等，即抑制局部温度过高[96-97]。不同能量下的铝含量线性分布如图9[97]所示，可以看出，低能量下铝损失和偏析都有明显缓解。Schwerdtfeger等[83,97]提出减少相邻熔道之间的扫描时间差，可以有效利用前一条沉积熔道的残余热量降低过热程度，能有效抑制铝的挥发。这表明通过合理规划扫描路径、降低扫描间距能抑制铝损失。此外，较轻的铝元素挥发主要发生在熔池顶部，在成形过程中，当前沉积层的热量不足以完全熔化前一层，这会导致仅当前层熔池底部富铝区域和前一层顶部贫铝区发生元素流动，可以缓解铝元素分布不均的问题，但是线能量密度较低即冷却速度过快时，这个过程来不及发生，就会导致严重的铝元素不均匀，而Nb、Cr等较重的元素则受影响较小[98-99]。降低粉末层厚也可以缓解铝损失和偏析问题，但是铺粉层厚会受到粉末粒径的限制[100]。

图9 不同能量下EBM成形钛铝合金的铝和铌元素含量分布[97]

Fig.9 Distributions of Al and Nb contents of TiAl alloy formed by EBM with different energies[97]

选区激光熔化成形时通常预热温度较低，因此铝的损失量可以忽略，可使钛铝合金凝固路线直接进入α相区，有利于共析反应发生。但在Gussone等[67,70]使用超高预热温度成形钛铝合金的研究中，熔池表面上同样发生了严重的铝损失，在300 J/mm3的体能量密度下样品中的铝损失超过9at%，在成形方向上的元素分布中可以清楚观察到熔池底部的富铝区。铝损失较大时，会使钛铝合金凝固时在β相区内停留较长时间，从而导致室温下残留更多的B2相，影响高温性能。

激光金属沉积由于熔池温度相较于SLM更高，且停留在液相的时间更长，因而铝损失相较SLM要更严重。由于LMD成形中激光不能完全穿透一个沉积层，仅可使已凝固层的顶部发生熔化，导致元素偏析很难完全消除[88]。这导致LMD产生的熔池表面和熔池底部铝元素偏析也更为严重。

4 增材制造钛铝合金相组成和微观组织

钛铝合金凝固行为受冷却速度和成分影响较大。通常铝含量在45at%～49at%范围内的钛铝合金发生包晶凝固反应，整个凝固过程可以总结为L→L+β→α→α+γ→α2+γ。而铝含量较低时发生β凝固，凝固过程可总结为L→L+β→α+β→α→α+γ→α2+γ。不同增材制造技术由于熔池尺寸、温度场的差异，冷却速度和铝损失相差较大，从而产生了微观结构和相组成的区别，进而对力学性能产生影响[101-102]。此外，分层熔化引起的定向冷却会导致增材制造件表现出明显的各向异性，甚至出现同方向不同成形阶段处的性能差异[103-104]。

4.1 相组成

不同增材制造技术成形钛铝合金的相组成如图10[74,103-104]所示，由于冷却速度相对较慢，电子束选区熔化和激光金属沉积钛铝合金的室温相均以γ相为主，α2和B2相的室温保留情况则根据工艺条件、合金成分等略有区别，主要与铝损失有关；而SLM成形钛铝合金的室温相组成则非常复杂，主要的影响因素有Nb含量、Al含量及扫描速度和预热温度等[74,103-105]。

图10 增材制造钛铝合金的相组成[74,103-104]

Fig.10 Phase compositions of additive manufactured TiAl alloys[74,103-104]

如第2、3节所述，Nb元素是钛铝合金中最常用的β相稳定剂，可以降低马氏体转变温度[43]。但是在SLM超高的冷却速度下，SLM成形高铌钛铝合金(如Ti-45Al-2Cr-5Nb)以α2相为基体相，B2相和γ相随机弥散分布在α2相基体上[106-108]。随着激光功率降低或者扫描速度增加，冷却速度提高，液相存在的时间缩短，包晶反应L+β→α受到抑制，导致B2相含量增加，α2相含量下降，同时大角度晶界占比下降。提高基板预热温度也能起到稳定高温β相、抑制α2相生成的作用。但是研究发现，基板预热温度从25 ℃增加到350 ℃后，α2相仍为基体相，其含量仅表现出轻微降低[55]。笔者在研究中发现，4822合金作为典型的γ-TiAl合金，在SLM成形时其室温组织保留了大量B2相，表现为由几乎等量的α2和B2组成的组织。这表明Nb元素对于Ti-48Al合金的室温相组成具有决定性影响，但迄今还没有研究指出Nb元素的作用机理及Cr、Mo、V等β相稳定元素是否在快速冷却时都有类似作用。

对于以TNM为代表的β凝固钛铝合金，其初始凝固过程可表示为L→L+β→β+α。在SLM快速冷却条件下，α和β相都有可能直接有序化而保留至室温。事实上，Löber等[48]最早使用近50 mm/s的扫描速度成形TNM钛铝合金时，即获得了α2含量略高于B2的相组成，Gao等[74]成形Ti-40Al-9V-0.5Y时在低扫描速度下获得了α2和B2非常接近的相结构，但在扫描速度较高时形成了接近全B2相结构。这表明冷却速度提高时，β→α反应受到抑制，β-γ钛铝合金凝固时倾向于生成B2相。

提高基板预热温度可以极大降低凝固过程中的冷却速度，促进α和β相的分解。Gussone等[70]在高预热温度下实现的TNM无缺陷成形件表现出γ相片层组织为主的微观结构，但是α2相含量仍然保持30%左右，这表明在预热800 ℃的条件下，SLM冷却速度仍高于激光金属沉积。

需要指出的是，文献中β-γ钛铝合金SLM成形效果明显好于包晶凝固钛铝合金[48,71,74]。部分研究者认为SLM钛铝合金易开裂主要原因在于残余应力大和α2相脆性大两方面[71-72]，但是4822合金成形时α2相含量远低于高铌钛铝合金，裂纹效果反而最严重，Gao等[74]获得的全B2相结构裂纹也明显多于α2略高于B2的相结构。这表明目前对于SLM成形钛铝合金相组成的认识仍有不足。

4.2 微观组织

由于裂纹的存在，目前文献中对SLM成形的包晶凝固TiAl合金显微组织研究较少，Li等[101]提到由于冷却速度的差异，熔道中心和边缘区域会产生粗细不均的等轴晶组织。少数关于β-γ钛铝合金的成形中研究了具体的微观组织及其影响因素。如Gao等[74]发现在高扫描速度成形的钛铝合金中产生了大量粗大的柱状晶粒，由熔池边缘向着中心方向生长，这导致熔池中心液态不足而产生裂纹，通过工艺参数降低冷却速度10倍时，晶粒生长转变为熔池表面到底部的择优方向，晶粒形态也转为全等轴晶，如图11(a)[74]和图11(b)[74]所示。而Gussone等[70]在高预热温度下成形的TNM，显微组织受能量密度影响较大:低能量下形成了近层状的α2/γ组织，B2相表现为球状;能量增加时，Al元素严重损失，凝固路线偏向β相，转而生成大量等轴晶。

激光金属沉积成形的钛铝合金中通常存在严重的微观结构分层现象[103,109]。沉积层的晶粒形态由凝固速度和温度梯度共同决定，低冷却速度和高温度梯度下倾向于形成沿温度梯度方向上生长的柱状晶，因此熔池底部通常生成向外生长的柱状晶，而等轴晶则倾向于在熔池表面形成[110]。LMD成形过程中，高线能量密度会加热前几层至1 000 ℃以上，产生类似循环热处理的效果。当前沉积层产生的热量能够使已凝固层温度达到α和α+γ相区，导致固态相变的发生，产生新的γm层状结构，因而最后形成了层状柱状晶粒和等轴晶晶粒交替排列的特殊微观结构。而最后的沉积层由于缺乏后续的循环热处理，通常具有完全的等轴晶粒，即LMD成形件早期沉积层和最后几层具有不同的微观组成，如图11(c)[109]所示。微观结构的差异导致沿着成形方向接近顶面区域时，硬度会有大幅度上升[111-114]，不同方向上的拉伸性能也有差异。由于α2和γm相之间的界面强度最低，裂纹倾向于沿着两相界面处扩展，从而导致沿着成形方向上变形能力较差，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远高于斜向和垂直方向上的。通过在α→γ相区内进行退火处理可以使层状γm逐渐转化为γ相，α2相能够转化为针状，提高微观结构均一性，并轻微改善拉伸性能[115-117]。

电子束选区熔化成形技术的冷却速度约为100 K/s，远低于SLM过程，所成形钛铝合金微观结构通常表现为少量α2和B2相分布在γ基体相中[118-119]。电子束选区熔化时热影响导致已凝固层产生高温，而环境温度通常维持在1 000 ℃左右，即对已凝固的片层在α相区附近产生循环热处理的效果，实现晶粒细化。因此γ相晶粒尺寸根据工艺条件在3.0～0.1 μm之间变化[104,120]。EBM成形可以获得较传统铸造件更加细小、均匀的微观结构，在高预热温度和循环热处理作用下，能够在成形时直接引发γ相固态转变，调整片层团含量和尺寸[121-123]。扫描速度和电子束电流是EBM中最主要的工艺参数，可以直接影响粉末穿透深度、熔池尺寸和温度[124-125]。在较高的能量输入下，钛铝合金熔池可以获得更高的过热度，从而生成更多、更细的γ相片层团，但是能量输入过高时由于铝损失增加，凝固路线上倾向于生成α2和B2相，因而EBM成形钛铝合金的工艺窗口较窄。较深的熔池还能使已凝固层发生部分熔化，随着温度升高，沉积层的再结晶时间延长，大角度晶界角含量上升[126]。在残余应力的驱动下，γ相中大量保留的孪晶和位错也能有所缓解。但是，能量随着熔池深度增加迅速降低，在能量不足的熔池底部倾向于产生向外生长的柱状晶，因此会出现类似于LMD成形件的分层微观结构[97]。Todai等[127]还指出与成形方向成45°时具有最高的拉伸延伸率，这是分层微观结构带来的局部变形导致的。然而在高扫描速度下，由于无法达到固相转变的冷却条件，这种分层现象可以得到抑制。需要指出的是，由于粉末导热性的问题，EBM中基板预热温度和实际成形温度具有一定差异，因此EBM特有的两次沉积之间的预热电流可以更有效地影响冷却速度，进而影响微观结构。钛铝合金在EBM成形时，基板预热通常保持在α→γ相区内，预热电流增大时，粉末在α相区内存在的时间也会延长，进而导致完全的α相转变和晶粒生长，熔池冷却时再缓慢生成α2/γ的层状晶粒[127-128]。如Kan等[118,129]在28 mA 的预热电流下获得了近乎全片层的组织，具有最好的抗蠕变能力，预热电流也表现出一定的晶粒细化效果，如图11(d)[118]所示。波动式的循环热处理对于已凝固层的最高加热温度受到工艺参数和预热电流的共同影响，即可以通过红外热分析和成形工艺实时控制热影响区的强度，这为受损组织的实时修复提供了可能[85-86]。

图11 增材制造钛铝合金微观组织

Fig.11 Microstructures of additive manufactured TiAl alloy

5 增材制造钛铝合金的力学性能

金属材料的力学性能主要由其成分和结构决定，如前文所述，即使合金的成分相同，采用不同的增材制造技术制造的钛铝合金在相组成、晶粒尺寸、微观组织等方面相差也很大，进而在硬度、拉伸力学性能上也表现出极大差异，并且与成形工艺参数紧密相关[104,127]。

5.1 硬度

钛铝合金的室温相包括α2、γ和B2 3种相，其硬度大小为B2>α2>γ[105]。SLM成形钛铝合金的室温相通常为B2或者α2相，因此硬度上也高于其他技术成形的钛铝合金。此外，SLM的超高冷却速度还带来细晶强化效果。根据霍尔佩奇公式[45]，快速冷却生成的细小晶粒(约10 μm)可以极大提高钛铝合金的显微硬度，远高于离心铸造的Ti-48Al-2Cr合金(约370 HV)，如Gao等[74]在低冷却速度下成形的全B2相钛铝合金，其显微硬度可达600 HV。纳米压痕实验结果同样表明SLM件纳米硬度(约为8 GPa)高于传统铸造件((4.80±0.28)GPa))[101],增材制造技术中存在的高残余应力也有益于提高硬度[64]。激光金属沉积和电子束选区熔化成形的钛铝合金硬度总结如图12(a)[36,65,77-78,103-104,109,111-112,115-116,130-132]所示，显然快速冷却带来的细微晶粒尺寸和残余应力使LMD成形的钛铝合金硬度略高于传统铸造件，而EBM成形的钛铝合金硬度则与铸造件相当。而同一种增材制造技术成形合金的硬度也有很大差异，主要与工艺参数有关。激光或电子束功率较高时，铝元素挥发增加，使钛铝凝固路线偏向于β凝固，室温下会保留更多的高硬度B2和α2相，而扫描速度提高时可以带来细晶效应以及更高的残余应力，从而导致硬度上升[100]。Li等[55]在SLM成形高铌钛铝合金的研究中也得到了类似的结论。

微观结构的不均匀性使激光金属沉积成形的钛铝合金沿成形方向上的硬度也有差异[110]。纳米压痕实验结果表明等轴晶组织硬度和弹性模量都略低于柱状晶组织，因而成形件顶部存在组织上的“不稳定区域”，导致逆着成形方向上显微硬度显降低，如图12(b)[112]所示。不稳定区域的厚度主要由工艺参数决定，至微观组织稳定区域时，由于仍存在组织分层现象，显微硬度呈现波动式变化。而电子束选区熔化在较高的能量输入下也会产生组织分层现象，如图12(c)[100]所示，输入能量较低时可大幅缓解。

图12 增材制造钛铝合金硬度及其在成形方向上的变化

Fig.12 Hardness of additive manufactured TiAl alloy and its variation along building

5.2 宏观力学性能

根据Hall-Petch效应[45]，细化晶粒尺寸可以带来更高的强度。增材制造工艺的冷却速度远高于传统铸造工艺，因而增材制造钛铝合金的晶粒较铸造合金要更细小，理论上其强度要高于铸造合金。但是冷却速度最高的SLM技术成形的钛铝合金却存在严重的裂纹问题，导致其强度，特别是拉伸强度远低于理论值，但其压缩强度受裂纹的影响较小，一般可以达到接近铸造钛铝合金的水平[48,74]。此外，SLM工艺的定向冷却特性也导致成形钛铝合金存在较严重的各向异性，沿成形方向上的层间结合相对较差，使此方向上的强度和延伸率通常更低[48]。

激光金属沉积和电子束选区熔化技术成形钛铝 合金的室温及高温(700～800 ℃)拉伸极限断裂强度和断后延伸率总结如图13(a)[78,93,103,109,127,133-139]所示。由于片层组织变形能力较差，影响了钛铝合金的室温塑性，因此断后延伸率基本都低于2%，但EBM和LMD增材制造钛铝合金的拉伸力学性能仍优于传统铸造钛铝合金。需要指出的是，图13(a)中EBM成形的钛铝合金的拉伸强度最高可达947 MPa，这实际上是由大量的铝损失带来的，会严重损害合金的高温性能[93]。此外，合金的力学性能主要受到微观结构和缺陷的影响，孔隙和裂纹在承受载荷时会成为应力集中点，导致构件破坏。优化成形工艺参数可以影响缺陷、微观组织和晶粒尺寸，从而实现力学性能的调控[30]。比如电子束两次扫描之间的预热电流可以影响等轴晶和片层组织的比例，虽然对室温下的拉伸强度没有明显影响，但在800 ℃时以等轴晶为主的组织能表现出更优的拉伸力学性能[137]。

如4.2节所述，增材制造技术的快速冷却和重复熔化机理使成形件中存在微观结构不均匀现象，这也导致沿不同方向上的拉伸性能存在较大差异[127]。如图13(b)[127]中EBM成形的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金沿不同方向上的拉伸曲线所示，与成形方向呈θ=45°的拉伸延伸率明显高于垂直和平行方向。这是由于电子束重复熔化时形成了γ相和双相组织的重复分层现象，而两种组织存在较弱的结合界面，从而带来了明显的各向异性。Zhang等[103]在LMD成形的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金各向异性研究中也报道了类似的结论。此外，钛铝合金在高温下的延伸率明显高于室温拉伸性能，这主要是由于材料内部原子结合力随着温度升高而降低，位错开动的阻力减小，γ相的滑移系增加，同时晶界处的应力集中减弱，使钛铝合金在承受一定的塑性变形后才发生断裂[109]。

图13 增材制造钛铝合金力学性能

Fig.13 Mechanical properties of additive manufactured TiAl alloy

6 增材制造钛铝合金的热处理

钛铝合金有4种典型的组织，分别为等轴近γ组织、近片层组织、全层片组织和双态组织[140]。针对传统铸造和热加工钛铝合金，通过热处理对其组织进行调控已比较成熟。但增材制造钛铝合金的组织一般具有非平衡凝固的特征，通常会存在一定量的α2和B2相，这会影响高温蠕变性能，因此需要进行后续的热处理调节其组织结构。特殊的相组合和组织不均匀使传统的热处理工艺对增材制造钛铝合金并不完全适用，需要有针对性地建立增材制造钛铝合金的热处理工艺并揭示其组织调控机制。此外，基于粉末原料的增材制造成形构件均存在孔隙和达不到完全致密的问题，会严重影响成形件的力学性能，一般需要结合后续的高压热处理消除孔隙并实现致密化。因此，热等静压(Hot Isostatic Pressing, HIP)成为目前增材制造钛铝合金中应用最多的热处理技术，可以有效减少孔隙，提高微观组织均匀性[140-141]。

图14 热等静压处理EBM钛铝合金微观结构[85]

Fig.14 Microstructures of hot isostatic pressed EBM-ed TiAl alloy[85]

两步热处理法也是钛铝合金中常用的热处理方式，可用于调整相组成和组织形貌[145-146]。对于SLM成形的钛铝合金，由于室温下γ相的含量较低，需要在第1步热处理中使用足够高的温度，使β→α转变完全，而第2步热处理温度略低并且持续较长时间，以利于γ相的充分析出。Li[64]和Löber[48]等研究了SLM成形钛铝合金的两步热处理相转变，发现热处理后的室温组织仍包含大量α2相，说明热处理的温度和时间对相组成影响很大。

7 航空应用

钛铝合金因其优异的高温抗氧化性、抗蠕变能力、高比强度等，有望部分取代当前航空发动机中应用最广泛的镍基高温合金，实现减重和提高推重比的目的[142]。目前钛铝合金主要用于航空发动机涡轮叶片，常见的具有复杂曲面及内部冷却管道的叶片通过精密铸造方式难以直接成形，工艺复杂、成本很高。而增材制造技术已经被证实具有制造复杂结构合金构件的能力，所成形件的力学性能也优于传统铸造合金[135,147-148]。

近年来，增材制造零部件已陆续在航空飞机上得到应用，如美国GE公司于2015年获批在航空飞机发动机中使用增材制造的钴铬合金高压压气机温度传感器外壳，并开始量产航空发动机燃油喷嘴。欧洲科学基金会于2013年列举的9个重点关注课题中，γ-TiAl和增材制造技术分列第1和第2，可以说通过增材制造技术制造钛铝合金涡轮叶片是推动制造业和航空工业进步的重要一步。Baudana等[142]已报道了EBM技术直接成形钛铝合金零件，并且能够与钢轴之间保持较好的连接。而Avio公司2012年即报道了利用电子束选区熔化技术制造大尺寸航空用涡轮叶片(如图15[6]所示)。可以看出，增材制造钛铝合金涡轮叶片有望成为继燃油喷嘴之后又一个在航空发动机上成功应用的增材制造部件。

图15 EBM钛铝合金大尺寸涡轮叶片[6]

Fig.15 Large-size turbine blade of EBM-ed TiAl alloy[6]

8 总结与展望

通过对2010～2020年增材制造钛铝合金相关文献的分析，对电子束选区熔化、选区激光熔化和激光金属沉积成形钛铝合金的粉末特性、成形效果、微观结构、力学性能和后期热处理进行了较为全面的综述，总结和概括如下：

1)目前用于增材制造的钛铝合金大多仍基于传统的铸造合金成分体系，并未考虑到在增材制造特有的快速冷却和重复热处理工艺特性下，合金化元素呈现出新的作用效果等现象。而无坩埚气雾化制备球形粉末成本高、成分偏析的问题也限制了适用于增材制造的钛铝合金成分体系开发。

2)EBM技术可以实现钛铝合金的无缺陷成形，并且具有较高的表面质量，通过工艺参数的调整可以有效抑制铝损失，而SLM成形钛铝合金仍面临严重的裂纹问题，LMD技术则在零件表面质量及尺寸精度控制上较差，因此EBM被认为是最适合复杂形状钛铝合金无缺陷成形的增材制造技术。

3)EBM和LMD成形的钛铝合金室温下以γ相为主，增材制造技术重复熔化的效果导致沿成形方向上可能出现微观组织的分层现象。而SLM成形钛铝合金室温相受合金成分、成形工艺等影响极大，但是目前相关研究较少，尚待深入。

4)增材制造中快速冷却导致的细晶效应，使EBM和LMD成形钛铝合金相比传统铸造件具有更好的拉伸性能和硬度。分层组织间较差的结合界面使成形方向上的断裂强度通常最低，同时硬度也会沿成形方向波动式变化。

5)热等静压和两步热处理法是增材制造钛铝合金成形件最常用的热处理方法，可以有效减少孔隙，调整组织形态。

针对钛铝合金增材制造中需要解决的问题，可将其下阶段发展重点总结如下：

1)低成本钛铝合金球形粉末开发：钛铝合金由于含有大量的钛元素，活性高，在高温下和绝大多数坩埚材料都会发生反应，因而目前只能采用无坩埚气雾化制粉技术制造钛铝合金粉末，单炉粉末产量低，细粒径粉末的收得率相对较低，导致粉末的成本较高。为了开发低成本的钛铝合金球形粉末，一方面，需要对现有无坩埚气雾化制粉技术和装备进行改进和优化，提高产量和细粉收得率；另一方面，也有必要开发创新性的粉末制备新技术和新装备。

2)增材制造专用钛铝合金成分体系开发：钛铝合金的成分对其增材制造可成形性和力学性能至关重要。尤其对于钛铝合金的SLM增材制造，现有传统钛铝合金(如4822合金)在缺乏高预热的条件下难以做到无缺陷成形，而β-γ钛铝合金和高铌钛铝合金相对具有更好的成形效果，这表明优化合金成分有望实现无缺陷钛铝合金的SLM成形。同时，针对EBM和LMD工艺，开发相适应的钛铝合金成分也有希望实现更优的力学性能。

3)全尺寸钛铝合金涡轮叶片的EBM增材制造：EBM是目前成形效果最好的钛铝合金增材制造技术，对钛铝合金EBM增材制造的基础研究已比较深入，在涡轮叶片原型样件的打印制造上也经过了实验验证。下一步需要从工程化应用出发，针对全尺寸钛铝合金涡轮叶片的EBM增材制造全流程进行实验验证并建立工艺和产品标准，包括对于全尺寸叶片长时间成形时的工艺以及设备稳定性问题、成形过程中缺陷的实时监控和修复、全尺寸叶片的质量检测以及全尺寸叶片的室温和高温性能测试等。

4)钛铝合金SLM增材制造的基础研究：理论上，SLM是更适于钛铝合金涡轮叶片的增材制造技术。然而，目前SLM成形钛铝合金仍面临着严重的裂纹问题，急需突破裂纹形成机制和如何消除裂纹等关键瓶颈问题，这需要在钛铝合金SLM增材制造的基础研究方面取得突破，包括专用钛铝合金成分体系的建立、合金化元素的作用新规律、合金成分和SLM工艺对凝固行为的影响和凝固组织的形成作用、相组成和微观组织的调控等。