寇宏超，程 亮，唐 斌，宋 霖，李金山

（西北工業(yè)大學凝固技術(shù)國家重點實驗室，西安 710072）

寇宏超

工學博士，西北工業(yè)大學材料學院教授，博士生導(dǎo)師，先進金屬材料精確熱成型技術(shù)國家地方聯(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。承擔國家/國防973課題、國家自然科學基金、總裝預(yù)研等科研項目20余項，發(fā)表學術(shù)論文200余篇，獲授權(quán)發(fā)明專利32項。

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、高比模量以及抗蠕變、抗氧化、抗燃燒性能優(yōu)異等特點，是650～900℃溫度區(qū)間取代高溫合金實現(xiàn)減重的重要候選材料，對提高航空航天、車輛發(fā)動機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)動機中采用Ti-4822合金制造第6、7級低壓渦輪葉片[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題[4，8]。一方面，TiAl金屬鍵和共價鍵混合的鍵和方式使其在具有優(yōu)異高溫性能的同時，還存在本征脆性、加工難度大、成材率低等問題；另一方面，從相組成來看，TiAl合金從室溫到接近熔點一直保持長程有序結(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、塑性成形等幾個方面介紹了TiAl合金熱加工技術(shù)的研究進展。

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，可鑄造和機械加工，但室溫塑性和沖擊性能較低，鑄件表面疏松嚴重，不能滿足發(fā)動機部件的要求。

第二代TiAl合金同樣是由美國空軍材料研究所和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，被認為最具工程開發(fā)價值。利用Ti-4822合金，Howmet公司采用鑄造工藝制備出CF6-80C發(fā)動機第5級低壓渦輪葉片毛坯，然后利用電化學方法加工出凈尺寸葉片，并于90年代中期完成了發(fā)動機試車[13，16]。

為了進一步提高使用溫度，各國學者相繼研究了 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元素對提高高溫強度、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陳國良院士等人最早提出來的[17]，德國GKSS研究中心也開展了大量工作[1，18-21]。這類合金的特點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，但顯微偏析問題仍有待解決[22-23]。β-γ合金是Kim等對β凝固γ-TiAl合金的統(tǒng)稱，德國、奧地利等國對該類合金開展了大量深入的聯(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)備進行鍛造，其中最具代表性的是Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B（TNM）合金[24]。但實際上，某些β-γ合金中β相很難完全消除，導(dǎo)致室溫塑性降低，且在使用溫度下長期服役時β相中易析出ω相，使合金進一步脆化[25-29]。

我國在Nb提高抗氧化性和相關(guān)性能研究兩方面的原創(chuàng)性貢獻，對高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℃，高溫抗氧化性能達到渦輪盤用鎳基高溫合金的水平。2011年，我國啟動的“973”計劃大大促進了國內(nèi)高溫TiAl合金及其熱加工技術(shù)的進步。

在TiAl合金基礎(chǔ)研究逐步深入和發(fā)動機減重迫切需求的雙重驅(qū)動下，世界各國針對航空航天發(fā)動機等熱端部件為應(yīng)用目標啟動了γ-TiAl合金的大型研究計劃。美國空天飛機計劃（NASP）、美國國防部發(fā)展高性能軍用飛機發(fā)動機計劃、歐盟第六框架IMPRESS項目、歐洲ESA的FLP計劃（發(fā)動機用渦輪葉片的制造技術(shù)）、歐洲航空運輸研究計劃（FESTTP：TiAl合金板材用在熱結(jié)構(gòu)及熱保護性系統(tǒng)）、美國高性能渦輪發(fā)動機技術(shù)計劃（IHPTET：XTC67/1核心機的壓氣機第一級整體葉盤轉(zhuǎn)子和第三級靜子葉片采用TiAl合金）等計劃的相繼實施，使美國和歐盟在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級葉片的GEnx-1B發(fā)動機應(yīng)用到波音787上，2011年又進一步應(yīng)用到波音747-8機型上，2012～2013年平均每天有約19000個TiAl葉片在130個發(fā)動機上工作，包括7架787和29架747飛機。2015年，Safran公司宣布已將TiAl合金成功應(yīng)用在CFM-LEAP渦輪機上[35]。與此同時，德國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]。目前已報道的TiAl合金的應(yīng)用進程如圖1所示。

NASA報告曾指出，到2020年TiAl合金及其復(fù)合材料的用量將在航空航天發(fā)動機中達到20%～25%左右的份額。2012年美國宇航學報指出：預(yù)計TiAl在四代機F-22、阿帕奇武裝直升機、戰(zhàn)斧式巡航導(dǎo)彈、軍用空天飛機、可重復(fù)使用運載器等型號中將得到應(yīng)用，具體應(yīng)用部件及數(shù)量見表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簡單，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，但熔煉過程中可控工藝參數(shù)較少，通過調(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連續(xù)進行，無法有效地去除夾雜。與真空自耗電弧熔煉方法相比，等離子冷床爐可實現(xiàn)金屬熔煉、精煉和結(jié)晶過程的獨立控制，在冷床內(nèi)熔化金屬可獲得充分的停留時間和過熱度，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，因此被認為是TiAl合金鑄錠生產(chǎn)的理想方法。美國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)進行熱機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?？梢钥闯觯逳b-TiAl合金在冷卻過程中開裂傾向大，大尺寸鑄錠制備困難，但無粗大柱狀晶，呈現(xiàn)出細小的近片層組織，尺寸約為100μm（圖2（c））。近年來，德國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在美國航空航天飛行器中的潛在應(yīng)用

圖2 寶鋼特鋼PAM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、熱機械處理工藝對成分非常敏感，Al原子含量變化1%就可能導(dǎo)致其凝固路徑發(fā)生改變，進而影響后續(xù)加工工藝過程，因此，成分控制也是TiAl合金鑄錠生產(chǎn)面臨的一大問題。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長鑄錠 Al含量的最大偏差在0.1%以內(nèi)[39-41]。Allvac公司通過研發(fā)改進VAR工藝使得Al含量波動范圍達到GE公司的要求[4]，Howmet公司通過研究中間合金質(zhì)量、進料方式和速度、熔池深度、熔液駐留時間等參數(shù)對成分偏差的影響，獲得了理想的PAM熔煉工藝[1，42]。

圖3 國內(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)動機鑄造的Ti-4822低壓渦輪葉片采用重力鑄造，葉片采用超尺寸設(shè)計，需要進行機械加工[7]。歐洲IMPRESS項目支持開發(fā)了一種垂直旋溢離心鑄造工藝，但未見批量生產(chǎn)的報道[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)動機上完成模擬飛行循環(huán)考核試驗[4]。北京航空材料研究院、西北工業(yè)大學、北京鋼鐵研究總院也相繼開展了TiAl合金精密鑄造技術(shù)與工藝研究，先后研制出TiAl合金機匣、擴壓器、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)鍵工藝過程之一。相對于傳統(tǒng)的包晶凝固合金，β凝固TiAl合金鑄造組織均勻，晶粒細小，無明顯鑄造織構(gòu)，顯微組織對成分微小波動不敏感，熱處理簡單，理論上來講更適用于鑄造。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合金中各組元熔點和密度差異大，凝固過程中極易發(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)大學提出了冷卻過程中在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)出細小均勻的全片層組織，平均片層團尺寸為110μm，片層團界面處呈連續(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，雖然平均片層團尺寸有所長大，達140μm，但α2/γ片層得到了明顯細化，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性能、充填流動性以及Al含量對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)動機增壓器進行考核，達到國軍標規(guī)定的超轉(zhuǎn)倍率，表明其強度水平可以滿足額定轉(zhuǎn)速和強度儲備要求。

γ-TiAl合金作為一類新型金屬材料，其熔模鑄造在模殼制備、充型及凝固過程、熱等靜壓、熱處理等各個工藝環(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性能。如Y.W.Kim等人發(fā)現(xiàn)采用等溫熱鍛工藝可使TiAl合金的晶粒尺寸減小到50～100μm，而采用復(fù)合熱機械加工工藝破碎粗大的片層組織，可使晶粒尺寸進一步下降到20～30μm，極大改善了TiAl合金的室溫塑性[48-49]。因此，對TiAl合金進行塑性加工的目的是破碎凝固組織、獲得細晶組織、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)需要嚴格控制，因此TiAl合金一般采用等溫鍛造的方式進行開坯。早在20世紀90年代，德國就開始研究γ-TiAl鑄錠的開坯鍛造工藝，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)晶細晶組織和少量片層結(jié)構(gòu)。另外據(jù)報道，Kim等將一枚粉末冶金制備的重達210 kg的TiAl鑄錠成功進行了等溫鍛造[52]。

包套鍛造也是TiAl合金常見的開坯手段之一。與等溫鍛造相比，包套鍛造由于應(yīng)變速率較高，顯微組織更加細小。但由于包套對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)大學通過系統(tǒng)研究TiAl合金的動態(tài)再結(jié)晶和亞動態(tài)再結(jié)晶動力學，發(fā)現(xiàn)動態(tài)再結(jié)晶呈爆發(fā)式形核而有限長大的特征，而亞動態(tài)再結(jié)晶動力學非常慢[55-57]。基于該發(fā)現(xiàn)，還提出了一種雙道次鍛造+雙道次退火的鍛造工藝，成功制備了無變形死區(qū)、顯微組織均勻細小的大尺寸（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，往往會存在部分亞穩(wěn)或穩(wěn)定的β/B2相。β/B2相在高溫下為無序的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)備上實現(xiàn)變形而無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，奧地利伯樂鍛造公司與萊奧本工業(yè)大學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)大學嘗試了一種類似于鈦合金開坯鍛造的多道次無包套兩向鍛造工藝，即采用7個道次、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，對每個道次的變形量進行嚴格控制。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，其中β/B2相含量高達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坯工藝之一，并與等溫鍛造、熱處理、機械加工、電化學加工相結(jié)合，成為高壓壓氣機TiAl葉片的主要制造方法。德國GKSS對TNB合金的包套擠壓開展了大量研究工作[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10∶1。利用所獲得的TiAl棒材，通過直接機加或等溫鍛造的方法成功制備出高壓壓氣機葉片，制備流程如圖6（a）所示。最初約有100個BR715高壓壓氣機葉片是采用三步等溫鍛造，熱處理后電化學加工而成[36]；后來，在為Rolls-Royce公司E3E試驗機生產(chǎn)900個TiAl葉片時，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，加工過程在真空或惰性氣體保護下進行，鍛后固溶溫度在近Tα線附近，隨后快速冷卻至室溫獲得細片層組織。為了進一步提高生產(chǎn)效率，鍛造設(shè)備后來采用50MN等溫壓機，這樣每次可生產(chǎn)30個葉片。對于200mm長的壓氣機葉片，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慎以獲得理想的組織和性能。至2015年，已經(jīng)為PW1100G發(fā)動機生產(chǎn)了10000個低壓葉片，如圖6 （c）所示。

此外，美國、日本、俄羅斯等國也采用熱加工方法研制了一些發(fā)動機用TiAl合金試制部件，如高壓壓氣機導(dǎo)向葉片、壓縮機殼體、活塞蓋、護環(huán)等，但由于各種原因在航天、航空工業(yè)中還沒有得到實際應(yīng)用。

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

國外早期關(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道。TiAl板材不僅可用于制造航空航天發(fā)動機的零部件，而且還被看作使是制造高速飛行器的機翼、殼體、熱防護系統(tǒng)等部件的理想材料[61]。目前，TiAl合金的板材制備主要通過粉末冶金-軋制技術(shù)和鑄錠冶金-軋制技術(shù)來實現(xiàn)。國外相繼開發(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之間的無缺陷的Ti-48Al-2Cr和Ti-48Al-2Cr-0.2Si合金板材，其最大尺寸達到1600mm×400mm×1.0mm， 最 近還開展了TNB合金大尺寸板坯的制備研究[61-62]；美國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，日本等國家也采用等溫軋制等技術(shù)開展了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 × 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，變形機制也發(fā)生如下變化：連續(xù)回復(fù)和再結(jié)晶（大晶粒）→動態(tài)再結(jié)晶和相變（β相和α相）引起的晶界滑動（幾十微米）→位錯或擴散協(xié)調(diào)晶界滑動（10μm以下）。相對于鈦合金和鋁合金，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)與機遇

雖然一些鑄造和變形TiAl合金構(gòu)件開始在航空發(fā)動機上獲得應(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)的高成本遠遠超出了減重帶來的效益。因此，一些先進的近凈成形技術(shù)和相對簡單的后處理方法對TiAl合金的適宜性非常值得進一步關(guān)注。

由于具有細晶、細片層特征、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，如何通過優(yōu)化熱機械處理工藝獲得細小全片層組織也引起了眾多學者的重視。熱機械處理將使Ti-Al體系熱動力學行為變得更為復(fù)雜，要獲得細小晶粒、細小α2/γ片層的熱動力學平衡，需要對熱機械處理工藝進行系統(tǒng)深入的研究。另外，許多學者開始嘗試采用粉末冶金技術(shù)降低晶粒尺寸，他們期望通過選擇納米尺度的粉體、結(jié)合合理的后處理工藝來顯著提高材料的強度和韌性[67-70]。目前，預(yù)合金粉末的火花等離子燒結(jié)工藝可一步實現(xiàn)零件或坯件的成形，并可獲得細晶全片層組織[71]，但對于厚截面構(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一步研究。

增材制造技術(shù)早在20世紀90年代已被嘗試用于制備γ-TiAl合金，近年來，隨著3D打印技術(shù)的快速升溫，歐美對γ-TiAl合金電子束增材制造技術(shù)開展了較大投入的研究，但面對這類低塑性材料，3D打印技術(shù)仍有很多問題沒有解決，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

經(jīng)過30多年的研究，γ-TiAl合金材料研究和熱加工技術(shù)都取得了重大進展，鑄造和變形合金先后在航空發(fā)動機關(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，但仍有一系列問題需要解決，如β凝固TiAl合金能否實現(xiàn)常規(guī)工藝的鍛造，能否適用于熔模鑄造；如何改善熱變形過程中的織構(gòu)及組織一致性；如何設(shè)計合理的后處理工藝消除β相并獲得理想的細晶細片層組織，等等。因此，作為一類新材料，γ-TiAl合金的應(yīng)用技術(shù)是一個系統(tǒng)工程，需要從結(jié)構(gòu)設(shè)計、材料研究、技術(shù)開發(fā)、質(zhì)量控制等多個角度統(tǒng)籌考慮減重效果、性能提升和成本等因素，開發(fā)低成本的近凈成形技術(shù)并完成工藝適應(yīng)性研究，同時結(jié)合材料基因工程積累大量的知識和數(shù)據(jù)庫，是盡快突破航空航天關(guān)鍵部件應(yīng)用的關(guān)鍵。

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