車倩穎，李會(huì)霞，賀衛(wèi)衛(wèi),2，朱紀(jì)磊,2，陳 睿，程康康，金園園，王 宇

(1.西安賽隆金屬材料有限責(zé)任公司，西安 710018；2.西北有色金屬研究院金屬多孔材料國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710016）

TiAl合金具有低密度、高比強(qiáng)度、高溫抗氧化及抗蠕變性能優(yōu)異等特點(diǎn)，被認(rèn)為是極具應(yīng)用潛力的輕質(zhì)耐熱材料，在600～900℃范圍內(nèi)有望替代鎳基高溫合金成為新一代航空發(fā)動(dòng)機(jī)用高溫結(jié)構(gòu)材料[1-3]。目前，TiAl合金大部分采用鑄造、鍛造、粉末冶金等成形技術(shù)。常規(guī)鑄造技術(shù)易形成粗大的組織和嚴(yán)重的成分偏析，產(chǎn)生孔隙、夾雜等缺陷，不能形成細(xì)小均勻的組織，需通過后續(xù)機(jī)械熱處理細(xì)化晶粒。鍛造技術(shù)經(jīng)大變形加工獲得綜合力學(xué)性能優(yōu)異的細(xì)小組織，但在復(fù)雜零件成形方面存在困難。粉末冶金可從根本上解決組織粗大、成分偏析等問題，制備出致密的TiAl合金，但常用的熱等靜壓方法費(fèi)時(shí)且成本較高。TiAl合金室溫脆性大，加工性能差，傳統(tǒng)的加工手段越來越難以滿足工程化應(yīng)用的需求，增材制造技術(shù)作為一種制備TiAl合金的近成形工藝，被寄予厚望。

目前，激光金屬沉積（Laser metal deposition，LMD）、激光選區(qū)熔化（Selective laser melting，SLM）和電子束選區(qū)熔化（Selective electron beam melting，SEBM）等3D打印技術(shù)，都已經(jīng)被人們用來嘗試制備TiAl合金，但LMD 和SLM 工藝都無法解決成形時(shí)由于熱應(yīng)力導(dǎo)致的開裂問題。SEBM可預(yù)熱溫度至1000℃以上，有效降低增材制造快速熔化、凝固過程中的溫度梯度，同時(shí)利用電子束快速掃描預(yù)熱提高溫度場(chǎng)分布均勻性，并進(jìn)行隨形熱處理，進(jìn)行殘余應(yīng)力原位釋放，有效解決TiAl合金成形過程中的變形開裂問題；且在真空環(huán)境下成形，可有效控制TiAl合金氧、氮等間隙元素增量，防止零件性能惡化；另外電子束能量密度高，使高熔點(diǎn)TiAl合金粉末充分熔化，實(shí)現(xiàn)致密化，成形效率高，交貨周期短[4-5]。由于SEBM技術(shù)在制備TiAl合金復(fù)雜構(gòu)件方面具有獨(dú)特優(yōu)勢(shì)，國(guó)外意大利Avio Vero 公司采用電子束3D打印技術(shù)制造的TiAl合金航空發(fā)動(dòng)機(jī)燃燒室、噴嘴、空心葉片等構(gòu)件，已成功應(yīng)用在新一代航空發(fā)動(dòng)機(jī)上，同時(shí)該公司為美國(guó)GE 公司Gnx 發(fā)動(dòng)機(jī)研制的TiAl合金葉片已完成GE9x 發(fā)動(dòng)機(jī)飛行測(cè)試，并于2020年9 月28 日取得FAA 適航認(rèn)證，這將SEBM 成形TiAl合金葉片的應(yīng)用推向了新高點(diǎn)。

本文綜述了TiAl合金SEBM成形技術(shù)的研究現(xiàn)狀，從粉末原料、致密化、化學(xué)成分、微觀組織、凝固相變、后處理、力學(xué)性能、成形精度與表面粗糙度等方面全方位解讀了SEBM 成形過程面臨的關(guān)鍵技術(shù)問題、產(chǎn)生機(jī)理及應(yīng)對(duì)措施，并對(duì)TiAl合金SEBM 成形的發(fā)展進(jìn)行了展望。

關(guān)鍵問題分析

1 原料粉末

粉末在成形底板上連續(xù)均勻致密地鋪展，是電子束作用下形成連續(xù)液態(tài)熔池的基礎(chǔ)，也是致密化的基本保證。因此TiAl合金的SEBM 成形對(duì)合金粉末的粒度分布、形貌、流動(dòng)性、松裝密度具有較高的要求。目前SEBM 選用TiAl 預(yù)合金粉末粒度范圍通常為45～150μm，粉末的制備通常采用惰性氣霧化（GA）與等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化（PREP）兩種方法，制備的粉末微觀形貌如圖1所示，粉末的物化性能如表1所示。GA 粉末粒度更細(xì)，球形度良好，但常伴隨不規(guī)則粉末、衛(wèi)星粉及空心粉（圖1（a）），空心粉在SEBM 過程中易形成氣孔缺陷。PREP 粉末幾乎無空心粉，球形度更高（≥95%），無衛(wèi)星粉（圖1（b）），但粒度較粗且存在Al 組分在粉末近表面區(qū)域的揮發(fā)問題[6]。從表1可以看出，GA 粉末的氧含量更低。PREP 工藝制備的TiAl合金粉末截面組織存在樹枝狀和包狀兩種狀態(tài)，不同組織的粉末對(duì)傳統(tǒng)塑性變形致密化工藝的表現(xiàn)不同[7]，但還沒有關(guān)于粉末初始顯微結(jié)構(gòu)對(duì)SEBM 成形質(zhì)量影響的報(bào)道。TiAl合金粉末循環(huán)利用過程中，粉末形貌、表面狀態(tài)、粒度分布、流動(dòng)性、松裝密度、化學(xué)成分（尤其氧、鋁含量）都會(huì)發(fā)生變化，對(duì)粉末的工藝適用性產(chǎn)生劇烈影響，但目前還沒有針對(duì)TiAl合金粉末循環(huán)利用建立使用和修復(fù)標(biāo)準(zhǔn)。西安賽隆金屬材料有限責(zé)任公司與西北有色金屬研究院聯(lián)合制定了適用于傳統(tǒng)粉末冶金及增材制造用球形鈦鋁粉末的有色金屬行業(yè)標(biāo)準(zhǔn)（YS/T 1296—2019），以PREP 方法制備的TiAl合金粉末已得到廣泛應(yīng)用。

2 致密化

成形高致密的TiAl合金是保證力學(xué)性能的基礎(chǔ)，SEBM 成形TiAl合金的缺陷包括變形開裂、氣孔和熔合不良（圖2）。變形開裂問題主要源于增材制造快速熔化-凝固過程中產(chǎn)生的熱應(yīng)力，目前主要解決措施為利用電子束快速預(yù)熱成形底板及逐層鋪置的粉末，降低成形過程中的溫度梯度，提高熱場(chǎng)分布均勻性[8]。目前TiAl合金成形底板的預(yù)熱溫度在1000～1150℃之間，粉床預(yù)熱工藝由于采用的設(shè)備、原材料等諸多方面的不同，還未形成統(tǒng)一，但其最終目的是維持底板及粉床工作溫度以保證粉床的穩(wěn)定性[9-11]。形成氣孔的原因有兩種[5,12]：（1）金屬粉末制備過程中，氬氣進(jìn)入粉末，形成氬氣泡，成形時(shí)殘留在試樣中形成氣孔，且不能通過調(diào)整工藝參數(shù)消除，通過熱等靜壓（HIP）可將孔隙率（2%）降低至1%以內(nèi)[12]；（2）成形過程中鋁元素的揮發(fā)導(dǎo)致球形氣孔的產(chǎn)生[13]。通常采用較小的能量密度和調(diào)整掃描策略等工藝參數(shù)減少熔池過熱，通過控制鋁元素?fù)p失減少氣孔的形成。

圖1 GA與PREP 法制備的Ti-48Al-2Cr-2Nb 粉末微觀形貌Fig.1 Morphology of Ti-48Al-2Cr-2Nb powders prepared by GA and PREP

表1 GA與PREP 法制備的Ti-48Al-2Cr-2Nb 粉末的物理化學(xué)性能Table1 Physicochemical properties of Ti-48Al-2Cr-2Nb powders prepared by GA and PREP

層間結(jié)合不良缺陷通常呈長(zhǎng)縫狀，主要原因是熔池深度無法貫穿多個(gè)粉末層，使粉層間部分區(qū)域無法形成良好的冶金結(jié)合?？梢酝ㄟ^調(diào)整工藝參數(shù)進(jìn)行消除，研究發(fā)現(xiàn)，低掃描速度高線能量密度或高掃描速度低線能量密度可獲得高致密度試樣[13]，同時(shí)降低粉末層厚度也是提高致密化的一種方法[14]。Juechter 等[9]在SEBM 成形Ti-45Al-4Nb-C的研究中發(fā)現(xiàn)掃描速度和掃描間距對(duì)能量輸入有很大的影響，如圖3所示，虛線代表形成致密試樣所需的最小能量輸入，隨著掃描速度和掃描間距的增加，熱量的損失較小，因此獲得致密試樣所需的能量輸入逐漸減小至穩(wěn)定值。

目前，研究更多的是利用調(diào)整工藝參數(shù)和減小鋪粉厚度等對(duì)TiAl合金成形質(zhì)量進(jìn)行控制，合適的工藝參數(shù)可以獲得表面光滑、高致密度的成形件，致密度超過99%，但成形件內(nèi)部仍存在一些較小的孔隙缺陷，通過對(duì)成形件進(jìn)行熱等靜壓處理，可使部分孔隙閉合。

圖2 SEBM 成形TiAl合金試樣中的缺陷Fig.2 Defects in SEBM TiAl alloy specimens

3 化學(xué)成分

在某種意義上O、N元素可視為TiAl合金的合金化元素，不同含量的O 對(duì)TiAl合金具有固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化（Al2O3）作用，可以提高合金的蠕變抗力和屈服強(qiáng)度，但會(huì)導(dǎo)致合金室溫塑性（O的質(zhì)量分?jǐn)?shù)≥0.12%）急劇下降[15]。SEBM 過程在真空下進(jìn)行，TiAl合金SEBM 成形件較粉末基本沒有氮增量，不同設(shè)備、不同工藝下，氧增量控制差異比較大，最終氮、氧應(yīng)控制在引發(fā)脆性的濃度值以內(nèi)（O的質(zhì)量分?jǐn)?shù)是0.1%，N的質(zhì)量分?jǐn)?shù)是0.06%）[12]。但是針對(duì)TiAl合金粉末循環(huán)使用過程中氧含量的變化還鮮有報(bào)道，缺乏系統(tǒng)研究，工程化問題中一個(gè)關(guān)鍵任務(wù)就是建立粉末循環(huán)使用規(guī)范。

圖3 Ti-45Al-4Nb-C 合金致密化工藝窗口Fig.3 Densification processing window of Ti-45Al-4Nb-C alloy

TiAl合金在高溫區(qū)相對(duì)較窄的Al 含量范圍內(nèi)存在2個(gè)包晶反應(yīng)，使得其物相組成及顯微組織對(duì)Al 含量很敏感，而SEBM 成形時(shí)能量輸入短時(shí)較高，鋁元素?fù)p失尤為明顯，因此TiAl合金SEBM過程中Al元素的控制對(duì)其組織性能的掌握尤為關(guān)鍵。Al元素?fù)]發(fā)的影響因素主要有：（1）能量輸入。有研究發(fā)現(xiàn)隨著能量輸入增加，Al的損失逐漸增加，當(dāng)線能量為1.1J/mm2時(shí)，Al的原子百分比損失最高可達(dá)4%[13]； （2）合金成分。高Nb-TiAl合金中Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)損失量（2%）高于低Nb-TiAl合金（1%）中的數(shù)值，主要是高Nb-TiAl合金中難熔元素含量的增加導(dǎo)致熔化溫度增加，較高的熔池溫度加快了Al的揮發(fā)速率[16]； （3）位置分布。陳瑋等[17]在SEBM 成形Ti-48Al-2Cr-2Nb 試棒過程中，采用外圍“contour（輪廓）”工藝+內(nèi)部“hatch（孵化）”工藝，由于內(nèi)部與外圍能量輸入的不同，在外圍區(qū)域形成了1.5mm 寬的條帶。沿著過渡區(qū)域進(jìn)行EDS 掃描發(fā)現(xiàn)，Al 含量由內(nèi)到外逐漸下降。定量分析發(fā)現(xiàn)內(nèi)部Al 燒損2.58%，外圍Al 燒損高達(dá)3.99%。由于Al 含量的差別，其內(nèi)部組織主要為γ 等軸晶，而外圍組織則更加細(xì)小。

對(duì)于Al元素?fù)]發(fā)問題的攻克主要有以下3個(gè)思路：（1）粉末原料中進(jìn)行Al 補(bǔ)償。早期研究大多采用此種方法，但Al 補(bǔ)償之后的材料成分已與待研究體系不同，會(huì)改變合金的相組成，基于TiAl合金對(duì)Al元素的敏感性，并不能單一依靠Al 補(bǔ)償來解決該問題[18]。（2）較小的線能量密度。成形過程中采用較低的線能量密度可以降低熔池溫度，避免局部過熱導(dǎo)致Al 損失，同時(shí)為保證粉末充分熔化、零件致密化，應(yīng)減小掃描間距和切層厚度。同時(shí)較小的掃描間距使材料不斷加熱，達(dá)到固相線溫度，較大的掃描間距導(dǎo)致材料瞬時(shí)熔化，熔池過熱，Al 損 失 增 加。Zhou 等[19]在SEBM成形TiAl合金時(shí)采用多次低能量密度和分區(qū)掃描的特殊掃描策略，可以使Al元素的損失量相比傳統(tǒng)單次掃描降低50% ～ 67%。由此可見，避免Al 損失的關(guān)鍵是防止局部過熱。（3）提高真空室壓力。Al元素臨界揮發(fā)溫度隨真空室壓力的增大而升高，從而對(duì)抑制Al元素的揮發(fā)起到積極的作用。Zhou 等[19]在EBSM 制備Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金的研究中表明，4×10-3Pa 低真空壓力下Al 損失明顯高于1Pa 真空壓力的損失量（見圖4），在線能量為28.8J/mm2時(shí)Al損失率最高達(dá)31%。

除了Al元素?fù)p失，還應(yīng)重點(diǎn)關(guān)注元素分布的均勻性問題。SEBM過程中熔池冷卻速度較快，合金元素?zé)o法進(jìn)行充分混合，導(dǎo)致Al元素分布不均勻，同時(shí)，較小的線能量密度導(dǎo)致Al元素不均勻分布現(xiàn)象更加明顯[13]。基于TiAl合金對(duì)Al 含量的敏感性，Al元素在SEBM 過程中的損失與分布均不可忽略，這使得線能量密度的協(xié)調(diào)控制顯得尤為重要。

4 微觀組織

TiAl合金有4種典型的組織結(jié)構(gòu)：近γ 組織（NG）、雙態(tài)組織（DP）、近片層組織（NL）、全層片組織（FL）。SEBM 制備的TiAl合金縱剖面通常呈現(xiàn)獨(dú)特的層帶交替組織，一層是由細(xì)小片狀α2晶粒及等軸γ 晶粒組成的雙態(tài)組織，另一層由更粗大的等軸γ 相晶粒組成。層帶中晶粒尺寸細(xì)?。ā?0μm），遠(yuǎn)低于傳統(tǒng)方法制備試樣的晶粒尺寸。Kan 等[20]采用 SEBM成形 Ti-45Al-8Nb 合金，發(fā)現(xiàn)在成形試樣底部存在明顯的片層晶團(tuán)退化及片層粗化現(xiàn)象，主要是后續(xù)的掃描過程使凝固組織經(jīng)歷原位熱循環(huán)過程，同時(shí)電子束成形時(shí)熔池快速凝固，導(dǎo)致內(nèi)部存在殘余應(yīng)力，顯微組織發(fā)生變化。此外，成形時(shí)的溫度梯度和Al元素的損失使微觀組織呈現(xiàn)不均勻分布，可通過降低熔化電流改善組織不均勻現(xiàn)象[21]。另外，Yang 等[22]采用1200 ℃/2h 和1300 ℃/10min的工藝對(duì)沉積態(tài)TiAl合金進(jìn)行熱處理，通過熱處理，組織均勻性得到較大改善，整體呈現(xiàn)粗大的全片層結(jié)構(gòu)。另外試樣的建造方向?qū)M織也有重要的影響，Todai 等[11]研究了不同試樣擺放角度對(duì)層帶交替組織的影響，發(fā)現(xiàn)層帶組織的平均晶粒尺寸與成形角度變化無關(guān)，層帶組織間隔接近單層鋪粉厚度，SEBM 成形時(shí)熔池深度不同，所經(jīng)歷的溫度場(chǎng)不同，顯微組織從上到下呈現(xiàn)不同的特征，如圖5（b）～ （e）分別呈現(xiàn)為FL、NL、DP 和NG組織結(jié)構(gòu)，隨著逐層鋪粉及熔化，已成形金屬接受循環(huán)熱處理，使組織發(fā)生轉(zhuǎn)變，形成了這種特殊的層狀結(jié)構(gòu)，但事實(shí)上層狀結(jié)構(gòu)之間的界限并不清晰，這可能與粉末尺寸、分布、掃描路徑、Al元素的蒸發(fā)等因素有關(guān)。文獻(xiàn)[3]指出層帶組織呈現(xiàn)為貧鋁區(qū)和富鋁區(qū)，貧鋁區(qū)的形成是由于熔池頂部輕質(zhì)元素Al的蒸發(fā)。電子束流決定著能量輸入的大小，也是影響微觀組織的重要因素。Yue 等[10]在SEBM 成形TiAl合金的研究中表明，隨著束流從4.5mA 增加到8.5mA，晶粒尺寸逐漸增大，微觀組織從雙相結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榻媒Y(jié)構(gòu)。

圖4 不同真空壓力下Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金中Al的損失率Fig.4 Effect of different vacuum pressures on loss of aluminum ratio of square samples

5 凝固及相變

Ti-Al合金二元相圖的中間部分如圖6所示?？梢钥闯鯰iAl合金液相凝固時(shí)主要有3種不同的路徑，Al的原子分?jǐn)?shù)在42%～45%范圍為β 凝固，凝固路徑為L(zhǎng)→L+β→α+β→α→α+γ→α2+γ，非 平 衡 凝 固時(shí)高溫β 相轉(zhuǎn)變成有序相B2。Al的原子分?jǐn)?shù)在45%～48%之間屬于典型的包晶凝固，α相凝固路徑為L(zhǎng)→L+β→α→α+γ→α2+γ，具 有片 層粗大，凝固織構(gòu)強(qiáng)、合金強(qiáng)度較低等缺點(diǎn)。Al的原子分?jǐn)?shù)在49%～55%時(shí)為γ 凝 固，凝 固 路 徑為L(zhǎng)→L+α→α+γ→γ。目前具有工程化應(yīng)用前景TiAl合金的Al的原子分?jǐn)?shù)在42%～48%，在此范圍內(nèi)，兩種凝固路線的區(qū)別在于β 凝固經(jīng)過α+β 兩相區(qū)生成α相，包晶凝固中α相直接由包晶反應(yīng)生成，其余過程基本相同。對(duì)于具有任意Al 原子分?jǐn)?shù)的TiAl合金而言，其垂直線與α相和α+γ 相界的交點(diǎn)溫度和共晶溫度分別為Tα和Te（1120 ℃），在α 單 相區(qū)（a區(qū)）進(jìn)行熱處理，保溫后冷卻至室溫，α相析出物轉(zhuǎn)變成α2和γ 相板條交替的FL 組織；在α+γ 雙相區(qū)的較高溫度（b區(qū)）進(jìn)行熱處理，獲得等軸γ 晶和片層組織組成的NL 組織；在α+γ 雙相區(qū)的較低溫度（c區(qū)）熱處理時(shí)，形成細(xì)小片層和等軸γ 晶組成的DP 組織；在較低溫度（d區(qū)）的α2+γ 雙相區(qū)進(jìn)行熱處理，組織為等軸γ 和晶界的α2相組成的NG 組織。SEBM 成形TiAl合金過程 中相變主要與Al 含量變化及熱履歷有關(guān)。隨著Al 含量損失，相平衡點(diǎn)向α2區(qū)移動(dòng)，γ 相含量減少，α2相含量逐漸增加[23]。Yang 等[22]發(fā)現(xiàn)SEBM 成 形Ti-47Al-2Cr-2Nb 合 金的凝固通過β 相進(jìn)行，相變路徑為L(zhǎng)→L+β→β→β+α→α→α+γ，在β→β+α 轉(zhuǎn)化中，α相從β 相中析出，使Ti 偏析到殘余的B2 相中，隨后γ 薄片在α相內(nèi)析出，此過程與鑄態(tài)TiAl合金的凝固路徑不同。岳航宇等[8,10]在SEBM 成 形Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金的研究中發(fā)現(xiàn)，隨著束流的增加，Al元素?fù)p失加劇，導(dǎo)致α2和B2 相含量逐漸增加，γ 相含量逐漸減少。另外對(duì)不同能量密度下合金的相變過程進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)不同能量密度下均存在α2→γ，α2→B2，α2+γ→B2 相變過程，B2 相易在片層晶團(tuán)內(nèi)部和γ/α2界面處析出，且B2 相與基體γ 和α2存 在<110>γ//<1120>α2//<111>B2和(111) γ// (0001) α2// (110) B2 關(guān)系。

圖5 SEBM 成形Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金微觀組織結(jié)構(gòu)Fig.5 Microstructure of Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy by SEBM

圖6 Ti-Al 二元相圖Fig.6 Ti-Al binary phase diagram

6 后處理

通過SEBM 成形工藝的優(yōu)化，TiAl合金可實(shí)現(xiàn)99%以上的致密度，但其內(nèi)部仍存在部分氣孔、長(zhǎng)條狀熔合不良等缺陷，導(dǎo)致零件的整體力學(xué)性能與滿足實(shí)際應(yīng)用需求還存在一定差距。熱等靜壓可以一定程度上減少沉積態(tài)TiAl合金內(nèi)部氣孔和熔合不良的缺陷[24]，提高致密化，促進(jìn)力學(xué)性能穩(wěn)定性和可靠性的提高。Ti-48Al-2Cr-2Nb 通常采用1200℃、100MPa、4h的HIP 工藝[25-27]，也有研究 者[12,28]選 擇1260 ℃、170 MPa、4h工藝，都可實(shí)現(xiàn)99.8%以上致密度。Cakmak 等[26]對(duì)比了SEBM 成形后TiAl合金沉積態(tài)和HIP 態(tài)組織變化，發(fā)現(xiàn)HIP 后沿沉積方向平均晶粒尺寸變大，垂直于沉積方向的晶粒則無明顯變化。Seifi 等[25]對(duì)SEBM 成形Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金沉積態(tài)和HIP態(tài)晶粒尺寸進(jìn)行了定量統(tǒng)計(jì)分析（圖7），結(jié)果顯示HIP 后粗晶和細(xì)晶尺寸及微觀組織均勻性發(fā)生了變化，另外HIP 消除了層狀晶團(tuán)，并導(dǎo)致α2和γ晶粒的粗化。

熱處理目的是通過調(diào)控TiAl合金顯微組織來獲得滿足應(yīng)用需求的性能。熱處理溫度的選擇與材料的相變點(diǎn)Tα和共析轉(zhuǎn)變點(diǎn)Te有關(guān)。SEBM 成形快速熔化、凝固導(dǎo)致TiAl合金組織為非平衡態(tài)凝固組織，相變點(diǎn)Tα較傳統(tǒng)合金有所降低[22]。另外，Al元素的燒損也使Tα點(diǎn)降低，陳瑋等[17]在SEBM Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金的研究表明，外圍區(qū)域Al的質(zhì)量分?jǐn)?shù)較內(nèi)部區(qū)域低1.4%，導(dǎo)致Tα降低60℃。采用1260℃和α相變點(diǎn)以上（1360℃）進(jìn)行熱處理分別獲得有部分α2/γ片層團(tuán)的雙態(tài)組織和α2/γ全片層組織。Lin 等[27]發(fā)現(xiàn)SEBM成形Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金層狀組織各層之間Al 質(zhì)量分?jǐn)?shù)變化高達(dá)2%，導(dǎo)致Tα最終差異約80℃，當(dāng)選擇兩層之間的溫度進(jìn)行熱處理，在Al 含量較低的層中發(fā)生等軸晶向片層晶轉(zhuǎn)變。SEBM 成形時(shí)沿著沉積方向經(jīng)歷的溫度場(chǎng)不同，導(dǎo)致顯微組織的不均勻分布。為改善SEBM成形TiAl合金組織不均勻的情況，Yang 等[22]對(duì)沉積態(tài)TiAl合金組織進(jìn)行了熱處理，通過1250℃油淬后1200℃保溫2h，得到了細(xì)小均勻的片層結(jié)構(gòu)組織。

圖7 沉積態(tài)和HIP 態(tài)材料中γ 區(qū)粗晶和細(xì)晶晶粒尺寸的統(tǒng)計(jì)結(jié)果Fig.7 Statistical comparison between coarse and fine grained γ regions in as-deposited and HIPed material

表2 Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金力學(xué)性能Table2 Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy mechanical properties

7 力學(xué)性能

TiAl合金的綜合力學(xué)性能取決于合金成分、冶金質(zhì)量和微觀組織。表2 總結(jié)了SEBM 制備的Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金室/高溫力學(xué)性能。從表中數(shù)據(jù)可以看出，TiAl合金沉積態(tài)試樣室溫下具有較高的強(qiáng)度，延伸率較低[17]。西北有色金屬研究院王建等[29]采用SEBM技術(shù)制備的Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金沉積態(tài)試樣，室溫下抗拉強(qiáng)度達(dá)到（603±18.38）MPa，延伸率達(dá)到0.94%±0.06%。經(jīng)過HIP 和熱處理后試樣的強(qiáng)度較沉積態(tài)稍有降低，延伸率明顯增加，且熱處理后雙態(tài)組織試樣的強(qiáng)度和延伸率較片層組織高，高溫下TiAl合金力學(xué)性能也表現(xiàn)同樣的規(guī)律[17]。SEBM 成形TiAl合金強(qiáng)度較高的原因包括：（1）成形過程中微小熔池和較快的冷卻速度使得沉積雙態(tài)組織呈現(xiàn)的晶粒尺寸細(xì)小[11]；（2）高真空下，較高能量密度對(duì)熔池上部輕質(zhì)Al元素有較強(qiáng)的氣化作用，導(dǎo)致γ 相含量減少，α2相含量增加[26]；（3）片層晶團(tuán)內(nèi)部的α2片層及γ/α2片層界面有效阻止位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高合金強(qiáng)度[23]。而塑性的提高主要是HIP后試樣內(nèi)部缺陷的消除[17]，且增加的α2相溶解了間隙雜質(zhì)元素（O、N、H），提高了延伸率[23]。

SEBM 成形TiAl合金中交替出現(xiàn)的層狀結(jié)構(gòu)對(duì)材料力學(xué)性能的各向異性具有重要影響。Lin 等[27]對(duì)HIP 和熱處理態(tài)（DP 和FL 微觀組織）Ti-48Al-2Cr-2Nb 試樣的各向異性進(jìn)行了研究，結(jié)果表明（圖8），室溫下，HIP 態(tài)DP 組織試樣Z方向的屈服強(qiáng)度分別比X、Y試樣高15MPa和30MPa；熱處理態(tài)FL 組織試樣X、Y和Z方向上的差異較小。700℃時(shí)HIP 態(tài)和熱處理態(tài)試樣屈服強(qiáng)度仍具有最強(qiáng)的各向異性，850℃時(shí)由于高溫激活的滑移系使HIP 態(tài)DP 組織試樣的各向異性降低。室溫和高溫下HIP 和熱處理態(tài)試樣的延伸率均呈現(xiàn)明顯的各向異性，且X、Y方向延伸率均大于Z方向。實(shí)際上，有大量的滑移和孿生集中在層狀結(jié)構(gòu)的γ 層帶上，同時(shí)γ 層帶上存在較多的位錯(cuò)，剪切變形時(shí)優(yōu)先平行于γ 層帶發(fā)生，導(dǎo)致X、Y方向較高的延伸率。另外，不同的裂紋傳播路徑也是導(dǎo)致延伸率各向異性的原因。

考慮到TiAl合金復(fù)雜的高溫服役環(huán)境，蠕變、斷裂韌性和疲勞性能也至關(guān)重要，但目前有關(guān)SEBM 成形TiAl合金蠕變、斷裂韌性和疲勞性能的研究較少。Juechter 等[9]通過對(duì)Ti-45Al-4Nb-C 合金沉積態(tài)和熱處理?xiàng)l件下的蠕變性能進(jìn)行測(cè)試，發(fā)現(xiàn)隨著層狀相含量的增加，最小蠕變速率降低，全片層顯示出最高的抗蠕變性。Kim 等[28,30]報(bào)道了Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金的高溫蠕變行為，發(fā)現(xiàn)SEBM 制備合金（NG 組織）的抗蠕變性能較傳統(tǒng)工藝制備（FL 組織）的性能差，通過熱處理得到具有細(xì)等軸γ 晶粒（～15μm）和薄層狀結(jié)構(gòu)的近片層組織，成功改善了耐高溫蠕變性并保持了室溫延展性?？梢钥闯觯瑢咏Y(jié)構(gòu)合金具有較好的蠕變性能，但片層組織晶粒粗大，室溫性能較差?？刹捎眉?xì)化全片層組織的方法，獲得抗拉強(qiáng)度、塑性和蠕變性能等綜合性能優(yōu)異的TiAl合金。

Cho 等[31]研究了SEBM 制備的Ti-48Al-2Nb-2Cr 合金室溫和1023K下擺放角度分別為0°和45°的疲勞性能（圖9）。室溫下，擺放角度45°時(shí)，成形試樣的疲勞強(qiáng)度（～400MPa）與經(jīng)HIP 處理的鑄造合金強(qiáng)度相當(dāng)，1023K 低周疲勞區(qū)（Ⅰ區(qū)）表現(xiàn)較高的疲勞強(qiáng)度。Seifi 等[25]研究了TiAl合金的斷裂和疲勞裂紋擴(kuò)展行為，沉積態(tài)試樣中由于缺陷的存在，表現(xiàn)出較低的缺口韌性（24.1±6.5）MPa·m1/2，HIP可以提高缺口韌性至（27.8±0.4）MPa·m1/2，與鑄態(tài)合金數(shù)據(jù)相近。通常片層組織的疲勞裂紋擴(kuò)展速率較慢，由于全片層具有互鎖的晶界，有效阻礙了裂紋擴(kuò)展。同時(shí)TiAl合金中缺陷位置易引起應(yīng)力集中，引發(fā)裂紋產(chǎn)生及傳播。另外SEBM 成形件較低的表面粗糙度也是加劇合金失效的重要原因。針對(duì)TiAl合金脆性材料，應(yīng)減少孔洞、夾雜等缺陷，改善表面粗糙度，減少裂紋產(chǎn)生及擴(kuò)展，提高合金疲勞強(qiáng)度。

圖8 HIP 和熱處理態(tài)SEBM TiAl合金的拉伸性能Fig.8 Tensile properties of SEBM TiAl alloy subjected to HIP and heat treatment

圖9 Ti-48Al-2Nb-2Cr 合金室溫和1023K 下疲勞性能Fig.9 Fatigue properties of Ti-48Al-2Nb-2Cr alloy at room temperature and 1023K

8 成形精度與表面粗糙度

零件的成形精度是關(guān)系到零件能否得到實(shí)際應(yīng)用的關(guān)鍵要素。Juechter 等[9]研究Ti-45Al-4Nb-C 渦輪增壓器的SEBM 制備過程（圖10），

,采用投影法分析渦輪增壓器的尺寸精度，葉片和輪轂之間的過渡區(qū)域顯示存在+0.6mm的偏差。XY方向上的尺寸偏差通?？赏ㄟ^設(shè)置尺寸補(bǔ)償系數(shù)來調(diào)整，而Z方向上的尺寸收縮通常并不是線性變化，針對(duì)不同材料，目前還未見系統(tǒng)的理論與實(shí)際相結(jié)合的研究。熔化電流、熔化速度、掃描策略等工藝參數(shù)直接影響成形過程中的能量密度，能量密度較高，金屬熔體流動(dòng)時(shí)間較長(zhǎng)，不利于成形件精度的提高。Baudana 等[32]在研究SEBM 成形Ti-48Al-2Nb-0.7Cr-0.3Si時(shí)指出，SEBM 成形零件的表面粗糙度Ra在30～40μm之間，主要原因是：（1）在熱擴(kuò)散作用下部分樣品外部的燒結(jié)粉末附著在表面；（2）SEBM過程逐層堆積的結(jié)果，過大的表面粗糙度和橫截面周期性的凹槽會(huì)導(dǎo)致延伸率和斷裂韌性的降低，同時(shí)，在文中提出可以通過調(diào)整工藝參數(shù)降低成形件的表面粗糙度，但未進(jìn)行深入分析。

圖10 成形葉輪與3D模型的偏差Fig.10 As-built condition of turbocharger wheel and resultant deviation from 3D-dataset

結(jié)論

SEBM技術(shù)具有預(yù)熱溫度高、真空潔凈度高和成形效率快等優(yōu)點(diǎn)，為制備TiAl合金構(gòu)件的理想技術(shù)。關(guān)于SEBM 成形TiAl合金的研究雖歷時(shí)已久，但距離大規(guī)模工程化應(yīng)用還存在較大差距，針對(duì)以下方面還需要集中攻關(guān)。

（1）原材料粉末SEBM 成形工藝適用性還需系統(tǒng)研究，注重粉末質(zhì)量對(duì)改善SEBM 成形質(zhì)量的作用，深入定量研究粉末循環(huán)利用過程中氧含量、粒度、球形度、松裝密度、流動(dòng)性等物性變化對(duì)工藝過程、成形質(zhì)量及性能的影響，形成較為完整且成熟的規(guī)范。

（2）針對(duì)SEBM 成形TiAl合金的組織與性能已有較多報(bào)道，但有關(guān)TiAl合金成形中Al元素的損失及不均勻分布對(duì)組織及性能的影響還未形成系統(tǒng)結(jié)論，高能量輸入可以減少成形件內(nèi)部缺陷，但同時(shí)會(huì)導(dǎo)致大量的Al元素?fù)p失，如何協(xié)調(diào)致密化與Al 損失之間的矛盾關(guān)系，相關(guān)控制措施還需進(jìn)一步探討。

（3）基于TiAl合金工程化應(yīng)用需求，應(yīng)針對(duì)拉伸、疲勞、蠕變等全套力學(xué)性能開展系統(tǒng)評(píng)價(jià)，通常采用優(yōu)化工藝參數(shù)、熱等靜壓及熱處理等方法，減少缺陷，提高成形件的表面質(zhì)量和內(nèi)部冶金質(zhì)量，通過控制顯微組織改善力學(xué)性能。另外，同一部件不同部位性能的一致性、不同批次間性能的一致性也是決定TiAl合金構(gòu)件工程化應(yīng)用的關(guān)鍵因素，如何獲得綜合性能優(yōu)異且穩(wěn)定性良好的TiAl合金構(gòu)件是后續(xù)重要的研究方向。

（4）SEBM 成形過程中，電子束選擇性地熔化粉末層，并對(duì)熔池周圍進(jìn)行局部熱處理，使成形件周圍存在粉末黏附現(xiàn)象。如何減少成形區(qū)域附近粘粉及零件使用過程中防止表面掉粉是工程化應(yīng)用急需解決的問題。同時(shí)，針對(duì)復(fù)雜構(gòu)件產(chǎn)品生產(chǎn)制造過程中的表面粗糙度、成形精度、后處理等眾多問題，也將是未來國(guó)內(nèi)外TiAl合金SEBM技術(shù)研發(fā)者共同努力的方向。