王 江，曹庭瑋，陳超越，趙睿鑫，徐松哲，胡 濤，帥三三，任忠鳴

（上海大學(xué)省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200444）

航空發(fā)動機作為內(nèi)部機械傳動復(fù)雜且技術(shù)要求嚴(yán)格的熱力機械，承載著國家軍事和經(jīng)濟(jì)發(fā)展的重大需求，減少環(huán)境污染和提高推重比是輕質(zhì)渦輪發(fā)動機的發(fā)展方向。作為高強度質(zhì)量比的輕質(zhì)合金，鈦合金一直備受眾人的關(guān)注。然而，傳統(tǒng)鈦合金的使用溫度局限于400 ℃，難以滿足航空發(fā)動機熱端部件的服役需求。TiAl 合金具有優(yōu)異的力學(xué)性能（包括更高的屈服強度和比強度），高溫性能（例如抗蠕變和抗氧化性能）也十分不俗，楊氏模量和熱膨脹系數(shù)幾乎不受溫度變化的影響，這種特性使得它適用于制造對精度要求高、允許誤差小的精密部件 （例如航空發(fā)動機和燃?xì)廨啓C等）[1–2]。同時，TiAl合金的低密度和抗鈦火能力使其成為低壓渦輪發(fā)動機 （Low pressure turbine，LPT）極具潛力的使用材料。2006年，GE 公司使用第2 代TiAl 合金 （Ti–48Al–2Cr–2Nb 合金，以下簡稱Ti–4822 合金）作為GEnxTM發(fā)動機的LPT 葉片，該發(fā)動機已裝配到波音787（GEnxTM–1B）和波音747–8 （GEnxTM–2B）[3–5]。相較于同類發(fā)動機，GEnxTM發(fā)動機的油耗降低了20%，噪音降低了50%，氮氧化物排放降低了80%[6]。2008年，CFM 公司也在LEAP–X 發(fā)動機中使用Ti–4822合金作為LPT 葉片，LEAP–X 發(fā)動機已取代CFM56 發(fā)動機為波音737MAX、空客A320neo 和COMAC C919 飛機提供動力。國內(nèi)對于TiAl 合金葉片的應(yīng)用還在考核階段，之后其將應(yīng)用于COMAC C919飛機所配套的CJ1000 發(fā)動機。TiAl合金在航空發(fā)動機上的廣泛應(yīng)用表明，它將成為航空領(lǐng)域未來幾十年內(nèi)不可替代的高溫結(jié)構(gòu)材料。

盡管TiAl 合金表現(xiàn)出極具吸引力的高溫性能和比強度，但較差的室溫塑性導(dǎo)致TiAl 合金的制備加工較為困難[7]。鑄造TiAl 合金需要進(jìn)行熱等靜壓和均勻化退火來消除鑄錠的縮孔縮松、宏觀偏析等問題，最后還需進(jìn)行等溫鍛造來細(xì)化晶粒，該過程復(fù)雜且耗時耗力[8–9]。通過粉末冶金制造的TiAl 合金可以獲得晶粒細(xì)小的層片狀組織，但可能出現(xiàn)粉末邊界，這將大大降低合金的力學(xué)性能[10]。此外，TiAl 合金的切削性能低于其他合金，在切削過程中會造成明顯的刀具磨損[11]。傳統(tǒng)加工方法導(dǎo)致TiAl 合金受限于生產(chǎn)成本高、生產(chǎn)周期長等問題，并且難以制造具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的TiAl 合金零件，這嚴(yán)重制約了該材料的發(fā)展。但值得注意的是，TiAl 合金的磨削性能與其他合金近似，所以對于具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的TiAl 合金零件來說，采用增材制造（Additive manufacturing，AM）技術(shù)不失為一種不錯的成形方案[12]。

AM 基于分層制造原理，將三維形狀信息轉(zhuǎn)化為二維圖形信息，然后利用控制系統(tǒng)將材料按照設(shè)計的二維形狀逐層累積制造出三維實體，具有柔性高、生產(chǎn)周期短和材料利用率高等優(yōu)點[13]。Avio 公司成功使用電子束選區(qū)熔化 （Selective electron beam melting，SEBM）技術(shù)生產(chǎn)出TiAl 合金葉片，該技術(shù)已應(yīng)用于GE9x 發(fā)動機的第5 級、第6 級LPT 葉片的制造。但是電子束增材制造技術(shù)受限于高真空度要求的成形環(huán)境和成形零件較高的表面粗糙度，并且高真空的成形環(huán)境以及較高的能量輸入加重了SEBM 過程中的Al 元素?zé)龘p，導(dǎo)致SEBMed TiAl 合金產(chǎn)生凝固路線被迫改變和組織結(jié)構(gòu)粗大等問題[14]。在生產(chǎn)成本和操作便捷性等方面激光增材制造技術(shù)更勝一籌，使用高能激光束作為能量源的激光增材制造（Laser additive manufacturing，LAM）只需要惰性氣體成形環(huán)境和較低的預(yù)熱溫度就可以成功制備復(fù)雜結(jié)構(gòu)零件，所獲得的零件尺寸精度高，表面粗糙度低[15–18]。激光增材制造技術(shù)可分為以同步送材為技術(shù)特征的激光定向能量沉積（Laser directed energy deposition，L–DED）技術(shù)和以粉床鋪粉為技術(shù)特征的激光粉床熔化 （Laser powder bed fusion，L–PBF）技術(shù)，又稱激光選區(qū)熔化 （Selective laser melting，SLM）。對于雙相鈦合金而言，由于LAM 較高的冷速，所獲得的組織相比于鑄造鈦合金更加細(xì)小，其性能與鍛造合金相當(dāng)[19–20]。但對于塑性較差的TiAl合金來說，高冷速也意味著較高的裂紋敏感性，并且LAM 成形過程中還伴隨著多次熱循環(huán)，這使得零件內(nèi)部具有較大的殘余應(yīng)力[21]。這些情況都不利于TiAl 合金的成形，但TiAl合金本身復(fù)雜的組織轉(zhuǎn)變?yōu)樘岣咚某尚涡蕴峁┝丝赡?，通過調(diào)節(jié)工藝參數(shù)和合金成分都可以獲得高致密度的TiAl 合金零件[22–24]。目前對于TiAl 合金的LAM 技術(shù)還處于研究階段，但為了提高TiAl 合金的實用性，LAM 將成為其主要發(fā)展方向之一。

本文總結(jié)了激光增材制造TiAl合金國內(nèi)外研究現(xiàn)狀，分別從TiAl合金粉末及L–DED 和L–PBF 兩種技術(shù)的成形工藝、顯微組織和力學(xué)性能等方面討論了激光增材制造TiAl合金的“工藝–組織–性能”關(guān)系，以目前的研究現(xiàn)狀為基點，重點闡述了激光增材制造TiAl 合金的裂紋控制以及組織調(diào)控的研究進(jìn)展，并對其未來發(fā)展做出展望。

1 激光增材制造所需TiAl合金粉末

金屬粉末是激光增材制造技術(shù)的基礎(chǔ)，所使用的TiAl 合金粉末應(yīng)具有球型度高、流動性好和含氧量低等特性，這些特性決定了粉末的激光吸收率和鋪粉/送粉效果，從而影響著TiAl 合金的成形性。

1.1 TiAl 合金的預(yù)合金粉末

目前制備TiAl 合金預(yù)合金粉末的主要方法有電極感應(yīng)熔煉氣霧化法 （Electrode induction melting gas atomization，EIGA）和等離子旋轉(zhuǎn)電極法（Plasma rotating electrode processing，PREP）[25]。

EIGA 技術(shù)通過高頻感應(yīng)電流熔化預(yù)合金棒材，高速惰性氣體氣流將熔化的金屬液滴破碎，經(jīng)霧化冷卻后形成金屬粉末。在霧化過程中少量金屬液滴的凝固時間可能小于球化時間，所以EIGA 法制備的金屬粉末部分呈現(xiàn)橢球狀或不規(guī)則球狀。同時，在高壓氣流的作用下大的金屬液滴會分裂出小液滴，而大液滴具有較大的表面能，導(dǎo)致其需要更長的凝固時間，先凝固的小液滴會吸附在大液滴表面，從而形成衛(wèi)星粉。這些粉末的球形度缺陷會增加粉末的內(nèi)聚力，降低粉末的流動性，不利于LAM 過程的進(jìn)行。在EIGA 法中，由于受到高速惰性氣體的沖擊，金屬液滴中可能會包裹進(jìn)惰性氣體，形成空心粉末。這種粉末在LAM過程中會形成難以消除的孔洞，導(dǎo)致TiAl 合金抗高溫疲勞和抗高溫蠕變性能下降。圖1[26]為EIGA、離心式霧化 （Centrifugal atomization，CA）和等離子體熔化誘導(dǎo)氣體霧化（Plasma melting induction guiding gas atomization，PIGA）技術(shù)中氬氣含量與粉末粒徑的關(guān)系，可知，使用EIGA技術(shù)所制備的TiAl 合金粉末，相比于其他制備方法，其內(nèi)部含氬量會隨著粉末粒徑的增大而快速增大，也就是說，其空心粉比例會隨著粉末粒徑的增大而增大。PREP 技術(shù)使用等離子發(fā)生器起弧加熱預(yù)合金棒材，熔化的金屬液滴在高速離心力的作用下被甩出，甩出的液滴與霧化室內(nèi)的惰性氣體相作用，并在切應(yīng)力的作用下進(jìn)一步破碎，同時因表面張力球化冷卻成金屬粉末。相較于EIGA 法，使用PREP 制得的粉末具有球形度高、空心粉比例小、無衛(wèi)星粉、氧含量低、粒度分布窄等優(yōu)點，是L–DED 較為理想的原材料，但是受限于旋轉(zhuǎn)角速度，粒徑小于75 μm 的粉末占比不足15%，如圖2（a）所示[27]；而EIGA 所得到的粒徑小于75 μm 的粉末占全部粉末的20% （圖2（b）[28]），PREP 較低的細(xì)粉收得率會提高L–PBF 的生產(chǎn)成本。

圖1 不同霧化技術(shù)下氬氣含量與粉末粒徑的關(guān)系[26]Fig.1 Argon content versus powder particle size as a function of the various atomization techniques[26]

圖2 TiAl 合金粉末的粒度分布Fig.2 Particle size distribution of TiAl alloys powder

光滑的表面形貌可以提高粉末流動性，這對保證LAM 過程平穩(wěn)進(jìn)行至關(guān)重要。在兩種制粉方法中，都發(fā)現(xiàn)粉末的表面形貌與粉末粒徑息息相關(guān)，粗粉的表面為枝晶形貌，而細(xì)粉則具有光滑的表面形貌，如圖3（a）～（c）所示[29]。出現(xiàn)這種現(xiàn)象的主要原因是粉末粒徑的差異造成了冷速的變化，細(xì)粉在較高冷速下形成平面凝固模式，從而具有光滑的表面形貌，而隨著粉末粒徑的增大，冷速減慢，平面凝固模式逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榘Ш椭棠Ｊ?，?dǎo)致粉末表面出現(xiàn)枝晶形貌，這一點從粉末的截面處也得到了相應(yīng)的體現(xiàn)，如圖3（d）所示[30]。不僅如此，粉末粒徑也與粉末含氧量有關(guān)，王剛等[28]發(fā)現(xiàn)TiAl 合金粉末粒徑越小，其比表面積越大，粉末活性越高，更容易吸附氧。同時，由于TiAl 合金復(fù)雜的相變化，隨著粉末粒徑的減小冷速提高，使TiAl 合金粉末內(nèi)α2相逐漸增多，γ 相逐漸減少，得益于α2相的八面體結(jié)構(gòu)，它可以比γ 相儲存更多的氧原子[31–33]。需要注意的是，TiAl合金對于氧含量較為敏感，過多的氧含量會導(dǎo)致零件組織粗大和相成分的變化，這對力學(xué)性能不利。所以在使用EIGA 法制備TiAl 合金細(xì)粉時需要注意其氧含量，避免因原材料氧含量過多造成成形失敗。王剛等[28]研究發(fā)現(xiàn)，EIGA 法制備的TiAl 合金粉末表面存在Al2O3和TiO2薄膜。很難判斷表面氧化物的形成是否對LAMed TiAl 合金不利，Zhou等[34]發(fā)現(xiàn)Ti–45Al–8Nb 合金粉末的表面結(jié)構(gòu)包括TiO2+Nb2O5（外表面層） /Al2O3+Nb2O5（中間層） /Al2O3（內(nèi)表面層） /Ti–45Al–8Nb （基質(zhì)），這樣的結(jié)構(gòu)有利于吸收更高功率的激光，后續(xù)的L–PBF 試驗證明，使用這種粉末和優(yōu)化的工藝參數(shù)可以實現(xiàn)較高的致密度（約98.70%）。并且Yablokova 等[35]的研究表明，在鈦合金的表面形成氧化物會使得粉末表面更加光滑，從而達(dá)到提高粉末流動性的目的。從目前的研究報道來看，TiAl 合金粉末的表面氧化物似乎不會導(dǎo)致LAMed TiAl 合金內(nèi)部氧含量急劇增高，且都在可接受范圍內(nèi)。可見，在L–PBF 過程中，若鋪粉效果不好可以考慮對粉末進(jìn)行適當(dāng)?shù)臒崽幚慝@得粉末表面氧化物以期提高粉末流動性。

圖3 不同尺寸的高Nb TiAl 粉末的SEM 表面形貌Fig.3 SEM surface morphology of high-Nb TiAl powder with different sizes

1.2 TiAl 合金的混合粉末

除使用預(yù)合金粉末，還有部分學(xué)者利用L–DED 送粉與激光同步的特性，使用混合純金屬粉末原位合金化制備TiAl 合金，這種方法可以降低約40%的生產(chǎn)成本[36]。但是隨著TiAl 合金的發(fā)展，尤其是第3 代TNM 合金，其內(nèi)部摻雜了更多的重金屬元素，如Nb、Mo 等，它們與Al元素的熔沸點差異大，這導(dǎo)致獲得均勻的元素分布將更加困難。Gasper等[36]使用L–DED 工藝基于Ti 絲和混合Al–Cr–Nb 粉末制備出無裂紋的TiAl 合金，但是在其內(nèi)部發(fā)現(xiàn)了未完全熔融的Nb 顆粒。L–PBF 被廣泛應(yīng)用于顆粒增強金屬基復(fù)合材料（Metal matrix composites，MMC）的制造，較小的熔池尺寸可以從一定程度上抑制混合粉末的宏觀偏析，不過這也受到混粉情況的影響。機械合金化方法通過高能球磨使粉末反復(fù)變形、冷焊、破碎，從而達(dá)到元素合金化，該方法會改變粉末的球形度，導(dǎo)致TiAl 合金粉末的鋪粉性大幅下降。目前TiAl 合金較為常用的混粉方法為機械混合，該方法使用低功率球磨機或振蕩混合器將第二相粒子附著在金屬粉末表面，這種方法僅適用于較少含量第二相粒子的混合[37]。除了機械混合，對于石墨烯材料常使用液體沉積法，利用化學(xué)鍵使TiAl合金粉末表面形成石墨烯材料涂層，與機械混合方法相比，該方法能夠提高粉末成分的均勻性[38]。Li 等[39]使用球磨法制備含2% B（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的L–PBFed TiAl，不僅獲得了較均勻的元素分布，還將TiAl 合金的抗壓強度提高至1610.53 MPa。

2 激光增材制造TiAl 合金零件的工藝原理

2.1 激光粉床熔化技術(shù)

激光粉床熔化技術(shù)將三維零件分層成二維圖形數(shù)據(jù)，利用激光束將幾何數(shù)據(jù)輸出到粉床上，完成一個掃描面后，成形臺下降一定厚度，同時粉床上升，刮板刮過粉床并在成形臺上鋪一層粉末，隨后激光束進(jìn)行下一層的掃描，這一過程反復(fù)進(jìn)行，直至獲得所需的金屬零件，其過程示意圖如圖4 所示[40]。激光粉床熔化技術(shù)使用的激光光斑小 （50～150 μm），因此所使用的金屬粉末粒度也較小，約為15～50 μm。正因如此，L–PBF 所生產(chǎn)的工件不僅致密度高，而且工件的表面粗糙度可達(dá)到20～30 μm，表面尺寸精度可達(dá)到20～50 μm，這一特點使得L–PBF 十分適合制造如渦輪葉片等具有復(fù)雜幾何形狀的零件[41]。L–PBF 使用的激光功率相對較小，凝固過程熔池具有較大的冷卻速度（106K/s），導(dǎo)致零件內(nèi)部存在很高的殘余應(yīng)力，這為L–PBF 制造TiAl 合金帶來障礙，有研究表明在無預(yù)熱的情況下，L–PBF 制備的TiAl 合金會出現(xiàn)縱向裂紋致使成形失敗[42–44]。但是Doubenskaia 等[43]通過L–PBF 制造的TiAl 合金的層片間距比定向凝固鑄件減小了3/4， 這意味著L–PBF技術(shù)具有改良TiAl 合金力學(xué)性能的前景。目前對于TiAl 合金的L–PBF研究還停滯在成形方面，為了提高L–PBFed TiAl 的致密度，眾多學(xué)者提出使用預(yù)熱基板的方法緩解零件內(nèi)部的殘余應(yīng)力，或者通過改變合金成分的方式將TiAl 合金轉(zhuǎn)變?yōu)棣?凝固TiAl 合金，以提高TiAl 合金的L–PBF 工藝窗口[22，45]。

圖4 激光粉床熔化成形基本原理示意圖[40]Fig.4 Schematic diagram of the basic principle of L–PBF[40]

2.2 激光定向能量沉積技術(shù)

激光定向能量沉積技術(shù)是快速成形技術(shù)和激光熔覆技術(shù)的有機結(jié)合，根據(jù)零件的三維模型進(jìn)行二維分層，在數(shù)控系統(tǒng)的操縱下，激光熔覆頭熔化金屬原料，并將材料沉積在目標(biāo)路徑以形成分層的二維形狀，重復(fù)這一過程，通過逐層堆積的方式獲得三維實體零件，其原理如圖5 所示[46]。在不使用模具的前提下，L–DED 技術(shù)可以實現(xiàn)高性能復(fù)雜幾何形狀金屬零件的制造，且無需后續(xù)加工，極大地提高了生產(chǎn)效率和制造柔性，同時零件可加工尺寸不受限制（僅受數(shù)控設(shè)備限制），這使得L–DED技術(shù)還適合對損傷部件進(jìn)行修復(fù)，例如航空工業(yè)制造院利用L–DED 對某型號航空發(fā)動機鈦合金斜流整體葉輪損傷部位進(jìn)行了修復(fù)[47–48]。與傳統(tǒng)加工方式相比，L–DED 可以大幅度降低材料損耗，簡化制造程序，降低生產(chǎn)成本。L–DED 使用的激光器功率一般較大，常使用的金屬粉末粒徑為75～125 μm，成形效率比L–PBF高30 倍以上。但是由于使用的激光光斑尺寸較大 （0.5～10 mm），L–DED的成形件尺寸精度和表面質(zhì)量稍差于L–PBF，部分零件需要后續(xù)的機加工。在高能激光束的掃描過程中，金屬熔池中的溫度梯度 （105～106K/m）以及冷卻速度 （104K/s）都比較高，可以獲得非平衡凝固組織，只要保證不同部位沉積的金屬粉末化學(xué)成分相同，可以在很大程度上抑制合金元素的宏觀偏析[49–52]。然而鑄造TiAl 合金需要通過均勻化退火才能獲得成分較為均勻的組織，并且退火后的晶粒十分粗大[53]。盡管Yu等[54]提出一種利用α 偏析細(xì)化晶粒的方法，但是其熱處理工藝較為復(fù)雜。而通過L–DED 制備的TiAl 合金的偏析程度較小，晶粒尺寸也較為細(xì)?。?0～150 μm），并且可以省去其中繁瑣的熱處理過程[24]。

圖5 激光定向能量沉積技術(shù)原理示意圖[46]Fig.5 Schematic diagram of the principle of L–DED[46]

3 激光粉床熔化成形TiAl合金的研究現(xiàn)狀

激光增材制造是一個由點到線再到面的過程，通過逐層累積獲得成形零件，如果獲得性能優(yōu)良的二維層面，并在每層都冶金結(jié)合較好的情況下，理論上可以獲得性能優(yōu)良的三維零件，因此致密度常作為衡量工藝是否合格的基本指標(biāo)[18]。面對室溫塑性極差的TiAl 合金，激光粉末熔化成形面臨的最大問題便是致密度通常較低。TiAl 合金的L–PBF 技術(shù)還停步于成形問題，這嚴(yán)重影響了該技術(shù)在TiAl 合金上的開發(fā)及應(yīng)用。本節(jié)將從兩種TiAl 合金入手，介紹目前TiAl 合金L–PBF 技術(shù)的研究現(xiàn)狀。

3.1 第2 代TiAl 合金（Ti–4822 合金）

在L–PBFed TiAl 合金中影響致密度的主要缺陷包括裂紋、氣孔以及熔合不良。裂紋一直是影響脆性材料激光增材制造技術(shù)發(fā)展的最大問題，其形成常與冷速有關(guān)，較高的冷速會產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，若內(nèi)部應(yīng)力大于材料的抗拉強度，零件便會通過開裂的方式釋放應(yīng)力，這為TiAl合金的激光增材制造過程帶來困難。金屬的凝固從根本上來講是一個能量輸入與釋放的過程，有觀點認(rèn)為致密度和能量密度密切相關(guān)，在L–PBF過程中，能量密度常表示為

式中，P為激光功率；v為掃描速度；dh為掃描間距；dl為層厚度。

第2 代TiAl 合金的L–PBF 工藝窗口比較狹小，如圖6 所示[55]，當(dāng)能量輸入不足時，單道熔體在瑞利不穩(wěn)定性 （Rayleigh instability）的作用下形成不連續(xù)的金屬球。通過改變激光功率和掃描速度進(jìn)一步增加激光能量的輸入，可以形成光滑且穩(wěn)定的熔體軌跡，不會出現(xiàn)球狀現(xiàn)象或裂紋。然而進(jìn)一步提高激光功率，會造成Al 元素的汽化，在氣體反沖壓的作用下導(dǎo)致飛濺的產(chǎn)生。但是在選用單道的最優(yōu)工藝參數(shù)的情況下，L–PBF 仍然難以獲得致密的Ti–47Al–2Cr–2Nb 合金零件，樣品內(nèi)部不僅出現(xiàn)縱向裂紋和微孔，還存在1.8%的Al 燒損[55]。通過進(jìn)一步的研究發(fā)現(xiàn)，使用200 ℃的預(yù)熱溫度可以減緩前幾層的冷卻速度，從而達(dá)到減小殘余應(yīng)力的目的[44]。Yang 等[56]將預(yù)熱溫度提高至300 ℃，盡管將殘余應(yīng)力從（267.2±13.4） MPa 降低到（172.6±8.6） MPa，但也沒能阻止裂紋的產(chǎn)生。

圖6 顯示出5 種不同單道形態(tài)的單道試驗工藝窗口[55]Fig.6 Process window of the single-track experiments with the indication of showing five different melt track morphologies[55]

將Ti–4822 合金的成形過程溫度控制在韌脆轉(zhuǎn)變點 （700～800 ℃）之間可以極大地提高其成形性。SEBM 通過每一層的電子束預(yù)熱可以輕松達(dá)到此溫度，然而對于傳統(tǒng)L–PBF 設(shè)備來說，高于200 ℃的預(yù)熱都是比較困難的，Mizuta 等[57]使用新型改造L–PBF 設(shè)備，將基板預(yù)熱提高到750 ℃，成功獲得致密的Ti–4822 合金零件，相較于SEBM 制備的Ti–4822 合金，其微觀組織更加均勻，且具有更細(xì)小的晶粒尺寸 （6.9 μm） 和更優(yōu)的力學(xué)性能，如圖7 所示。但是隨著L–PBF 過程的進(jìn)行，成形層逐漸遠(yuǎn)離基板，預(yù)熱溫度控制冷卻速度的能力也逐漸減小，零件內(nèi)部依舊會出現(xiàn)裂紋[44]。Caprio 等[45]在成形缸頂部周圍放置了電阻線圈，如圖8 所示，電阻絲不會隨著成形臺的下降而下降，可以對每層成形粉層進(jìn)行加熱，達(dá)到控制熔池冷卻速度的目的；在使用合適的工藝參數(shù) （Ev≥30 J/mm3）的情況下，可以獲得致密度達(dá)到99.5%的TiAl 合金 （之所以不能達(dá)到100%，是由于使用的氣霧化粉末中含有少量的空心粉，使得樣品內(nèi)部存在一些圓形孔隙），這種新型預(yù)熱技術(shù)所得零件的顯微硬度與EBM 所得零件相當(dāng)，并保持了L–PBF 成形精度高等優(yōu)點?？梢钥闯?，即使同樣使用高溫預(yù)熱的辦法，使用L–PBF 制備的TiAl 合金在激光制造高冷速的特性的幫助下，顯示出媲美甚至超過SEBMed TiAl 合金的性能。但需要指出的是，這對于L–PBF 設(shè)備的改造涉及問題較多，并不具有一定的經(jīng)濟(jì)開發(fā)性。同時，在750 ℃溫度下粉末質(zhì)量是否對L–PBF 成形過程產(chǎn)生影響以及粉末的可回收性是需要繼續(xù)探究的。

圖7 L–PBF 和SEBM 成形TiAl 合金的微觀組織和高溫力學(xué)性能[57]Fig.7 Microstructure and high-temperature mechanical properties of TiAl alloys formed by L–PBF and SEBM[57]

圖8 L–PBF 成形TiAl 合金的頂部光學(xué)顯微鏡圖像及新型預(yù)熱方法[45]Fig.8 Top view optical microscope images of TiAl alloy formed by L–PBF and a novel preheating method for L–PBF[45]

除了預(yù)熱基板，L–PBF 整個成形模塊的實時加熱也可以抑制TiAl 合金的裂紋形成。Doubenskaia 等[43]提出將L–PBF 的整個成形模塊都置于爐子中，將Ti–4822 合金粉末加熱至450 ℃進(jìn)行L–PBF 試驗，該行為并不會對粉末的相含量和流動性造成過大的影響，但是在最優(yōu)工藝參數(shù)下，零件致密度也只能達(dá)到93%±2%；同時他們觀察到L–PBF 過程伴隨著劇烈的Al 燒損，隨著掃描速度的提高，單道熔體具有較強的流動不穩(wěn)定性，這易導(dǎo)致飛濺和球化現(xiàn)象的產(chǎn)生，如圖9 所示。這些缺陷往往會成為裂紋的開動源，Zhang 等[58]在Ti–4822 粉末中加入氧化石墨烯（Graphene oxide，GO），達(dá)到了控制熔池飛濺的目的，并且由于Ti–4822和GO 的熱膨脹系數(shù)不匹配，在冷卻過程中形成的局部熱殘余應(yīng)力足以在GO/金屬界面處產(chǎn)生大量位錯，使得殘余應(yīng)力得到部分釋放，從而減少裂紋，同時GO 片的存在還可以限制裂紋的生長。盡管該方法仍未獲得完全致密的Ti–4822 合金，但是加入GO的Ti–4822 合金的晶粒細(xì)化效果顯著，還獲得了591VHN 的高硬度，這顯現(xiàn)出第二相粒子應(yīng)用于L–PBFed TiAl 合金的廣闊前景。

圖9 L–PBF 過程中熱發(fā)射場的紅外攝像機圖像和所有圖像的跟蹤俯視光學(xué)顯微鏡，以及SEM 圖像[43]Fig.9 IR-camera images of thermal emission field during L–PBF and tracks top view optical microscope for all images, plus SEM images[43]

3.2 β 凝固TiAl 合金

除了預(yù)熱基板或粉末，合金化也是改善L–PBFed TiAl 合金成形性能的主要方法之一。優(yōu)化成形工藝難以有效提高第2 代TiAl 合金的L–PBF 成形性，如圖10（a）所示，Wang等[22]指出導(dǎo)致L–PBFed TiAl 合金成形失敗的原因主要為兩點：一是TiAl合金的脆性與Ti 和Al 原子之間的強定向共價鍵關(guān)系密切，Nb 元素可以削弱共價鍵并增加滑移面，起到提高塑性的作用，裂紋區(qū)域的Nb 原子分?jǐn)?shù)明顯低于合金標(biāo)稱含量，表明在L–PBFed TiAl 合金樣品中存在貧Nb 區(qū)并導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生（圖10（b））；二是β 相和α2相之間存在較大的熱膨脹系數(shù)差異，這導(dǎo)致在L–PBF 的快速凝固過程中兩相界面處會產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，最終形成裂紋如圖10（c）和（d）所示。該研究將Ti–4822 合金更改為Ti–48Al–2Cr–8Nb合金，可以實現(xiàn)致密L–PBFed TiAl合金的制造。

圖10 L–PBF 制備的Ti–4822 合金樣品[22]Fig.10 Ti–4822 alloy sample prepared by L–PBF[22]

高Nb 化的TiAl 合金是新一代TiAl 合金的發(fā)展方向，Nb、Mo、Mn、V 和Cr 等元素在TiAl 合金中屬于β 穩(wěn)定元素[59]。這些元素可以使TiAl 合金的凝固方式轉(zhuǎn)變?yōu)棣?凝固，β 相作為體心立方結(jié)構(gòu)相可以在高溫時提供更多的滑移系，為TiAl合金擴(kuò)大了L–PBF 工藝窗口。同時，5%～10% 的Nb 可以降低層錯能，提高屈服強度和抗蠕變性能，有效提升TiAl 合金的使用溫度[7]。例如，添加了Nb 和Mo 的TiAl 合金被稱為TNM 合金，其整體成分在Ti–（42～45）Al–（3～5）Nb–（0.1～2）Mo–（0.1～0.2）B （原子分?jǐn)?shù)，%）的范圍內(nèi)。值得注意的是，β 凝固TiAl合金雖然具有較高的L–PBF 成形性，但是L–PBF 的高冷速往往導(dǎo)致β→α→α2+γ 相變過程不能充分進(jìn)行，殘存大量的β 相并在冷卻后有序化轉(zhuǎn)變?yōu)锽2 相。研究表明B2 相作為一種脆性相對于合金的力學(xué)性能是有害的，同時B2 相較大的層片間距和脆性導(dǎo)致合金的斷裂韌性下降，裂紋會沿著B2 和γ 之間的邊界傳播，通常會穿過B2 相[60]。L?ber 等[61]在無預(yù)熱的情況下，使用內(nèi)外輪廓不同的工藝方法 （外輪廓：P=175 W，v=1000 mm/s；內(nèi)輪廓：P=100 W，v=50 mm/s，d=0.3 mm，h=75 μm）獲得了致密的TNM–B1 合金零件，然而原始L–PBF 樣品具有較差的機械性能，經(jīng)過熱處理消除一定的β 相后，L–PBF 樣品的機械性能得到一定的提升，如圖11 所示?？梢娪行蚧腂2 相對室溫力學(xué)性能危害較大，需要后續(xù)熱處理進(jìn)行消除，而B2 相的含量與工藝參數(shù)也是有關(guān)的，通過控制工藝參數(shù)也可以改善這一現(xiàn)象。Li 等[62]發(fā)現(xiàn)在L–PBF過程中，隨著激光掃描速度增加，α2相的含量減少，B2 相和γ 相的含量增加，而且晶粒明顯發(fā)生細(xì)化但晶體取向基本不變。

圖11 L–PBF 制備的TNM 合金樣品[61]Fig.11 TNM alloy samples prepared by L–PBF[61]

除加入β 穩(wěn)定元素外，B 和Y等元素也會導(dǎo)致TiAl 合金的凝固行為發(fā)生變化。在傳統(tǒng)鑄造中，加入原子分?jǐn)?shù)0.1%～2%的B 元素對TiAl合金晶粒細(xì)化作用十分明顯，細(xì)化的等軸晶可以阻礙裂紋的擴(kuò)展，提高TiAl 合金的成形性，而且B 元素的加入還抑制了α 晶粒的長大，有益于提高合金力學(xué)性能[63]。目前對于B 元素細(xì)化TiAl 合金晶粒的機制還不清楚，但值得提出的是，當(dāng)B 元素原子分?jǐn)?shù)低于0.7%時，B 元素作為形核質(zhì)點的細(xì)化機制是不正確的[64]。同時，B 元素還可以提高TiAl 合金層片的穩(wěn)定性，抑制魏氏體組織和羽毛狀組織的形成，提高TiAl 合金的持久壽命[65]。

Y 元素細(xì)化晶粒的作用得到了眾多研究學(xué)者的青睞，Y 元素和Al元素的高結(jié)合力使得熔體內(nèi)生成YAl2，分散在熔體內(nèi)的YAl2顆粒作為形核質(zhì)點降低了等軸晶生長所需的臨界過冷度，細(xì)等軸晶粒的形成增加了晶界數(shù)量，可以有效阻礙裂紋擴(kuò)展，而且Y 元素還起到了提高粉末的激光吸收率，降低熔體黏度的作用[66]。Y 元素的添加還明顯地減緩了冷卻過程，較長的冷卻過程不僅降低了殘余應(yīng)力，還有助于降低B2 相的含量，提高TiAl 合金的延展性。Gao 等[42]選擇在無預(yù)熱的情況下，加入V 和Y 元素作為提高TiAl合金成形性的方法，使用較慢的冷卻速率 （T·max≤8.46×104K/s），獲得了致密的TiAl 零件，并且該樣品的室溫壓縮性能優(yōu)于鑄態(tài)下的β 凝固TiAl 合金；從工藝角度上，Gao 等認(rèn)為在L–PBF 成形過程中，TiAl 合金的裂紋敏感性和熔池冷卻速率的關(guān)系可用不同的熱傳導(dǎo)模式表達(dá)，即高能量密度下的Keyhole 傳熱模式，以及中等能量密度下的傳導(dǎo)傳熱模式，如圖12 所示。相比Keyhole 模式，傳導(dǎo)模式下熔池內(nèi)部的冷速更大，在體積收縮和熱收縮的作用下產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，并且在傳導(dǎo)模式下，液態(tài)金屬來不及補充到熔池中心位置，在中心粗大的柱狀晶之間會形成一層氣膜，裂紋便會在殘余應(yīng)力的作用下在此萌生，如圖13 所示[42]，其中圖13（a）～（c）為傳導(dǎo)模式，圖13（d）～（f）為Keyhole 模式。在Keyhole 模式的低冷速下，液態(tài)金屬的動態(tài)黏度小，可以及時向熔池中心補充避免裂紋的產(chǎn)生。從元素貢獻(xiàn)的角度上，V 可以通過降低層錯能的方式來提高TiAl 合金的塑性，但是在傳導(dǎo)模式下，V 元素抑制了β 相向α 相的轉(zhuǎn)變，使得B2 相含量增多，降低了合金的塑性，而Y 元素可以細(xì)化TiAl 晶粒和減小層片間距，在一定程度上可以提高層片組織的塑性。盡管β 凝固TiAl 合金表現(xiàn)出更好的高溫延展性，添加Y 元素的TNM 合金內(nèi)部依然存在微裂紋，這表明L–PBF 成形中對于殘余應(yīng)力的控制顯得更為重要。Kenel 等[67]發(fā)現(xiàn)在不預(yù)熱的情況下，旋轉(zhuǎn)90°進(jìn)行重新掃描可以有效抑制氧化物彌散增強的TiAl 合金的開裂行為，最多可將裂紋減少1/2 ，且重新掃描可以有效提高樣品密度、降低表面粗糙度，同時對零件內(nèi)部的散熱行為產(chǎn)生影響。使用該方法是否可以降低合金化帶來的成本問題值得進(jìn)一步研究。

圖12 L–PBF 制備Ti–40Al–9V–0.5Y 合金的開裂行為及裂紋抑制機理示意圖[42]Fig.12 Schematic illustration of cracking behavior and crack inhibition mechanism for L–PBF-processed Ti–40Al–9V–0.5Y alloy[42]

圖13 有裂紋和無裂紋樣品的熔池的微觀結(jié)構(gòu)和相特征[42]Fig.13 Microstructure and phase characteristics of the molten pool of cracked and non-cracked samples[42]

4 激光定向能量沉積TiAl合金的研究現(xiàn)狀

L–DED 技術(shù)制造TiAl 合金起源于激光熔覆TiAl 合金耐磨層。結(jié)合適當(dāng)?shù)念A(yù)熱溫度，使用L–DED 制備第2 代TiAl 合金和β 凝固TiAl 合金已不是十分困難的事情。雖然L–DED 制備TiAl 合金依然存在開裂的問題，但在高能激光束的作用下，L–DED 技術(shù)的冷速比L–PBF 小1～2 個數(shù)量級[68]。并且隨著沉積的進(jìn)行，沉積層具有較高的熱量積累，進(jìn)一步降低了后續(xù)的冷卻速度。L–DED 富有特點的熱循環(huán)過程為TiAl 合金復(fù)雜的微觀組織演變提供了熱力學(xué)條件。本節(jié)將從L–DED 成形工藝和凝固組織兩個部分，著重闡述激光定向能量沉積TiAl 合金的研究現(xiàn)狀。

4.1 L–DED 成形工藝

即便L–DED 技術(shù)已經(jīng)成功獲得致密的TiAl 合金零件，開裂問題依舊困擾著該技術(shù)的發(fā)展，尤其基板與沉積層的結(jié)合處常發(fā)生斷裂，降低冷卻速度依舊是眾多研究人員的選擇。比L–PBF 更加寬闊的成形腔室，使得加裝基板預(yù)熱裝置并不困難[69]。但是由于L–DED 技術(shù)沉積效率較高，基板預(yù)熱帶來的積極影響會隨著沉積高度的提升而消失，若是在沉積過程中途暫停，沉積層的溫度快速下降，繼續(xù)成形時，在暫停位置極易發(fā)生開裂。Thomas 等[70]在L–DED設(shè)備上加入一個側(cè)軸輔助激光器，對部分已凝固層進(jìn)行再次加熱，降低薄壁樣品的冷卻速度，以獲得無裂紋的樣品（圖14），但是額外的激光加熱會導(dǎo)致顯微組織變得粗大，如圖14（c）所示，并且，若是能量太高也會導(dǎo)致薄壁的重新熔化，如圖14（b）所示。在激光增材制造過程中，能量輸入對材料組織的影響貫穿始終，較高的預(yù)熱溫度條件或較高的激光能量密度條件將不可避免地導(dǎo)致熔池的高過熱度和合金元素的蒸發(fā)。由于TiAl 合金的凝固范圍較窄，當(dāng)Al 元素?zé)龘p過多時，凝固路線轉(zhuǎn)變?yōu)棣?凝固，在較高的冷速下會殘留較多的β相，在低溫下經(jīng)有序化轉(zhuǎn)變?yōu)锽2 相，這會增加TiAl 合金的脆性，降低該合金的力學(xué)性能[71]。同時，如果系統(tǒng)的能量輸入過大，熔融金屬粉末和零件形成的熔池足夠深且大，凝固速度有所減慢，熔融狀態(tài)下合金暴露的時間長，這會增加合金零件中的氧含量。前文提到，α2和γ 兩相的溶氧能力不同，所以α2相往往在系統(tǒng)輸入能量較大時作為主相存在[71–73]。而α2相脆性較大，若其含量較高對TiAl 合金的成形性以及力學(xué)性能都不利，一般α2相含量為10%～20%時TiAl 雙相合金具有較好的綜合性能[64，74]。

圖14 L–DEDed TiAl 合金樣品的SEM 顯微照片[70]Fig.14 SEM micrographs of L–DEDed TiAl alloy samples[70]

在L–DED 技術(shù)中不僅需要考慮工藝參數(shù)和成形設(shè)備等因素，能量束的特性同樣會影響TiAl 合金增材制造的成形性。在激光增材制造中通常使用的高斯激光束具有能量分布不均勻的特點，在中心位置的熱量比四周高。在凝固過程中熔池的周圍會因為熱效應(yīng)和相的變化產(chǎn)生體積膨脹或收縮，這種體積的變化受到下方凝固層的限制，導(dǎo)致應(yīng)力的產(chǎn)生，當(dāng)應(yīng)力超過合金的屈服強度時，零件可能會發(fā)生變形，或者通過形成裂紋來減少應(yīng)力[75]。Wang 等[76]發(fā)現(xiàn)使用平頂激光束和較高的激光功率時，熔池會明顯地變大，使得溫度梯度和冷速減小，從而減小內(nèi)部應(yīng)力。盡管這一研究僅在鎳基合金中得以驗證，但為TiAl 合金的技術(shù)探索提供了有力的支持。

4.2 組織形態(tài)

在激光沉積成形的前幾層，由于基板處快速的熱量散失，L–DEDed TiAl 合金的初始凝固組織多為枝晶形貌，該形貌在900 ℃/15 min 的熱處理過程中會轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的層片組織[77]。隨著沉積過程中熱積累的增加，降低的冷速使γ 層片可以從α 相的晶界處形核，并逐漸向晶內(nèi)生長，TiAl 合金的組織形態(tài)向（α2+γ）層片組織發(fā)展，層片間距的大小取決于冷卻速度。這同時表明在L–DED 中TiAl 合金的相變過程可以完整進(jìn)行，在L–DEDed TiAl 中γ 相會成為其主相，α2、β 相則受到工藝參數(shù)和合金化的控制。Qu 等[78]使用L–DED 獲得了全層片形貌的TiAl 合金，其層片團(tuán)尺寸為50～300 μm，并且得益于L–DED 較高的冷卻速度層片團(tuán)內(nèi)部的層片間距僅為500 nm。這遠(yuǎn)小于鑄造所得的TiAl合金（約1000 nm）[8]。Srivastava 等[79]指出隨著激光功率的減小，（α2+γ）層片組織的層片間距逐漸變小，400 W、360 W 和300 W 的激光功率分別對應(yīng)了100～250 nm、30～100 nm 和60～100 nm 的層片間距。細(xì)小的層片間距有利于提高TiAl 合金的拉伸強度，這表明L–DEDed TiAl 具有巨大的開發(fā)前景[80]。

在L–DEDed TiAl 中常觀察到不均勻的顯微組織形態(tài)，這與熔池的溫度梯度 （G）和凝固速度 （Vs）密切相關(guān)。在熔池的底部具有較高的溫度梯度，主要存在沿沉積方向的柱狀晶，而在熔池的頂部具有較高的凝固速度，容易形成由柱狀晶轉(zhuǎn)變而來的等軸晶[81]。在L–DED過程中多層的熔覆造成沉積層處于循環(huán)加熱冷卻狀態(tài)中，在高能激光束的作用下，沉積層以下的區(qū)域可以達(dá)到α 相轉(zhuǎn)變溫度（Tα：1350 ～1370 ℃）以上，該區(qū)域被稱為熱影響區(qū) （Heat affect zone，HAZ）。在熱循環(huán)的過程中若沉積層重新被加熱到Tα以上，已形成的柱狀晶會變得粗大，樹枝晶區(qū)域會轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。盡管該溫度受到合金化的影響，但在L–DED 的熱循環(huán)過程中，熱影響區(qū)甚至熔覆層的前幾層都可以達(dá)到該溫度[68]。并且在熱影響區(qū)內(nèi)部的溫度從上到下是遞減的，所以層高（Hlayer）和熱影響的大小 （HHAZ）同樣影響著L–DEDed TiAl 合金的組織均勻性，若Hlayer>HHAZ，不均勻的層帶組織就會出現(xiàn)，若相反則會獲得均勻的等軸晶組織，如圖15 所示[82]。這種不均勻的組織形態(tài)造成合金內(nèi)部明顯的硬度起伏，如圖16 所示[68]，不均勻的微觀組織在1073 K 下退火24 h 會得到改善，但其內(nèi)部層片結(jié)構(gòu)會變得粗大，需要對TiAl 合金的L–DED 工藝進(jìn)行改善以獲得均勻的微觀組織[79]。

圖15 L–DED 過程中微觀結(jié)構(gòu)演變示意圖[82]Fig.15 Schematic diagram of microstructure evolution during L–DED[82]

圖16 L–DEDed TiAl 合金樣品的顯微硬度[68]Fig.16 Microhardness of L–DEDed TiAl alloy sample[68]

不同于熱處理工藝，L–DED 的熱循環(huán)過程中TiAl 合金會經(jīng)歷快速的升溫降溫。在熱影響區(qū)內(nèi)，TiAl 合金將會重復(fù)進(jìn)行α 相到γ 相的轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致合金內(nèi)部產(chǎn)生大的彈性變形，加之L–DEDed TiAl 合金內(nèi)層片間距十分細(xì)小，這為熱循環(huán)中組織形態(tài)的改變提供了動力學(xué)條件[83–84]。需要指出的是，α→γ 存在兩種相變類型，一種是通過共析反應(yīng)α→α2→γ+α2，從α 相中析出片狀γ 相，該形核過程中存在Blackburn 位向關(guān)系：（0001）α2//{111}γ 和 <110> α2//<10>γ，按照此位向關(guān)系最終會形成兩相合金中典型的層片組織α2/γ，發(fā)生這種反應(yīng)的條件是單相區(qū)內(nèi)較低的冷卻速度，如爐冷；另一種是α→γ，這是一種非擴(kuò)散相變，當(dāng)冷卻速度非?？鞎r（如淬火），在α 單相區(qū)中發(fā)生非擴(kuò)散型的轉(zhuǎn)變，在α 相的晶界處成核并長大成塊狀γ 相（Massive γ，γm），這種轉(zhuǎn)變受到淬火溫度的限制，并且轉(zhuǎn)變溫度與合金元素含量有關(guān)[85–86]。在L–DED 熱循環(huán)過程中的冷速依舊高達(dá)104K/s，所以在L–DED 中觀察到γm并不奇怪。Wu 等[24]發(fā)現(xiàn)L–DED 制備的TiAl 零件頂部等軸晶為（α2+γ）的全層片組織，而在樣品內(nèi)部由于熱循環(huán)而產(chǎn)生的等軸晶則為包含γm的雙態(tài)組織；柱狀晶區(qū)域也存在同樣的情況，只是內(nèi)部存在的γ 相都比較細(xì)小，所以這部分被認(rèn)為是近層片組織，如圖17所示。這說明在L–DED 過程中全層片組織是未經(jīng)歷熱循環(huán)的初始組織，而近層片組織和雙態(tài)組織則是熱循環(huán)的產(chǎn)物。由于L–DED 技術(shù)可控變量較多，且成形三維尺度較小，利用TiAl 合金組織的多變性，通過控制熱循環(huán)可以獲得目標(biāo)TiAl 合金微觀組織[87]。

圖17 L–DEDed TiAl 合金的宏觀/微觀結(jié)構(gòu)[24]Fig.17 Macro/microstructure of L–DEDed TiAl alloy[24]

5 力學(xué)性能

TiAl 合金具有優(yōu)異的高溫性能，當(dāng)溫度升至760 ℃時還能保持較高的強度，但是TiAl 合金的室溫塑性很低。例如，SEBM 制備的TiAl合金僅具有0.94%±0.06%的室溫塑性[88]。而TiAl 合金的力學(xué)性能可以通過調(diào)整微觀組織和相成分來改變。TiAl 合金具有4 種典型顯微組織形態(tài)，如圖18 所示[59]，分別為近γ 組織 （Near gamma）、雙態(tài)組織 （Duplex microstructure）、近層片組織 （Nearlamellar microstructure）和全層片組織 （Full-lamellar microstructure）。表1 展示了這4 種顯微組織的力學(xué)性能特點[59，89]。值得注意的是，相較于雙態(tài)組織，粗大晶粒的全層片組織具有更高的拉伸強度。但是由于位錯在八面體平面上的滑移引起的反常硬化，當(dāng)溫度升高到一定程度時全層片組織的拉伸強度會升高，然后隨著溫度的升高而降低。具有細(xì)小層片間距的全層片組織在高溫下的抗拉強度和抗蠕變性比具有精細(xì)雙態(tài)組織的好得多，在800 ℃下還能保持45.5%的塑性和721 MPa 的抗拉強度[90]。

圖18 γ–TiAl 基合金4 種典型的顯微組織[59]Fig.18 Four typical microstructures of γ–TiAl based alloys[59]

表1 γ–TiAl 基合金4 種典型的顯微組織的力學(xué)性能[59，89]Table 1 Mechanical properties of four typical microstructures of γ–TiAl based alloys[59，89]

5.1 激光粉床熔化成形TiAl 合金的力學(xué)性能

對于L–PBF 所制備的Ti–4822合金，由于難以獲得致密的樣品，極限抗壓強度和壓縮應(yīng)變分別僅為（612±56） MPa 和1.98%±0.55%，若在成形時施加900 ℃的預(yù)熱，在獲得致密樣品的同時，還可將這兩個數(shù)值提升至（2277±71） MPa 和32%～35%[91]。值得注意的是，在高預(yù)熱溫度下，L–PBFed Ti–4822 合金具有較好的高溫拉伸性能，斷后延展率相較于SEBM 提高8.3 倍，在750℃下仍具有610 MPa 的極限抗拉強度，遠(yuǎn)高于SEBMed TiAl 合金的434 MPa[57]。這不僅是因為L–PBFed TiAl 合金具有更細(xì)小的晶粒，還與其含有更多的γ 相有關(guān)。在750 ℃預(yù)熱下，L–PBF 依然具有較小的熱影響范圍，這極大地抑制了熱循環(huán)過程中的相轉(zhuǎn)變，因此L–PBFed TiAl合金可以保留下更多的γ 相。相較于D019六方結(jié)構(gòu)的α2相，L10四方結(jié)構(gòu)的γ 相具有更優(yōu)越的延展性。對于成形性好的β 凝固TiAl 合金，通過調(diào)控工藝參數(shù)，進(jìn)一步細(xì)化晶?？梢詫iAl 合金的室溫極限抗壓強度從（829.41±24.88） MPa 提升至（1216.16±36.48） MPa[62]。然而，調(diào)控工藝參數(shù)對L–PBFed TiAl 合金力學(xué)性能的提升是有限的，為提高β 凝固TiAl 合金的力學(xué)性能，熱處理是必不可少的。Gao 等[92]認(rèn)為L–PBF的熱循環(huán)過程近似于退火處理，同時高冷速使TiAl 合金具有較高的晶格能和細(xì)小的顯微組織，這為后續(xù)熱處理提供了有利的動力學(xué)條件；時效處理對于L–PBFed TiAl 合金更為重要，他們對Ti–40Al–9V–0.5Y 合金進(jìn)行了6 h/950 ℃的時效處理，發(fā)現(xiàn)B2 相含量大大降低的同時壓縮應(yīng)變提升至14%，并且極限抗壓強度為（2032±3） MPa。

通過微合金化或添加第二相顆粒也可以提高L–PBFed TiAl 合金的力學(xué)性能，如B、Nb 和Al2O3等[93–95]。Li 等[39]發(fā)現(xiàn)加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)2%的B后，TiAl 合金的極限抗壓強度提升至（1610.53±47.18） MPa，壓縮應(yīng)變提升至5.17%±0.18%，相較于無B 添加的TiAl 合金提高了50.73%。這與B 元素將TiAl 合金晶粒細(xì)化至5.66 μm 有很大關(guān)系。根據(jù)霍爾佩奇公式，細(xì)小的晶粒同樣可以提高TiAl 合金的硬度，其中B 作為鑄造TiAl 合金中常用的細(xì)化劑，在L–PBF 過程中不僅可以細(xì)化晶粒，還可以增加高角度晶界的含量，這有利于提升TiAl 合金抗變形能力，但需要注意的是B 元素會粗化（α2+γ）層片組織的層間距，這對合金的高溫性能有一定影響，加入形核質(zhì)點提高延展性的方法還需要繼續(xù)深入研究[39，95]。Li 等[38]將還原氧化石墨烯 （Reduced graphene oxide，RGO）加入到Ti–43.5Al–6.5Nb–2Cr–0.5B 合金中，在L–PBF 制備過程中可以細(xì)化晶粒，有效控制裂紋發(fā)展，該合金的壓縮形變?yōu)?.34%±0.22%。RGO 具有較大的比表面積，與金屬基體接觸面積大，強化效率較高，在高溫下極易分解，不過L–PBF 具有瞬時加溫和快速冷卻的特點，可以減少RGO 的分解，但需要注意RGO 會促進(jìn)B2相的形成[96]。

5.2 激光定向能量沉積TiAl 合金的力學(xué)性能

相較于L–PBF 近乎等軸晶的顯微組織，細(xì)小的全層片組織正是L–DED 制備TiAl 合金的優(yōu)勢所在，然而由于快冷導(dǎo)致的高殘余應(yīng)力使得激光增材制造所得TiAl 合金的塑性并不高，一般僅有0.5%～0.8%，但將L–DEDed TiAl 合金在1250 ℃下保溫4 h 消除殘余應(yīng)力后，獲得了1.7%的塑性，并且屈服強度達(dá)到421 MPa，該力學(xué)性能與經(jīng)過同樣熱處理條件下的鑄造TiAl 合金差異不大[70]。表2 整理了部分激光增材制造和其他制造方法所得TiAl 合金的力學(xué)性能，可以看出，得益于其細(xì)小的層片間距，激光增材制造所制備的TiAl 合金具有較高的強度。

表2 部分TiAl 合金的室溫拉伸力學(xué)性能Table 2 Room temperature tensile mechanical properties of some TiAl alloys

需要提出的是，L–DED 技術(shù)中所獲得的細(xì)小層片團(tuán)對于TiAl 合金塑性以及硬度的提高也有較大的作用，Huang 等[103]通過加入LaB 獲得了更加細(xì)小的層片團(tuán)組織，同時原位形成的納米顆粒阻礙位錯運動，使其壓縮強度和壓縮塑性分別提高到（2031.6±26.92） MPa 和18.6%±1.46%。

在熱循環(huán)的作用下，TiAl 合金在沉積方向上會產(chǎn)生由組織差異導(dǎo)致的力學(xué)性能變化。例如，TiAl 合金試樣底部的硬度往往最高，隨著沉積高度的提升而逐漸下降[104]。在L–DED 較高的溫度梯度下，TiAl 合金會形成明顯的柱狀晶，并且由于L–DED 部分重熔的特性，這些柱狀晶顯現(xiàn)出外延生長的特征，同時由于零件表面散熱更快，柱狀晶會形成與垂直方向大約10°的夾角，如圖19（a）所示[81]。僅在頂部由于未熔粉末或柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變，形成部分等軸晶，如圖19（b）和（c）所示。從定向凝固的經(jīng)驗來判斷，L–DEDed TiAl 合金在X–Y水平方向和Z垂直方向會出現(xiàn)明顯力學(xué)性能差別，并且Z垂直方向?qū)霈F(xiàn)較高強度。但事實并非如此，如圖19（d）和（e）所示，L–DEDed TiAl 合金內(nèi)部還存在著大量的層片團(tuán)，TiAl 合金的斷裂面常沿著層片擴(kuò)展。在TiAl合金的多層孿晶 （Polysynthetically twinned，PST） 晶體中，拉伸加載方向與層片方向的差異 （φ）對力學(xué)性能有較大的影響，如圖20 所示[105]，當(dāng)φ=90°時，即拉伸加載方向垂直于層片方向時，強度最高但是塑性幾乎為0；當(dāng)φ=0°時，即拉伸加載方向平行于層片方向時，強度和塑性得到平衡，強度不如φ=90°時高，但室溫塑性可達(dá)5%；當(dāng)φ=30～60°時，強度最低，但塑性比φ=0°/90°時都高。在L–DEDed TiAl 合金中存在的層片團(tuán)盡管存在較大的方向差異，但大多與基板平行，偏差小于20°，這一特性為L–DEDed TiAl 合金帶來較強的各向異性，并且與傳統(tǒng)定向凝固理論相反。Zhang 等[97]對不同方向的L–DEDed TiAl 合金進(jìn)行了拉伸測試，發(fā)現(xiàn)在水平方向具有最大的拉伸強度和塑性 （706 MPa，0.51%），在豎直方向表現(xiàn)出最差的拉伸強度和塑性（273 MPa，0.16%），如圖21 所示，其中平行線突出顯示拉伸試樣中交替等軸晶帶的方向。

圖19 L–DEDed TiAl 的YOZ 平面的宏觀/微觀結(jié)構(gòu)[81]Fig.19 Macro/microstructure of YOZ plane of L–DEDed TiAl[81]

圖20 PST 晶體形變示意圖[105]Fig.20 Schematic diagram of the deformation of PST crystals[105]

圖21 沉積樣品不同加載方向的拉伸應(yīng)力–應(yīng)變曲線[97]Fig.21 Tensile stress–strain curves of as-deposited specimens with different loading directions[97]

6 結(jié)論

隨著我國航空航天事業(yè)的不斷發(fā)展，輕質(zhì)高溫材料應(yīng)用廣泛，TiAl合金的研究受到越來越多的重視。綜合利用TiAl 合金的優(yōu)點，進(jìn)一步提高航空發(fā)動機的推重比，是眾多科研人員追求的目標(biāo)。但TiAl 合金的難加工性以及傳統(tǒng)制造技術(shù)帶來的后處理問題，使得激光增材制造技術(shù)成為TiAl 合金方向上新的研究寵兒。激光增材制造技術(shù)發(fā)展到今天，已經(jīng)在許多領(lǐng)域占據(jù)一席之地，對于部分鈦合金增材制造的技術(shù)性理論也趨于成熟，但對于TiAl 合金仍存在些許問題。

（1）鈦合金金屬粉末的收得率較低，導(dǎo)致激光增材制造TiAl 合金的成本較高，并且關(guān)于粉末性能對LAM 工藝適用性的研究還較少，無法判斷粉末的可回收性。需要從粉末氧含量、球形度、松裝密度、緊實密度和表面氧化層等多個方面對TiAl粉末的LAM 成形性和成形組織進(jìn)行研究。同時，TiAl 合金粉末目前國內(nèi)市場較小，這不利于激光增材制造TiAl 合金的合金化研究，關(guān)于低含量的細(xì)化元素或者第二相粒子的加入方式對LAMed TiAl 合金的影響也需要深入探討。

（2）由于L–PBF 的冷卻速度很快，并且溫度梯度較大，成形后的零件內(nèi)部存在較大的殘余應(yīng)力，這對TiAl 合金的成形性很不利。研究證明，對于Ti–4822 等第2 代TiAl 合金盡管可以通過預(yù)熱基板等方式使成形溫度維持在韌脆轉(zhuǎn)變溫度以上來獲得致密零件，但是很難通過調(diào)整工藝參數(shù)獲得合格的零件。鑒于β 相在高溫時具有較好的變形能力，在TiAl 合金中加入β 穩(wěn)定元素，使TiAl 合金經(jīng)β 凝固可以很好地避免裂紋的產(chǎn)生，但是β 相冷卻后形成的B2 相脆性過大，不利于L–PBFed TiAl 合金的力學(xué)性能，需通過熱處理對該相進(jìn)行消除。TiAl 合金的L–PBF 過程失敗率依舊較高，還需要進(jìn)一步優(yōu)化TiAl 合金的體系，并完善L–PBF 的成形工藝以及后續(xù)的熱處理工藝。

（3）對于L–DED 可以獲得致密TiAl 合金零件已經(jīng)有了諸多報道，但是在熱循環(huán)的作用下TiAl 合金顯現(xiàn)出不均勻的組織，這種組織對于力學(xué)性能不利。同時，TiAl 合金中Al 元素的成分范圍相對較窄，較小的成分變化就會引起相轉(zhuǎn)變路線變化。對于TiAl 合金在L–DED 過程中相成分的變化還不夠清楚，這對力學(xué)性能有較大的影響，所以TiAl 合金體系的工藝參數(shù)與顯微組織之間的關(guān)系還需要進(jìn)一步探索。同時，激光增材制造的熱循環(huán)與熱處理作用相似，是否存在合適的工藝參數(shù)可以在加工過程中對零件進(jìn)行熱處理還需要深入研究。并且由于內(nèi)部殘余應(yīng)力較大，未進(jìn)行退火處理的零件具有較差的力學(xué)性能，而TiAl 合金對熱影響十分敏感，不同的熱處理路線獲得的組織形態(tài)大相徑庭，對于期許的性能需要不同熱處理路線，適用于TiAl合金激光增材制造后的熱處理工藝還需要繼續(xù)研究。受TiAl 合金成形性的影響，通過L–DED 得到的試樣尺寸較小，導(dǎo)致對于TiAl 合金應(yīng)用場景的性能測試不足，尤其是高溫性能，這對激光增材制造TiAl 合金的發(fā)展至關(guān)重要。

圍繞著TiAl 合金的激光增材制造技術(shù)還需要更多的研究，妥善處理好工藝到組織再到性能的關(guān)系，勢必對推進(jìn)激光增材制造技術(shù)成為TiAl 合金的主流制造技術(shù)產(chǎn)生積極的影響。