王林　沈忱　張弛　李芳　華學明

摘要：TiAl合金具有高比強度以及優(yōu)異的抗氧化、高溫抗蠕變性能等優(yōu)點，在航空航天等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。然而，TiAl合金室溫塑性差、加工成形困難，且傳統(tǒng)制備TiAl合金技術(shù)效率低、成本高，嚴重制約了其工程應(yīng)用。近年來，增材制造技術(shù)因其效率高、成本低等優(yōu)點，在制備TiAl合金方面優(yōu)勢明顯。本文首先介紹了TiAl合金的基本特性，然后分別從傳統(tǒng)制備工藝、激光增材制造、電子束增材制造以及電弧增材制造幾個方面綜述了國內(nèi)外制備TiAl合金技術(shù)的研究現(xiàn)狀，總結(jié)了增材制造TiAl合金力學性能的研究進展及其改善方法，最后分析了增材制造TiAl合金技術(shù)的未來研究目標和發(fā)展趨勢。

關(guān)鍵詞：TiAl合金;增材制造;綜述

中圖分類號：TG457文獻標志碼：A文章編號：1001-2303（2020）04-0001-12

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.04.01

0 前言

TiAl合金具有高比強度、高比彈性模量以及優(yōu)異的抗氧化、高溫抗蠕變性能等優(yōu)點，可以滿足航空發(fā)動機低油耗、高比推力的要求，是航空航天用高溫材料的最具競爭力的材料之一，具有廣闊的應(yīng)用前景。然而，TiAl合金固有的室溫脆性導(dǎo)致其加工變形能力差，無法直接進行塑性加工，嚴重制約其進一步的發(fā)展應(yīng)用[1-5]。經(jīng)過幾十年的研究發(fā)展，隨著對TiAl合金成分設(shè)計、微觀組織、變形機制、成形方法等問題研究的不斷深入，TiAl合金的室溫塑性已經(jīng)獲得明顯提高。

目前，科研工作者主要采用傳統(tǒng)的成形制備工藝，如精密鑄造、鑄錠冶金、粉末冶金以及快速凝固等技術(shù)，先后開發(fā)了一些典型的TiAl基合金，如表1所示[6]，并在一些領(lǐng)域有所應(yīng)用。如美國通用電氣公司已經(jīng)將精密鑄造工藝制備的TiAl合金成功地應(yīng)用于波音787“夢想”客機的發(fā)動機低壓渦輪的最后兩級葉片，成功減重近200 kg[7]。傳統(tǒng)成形制備技術(shù)具有工藝復(fù)雜、成本高、加工周期長等缺陷，不利于材料的推廣應(yīng)用。

增材制造AM（Additive Manufacturing）技術(shù)是基于離散-堆積原理，由零件三維數(shù)據(jù)驅(qū)動，采用逐層堆積材料的方法，制造實體零件的快速成形技術(shù)。與傳統(tǒng)成形工藝相比，增材制造具有成形效率高、靈活性好、成本低等優(yōu)點，在制造結(jié)構(gòu)復(fù)雜、加工困難零件等方面具有很大的優(yōu)勢[8]。因此，增材制造TiAl合金具有廣闊的應(yīng)用前景，引起了國內(nèi)外科研工作者的極大興趣，對此進行了廣泛研究。本文對目前TiAl合金的增材制造成形技術(shù)及其組織性能的研究現(xiàn)狀進行了總結(jié)分析，并對TiAl合金未來的研究工作進行了展望。

1 TiAl合金的基本特性

TiAl合金具有突出的高溫使用性能。如表2所示，與Ti3Al合金、Ti合金相比，TiAl合金具有更高的使用溫度，與鎳基合金相近，可達750～900 ℃，但其密度僅為鎳基合金的50%，比強度較高，因此有望成為鎳基高溫合金的替代材料，應(yīng)用于航空發(fā)動機的渦輪葉片等高溫部件[9-10]。

已有研究表明[11]，TiAl合金主要由3種不同的相組成，即Ti3Al（α2，密排六方）、TiAl（γ，面心正方）以及TiAl3，僅有Ti3Al（α2）以及TiAl（γ）相具有工程應(yīng)用價值[11]。其中，α2相的高溫強度較高，但是延展性較差，并且還易吸氧、氫等雜質(zhì)元素，導(dǎo)致高溫脆性進一步增加;而γ相的抗氧化能力較強，但是其室溫延展性較差，接近于零。因此，兩種單相組織都不具有實用價值，但是α2和γ的雙相組織力學性能相對較好，具有重要的工程意義[12-13]。

不同成分含量的TiAl合金的結(jié)晶過程不同，從而形成不同的微觀組織。根據(jù)其結(jié)晶過程的特點，將其分為γ相凝固、α相凝固以及β相凝固三類。Ti-Al二元相圖如圖1所示[14]，可以看出，TiAl合金在較窄的成分范圍內(nèi)（α相凝固）存在兩個包晶反應(yīng)，即L+β→α和L+α→γ，包晶反應(yīng)較慢，在凝固過程中，TiAl合金易發(fā)生偏析現(xiàn)象。元素在β相中的擴散系數(shù)比α相高2個數(shù)量級，因此，通過控制合金的凝固路線從L→L+β→β→…發(fā)生β相凝固，而不是從含有包晶反應(yīng)的L→L+β→α→…α相凝固路線進行，可以有效地減少成分偏析以及組織的不均勻性。并且β相具有大量的獨立滑移系，可以改善TiAl合金的高溫變形能力[15]。

合適的熱處理工藝不僅可以改善材料的化學成分以及組織的均勻性，而且能有效改變組織形貌，進而對合金的力學性能產(chǎn)生影響。在不同的溫度條件下，通過對TiAl合金進行熱處理，可以獲得4種不同的典型組織，即近γ組織、雙態(tài)組織、近片層組織以及全片層組織[16-18]。Ti-Al二元相圖的中間部分如圖2所示[18]，在α單相區(qū)（T1）進行熱處理，保溫足夠的時間，冷卻至室溫，α相析出物轉(zhuǎn)變成α2和γ相板條交替分布的全片層組織，晶粒尺寸較大，可達200～1 000 μm;在α+γ雙相區(qū)的較高溫度（T2）范圍內(nèi)進行熱處理，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈容Sγ晶和片層狀組織組成的近片層狀組織，晶粒尺寸約為150～200 μm;當TiAl合金在α+γ雙相區(qū)的較低溫度（T3）進行熱處理時，形成了由較細的片層狀組織和等軸γ晶組成的雙態(tài)組織，晶粒較細，平均尺寸僅為10 μm;在較低溫度（T4）的α2+γ的雙相區(qū)進行熱處理時，組織轉(zhuǎn)變?yōu)橛傻容Sγ晶和晶界處的α2相組成的近γ組織，平均晶粒尺寸約為30～50 μm。研究表明，只有雙態(tài)組織和全片層組織具有較好的力學性能。雙態(tài)組織晶粒較細，細小的片層狀組織有利于等軸γ晶變形，因此，室溫抗拉強度和延展性較好，但是高溫力學性能較差。全片層組織的晶粒尺寸較大，合金的室溫力學性能較差，但高溫抗蠕變和抗疲勞性能較好[19-21]。

二元TiAl合金的綜合力學性能往往不能滿足使用要求，可以采用合金化的方法改善其力學性能。已有的研究結(jié)果表明[22]，合金元素可以改變Ti-Al相圖的相界位置，如圖3所示，進而對合金的微觀組織產(chǎn)生影響。根據(jù)合金元素的不同作用[15，23-27]，將合金化元素分為以下幾類：（1）V、Mn、Cr原子可以通過占據(jù)γ-TiAl相中的Al的亞點陣，降低堆垛層錯能，增加孿生的傾向，改善合金的塑性變形能力;（2）Nb、Ta、W、Mo能夠提高TiAl合金的高溫抗氧化、抗蠕變等高溫性能;（3）B、C、N等元素可以實現(xiàn)細化晶粒以及固溶強化、彌散強化等作用，提高合金的強度、斷裂韌性等力學性能。合金元素對TiAl合金力學性能的影響比較復(fù)雜，還需要進一步的研究。

2 TiAl基合金的制備工藝方法

2.1 傳統(tǒng)制備工藝

經(jīng)過幾十年的研究，TiAl合金的制備加工技術(shù)取得了重要進展。目前，相對成熟的TiAl合金的制備加工技術(shù)主要有以下幾種：精密鑄造技術(shù)、粉末冶金技術(shù)、鑄錠冶金技術(shù)以及快速凝固技術(shù)[28]。

航空領(lǐng)域使用的TiAl基合金部件目前主要采用精密鑄造技術(shù)進行制造加工。精密鑄造過程分為以下幾步：母合金制備、模具設(shè)計、蠟?zāi)Ｖ谱?、型殼制備、脫蠟、型殼燒結(jié)、合金澆注[29]。為了改善材料的充型能力，減少產(chǎn)生縮孔等缺陷傾向，常使用離心鑄造、反重力鑄造、傾斜鑄造等澆注工藝，制備工藝十分復(fù)雜[15]。在精密鑄造的過程中，易產(chǎn)生縮孔、夾雜以及裂紋等缺陷，并且晶粒易發(fā)生粗化現(xiàn)象。為了減少缺陷，降低裂紋形成傾向，提高鑄件的力學性能，還需要使用熱等靜壓、熱機械加工等技術(shù)手段對TiAl合金鑄件進行加工處理。繁雜的加工工序?qū)е聜鹘y(tǒng)制備TiAl合金加工成本高昂[30-33]。

雖然采用傳統(tǒng)加工工藝制備的一些TiAl合金的綜合力學性能優(yōu)良，并且在實際生產(chǎn)中已經(jīng)有所應(yīng)用，但是復(fù)雜的制備工藝、較長的生產(chǎn)周期以及昂貴的生產(chǎn)成本等缺點，嚴重制約著TiAl合金進一步推廣應(yīng)用[6]。基于上述原因，有待提供一種TiAl合金的制備技術(shù)，能夠簡化生產(chǎn)工藝流程、降低生產(chǎn)制造成本。

2.2 增材制造

增材制造是以數(shù)字模型為基礎(chǔ)，將軟件與數(shù)控系統(tǒng)相結(jié)合，通過逐層堆積材料，制造三維實體工件的制造技術(shù)。與傳統(tǒng)金屬材料加工成型技術(shù)相比，增材制造技術(shù)可以成型大尺寸、復(fù)雜結(jié)構(gòu)零件，工序簡單、無需模具，在很大程度上縮短了生產(chǎn)周期，降低了成形件的設(shè)計和制造成本[8]。此外，與傳統(tǒng)工藝相比，增材制造過程+冷卻速度相對較快，降低了縮松、縮孔等缺陷的形成傾向，形成細小的晶粒組織，有利于獲得性能優(yōu)良的成形件。目前，科研工作者已經(jīng)對增材制造TiAl合金相關(guān)科學問題進行了研究，主要涉及激光增材制造、電子束增材制造以及電弧增材制造TiAl合金。

2.2.1 激光增材制造TiAl合金

激光增材制造是以高能量密度的激光束為熱源，將金屬粉末逐層熔化堆積，直接成形金屬構(gòu)件。激光能量密度高，冷卻速度快，容易獲得細小的晶粒組織。與此同時，在激光增材反復(fù)加熱、冷卻的熱循環(huán)過程中，易產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力，對塑性變形能力較差材料的成形以及力學性能產(chǎn)生不利的影響[34]。

TiAl合金室溫延展性較低，變形能力較差，在應(yīng)力作用下，易產(chǎn)生裂紋。隨著增材制造TiAl合金沉積層的逐漸增加，殘余應(yīng)力隨之增加，Srivastava等人[35]發(fā)現(xiàn)裂紋的長度和數(shù)量也隨之增加。為了消除激光增材制造TiAl合金成型件中的裂紋缺陷，Liu等人[36]通過增加激光能量輸入，有效減少了裂紋形成傾向，但是并不能完全消除裂紋。預(yù)熱可以有效地降低沉積件的冷卻速率，有益于減小材料的熱應(yīng)力。Weisheit等人[37]將激光增材制備TiAl基合金的基板預(yù)熱到400 ℃，減少了裂紋缺陷的形成傾向。在激光增材制造的過程中，激光能量劃分為兩部分

——一部分被金屬粉末顆粒吸收和反射，另一部分被沉積件吸收和反射。在合適的激光功率條件下，通過調(diào)整激光離焦量，使更多的激光能量作用于金屬粉末，起到預(yù)熱金屬粉末的作用，熔池的冷卻速率降低。Sharman等人[38]研究發(fā)現(xiàn)，激光熔化沉積TiAl基合金沉積件的裂紋傾向顯著降低，如圖4所示。

Al元素蒸氣壓較高，在高能量密度激光的作用下，易發(fā)生蒸發(fā)損失，Al元素含量的變化對合金的顯微組織會產(chǎn)生明顯的影響[39]。Gussone等人[40]研究了激光功率對激光選區(qū)熔化TiAl基合金顯微組織的影響。在激光增材制造過程中，下層沉積時，已沉積層會發(fā)生部分重熔，因此，在沉積件中Al元素的損失量是不均勻的。Al含量隨能量密度以及預(yù)熱溫度的變化如圖5所示，在不同的預(yù)熱溫度條件下，隨著激光能量密度的增加，Al元素損失量明顯增多。因此，TiAl基合金的結(jié)晶過程發(fā)生改變，如圖6所示。在激光增材制造過程中，冷卻速度較快，熱傳遞沿著沉積方向進行，溫度梯度較高，易形成柱狀晶組織。并且由于增材制造是逐層堆積的過程，后層沉積時，熱輸入將對已沉積層產(chǎn)生熱處理作用，影響沉積層的微觀組織。Qu等人[41]研究表明，激光熔化沉積的TiAl基合金呈現(xiàn)由α2相和γ相構(gòu)成的片層狀柱狀晶組織，并且具有各向異性的組織特征，如圖7所示，片層狀組織主要是固態(tài)相變的結(jié)果。由Ti-Al二元合金相圖可知，當Al含量在46%～49%范圍內(nèi)時，TiAl合金發(fā)生α相凝固，即α→α2+γ。在激光增材制造過程中，后層沉積能夠使前一沉積層加熱到1 500 ℃左右，產(chǎn)生熱處理作用，發(fā)生α→α2+γ固態(tài)相變。α2相和γ相具有（0001）α2//（111）γ以及[1120]α2//[110]γ的位向關(guān)系，因此形成了α2相和γ相交替分布的片層狀組織[42-43]。

綜上可知，激光增材制造TiAl基合金，由于冷卻速度快、預(yù)熱溫度有限，易產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，形成裂紋等缺陷。此外，激光能量密度高，容易造成Al元素的蒸發(fā)損失，影響合金的成分分布和微觀組織，制約了其進一步的發(fā)展。

2.2.2 電子束增材制造TiAl合金

與激光增材制造相比，電子束增材制造的熔敷效率更高，且其預(yù)熱溫度高達1 100 ℃，可以減緩沉積件的應(yīng)力集中效應(yīng)，有利于加工制造塑性較差的合金材料，減少沉積件的開裂傾向[44]。此外，電子束增材制造在真空環(huán)境中進行，可以減少氮、氫、氧等雜質(zhì)元素的污染，適合鈦、鋁等活性金屬的制備加工。因此，電子束增材制造TiAl合金具有很大的優(yōu)勢。

電子束增材制造工藝參數(shù)眾多，其變化會對沉積件的熱循環(huán)過程產(chǎn)生顯著的影響，進而影響合金沉積件的成分分布、組織形貌、相組成等。Schwerdtfeger等人[45]研究了電子束工藝參數(shù)對TiAl基合金微觀組織的影響，如表3所示。結(jié)果表明，工藝參數(shù)對TiAl基合金沉積件的成分分布和微觀組織產(chǎn)生顯著影響。在真空狀態(tài)下，蒸氣壓較高的合金元素更容易蒸發(fā)損失。Al元素和Nb元素成分分布圖譜如圖8所示，隨著線能量密度的增加，Al元素損失量加劇，合金的凝固過程發(fā)生改變，形成不同的組織。此外，由于熔池冷卻速度較快，合金元素沒有充分的時間進行擴散，Al元素呈現(xiàn)不均勻分布特征，線能量越小，不均勻分布特征越明顯。通過優(yōu)化掃描路徑、減小返回時間、縮小掃描間距、充分利用前道沉積的殘余熱量，可以有效降低過熱層厚度，從而減少Al元素的蒸發(fā)損失量。此外，工藝參數(shù)的變化還會影響沉積件的溫度梯度、凝固速率等，最終形成不同的微觀組織。電子束流是電子束增材制造過程的一個重要的工藝參數(shù)，直接決定著能量輸入大小，影響沉積件的組織和性能。Yue研究[46]表明，在電子束增材制造TiAl基合金的過程中，隨著電子束流的增加，沉積件的Al元素含量不斷減少。因此，TiAl基合金的凝固過程發(fā)生改變，B2相和α2相數(shù)量隨之逐漸增多，γ相數(shù)量逐漸減小，如圖9所示。晶粒尺寸逐漸增大，微觀組織發(fā)生了顯著的變化。此外，在電子束增材制造TiAl基合金的過程中，冷卻速度較快，熔池快速凝固，導(dǎo)致在γ晶中生成大量的變形孿晶和位錯，由于殘余應(yīng)力的作用，沉積件發(fā)生了回復(fù)和再結(jié)晶。隨著熱輸入的增加，熔池的溫度升高、冷卻速率降低，再結(jié)晶時間延長，在殘余應(yīng)力的驅(qū)動下，再結(jié)晶程度進行得更加徹底，對沉積件的組織和力學性能產(chǎn)生影響[46]。此外，Tang[47]研究發(fā)現(xiàn)，在電子束增材制造TiAl合金的過程中，對每一沉積層進行重新加熱處理，可以產(chǎn)生退火作用，有效地減少沉積層中的位錯密度。

綜上，電子束增材制造具有預(yù)熱溫度高、保護效果好以及沉積速度快等優(yōu)點。但是，電子束增材制造也存在一些自身固有的缺陷：電子束能量密度較高，并且在真空環(huán)境條件下工作，在增材制備TiAl基合金的過程中，更易造成蒸氣壓較高的Al元素損失，影響合金的成分、組織以及性能的均勻性。

2.2.3 電弧增材制造TiAl合金

電弧增材制造是以電弧作為熱源，在金屬基板上，按照設(shè)定路徑對熔化的金屬焊絲進行逐層熔敷堆積成形的技術(shù)。與其他成形技術(shù)相比，具有成形速度快、成本低、材料利用率高且不易污染等優(yōu)點[48-50]。目前，電弧增材制造TiAl合金的相關(guān)研究還十分有限，僅有澳大利亞臥龍崗大學對TIG電弧增材TiAl合金進行了部分基礎(chǔ)研究。

電弧增材制造技術(shù)使用兩個獨立的送絲機構(gòu)，通過調(diào)整送絲速度，按照一定的比例，分別將鈦絲和鋁絲添加到電弧熔池中，逐層沉積，實現(xiàn)增材制造TiAl合金。在電弧增材制造過程中，隨著沉積高度的增加，沉積層的熱循環(huán)條件、成分分布等發(fā)生變化，造成了微觀組織的差異。澳大利亞臥龍崗大學的Ma等人[51]研究了電弧增材制造TiAl合金微觀組織的變化。由于增材制造逐層沉積、反復(fù)加熱的固有特性，沿著沉積方向，TiAl合金的成分、熱循環(huán)條件存在差異。電弧增材的冷卻速率相對較快，合金處于非平衡凝固狀態(tài)，存在成分偏析現(xiàn)象，微觀組織發(fā)生了明顯的變化。電弧增材制造TiAl合金橫截面宏觀形貌和微觀組織如圖10所示，根據(jù)組織差異，可以將沉積層分為三個部分：由等軸α2相和分布在晶界的γ板條組成的近基板區(qū)、全片層組織和枝晶間γ相組成的層帶區(qū)以及由細小樹枝晶和枝晶間γ相組成的頂層區(qū)。沿著沉積方向，各相的體積分數(shù)也發(fā)生了變化，α2相依次減少，γ相逐漸增多。TiAl合金的成分變化對合金的相組成產(chǎn)生顯著影響。

在電弧增材制造中，鈦絲和鋁絲的送絲比例決定沉積件的化學成分，進而影響合金的微觀組織。Ma等人也研究了Al/Ti比值對合金微觀組織的影響[52]。結(jié)果表明，沿著沉積方向，除近基板區(qū)外，沉積層其他大部分區(qū)域的化學成分均勻分布。在試驗參數(shù)范圍內(nèi)，Al/Ti比值的變化未對電弧增材制造TiAl合金的微觀組織形貌產(chǎn)生明顯的影響。但是，各相體積分數(shù)發(fā)生明顯改變，如圖11所示，隨著Al/Ti比值的增加，Al含量增加，α2相逐漸減少，γ相逐漸增多。熱循環(huán)條件影響合金的相轉(zhuǎn)變過程、應(yīng)力分布等。在增材制造過程中，層間溫度顯著影響著沉積件的熱循環(huán)條件，通過控制層間溫度可以改變合金的相變停留時間以及冷卻速率，進而減少殘余應(yīng)力，降低裂紋形成傾向，改善沉積件的微觀組織。Ma等人[53]研究表明，在試驗參數(shù)范圍內(nèi)（100～500 ℃），改變層間溫度，電弧增材制造TiAl合金沉積件的微觀組織和化學成分未發(fā)生明顯變化。然而，隨著層間溫度的升高，冷卻速率逐漸減小，促進了γ相的增加，α2相的減少。但是，當層間溫度升高到500 ℃時，沉積件的冷卻速率不能進一步降低，各相的體積分數(shù)沒有進一步發(fā)生改變。由于冷卻速率相對較大，電弧增材制造TiAl合金也存在偏析和殘余應(yīng)力現(xiàn)象，發(fā)生非平衡凝固，形成非平衡組織，對合金的力學性能產(chǎn)生不利影響。

雖然電弧增材制造TiAl合金具有熔敷效率高、成本低等優(yōu)點，但是研究起步較晚，還處于初級階段。并且該工藝還存在一定的局限性，如：怎樣定量添加合金元素以改善合金的組織性能等問題，還需要進一步深入研究。

3 力學性能

目前，對于增材制造TiAl基合金的力學性能研究的熱點主要集中在其室溫力學性能方面。傳統(tǒng)工藝與激光熔化沉積制備的TiAl基合金的力學性能對比如表4所示[41]?？梢园l(fā)現(xiàn)，晶粒尺寸越小，室溫力學性能越好。與傳統(tǒng)工藝相比，增材制造過程的冷卻速率更大，晶粒尺寸相對更小。根據(jù)Hall-Petch公式，晶粒尺寸越小，材料的抗拉強度越高，細小的晶粒對增材制造TiAl基合金的力學性能產(chǎn)生有利的影響。但是，片層狀微觀組織的變形能力較差，導(dǎo)致增材制造TiAl合金的室溫延展性較差[54]。由表4還可知，激光增材制造TiAl基合金的力學性能呈現(xiàn)各向異性，這主要是微觀組織的各向異性造成的。此外，電子束增材以及電弧增材制造TiAl合金也均呈現(xiàn)出力學性能的各向異性特征[51]。

工藝參數(shù)影響熱輸入量大小，并且與TiAl合金中Al元素的損失量以及冷卻速率的大小密切相關(guān)，進而對合金的微觀組織和力學性能產(chǎn)生影響。Yue等人[46]研究了電子束流對電子束增材制造TiAl基合金組織和性能的影響。結(jié)果表明，隨著電子束流的增加，增材制造TiAl基合金中硬脆的B2相和α2相隨之增加，γ相減少，導(dǎo)致TiAl合金的壓縮強度以及壓縮應(yīng)變也隨之逐漸減小，如圖12所示。在壓縮過程中，晶界處硬脆的B2相不易變形，造成應(yīng)力集中，弱化了晶界的連續(xù)性，易產(chǎn)生晶界裂紋，并且隨著電流的增加，晶粒尺寸逐漸增大，也對合金的壓縮性能造成不利影響[55-56]。合適的熱處理工藝可以降低沉積件的殘余應(yīng)力、消除缺陷、改善合金的組織性能。Ma等人[58]研究了熱處理對電弧增材制造TiAl合金組織和性能的影響。熱處理前后試樣不同方向的室溫力學性能如圖13所示，在1 060 ℃、保溫24 h的條件下，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉娜瑢咏M織，組織的各向異性明顯改善，室溫抗拉強度明顯提升;當熱處理條件為1 200 ℃、保溫24 h時，獲得等軸狀γ晶組織，合金的室溫延展性明顯改善，但抗拉強度略微降低。此外，添加適當?shù)暮辖鹪匾材芨纳芓iAl合金的力學性能。已有的研究表明[59]，V元素可以占據(jù)γ相中的Al原子的亞點陣，提高Ti原子電子云分布的對稱性，有利于提高TiAl合金的延展性，是有益的合金元素。Wang等人[60]通過使用Ti6Al4V焊絲代替純Ti焊絲，在電弧增材制備TiAl合金中引入了V合金元素，研究了V元素對TiAl合金的影響。結(jié)果表明，TiAl合金沉積件的相組成未發(fā)生改變，仍由α2相和γ相組成，但是微觀組織形貌發(fā)生了顯著改變，電弧增材制備TiAl合金的枝晶間γ相基本消失，由全片層組織組成的帶狀區(qū)以及等軸α2相和晶界處細小的γ板條組成的層狀區(qū)組成。然而，合金化方法也會對TiAl合金的性能產(chǎn)生不利影響，如B元素有效細化晶粒尺寸，提高合金性能，然而，與此同時形成的硼化物會引起材料的應(yīng)力集中，成為裂紋形核點，造成合金的開裂[61-62]。熱等靜壓處理可以減少裂紋、氣孔等缺陷，提高增材制造TiAl合金的致密度，改善力學性能;然而，熱等靜壓只可以有效減少350 μm以下的微孔，對于一些較長的裂紋，效果不明顯，不能穩(wěn)定改善合金的力學性能[40]。

上述研究結(jié)論對如何改善增材制造TiAl合金室溫力學性能有一定的啟示作用。通過優(yōu)化工藝、熱處理以及合金化等方法，可以有效地改善增材制造TiAl合金的力學性能。

TiAl合金的雙相組織具有工程應(yīng)用價值。對于TiAl雙相合金，影響其延展性的因素主要有以下四個方面[18-63]：（1）晶粒尺寸。細化晶粒尺寸，可以有效改善合金的延展性。隨著晶粒尺寸的減小，晶界數(shù)量增加，有利于合金變形協(xié)調(diào)性，進而改善合金的延展性。（2）片層組織與γ晶的體積比（L/γ）。片層狀組織能夠促進γ相等軸晶的變形，當L/γ比值為0.3～0.4時，合金的延展性最大，而L/γ比值取決于α2/γ比值，當α2/γ為3%～15%，合金的延展性較好，這兩個比值都取決于合金中的Al元素含量，研究表明，當Al含量為48%，延展性較好。（3）γ相的晶格常數(shù)。面心正方結(jié)構(gòu)的γ相的正方比c/a對合金的延展性有顯著的影響。c/a隨著Al元素含量的減小而減小，減小c/a或增加晶體結(jié)構(gòu)的對稱性，可以改善合金的延展性。（4）雜質(zhì)含量。TiAl合金中的氧、氫等雜質(zhì)元素增加了合金中α2相的脆性，顯著降低合金的塑性變形能力，因此，可以通過控制雜質(zhì)含量，改善合金的塑性。

TiAl合金的抗拉強度與化學成分、晶粒尺寸、片層間距等因素密切相關(guān)。TiAl合金中的Al含量影響初始析出相以及隨后的相變過程，隨著Al含量的減少，α2相數(shù)量逐漸增多，γ相數(shù)量逐漸減少。相對于γ相，α2相的位錯滑移的臨界剪切應(yīng)力更大[64]。因此，在一定范圍內(nèi)增加α2相體積分數(shù)，可以提高合金的顯微硬度和抗拉強度。Cha等人[65]對片層狀組織的TiAl合金研究表明，合金的強度與兩相體積分數(shù)以及片層厚度密切相關(guān)，當α2相體積分數(shù)較大時，α2相板條寬度是影響合金強度的主要因素。此外，片層狀組織中的γ相晶粒尺寸也對合金的強度產(chǎn)生明顯的影響。細小的γ相板條可以阻礙位錯的滑移，甚至抑制位錯的形成，并且阻礙裂紋的擴展，改善合金強度。冷卻速率越大，片層間距越小，合金的抗拉強度越好[66]。

考慮到TiAl合金復(fù)雜的高溫服役環(huán)境，合金的蠕變、疲勞等性能也非常重要，決定著試件的應(yīng)力水平以及使用壽命，但是對于增材制造TiAl合金的上述性能的研究還十分有限。

TiAl合金的蠕變性能主要與微觀組織形貌以及Al含量密切相關(guān)。隨著Al含量的增加，合金的抗蠕變性能也隨之增加[67]。大量研究表明，晶粒尺寸對蠕變速率的影響作用不明顯，交錯的鋸齒狀晶界可有效降低TiAl合金的蠕變速率。全片層組織的抗蠕變性能明顯優(yōu)于其他組織，這主要與α2相的強化作用以及全片層組織對位錯滑移和攀移的阻礙作用緊密相關(guān)。此外，片層位向也對合金的蠕變速率具有顯著的影響，硬位向的蠕變抗力明顯高于軟位向[68]。雖然全片層組織的合金具有較好的抗蠕變性能，但是全片層組織的晶粒尺寸較大，室溫力學性能較差，因此，可以采用細化全片層組織的方法，獲得具有良好抗蠕變、抗拉強度以及延展性能的TiAl合金[69]。

影響TiAl合金疲勞性能的因素與蠕變相似。雙態(tài)組織的疲勞裂紋擴展速率較高，而裂紋在全片層組織中的擴展較慢。疲勞裂紋一般起源于組織的缺陷（氣孔、夾雜等），這些位置應(yīng)力集中較大，加劇了合金的失效進程。因此，對于本征脆性較大的TiAl合金，應(yīng)該盡量消除合金中形成的缺陷。此外，TiAl合金的表面狀態(tài)也對合金疲勞性能有顯著影響。改善合金表面的粗糙度，降低表面的應(yīng)力集中，可以減少、延緩裂紋的產(chǎn)生和擴展，提高合金的抗疲勞性能[70-71]。

4 結(jié)論與展望

與傳統(tǒng)TiAl合金制備工藝相比，增材制造TiAl合金具有顯著的技術(shù)優(yōu)勢和廣闊的應(yīng)用前景。TiAl合金的幾種增材制備工藝各具優(yōu)勢、相互補充，但研究還十分有限，仍有很多問題需要探討和解決。

在增材制造TiAl合金過程中，沉積件經(jīng)歷反復(fù)加熱、冷卻，溫度場分布復(fù)雜，殘余應(yīng)力較大，成分分布不均勻，嚴重制約著成形件的質(zhì)量。通過優(yōu)化增材路徑，采用焊前預(yù)熱、層間冷卻以及焊后熱處理等手段，有利于改善組織，減少增材制造沉積件的殘余應(yīng)力，降低合金的開裂傾向。若將上述方法相結(jié)合，應(yīng)能更好地改善增材制造沉積件的殘余應(yīng)力分布，但是該過程較為復(fù)雜，還需要進一步深入研究。

考慮到TiAl合金的服役環(huán)境，應(yīng)對拉伸、蠕變、疲勞等力學性能進行全面研究。采用優(yōu)化工藝參數(shù)、合金化、熱處理等手段，可以減少缺陷，改善成形質(zhì)量、微觀組織以及力學性能。但是，影響增材制造TiAl合金力學性能的因素復(fù)雜，在提高一種力學性能的同時，可能會降低另一種力學性能。如何獲得綜合力學性能優(yōu)異的TiAl合金沉積件，是增材制造TiAl合金技術(shù)的核心技術(shù)瓶頸。

在增材制造過程中，原材料的成分對于成形件組織性能的影響很大。合金化是一種非常重要的方法，可以改善TiAl合金的組織性能。激光增材和電子束增材技術(shù)采用金屬粉末制備TiAl基合金，與之相比，電弧增材技術(shù)采用異種雙絲熔合制備TiAl合金，只能采用現(xiàn)有的鈦合金、鋁合金焊絲代替純鈦、純鋁焊絲進行合金化，合金化元素種類十分有限，并且不易控制合金化元素含量，無法有效地改善成形件的組織性能。因此，應(yīng)開發(fā)出電弧增材制造專用焊絲，以滿足電弧增材制造TiAl合金的要求，獲得成形質(zhì)量、綜合力學性能優(yōu)異的TiAl基合金成形件。

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