增材制造技術制備鈦鋁合金的研究進展

闞文斌，林均品

(北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室，北京100083)

特約專欄

增材制造技術制備鈦鋁合金的研究進展

闞文斌，林均品

(北京科技大學 新金屬材料國家重點實驗室，北京100083)

增材制造技術(也稱3D打印技術)在發展新型TiAl合金領域有巨大潛力。電子束熔煉技術制備TiAl合金逐漸引起關注，本文對相關工藝探索的研究進行了綜述。通過調節EBM過程中的各工藝參數，例如片層厚度、熔煉溫度、掃描速率、線能量和構建路徑等參數，可獲得致密并且無大量Al損失的均勻樣品。經過熱等靜壓處理和熱處理，可得到細小均勻的組織。通過控制熱處理溫度，可獲得等軸近Gamma組織、雙態組織(片層比率不同)或全片層組織。介紹了高Nb-TiAl合金合金粉末、塊體材料制備工藝對組織的影響等?？偨Y了EBM技術的優點和存在問題( 包括解決縮孔、Al損失、組織和性能的精確控制等問題)，并對其發展前景進行了展望。我國利用EBM技術制備Ti合金的研究工作剛開始, 尚未開展制備TiAl合金的研究工作。

增材制造； TiAl合金； 3D打印；電子束熔煉技術；顯微組織

1 前 言

進入21世紀以來，隨著計算機輔助設計(CAD)建模技術的快速發展，增材制造(AM)能夠更多地用于成形復雜結構件。自《經濟學人》在一篇對3D打印技術(增材制造的另一種叫法)的報道中將之稱為“第三次工業革命”后，增材制造技術已引起海內外的廣泛關注[1-2]。事實上，3D打印并非新技術，從1984年理論基礎和技術雛形的發展開始，至今已有30余年。而我國也早在20年前就開始了此項技術的研究，北京航空航天大學、清華大學、西北工業大學等高校及科研單位都有長期的技術積累。

增材制造技術基于數字化、分布式和流程簡單的優勢實現的訂制化制造，使其在醫療設備領域發展迅猛，其中最成功的應用為以鈦合金制備的用于髖關節置換術的髖臼杯，Murr等人開發的Ti-6Al-4V多孔材料被認為是下一代生物移植材料[3]。通過3D打印技術制造的人造牙齒、骨骼和關節等人體植入性產品已在全球有數10萬安裝量。

增材制造技術在航空航天領域也有其特有的優勢。首先，粉末原料經過多次循環使用后，仍能保持穩定的化學成分，可大幅提高原料利用率，并且AM技術作為一種近成形工藝，能有效降低生產成本。其次，航空航天領域的零部件經常要重新設計，此時僅需對CAD模型進行調整，便可進行生產，能有效縮短生產周期。

增材制造技術根據能量源屬性(激光或電子束)、原料狀態(塊體、液體或粉末)和原料反應方式(熔化、粘結或化學反應)的不同衍生出眾多技術路線，同時下游應用領域不斷擴展[4]。其中的選區激光熔煉技術(Selective Laser Melting, SLM)和選區電子束熔煉技術(Selective Electron Beam Melting, SEBM或EBM)可用于制備金屬材料。SLM技術由于能快速連貫地制備同時包含金屬、陶瓷、塑料的小尺寸復合材料，在醫學領域有很好的商業應用前景[5-6]。EBM因在航空航天與多功能納米材料領域的應用潛力[7]，獲得廣泛關注。

金屬材料增材制造技術的難點在于：金屬的熔點高，且其過程涉及到固液相變、表面擴散以及熱傳導等問題；還需要考慮晶體組織是否良好、試樣是否均勻致密；而且激光或電子束的快速加熱和冷卻過程也易引起試樣內較大的殘余應力。盡管SLM與EBM技術均可應用于制備金屬材料，但Murr等人[3]通過對比分別使用兩種工藝制備的Ti-6Al-4V、Co基高溫合金等多種材料，發現它們的組織形貌與力學性能存在一定差異。SLM系統采用的能量源為高能激光束，工作環境為氬氣或氮氣氣氛，與EBM的真空環境相比，加快了組分的冷卻速度和凝固過程[8]，因此在制備微結構對于凝固速率敏感的材料時，二者表現不同。Srivastava[9]采用SLM技術制備的Ti-48Al-2Mn-2Nb樣品，其顯微組織隨工藝參數(激光能量與掃描速率)的變化而不同，通常形成各向同性的細小組織，經后續熱處理，得到粗化的各向同性組織。SLM制備的TiAl合金在高倍觀察下呈現出均勻細密組織，但低倍觀察下可明顯發現沿生長方向的分層，可見顆粒層的熔煉過程并不理想。材料的致密度受到粉末粒子流動能力、材料構建策略等多個因素共同影響，相較于SLM技術，EBM通常能更好地實現材料的均勻致密化[10]，同時EBM擁有更快的掃描速度，其制備大尺寸樣品能力和成品表面質量均優于SLM技術[11]。事實上，EBM技術制備的樣品表面質量也須進行優化，特別是樣品表面與構建方向夾角約90°時[12]。雖然EBM與SLM技術孰優孰劣仍未有定論，但一般高溫合金制備領域更多采用EBM技術。

TiAl基合金密度低，彈性模量高，綜合力學性能優異，特別是新一代的高Nb-TiAl合金具有優良的高溫強度、抗蠕變、高溫抗氧化和阻燃性能，被認為是可替代鎳基高溫合金的下一代輕質耐熱航空航天結構材料。但其最大的障礙之一便是室溫脆性和加工性能差，傳統的加工制備方法均難以滿足工程應用需要[13-16]。在此背景下，EBM作為一種制備TiAl合金的近成形工藝，被寄予厚望。

2 EBM技術的研究背景

2.1 EBM設備與工作原理

圖1為EBM技術系統的示意圖，在此系統中，上端的電子槍通常可提供60 kV的電壓，其生產過程可分為4個階段：①由給料系統將粉末均勻分散在工作臺上，通常的布料厚度為50～200 μm；②通過非聚焦的電子束高速掃描工作臺，預熱金屬粉末，其掃描速率通常達104mm/s[17]；③根據CAD信息，通過聚焦的電子束對選區內的金屬粉末層進行掃描；④根據設定降低工作臺高度，并重復以上過程。以上過程需維持在一定溫度，不同研究者對溫度選取略有差異，通常在保證固相轉變的條件下，較高的溫度可改善燒結過程，獲得更好的工藝穩定性，組織發生粗化，而較低的溫度不利于減小熱應力，易造成工件變形與開裂[19]。Ti合金的相關研究表明，提高環境溫度后，EBM樣品的屈服強度降低、延伸率提高，但此趨勢在熱等靜壓處理后會被削弱[20]。

圖1 EBM系統結構示意圖[18]

使用EBM制備TiAl合金過程中，環境溫度通常保持在α-γ兩相區，使冷卻時僅發生α→α2相變[21]。使用的金屬粉末應在Ar氣保護氣氛下通過快速凝固制備，其顆粒尺寸在不同研究中略有區別，但基本分布在40～150μm范圍內。Boulos認為圓形而非不規則形狀的金屬粉末有利于EBM過程[10]，粉末形狀與粉末尺寸分布、粒子間粘著力、表面張力等共同作用，決定了粉末的流動性，從而影響EBM樣品的致密性[22]。Schwerdtfeger等人[21]分析制成粉末的成分含量：O含量0.07%(質量分數)，N含量0.004%(質量分數)，粉末密度為2.18g/cm3，對照后文的實驗結果，發現EBM制備過程中粉末的體積縮減可達50%，由此也可預見，在工藝參數不當時，EBM過程易產生縮孔。Hernandez等人通過將粉末封樣、拋光、腐蝕得到其形貌特征，發現粉末呈現出細小的雙態組織(α2/γ=0.5,等軸晶尺寸約為15 μm)[23]。類似研究嘗試用Ti粉末與SiC粉末機械混合作為原料，制備Ti-(20,30,40,w%)SiC，XRD分析表明并未生成平衡相Ti3SiC2，提高能量輸入可緩解反應不足造成的成分偏析與SiC粉末結塊，加快液相中的物質交換過程[24]，但提高能量輸入一般需增大電流、減小掃描速度，而這可能會導致縮孔增加。直接使用機械混合的元素粉末為原料，以簡化TiAl合金EBM的制備工藝，還有待進一步探索。下文中制備TiAl的實驗，未經特殊說明，所用原料均為Ti-48Al-2Cr-2Nb合金粉末。

EBM過程多處于真空環境中，對氧化有較好的防護能力。TiAl合金應用的重要障礙為室溫脆性，氧元素與氮元素雜質的存在會進一步惡化室溫力學性能[13]。實驗結果表明，EBM制備的Ti-48Al-2Cr-2Nb樣品氧含量基本與粉末中持平，為0.06%，氮含量為0.01%，均小于可引發脆性的濃度值(被認為分別是0.1%與0.06%)[18]。而高Nb含量TiAl合金的EBM制備實驗結果表明，在Ti-(47，48)Al-2Cr-8Nb實驗中，氧含量在EBM過程中分別由0.08%增長至0.11%和0.04%增長至0.07%(質量分數)[25]。由此可見，EBM過程中能有效將氧含量控制在可靠范圍內。

EBM的預熱過程可保證粉末層具有一定的電導率和機械穩定性。當粉末電導率不足時，會引發充電，粉末帶電后在斥力作用下形成粉末云，此時實驗將被迫中斷。提高實驗溫度、預熱強度(延長預熱時間并提高電子束電流)可有效防止粉末云的產生[21]。

2.2 EBM技術的主要工藝參數

EBM的主要工藝參數包括：加速電壓(U)；電子束電流(I)；掃描速率(V)；聚焦寬度；掃描寬度(d)；線能量(LE)；片層厚度(h)等，其中LE=(U×I)/V。另一個重要的參考量為返回時間(Return Time，RT)，其表示當電子束聚焦點離開某一位置后，到達其相鄰線路上臨近位置所需要的時間，RT較小時，電子束的加熱效果會受到相鄰路徑的熱影響。EBM參數優化的核心是力求達到能量輸入速率與給料速率的匹配，過小的能量輸入，會造成熔煉不足，導致界面間結合力差；過大的能量輸入，會造成局部過熱，破壞組織結構，同時擴大熔池，造成表面起伏等不穩定現象，也會間接損害片層間結合力。但能量輸入水平在目標組織形貌不同時也會略有區別。

3 EBM技術制備TiAl合金的研究現狀

3.1 工藝優化

3.1.1 致密度的優化

EBM技術制備樣品孔隙率通常在2%左右，經過熱等靜壓等后續處理，孔隙率可降低至1%[18，26]。Terner[25]等人通過對比不同工藝下的實驗結果，認為存在兩類孔隙：①金屬粉末由于制備時處于氬氣環境下，其中存在氬氣泡，在后續熔煉過程中轉化為孔隙，通常呈球狀，尺寸細小，且經過熱等靜壓處理后會進一步縮小，不對材料力學性能產生明顯影響[26]；②由于片層間結合力不足造成的延伸孔，通過觀察其顯微照片，發現延伸孔厚度通常在100～200 μm，即約為一個片層厚度。后者對材料性能的損害更大，但通過工藝優化可以避免。

Schwerdtfeger等人通過一系列對比試驗，得到低掃描速度(圖2)和高掃描速度(圖3)下材料致密性的加工窗口。為保證熔煉充分且不發生嚴重過熱，應維持一定水平的能量輸入，若減小掃描速率(V)，會造成返回時間(RT)增加，相鄰位置熱影響減弱，熱損耗增加，必須提高LE才可得到致密樣品。通常，綜合考慮幾何因素、構建策略等因素下，對15×15 mm2大小的樣品，建議的RT應維持在0.02～0.1 s[21]。

圖2 EBM在低掃描速率下制備TiAl合金致密性的加工窗口[21]

圖3 EBM在高掃描速率下制備TiAl試樣的致密性加工窗口[21]

Markl等人[27]通過對EBM熔煉過程的能量吸收分布進行數值模擬，發現了電子束穿透深度與能量消耗的關系。在不同工藝參數下，能量吸收效率與深度的函數關系會出現常數型向指數型的轉變。常數型分布下，熔池各位置的熱吸收基本相同；指數型分布下，表面熱吸收極高，熔池下部熱量快速降低，可見過高的熱輸入下，不僅會出現過熱現象導致組織破壞，也會影響致密度。

Marfin等人[28]對靜態電子束作用于粉末層的模擬結果表明，電子的吸收深度要遠高于熱影響深度，并且電子束作用下表面張力引起的液面波動也會對電子束的吸收有影響。同時模擬結果表明，當過熱不太嚴重時，由于溫度剛剛超過固體熔點時，液相的出現會大幅提高熱傳導能力，使溫度增長趨緩，起到負反饋調節作用[29]。

研究者們利用紅外線影像對EBM過程進行實時監控，對比不同片層位置的紅外線圖像與樣品的光學照片，可發現其熱分布與顯微組織具有高度的一致性。一方面它證明了熱分布對最終組織形成的影響，另一方面，通過EBM技術參數的快速調節，配合紅外線圖像實時反饋，有望實現組織缺陷的“在線修復”[30]。

3.1.2 Al元素的含量控制與均勻化

由于電子束能量密度高，其作用于金屬粉末時，會對熔池上部的輕質元素有較強的氣化作用，TiAl合金進行EBM制備時引起Al的損失。早期研究試圖通過增加Al的初始含量彌補Al的損失，XRD結果表明形成相為TiAl3而非目標的γ-TiAl[31]。TiAl合金的組織性能對Al含量很敏感，相較于傳統工藝， EBM技術下Al的損失方式，會造成更為嚴重的成分不均勻現象，因此不能通過簡單的Al含量補償來優化工藝。

優化工藝的基本思路為減小熔池深度、防止局部過熱、降低電流與線能量，為保證致密性條件，要求同時減小片層厚度、減小掃描寬度并大幅提高掃描速率(如圖3)。實驗結果表明，當采用高線能量(1.1 J/mm)、高電流(9.2 mA)、高片層厚度(100 μm)和低掃描速率(500 mm/s)時，Al含量減少4.0%(原子百分數,下同)；當采取低線能量(0.17 J/mm)、低電流(7.5 mA)、低片層厚度(70 μm)和高掃描速率(3 000 mm/s)時，Al含量減少0.5%[21]。可見避免Al的損失主要是要防止嚴重的局部過熱發生。值得一提的是，Cormier發現當線能量為7.8 J/mm，電流為13 mA時，Al含量減小達8%，而Murr等人的類似實驗中卻未發現Al含量減小?？梢娽槍l含量控制的工藝優化還需進一步探討。

Biamino等人對Al分布進行的定量分析表明，在Al含量減小達1.0%時，Al元素發生成分不均，其中最大含量與最小含量間差值達0.2%[18]。但與Al的損失問題不同，Al的分布不均現象在某些低能量密度高掃描速率工藝下反而有所升高。有關EBM制備Ti-6Al-4V的研究中認為，由于電子束造成的熔池深度至少為兩個粉末層厚度，熔煉過程中存在下層上部貧鋁區與上層下部富鋁區的混合，會減弱Al的分布不均。但當掃描速率過快時，混合無法充分進行，因此最終的成分不均現象更嚴重[21，32]。Ti合金中的實驗與模擬結果均表明，電子束造成的熔池深度與電流強度有關，在電子束動態掃描過程中，電流強度為6 mA時，熔池深度為150 μm(熔池下邊緣出現縮孔)，電流強度為12 mA時，熔池深度約1 200 μm[20]。

眾多成分分析表明，Ti與Al含量也受電子束頻率影響，應保證電子束頻率高于1.0 Hz[33]。EBM過程中，Nb含量較穩定，分布均勻，無明顯損失[21]。

3.2 EBM樣品的組織形貌控制

由于EBM技術熔池小等特點，其基體冷卻速度可達100 K/s，此數值在經工藝優化后還有望進一步提高，Qian等人報道了SLM制備Ti合金過程中高達7×104K/s的冷卻速度[34]。Bermani等人通過引入Rosenthal公式，計算模擬了EBM制備Ti合金過程中的溫度場，在不同工藝參數下，等軸晶或片層團的尺寸可由30 μm變化到0.1 μm[20，35]。由于EBM過程不受樣品尺寸限制，能夠得到傳統鑄造難以獲得的組織特征，甚至有望在高線能量和較快冷卻速度的共同作用下，引發γ固相轉變，直接形成全片層組織。EBM制備的TiAl合金的TEM照片如圖4所示，細小的α2板條(0.1～0.3 μm)伴隨著充滿形變孿晶與高位錯密度的γ晶粒，此時可獲得較大的平均硬度值(4.1 GPa)[26]。

圖4 EBM制備的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金中具有高位錯密度的TiAl晶粒中形成的孿晶的TEM明場像[26]

EBM制備TiAl合金通常形成細小雙態組織。但Schwerdtfeger等人[21]發現在較慢掃描速率(400 mm/s)下，樣品表層300 μm范圍內(2～3個片層厚度，約為熔池深度)，出現與基體細小組織不同的外延生長的粗化柱狀晶組織(如圖5)。推測EBM電子束在掃描表面粉末層的過程中，會對掃描區域附近已完成熔煉的片層產生熱影響。因環境溫度通常維持在900～1 000 ℃(臨近α轉變溫度)，隨著電子束循環往返、逐列掃描，臨近表層的基體區域處于類似循環熱處理的條件下，在波動式熱影響的過程中，會激發α轉變，實現晶粒細化[21，36-37]。研究發現在能量輸入減弱時，材料趨向于生成柱狀晶；波動式熱影響的細化作用使基體內產生細小片層組織或雙態組織。當使用不聚焦的電子束掃描處理上述樣品時，發現表面柱狀晶區重新出現類似基體內部的細化組織，形成“三明治”組織。但同時需要指出的是，類似現象并非出現在所有工藝參數條件下，高掃描速率情況下，表面無柱狀晶，基體無片層，這可能是由于此時無法滿足γ固相轉變的冷卻條件[21]。

圖5 EBM制備Ti-48Al-2Cr-2Nb樣品(片層厚度100 μm、LE=0.9 J/mm、V=400 mm/s)的偏光金相照片[21]

波動式熱影響的存在得到了Roberts[38]等人的證明，他們應用元素生滅(Element Birth and Death)技術對包括相轉變等非線性影響因素在內的動態電子束作用過程進行模擬，結果表明，隨著片層增加和隨后的電子束掃描，同一區域內，下部片層內的溫度會再次上升，達到一個極值。模擬結果中，從表層向下的各層，在掃描后一段時間內，可達到的最高溫度分別為：2 028 ℃、2 176 ℃、2 155 ℃、2 150 ℃。這就為通過調整工藝參數，控制熱影響區的強度與分布，以獲得理想組織提供了可能。

Moat等科學家在應用增材制造技術制備Ti合金時，通過改變掃描速率、掃描路徑等參數制備出等軸晶或柱狀晶等多種組織形態[39]，其實驗過程符合溫度場梯度與枝晶生長速度的模擬結果[20，40],而Gaumann等人通過調節激光涂鍍技術(一種增材制造技術)的工藝參數制備出了單晶的高溫合金[41]，實現了對組織結構的精確控制。

EBM制備TiAl合金的組織，例如由于TiAl合金組織結構對Al含量的敏感性，Al元素在EBM過程中損失與波動均不可忽略，圖6中兩個樣品的Al含量由于工藝參數差異分別減小至44.4%和47.3%，可見在熱影響與較大的Al損失共同作用下，凝固過程甚至可能出現β單相區，此結果已被XRD結果證明[21]。因此，對于TiAl合金組織結構的控制還需要進一步的研究。

圖6 兩組EBM樣品的SEM照片:(a)高線能量低掃描速率制備，(b)低線能量高掃描速率制備[21]

3.3 EBM樣品的熱處理

通常為降低樣品孔隙率，對EBM樣品首先進行熱等靜壓處理，之后在不同條件下進行后續熱處理。熱等靜壓處理后通常會形成各向同性的細小等軸晶粒，其尺寸約為10～50 μm[25]。后續熱處理過程與鑄態組織熱處理過程中的組織變化規律類似：提高熱處理溫度，片層團比率增大；加快冷卻速度，晶粒尺寸與片層間距減小。相關實驗表明，在1 295～1 305 ℃進行熱處理可形成雙態組織，約50～100 μm的片層被10～40 μm的等軸晶釘扎(如圖7)；而1 315 ℃進行熱處理可形成粗化的全片層組織(200～500 μm)[25]。

3.4 EBM樣品的力學性能

對EBM樣品力學性能的研究不多，Biamino等人分別測量了經過熱等靜壓處理后的近等軸晶組織與后續熱處理后的雙態組織(1 320 ℃保溫2 h)在不同溫度下的力學性能(如圖8)，發現二者的低溫性能類似，高溫性能差異較大。雙態組織在常溫下屈服強度達360 MPa，延伸率為1.1%；800 ℃下延伸率可達5.2%。值得一提的是，EBM樣品力學性能實驗數據有較好的重復性[18]。雙態組織經過高溫空氣暴露試驗后(650 ℃下10 h)，延展性明顯下降，其抗氧化行為與相同成分的鑄態組織類似[42]。另一組實驗的硬度測試表明EBM樣品維氏硬度達4.3GPa，熱處理后得到的雙態組織(1 150 ℃處理5 h)與全片層組織(1 380 ℃處理1 h)維氏硬度分別為4.6 GPa與4.5 GPa ，基本處于同一水平[23]。

圖7 EBM樣品經1 295～1 305 ℃下熱處理后形成的雙態組織的金相照片[28]

圖8 HIP后得到的近等軸晶組織與熱處理后的雙態組織在不同溫度下的力學性能[18]

3.5 高Nb-TiAl合金的粉末冶金

高Nb-TiAl合金經無坩堝感應加熱連續氣體霧化裝置制備出合金粉末, 見圖9所示。從圖9a,b可以看出，不同粒度的合金粉均呈球形，這與霧化工藝有關。Ar氣霧化制粉原理是利用高壓Ar氣作為霧化介質，在霧化噴嘴出口處產生高速氣流，破碎連續的熔融金屬細流，形成金屬熔滴，冷卻后形成微細金屬粉末。良好的球形度表明合金粉具有優異的流動性[43]。

圖9 高Nb-TiAl合金粉的宏觀形貌：(a)178～380 μm,(b) ≤74 μm

圖10是燒結溫度對粒度≤74 μm合金粉組織的影響?？梢钥闯?，燒結溫度對合金組織有顯著的影響。在12 000 ℃燒結時，粉末發生變形和粘結，顆粒界面很明顯，合金的組織與采用的合金粉的組織類似。同時發現，在燒結粉末的邊界處存在少量的孔隙。隨著溫度的升高，組織發生變化。當燒結溫度升至1 050 ℃時，粉末顆粒的界面仍明顯。但在界面處沒有發現孔隙，表明粉末之間的致密化增加。每個顆粒內部呈現近γ組織，白色相為α2。等軸γ晶粒平均尺寸為9.4 μm，α2晶粒的尺寸約為2 μm。當燒結溫度升至1 100 ℃時，組織與1 050 ℃的組織相似，仍為近γ組織。但α2晶粒長大，平均尺寸為3 μm，而等軸γ晶粒平均尺寸為6 μm。當燒結溫度升至1 150 ℃時，合金為近片層組織。在組織中，除了細小的片層，在片層的晶界處有少量的等軸γ和α2。當燒結溫度升至1 200 ℃時，合金為全片層組織。采用截線法統計了片層晶團大小，約為27 μm。通過TEM可知，γ和α片的厚度分別為210 nm和270 nm。在細小片層組織中出現了偏析(白色相)，這將在后面進行討論。當燒結溫度為1 300 ℃時，全片層組織發生粗化，也存在偏析。因此，可以認為，1 200 ℃是自曼延燒結(Self-Propagation Sintering,SPS)制備高Nb-TiAl合金的適宜燒結溫度。

圖10 SPS燒結溫度對高Nb-TiAl合金顯微組織的影響[43]:(a) 1 000 ℃,(b)1 050 ℃,(c)1 100 ℃,(d) 1 150 ℃,(e) 1 200℃,(f) 1 300℃

4 EBM技術應用于TiAl合金存在的問題

粉末原料的選取問題 現階段應用EBM技術制備TiAl合金的過程中，均使用預先制備的合金粉末為原料，而非機械混合的元素粉末。可以設想，若可使用機械混合元素粉末直接進行EBM生產，便可省略制粉環節，不僅降低生產成本、縮短工藝周期，而且更有利于TiAl合金的成分探索。

目前基于此目的的實驗嘗試還不甚成熟，主要是由于EBM過程中元素粉末間的化學反應與交互作用會使溫度場更加復雜化，通常會出現反應不足或粉末結塊現象，相關問題有待進一步研究解決。

EBM過程中的組織性能控制 通過前一階段的研究工作，在對EBM樣品的組織結構控制方面已取得長足進展。通過調整工藝參數，通?？蓪崿F樣品在某一特定性能上(如致密性、Al含量的損失控制與均勻化、力學性能等)的優化。但目前的研究還未涉及如何調整各工藝參數，以得到兼具理想組織形貌與優異綜合性能的產品。因此，如何確定工藝參數，確保產品各方面性能均衡發展，將會是今后重要的研究方向。

EBM樣品在熱處理過程中的組織演變過程 TiAl合金的EBM工藝參數如何影響后續熱處理過程還沒有系統的研究，特別是EBM得到的各類組織在后續處理中的遺傳特性還有待進一步揭示。

5 結 語

(1)為了解決縮孔、Al損失等問題，并實現更加細化的組織結構，EBM必然向著更快的掃描速率(當前可達6 000 mm/s)、更小的粉末粒度和更低的粉末層厚度方向發展。

(2)鑄造技術成分設計中需考慮熔體流動性、防止晶粒長大等影響因素，而EBM由于自身特點，可弱化此類因素的影響，因此有望在高Nb條件下發展出新的合金成分，進一步提高TiAl合金的綜合性能。

(3)電子束不但可對金屬進行熔煉，也可在非聚焦模式下對其進行熱處理，通過精確的流程控制，有可能實現同時進行電子束的逐層熔煉與逐層熱處理，直接得到性能優良的材料。

(4)實驗結果已表明通過參數控制可在同一樣品的不同區域獲得各異的組織結構，未來有望配合EBM的近成形特征，對葉片等復雜結構部件不同位置進行精密的成分、組織設計，實現不同區域以性能為導向的各異微觀形貌特征，并直接通過EBM實現快速準確制備。

(5)我國針對利用EBM技術制備Ti合金的研究工作剛剛開始, 尚未開展有關制備TiAl合金的研究工作。

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(編輯：惠 瓊)

Research Progress on Fabrication of TiAl AlloysFabricated by Additive Manufacturing

KAN Wenbin，LIN Junpin

(State Key Labratory for Advanced Metals and Materials,University of Science & Technology Beijing, Beijing 100083, China)

Additive manufacturing (3D printing) holds strong potential for the production of a new class of TiAl alloys. In the present paper, recent research progress on the processing of TiAl alloys by electron beam melting was reviewed. The EBM parameters such as layer thickness, melting temperature, scanning speed, line energy, or building strategy were set up to minimize porosity and achieve a homogeneous specimen with less Al loss. The very fine microstructure resulting after EBM can be then set up by HIP and heat treatment (HT). According to the HT temperature in particular, an equiaxed near Gamma microstructure, a duplex microstructure with different lamellar radio and a fully lamellar microstructure were obtained. The paper introduces the influence of alloying powders and fabrication technology on the microstructures of high Nb-TiAl alloys. Summary remarks were presented on the advantages and disadvantages of EBM (including shrinkage, losing Al and precisely controlling the microstructure), and the prospect of this technique also.

additive manufacturing;γ-TiAl alloys; 3D printing; EBM; microstructure

2014-07-20

國家自然科學基金 ( 51271016,51171015);科技部973計劃項目(2011CB605500)

闞文斌 ，男，1990年生， 碩士生

林均品 ，男，1963年生，教授，博士生導師，Email:linjunpin@ustb.edu.cn

10.7502/j.issn.1674-3962.2015.02.02

TG146.2+3

A

1674-3962(2015)02-0111-09