電子束粉床3D打印TiAl金屬間化合物研究進展

湯慧萍，李會霞，車倩穎，潘登

電子束粉床3D打印TiAl金屬間化合物研究進展

湯慧萍1,2，李會霞2，車倩穎2，潘登2

（1.浙大城市學院 先進材料增材制造創新研究中心，杭州 310015；2.西安賽隆增材技術股份有限公司，西安 710018）

TiAl金屬間化合物因具有低密度、高比強度、優異的高溫強度和抗蠕變性能等特點，是迄今為數不多能夠在600 ℃以上氧化環境中長期使用的輕質高溫結構材料，可顯著提高航空發動機推重比和燃油效率。電子束粉床3D打印（Electron Beam-Powder Bed Fusion，EB?PBF）技術具有高的能量利用率和成形效率，以及成形應力低、真空環境等諸多優勢，是脆性TiAl合金最理想的增材制造技術。通過查閱國內外近20 a來EB?PBF打印TiAl合金方面的文獻，從粉末原料、組織特點、力學性能、復雜構件成形及應用等方面綜述了EB?PBF打印γ?TiAl合金、β凝固TiAl合金、高鈮TiAl合金的研究進展，并針對目前面臨的關鍵科學問題及實際應用難題展望了EB?PBF打印TiAl 合金的發展前景和重點發展方向。

TiAl合金；電子束粉床3D打印；后處理；工程應用

TiAl金屬間化合物因其具有低密度、高比強度、優異的高溫強度、抗蠕變及抗氧化性能等特點，是能夠在600 ℃以上氧化環境中長期使用的輕質高溫合金，可顯著提高航空發動機推重比和燃油效率，有望部分取代鎳基高溫合金，成為航空航天結構件、地面動力系統轉動及往復運動結構件的優選材料。

TiAl合金的研究始于20世紀70年代中期，根據成分特點、性能和成形工藝不同，TiAl合金可分為3類，第1類為傳統鑄造γ–TiAl合金，以美國GE公司研制的Ti?48Al?2Cr?2Nb合金為典型代表，因其具有優異的綜合力學性能，目前已成功應用于GEnx航空發動機低壓渦輪葉片[1]；第2類為β凝固TiAl合金，由美國Kim團隊開發[2]，成分范圍為Ti?（40-45）Al?（2-8）Nb?（1-8）（Cr，Mn，V，Mo）?（0-0.5）（B，C）。與傳統鑄造γ?TiAl合金相比，高溫變形能力得到顯著改善，典型代表如TNM合金。2016年9月，由變形TNM合金制備的低壓渦輪葉片在空客A320的發動機上投入使用；第3類為高鈮TiAl合金，由北京科技大學陳國良團隊[3-4]開發，如Ti?45Al ?8Nb，因其具有優異的高溫抗蠕變和高溫抗氧化性能，可將服役溫度提高至800～ 900 ℃，已在我國航空航天部分關重構件上得到應用。

傳統TiAl合金的成形方法主要包括鑄錠冶金法、粉末冶金法和熔模精密鑄造法等，鑄錠冶金法對設備要求較高、工藝復雜、加工難度大且成本高；粉末冶金法也存在成本高和難以成形復雜結構件等問題，而鑄造法則會伴隨縮孔、疏松等缺陷，且組織粗大，力學性能較差。相較于傳統方法，增材制造技術依靠數字化模型，逐層累加成形，可實現任意形狀自由制造，有效簡化了制造程序、縮短了產品研發周期、降低了開發和制造成本。此外，增材制造高溫合金具有細化組織、減少元素偏析的特點，表現出更為優異的綜合力學性能，具有巨大的應用潛力，這為解決TiAl合金成形面臨的問題提供了新的策略。在國際上，針對TiAl合金的增材制造方法主要包括激光熔融沉積（Laser Melting Deposition，LMD）、激光粉床3D打印（Laser Powder Bed fusion，L–PBF）、電子束粉床3D打印（Electron Beam-Powder Bed Fusion，EB–PBF）和電弧熔絲增材制造（Wire Arc Additive Manufacturing，WAAM）等4種技術。早在20世紀90年代末，研究者就采用LMD技術制備TiAl合金涂層[5]。2011年，LOBER等[6]率先采用L?PBF技術成形TiAl合金；2014年，MA等[7-8]采用WAAM技術以原位合金化方式也成功制備出TiAl合金，但由于材料的本征室溫脆性及高溫預熱或加熱功能的缺乏，使得LMD、L?PBF和WAAM技術在成形TiAl合金過程中極易產生裂紋，因此無法進一步實現應用。

EB?PBF技術以電子束為能量源，利用其高能量輸入及快速掃描（103m/s）的特點，對成形基板和粉層開展大面積逐層預熱，大幅度降低了殘余應力。同時，具有真空環境潔凈、能量密度大、成形效率高的優點，非常適合TiAl合金等裂紋敏感性材料的加工制造。針對EB?PBF成形TiAl合金，自2010年開始，許多國外機構[9-43]如瑞典的Arcam AB[9-11]、意大利的Avio公司[9]和都靈理工大學[9,12-15]、日本大阪大學[16-18]和東北大學[19]、韓國仁荷大學[20-24]、美國的德克薩斯大學[25]、橡樹嶺國家重點實驗室[26]和凱斯西儲大學[11]、德國的紐倫堡大學[27-28]、NMF公司[29-31]、德國勃蘭登堡工業大學[32]及德國多特蒙德工業大學[33]、奧地利萊奧本礦業大學[34-35]、沙特國王大學[36-40]、土耳其薩姆松大學[41]、印度國家理工學院[42-43]等已經進行了大量的研究報道，取得了顯著的研究進展。與此同時，國內許多高校和科研院所也進行了大量的研究探索[44-67]。例如，西北有色金屬研究院[44-46]、北京科技大學[47-50]、北京航空航天大學[51-52]、哈爾濱工業大學[53-56]、江蘇科技大學[57-61]、中國航空制造技術研究院[62-63]、清華大學[64-67]等也同期進行了大量的相關研究。

在現有EB?PBF成形TiAl合金的研究中，大多采用瑞典Arcam AB公司（已被美國GE公司收購）生產的設備，該公司已經開發了4個系列11個型號的EB?PBF裝備。國內西安賽隆增材技術股份有限公司是全球第二家商業化EB?PBF設備的供應商，開發的S2、Y150等2款設備已銷售20余臺，并采用自有設備已實現TiAl合金低壓渦輪完整葉片的穩定化成形。除此之外，空軍工程大學李應紅院士團隊也采用西安賽隆公司的EB?PBF設備制備出高致密度、無裂紋TiAl合金渦輪增壓器及薄壁構件，這為TiAl合金的應用奠定了堅實的實踐基礎和理論參考。在此，回顧了近20余年來EB?PBF成形TiAl合金的研究進展，重點論述了目前TiAl合金EB?PBF成形已經解決和仍面臨的科學和技術難題，并針對TiAl合金的EB?PBF技術實現規模應用提出了今后研究的方向和思路。

1 EB-PBF成形TiAl合金概況

近年來，隨著EB?PBF技術的逐漸發展，其在成形TiAl合金方面的獨特優勢受到了國內外研究者的廣泛關注。對EB?PBF成形TiAl合金方面的文獻進行統計可知（見圖1），2010年—2015年是EB?PBF成形TiAl合金的萌芽期，相關報道較少。其中，最具代表性的是2011年意大利都靈理工大學Biamino團隊發表的論文[9]；從2016年開始進入EB?PBF成形TiAl合金的快速發展期，學術論文的發表數量持續增加，并于2021年達到峰值，并有逐年遞增的趨勢。其中，中國發表的學術論文數量占46%，國外主要以意大利、德國、美國和韓國為主，占比分別為9%、9%、7%和7%左右，日本也發表了數篇優質論文。另外，沙特阿拉伯、土耳其、伊朗、印度、西班牙和奧地利等在EB?PBF 成形TiAl合金方面也有所涉獵。相對于國外，我國關于EB?PBF成形TiAl合金的研究起步較晚，2014年清華大學林峰團隊[64]和2015年湯慧萍團隊[46]相繼發表了EB?PBF成形TiAl合金方面的論文。自此以后，國內對EB?PBF成形TiAl合金的研究拉開帷幕，發展速度迅猛，近幾年發表的論文數量已超過國外。

圖1 國內外EB?PBF成形TiAl合金年度論文發表數量統計

國內外涉及EB?PBF成形TiAl合金的專利有10余件。其中，國外申請的專利主要分布在美國[68]、日本[69-70]、德國[71]和法國[72]。我國EB?PBF成形TiAl合金方面的專利申請數量也較多，以高校及科研院所為主要申請主體[73-79]，已授權4件。其中，西北有色金屬研究院2012年提交了第一件快速制造TiAl合金復雜零件的專利[73]，目前已授權EB?PBF成形TiAl合金相關專利3件[73-75]。

2 EB?PBF成形γ?TiAl合金

對傳統γ?TiAl合金的EB?PBF成形技術的研究最為廣泛和深入，已經走到了工程化應用階段。意大利、美國、中國、日本、韓國和德國等都已開展較系統的研究，近年來共發表相關論文50余篇，主要集中在EB?PBF“吹粉”問題、缺陷控制、顯微組織、后處理調控和力學性能評價等方面。

2.1 “吹粉”問題

在TiAl合金粉床電子束3D打印過程中的一個重要問題即是“吹粉”問題（通常稱為“smoke”現象）。引起“吹粉”的原因主要包括2個方面，一是TiAl合金球形粉末導電性和燒結性能較差；二是TiAl合金粉末表面包覆著電絕緣的氧化膜，在高電荷密度的聚焦電子束作用下，氧化膜充當了“電容器”，阻止電荷穿過粉末接觸點進行再分配，因而得以積聚，帶負電的粉末相互間最終因庫侖斥力產生潰散。

日本東北大學Yim等[19]采用XPS深度刻蝕、TEM等方法證實了氣霧化Ti?48Al?2Cr?2Nb球形粉末表面由外層多孔的TiO2+Al2O3和內層致密的Al2O3組成（見圖2）。周英豪等[80]也證實了氣霧化Ti? 45Al?8Nb球形粉末表面由TiO2+Nb2O5（外層）、Al2O3+Nb2O5（中間層）、Al2O3（內層）等3層結構組成。研究者通過提高預熱溫度（高于1 050 ℃），粉層逐層預熱、增加后預熱及梯度預熱，調節成形倉壓力，以及合理分配粉末粒度范圍等方法可抑制“吹粉”。Yim等[19]也證明了TiAl粉末表面氧化膜的存在（見圖2），并且發現經球磨后粉末表面的TiO2氧化膜退化且有低價TinO2n–1氧化物形成，電阻率明顯降低，粉末弛豫時間由56.18 μs降低到3.5 μs，靜電力由4.69×10–3N降低到8.29×10–5N，“吹粉”現象得以改善。因此，控制TiAl合金粉末表面氧化物是降低“吹粉”風險、提高粉末燒結性及材料熔化質量的重要途徑[81]。

“吹粉”問題的解決對于提高EB?PBF成形TiAl合金的穩定性至關重要，也是EB?PBF成形TiAl合金走向工程化應用的必經之路。目前，雖然國內外關于EB?PBF成形TiAl合金的報道已非常多，但并沒有提出EB?PBF成形TiAl合金專用粉末的技術要求（包括粉末形貌、粒度分布、粉末導電性、含水量和粉末表面氧化層等），這將是未來重點研究方向。

2.2 缺陷控制

與其他金屬3D打印技術相同，EB?PBF成形的TiAl合金主要存在熔合不良、微孔、微裂紋等3種缺陷形式。

EB?PBF成形TiAl合金的層間熔合不良缺陷已經可以通過控制成形工藝得到解決。通常以線能量密度E、面能量密度A或者體能量密度v等物理量來衡量熔化過程的能量輸入，目標是使得能量輸入與粉末間隙能夠實現高質量的匹配。德國紐倫堡大學Schwerdtfeger等[27]通過不同掃描速度與E的匹配，優化獲得了Ti?48Al?2Cr?2Nb合金的致密化工藝窗口；沙特國王大學Mohammad等[36]研究不同A值下TiAl合金構件的孔隙率，最低可控制在0.03%以下；哈爾濱工業大學岳航宇等[57]在體能量密度v為24.07 J/mm3時獲得孔隙率為0.14%的Ti?47Al?2Cr? 2Nb合金。通過對文獻資料中γ?TiAl合金的致密化工藝窗口統計可知（見圖3），當面能量密度為1.5～2.5 J/mm2時，孔隙度低于0.3%。

微孔缺陷的產生與粉末原料密切相關。EB?PBF用TiAl合金粉末，通常采用電極感應熔煉氣霧化法（EIGA）與等離子旋轉電極霧化法（PREP）制備，通過工藝調控，該2種方法制備的粉末均可獲得可靠的成形工藝窗口，但EIGA粉末中空心粉的存在是形成微小球形孔缺陷的重要原因，導致采用EIGA粉末制備的TiAl合金零件存在應用風險，對TiAl合金高溫服役過程的穩定性提出了挑戰。因此，相對來說，PREP粉末具有更加優異的球形度，無空心粉及衛星粉少的特點，更適用于TiAl合金的EB–PBF成形[83]。

圖2 TiAl合金粉末表面氧化層的TEM暗場圖像、元素分布及線掃結果[19]

圖3 EB?PBF成形γ?TiAl合金的工藝窗口

EB?PBF成形TiAl合金的裂紋是由材料室溫脆性和成形熱應力引起的。經過近20 a的研究，目前已經可以通過采用1 050～1 150 ℃的初始基板預熱和逐層粉層預熱，有效消除熱應力而避免開裂。但仍需注意的是，在粉末循環利用過程中氧含量的提高會進一步提高TiAl合金的裂紋敏感性，從而對溫場的控制要求更加嚴格。應著重關注TiAl合金粉末循環使用過程中的物性變化（如粉末Al、O含量，粒度分布，形貌等），以及物性變化對于成形質量和力學性能的影響，建立粉末循環臨界使用判據和粉末修復使用方法。

2.3 顯微組織

EB?PBF成形Ti?48Al?2Cr?2Nb的典型組織是2種形態和晶粒尺寸不同的顯微組織交替分布形成的條帶組織。中國航空制造技術研究院[63]、意大利都靈理工大學[14]、美國凱斯西儲大學[11]、橡樹嶺國家重點實驗室[26]、日本大阪大學[16]、西北有色金屬研究院[44]等在相關論文中都有報道。具體而言，在EB?PBF成形過程中電子束的作用下，距當前熔化層由近及遠通常呈現全片層組織、近片層組織、雙態組織和近γ組織（見圖4），在循環熱影響下，已凝固部分被重新加熱到不同的溫度，相當于進行熱處理，當被快速加熱到1 250 ℃溫度附近會轉變為雙態組織（或加熱到α溫度以上會轉變為全片層組織），當加熱到共析溫度附近時轉變為帶狀等軸近γ組織。等軸γ晶帶形成與EB?PBF過程高的冷卻速率和溶質元素的富集引起的成分過冷有關，使得EB?PBF成形 Ti?48Al?2Cr?2Nb合金最終呈現等軸γ晶帶和細雙態組織（或細γ/α2片層組織）交替分布的條帶組織。EB?PBF成形TiAl合金層帶組織的特征，決定了其力學性能通常存在各向異性，這造成其在航空發動機領域的應用更具挑戰性。如何通過成分及成形工藝優化，以及后續的組織調控等手段實現組織均一性是未來的重點方向。

圖4 EB?PBF成形Ti?48Al?2Cr?2Nb合金靠近表面最后幾層的顯微組織[16]

另外，Schwerdtfeger等[27]發現，Ti?48Al?2Cr? 2Nb合金顯微組織還強烈依賴于工藝參數，高能量密度下試樣芯部組織基本為全片層，而低能量密度下片層區域明顯減少；在中速掃描時，最后沉積層生長呈細長晶粒，晶粒內為方向一致的片層組織。因此，除上述提到的提高組織均一性以外，如何充分利用EB?PBF TiAl合金的組織特征發揮其性能優勢，尋求特定的應用環境，也是未來值得探索的方向。

岳航宇等[57]采用EB?PBF制備了致密化Ti?47Al? 2Cr?2Nb合金，但其顯微組織與Ti?48Al?2Cr? 2Nb合金明顯不同。當采用中能量密度輸入（24.07 J/mm3）時，顯微組織為粗大γ和B2板條交替排列構成的粗大片層團。此外，存在少許拉長晶粒，片層取向處于隨機和擇優之間。當采用高能量密度輸入（35.00 J/mm3）時，晶粒沿建造方向明顯拉長，呈現貫穿多個沉積層外延生長的柱狀晶片層團，片層間距較大且存在明顯的擇優取向[53-55]，如圖5所示。此外，岳航宇等還報道了EB?PBF成形Ti?47Al?2Cr?2Nb存在明顯的顯微組織退化現象[56-58]，主要通過α2片層分解、片層結構的連續粗化和不連續粗化等3條主要途徑產生組織退化[59]。

2.4 后處理

EB?PBF成形γ?TiAl合金后處理工藝主要包括熱等靜壓和熱處理。熱等靜壓溫度通常選擇1 200 ℃或1 260 ℃，位于（α+γ）兩相區，壓力100～170 MPa，時間2～4 h，可消除合金中的氣孔、微裂紋等微缺陷。Seifi等[11]研究發現，在1 200 ℃進行熱等靜壓能夠消除沉積態試樣內大部分缺陷（采用μCT驗證），見圖6，但不能解決沉積態中Al元素偏析的問題。熱等靜壓可以消除沉積態（α2+γ）兩相區的片層團（靜態球化），使α2相含量（見圖6 d灰白色區域）明顯增加，也會引起α2和γ相晶粒輕微的粗化，這導致合金在熱等靜壓后力學性能降低。另外，沉積態γ晶粒內部存在大量的孿晶和滑移帶，降低了位錯自由程，導致試樣強度提高，而經熱等靜壓后該特征減少，強度也有所降低[26]。

沉積態組織在熱處理過程中的演變規律與鑄態組織相類似，即提高熱處理溫度可以有效提高片層狀組織的含量，提高冷卻速度可以減小晶粒尺寸和片層間距。但基于EB?PBF成形Ti?48Al?2Cr-2Nb條帶組織特征，相關試驗表明（見圖7），在1 260～1 320 ℃進行熱處理可形成雙態組織，但該雙態組織具有典型的組織遺留特性，片層團呈帶狀分布，且垂直于沉積方向。根據Ti?Al二元相圖可知，當Al元素的質量分數偏差為2%時，α溫度相差約80 ℃。因此，在熱處理過程中，Al含量低的粗晶γ帶優先發生等軸晶向片層組織的轉變，并且等軸γ晶可起到釘扎作用防止片層過分長大[63]。EB?PBF成形Ti?48Al? 2Cr?2Nb合金在1 350～1 370 ℃進行熱處理，可形成片層團尺寸為200～500 μm的粗大片層組織，條帶組織不均勻現象消失。而EB?PBF成形Ti?48Al?2Nb? 0.7Cr? 0.3Si合金在1 350 ℃熱處理后仍為雙態組織[13]。岳航宇等[60]報道，通過循環熱處理制度可以破壞沉積態Ti?47Al?2Cr?2Nb合金的柱狀晶組織。針對EB?PBF成形TiAl合金，雙態組織、細小近片層組織是較具潛力的組織調控方向。

圖5 不同能量密度下EB?PBF成形Ti?47Al?2Cr?2Nb合金顯微組織[55]

圖6 熱等靜壓前后EB?PBF 成形TiAl合金μCT缺陷、晶粒尺寸[26]及顯微組織[11]對比

圖7 EB?PBF成形Ti?48Al?2Cr?2Nb合金熱處理前后顯微組織[63]

2.5 力學性能

采用不同工藝參數制備的EB?PBF TiAl合金的硬度值存在較大差異[36,53]。在TiAl 合金中，B2相的硬度值大于α2相，α2相的硬度值大于γ相；能量輸入越高，沉積態TiAl合金中Al元素揮發增加，使TiAl凝固路線偏向于b凝固，室溫下會保留更多的高硬度B2和α2相，使得材料硬度也越高。Yue等[53]制備的EB?PBF成形Ti?47Al?2Cr?2Nb合金顯微硬度值為330.45HV～368.98HV。試樣上表面硬度略高，這與上表面快速冷卻形成的殘余應力密切相關[56]。而Galatia等[15]研究了不同工藝下Ti?48Al?2Cr?2Nb合金表面及其側面的殘余應力，發現表面應力最高達50～100 MPa，側面應力最高達130～260 MPa，這也證明了上述觀點。EB?PBF成形的Ti?48Al?2Cr?2Nb合金較Ti?47Al?2Cr?2Nb合金硬度值略低，僅（252.8±10.4）HV，KIM等[21-22]經2步熱處理得到全片層組織，因其片層間距更加細小，硬度達到（402.5±28.8）HV。EB? PBF成形γ?TiAl合金抗壓強度在2 500～2 900 MPa之間[21,53]。Yue等[61]在Ti?48Al?2Cr?2Nb中添加納米Y2O3，采用EB?PBF成形后抗壓強度提高達3 200 MPa以上。

EB?PBF工藝的冷卻速度遠高于傳統鑄造工藝，晶粒較鑄造合金更細小，根據Hall-Petch效應，更小的晶粒尺寸能獲得更高的強度。近年來，不同組織狀態EB?PBF成形γ-TiAl合金的室溫拉伸性能見表1，可以看出沉積態γ?TiAl的抗拉強度可達到600 MPa以上，熱等靜壓后抗拉強度可大于500 MPa。但就伸長率而言，由于測試試樣尺寸及拉伸速率的不同，伸長率存在較大的波動性。EB?PBF制備的TiAl合金強度遠高于傳統方法制備的材料，除晶粒、片層間距細小等原因之外，需要特別指出的是，與3個因素密切相關：一是EB?PBF成形Ti?48Al?2Cr?2Nb合金條帶組織中雙態組織區域的α2含量較高，且片層團尺寸細小，因此納米硬度高于γ晶帶，作為增強相存在提高了整個合金的強度，而γ晶帶則作為韌性相提高合金的塑性[17]，如圖8a所示；二是EB?PBF成形TiAl合金中γ相占比為70%～90%，而熔化后的快速凝固過程導致γ相晶粒內存在大量位錯和孿晶結構（見圖8c—d），進一步提高了EB?PBF成形TiAl合金強度[36]；三是EB?PBF成形TiAl合金中大角度晶界（（89±3）°）占主導，其出現頻率占50%～75%左右（見圖8b），代表其較高的再結晶程度，而內部的殘余應力、較高的預熱溫度和隨后的快速加熱和冷卻為再結晶提供了良好的條件。這也是EB?PBF成形TiAl晶粒細小且強度較高的主要原因[84]。

目前，有關EB?PBF傳統γ?TiAl合金斷裂韌性的報道較少。岳航宇等[58]獲得的Ti?47Al?2Cr?2Nb合金的斷裂韌性值為（14.38±1.04）MPa·m1/2，明顯低于電子束熔煉態合金。Seifi等[11]發現，EB?PBF Ti?48Al? 2Cr?2Nb合金斷裂韌性隨缺口半徑增大而增大，熱等靜壓后，斷裂韌性由（24.1±6.5）MPa·m1/2提高到（27.8±0.4）MPa·m1/2。

文獻中有關EB?PBF 傳統γ?TiAl合金的疲勞數據相對較少。2010年，Ackelid等[82]研究表明，EB?PBF成形Ti?48Al?2Cr?2Nb合金的疲勞性能在各種溫度和應力條件下均優于鑄造合金的性能（見圖9a）。疲勞裂紋擴展的應力強度因子幅度門檻值Δth為6.13～6.7 MPa·m1/2，超過GE公司的參考數據（4.7 MPa·m1/2）30%。2017年，Seifi等[11]報道將Δth優化到8～9 MPa·m1/2，熱等靜壓后其值提高到13 MPa·m1/2。Ken等[17]報道了室溫下擺放角度分別為0°和45°時EB?PBF成形Ti?48Al?2Cr?2Nb合金的疲勞極限分別為300 MPa和400 MPa，表現出較強的各向異性，45°打印的樣品疲勞性能與HIP后的鑄造樣品性能相當。但在1 023 K溫度下，S-f曲線卻無明顯不同（見圖9），并且疲勞強度高于室溫下0°擺放角度的疲勞強度，與室溫下45°擺放角度的疲勞強度相當，且有明顯的低周和高周疲勞區。在1 023 K溫度下的疲勞極限約為150 MPa（見圖9b）。陳瑋等[85]也曾報道EB?PBF制備Ti?48Al?2Cr?2Nb合金在室溫下的疲勞極限達到450 MPa，但是壽命存在較大的分散性。

表1 EB?PBF成形傳統γ?TiAl合金室溫力學性能匯總

Tab.1 Mechanical properties of typical conventional γ-TiAl alloys fabricated by EB-PBF at room temperature

注：c為平行長度；t為試驗樣總長度；0為板試樣原始厚度或管壁原始厚度；0為板試樣平行長度的原始寬度；0為圓試樣平行長度的原始直徑；“–”代表參考文獻中未說明。

圖8 EB?PBF成形γ?TiAl合金納米硬度、晶界角取向差及γ晶粒內位錯和孿晶分布

圖9 EB?PBF成形Ti?48Al?2Cr?2Nb合金的疲勞性能

目前，有關傳統γ?TiAl合金蠕變性能的報道較少。Baudana等[13]開展EB?PBF成形Ti?48Al?2Nb? 0.7Cr?0.3Si合金在800 ℃條件下蠕變性能的測試，結果發現，當壓力為200 MPa時蠕變時間可達到372 h，而在300 MPa下測試時僅23.7 h即發生斷裂。Kim等[20]對比了EB?PBF+HIP態Ti?48Al?2Cr?2Nb合金（具有粗晶與細晶交替分布的近γ組織）和等離子熔融態合金（具有全片層組織）的壓縮蠕變性能（見圖10），發現等離子熔融態Ti?48Al?2Cr?2Nb合金具有更高的強度和蠕變抗力。而通過2步熱處理調控EB?PBF Ti?48Al?2Cr?2Nb合金組織為近片層組織后，蠕變抗力明顯提高[22]。

2.6 工程應用

早在2012年，意大利Avio Vero公司就采用EB? PBF技術制造大尺寸航空發動機葉片[86]。隨后，該公司航空業務被美國通用電氣公司（美國GE公司）斥資43億美元收購，重點瞄準其EB?PBF成形Ti? 48Al?2Cr?2Nb合金葉片業務。目前，美國GE公司采用EB?PBF制備的TiAl合金低壓渦輪葉片已成功應用于GE9X航空發動機上，并于2020年1月25日在波音寬體777飛機上成功試飛。據悉，僅GE9X航空發動機TiAl低壓渦輪葉片年需求量就超過10萬件。GE公司已建成包含50臺EB?PBF裝備的TiAl葉片生產線，年生產60 000片葉片。這標志著EB?PBF生產的TiAl葉片正式步入產業化。

圖10 EB?PBF成形Ti?48Al?2Cr?2Nb合金與等離子熔融態合金的蠕變性能[22]

我國在TiAl合金EB?PBF技術開發方面的研究與國外基本同步，國內CJ1000A、CJ2000A、軍用航空發動機等對TiAl合金低壓渦輪葉片的應用也提出了迫切需求，然而TiAl合金葉片產業化應用方面與國外差距仍然較大。郭超等[87]提出，可在發動機葉片和榫頭處使用EB?PBF技術制備TiAl合金和鈦合金梯度材料，以滿足復雜的工作環境要求。北京航空航天大學彭徽等[52]通過EB?PBF技術成功制備TiAl4822合金葉片，探索了該合金葉片熱沖擊失效機理，在700 ℃下的熱沖擊性能優異，而在900 ℃時經歷6個循環后葉片表面出現垂直于徑向的裂紋。通過對斷口的元素分析表明氧化促進了裂紋擴展（見圖11a—b）。西安賽隆公司經過多年的研究和發展，已完成了TiAl粉末生產、電子束增材裝備制造、工藝研究、產品成形等全流程制備技術的開發，實現了CJ1000A低壓渦輪葉片的制備（圖11c）。此外，多項國家研發項目在該方面也給予了巨大的支持，有望推動EB?PBF成形TiAl合金構件在我國航空航天發動機領域的產業化應用。

圖11 EB?PBF成形TiAl合金葉片及其熱沖擊試驗結果

3 EB-PBF成形b凝固TiAl合金

有關β凝固TiAl合金的EB?PBF打印技術的研究主要集中在德國、韓國、奧地利和日本等，大多集中在2018年后，目前已有10余篇論文主要圍繞致密化、顯微組織、力學性能等方面進行了報道。在此基礎上開展了渦輪增壓器方面的應用研究。

3.1 致密化及顯微組織

β凝固TiAl合金使用溫度可達800 ℃。近年來，采用EB?PBF成形β凝固TiAl合金也獲得研究者的廣泛關注。Juechter[29]和Wimler等[35]通過工藝優化，分別建立了EB?PBF成形Ti?45Al?4Nb?C合金和TNM合金的致密化工藝窗口，試樣致密度大于99.5%。

與EB?PBF成形Ti?48Al?2Cr?2Nb合金不同的是，EB?PBF成形TNM合金通常通過單一β相區的凝固會導致<100>纖維織構[34]，原始β晶粒沿沉積方向呈柱狀晶生長[23]。高能量輸入和低預熱溫度會促進較強的織構組織形成，除了優化工藝參數外，化學成分的設計可以明顯改善β凝固TiAl合金的織構傾向。Wimler等[35]設計2種不同成分的TNM合金，在EB?PBF成形后，發現晶粒呈細小的等軸組織，帶狀結構減少，且沿沉積方向并未表現出明顯的柱狀晶結構。日本大阪大學Chok等[18]采用EB?PBF成形Ti?44Al?4Cr合金，高能量密度下組織為含α2/γ片層和B2/γ雙相的均勻α2/γ/B2結構，在較低能量密度下形成了一種垂直于沉積方向的層狀組織，由超細α2/γ片層和α2/γ/B2等3相混合組織組成。除此之外，有研究者[29]發現，Ti?45Al?4Nb?C合金的顯微組織為雙態結構，晶粒尺寸和片層間距細小，樣品表層200 μm處為全片層組織。

3.2 后處理

熱等靜壓和熱處理對EB?PBF成形β凝固TiAl合金的組織影響規律與傳統γ?TiAl接近。Sizova等[32]對比了熱壓縮和熱等靜壓對EB?PBF成形TNM?B1合金內部孔隙的影響，發現熱等靜壓后孔隙率明顯降低，且不同熱等靜壓溫度具有相同的孔隙閉合效果。另外，晶粒尺寸也因熱等靜壓溫度、時間和冷速不同而粗化程度不同。Juechter等[29]提出，對于薄壁結構件的熱處理，冷卻方式應盡可能選擇爐冷，以防止較大的冷卻速度導致葉片等薄弱部位出現裂紋（見圖12）。

3.3 力學性能

EB?PBF成形β凝固TiAl合金在750～800 ℃下的高溫力學性能及抗氧化性能與傳統γ?TiAl合金相比更加優異。Narayana等[23]在EB?PBF成形TNM?B1的過程中，發現該合金具有獨特的納米α2/γ片層組織特征，使得合金在800 ℃下具有高強度（580 MPa）和優異的伸長率（50%），明顯優于傳統鑄造合金的性能。先后經退火和穩定化熱處理后α2/γ片層晶團尺寸<50 μm，800 ℃高溫強度提高到770 MPa，伸長率仍可保持在6%；另外，Narayana等[24]還研究了EB?PBF成形TNM?B1合金的高溫氧化性能，發現晶粒細小的均勻組織和納米級片層間距，使其抗氧化性優于鑄態TNM?B1合金和其他傳統γ?TiAl合金。Cho等[18]發現EB?PBF成形Ti?44Al?4Cr合金的強度隨著能量密度的增加先降低再增加，最高達773 MPa，可與傳統TNM合金的強度相媲美，在750 ℃時強度隨著能量密度的增加逐漸增加，最高強度為644 MPa，伸長率可達40%。

為了滿足β凝固TiAl合金的工程化應用需求，Juechter等[29]對沉積態和熱處理態Ti?45Al?4Nb?C合金的高溫蠕變性能（900 ℃）進行了測試（見圖13a），發現隨著片層含量的增加，最小蠕變速率降低，全片層組織顯示出優異的抗蠕變性。同時，Wimler等[35]在EB?PBF成形TNM合金的研究中，也發現全片層組織具有更好的抗蠕變性能，且優于傳統方法制備的性能（見圖13 b）。Teschke等[33]研究EB?PBF TNM?B1在室溫和800 ℃下的拉伸性能表明，在熱等靜壓后室溫抗拉強度從（666±92）MPa提高到（815±37）MPa，楊氏模量提高到（185±2）GPa，這主要歸因于熱等靜壓后缺陷的消除。而在800 ℃下，沉積態和熱等靜壓后的性能差別不大，沉積態抗拉強度為（859±92）MPa，彈性模量為（153±4）GPa。沉積態室溫疲勞強度（循環次數=2×106）為350 MPa，熱等靜壓后提高了43%。由于疲勞強度受熔合缺陷尺寸的影響較大，在沉積態下，熔合不良缺陷和孔洞缺陷是疲勞斷裂的主要原因，熱等靜壓后熔合不良缺陷得以消除，顯微組織缺陷和孔洞成為主要缺陷（見圖13c—d）。

3.4 工程應用

EB?PBF成形β凝固TiAl合金在汽車領域的應用探索最早始于意大利都靈理工大學與Fraunhofer研究所及TWI公司合作的TIALCHARGER項目，該項目主要開展渦輪增壓器的EB?PBF 3D打印成形技術研究。文獻[29]采用投影法分析渦輪增壓器的尺寸精度（見圖14），葉片和輪轂之間的過渡區域存在+0.6 mm的偏差，在方向上的尺寸偏差可通過設置尺寸補償系數來調整，而在方向上的尺寸收縮不是線性變化。同時，熱力性能測試結果表明，較高的粗糙度（=28 μm）和尺寸偏差會導致渦輪增壓器的運行效率降低。因此，還有較多問題暫未解決，目前該產品還未面向市場應用。關于尺寸精度的問題，Cho等[18]發現，過高的能量密度下熔池熔體不穩定，樣品尺寸精度較差，較小的能量密度可獲得表面平坦的試樣，且在不同掃描速度和電流下可以通過聚焦能量密度控制尺寸精度。

4 EB?PBF成形高鈮TiAl合金

目前，有關高Nb?TiAl的EB?PBF成形技術研究相對較少，僅不到10篇文獻。最早2012年都靈理工大學有過報道，而后湯慧萍等[46]在2015年發表了國內首篇關于高Nb?TiAl合金EB?PBF技術的研究，后期北京科技大學闞文斌等[47-50, 83]做了較系統的研究，主要集中在致密化、顯微組織和靜態力學性能等方面，并未開展更深入的性能研究和應用探索。

高Nb?TiAl合金有望將服役溫度提高至800～ 900 ℃，針對EB?PBF成形高Nb?TiAl合金，早在2011年，Terner等[12]就采用EB?PBF技術制備了Ti? 47Al?2Cr?8Nb合金復雜結構件，結果表明，沉積態試樣呈現出細小的等軸晶組織，熱等靜壓同樣可有效降低孔隙率，但晶粒也會有所長大，在1 295～1 305 ℃熱處理獲得雙態組織，而在1 315 ℃熱處理后形成尺寸為200～500 μm的粗大全片層組織。湯慧萍等[46]于2015年也發表了有關EB?PBF成形Ti?45Al?7Nb? 0.3W合金的研究論文，該研究發現，通過提高成形溫度和能量輸入可有效抑制裂紋，但過高的能量密度會導致Al元素揮發，造成成分和組織不均勻[83]。

圖14 EB?PBF β凝固TiAl合金的尺寸精度

北京科技大學闞文斌[83]針對EB?PBF成形Ti? 45Al?8Nb過程中凝固相變、顯微組織演變和性能優化等方面進行了較為系統的研究，采用計算機模擬方法分析了EB?PBF成形TiAl合金的熔池特征和溫度場，發現熔池通常呈彗星狀，熔池表面和中心處溫度最高。并通過溫度場和固液界面遷移速度調控，成功獲得由γ和B2相組成的柱狀晶組織[47]。在EB?PBF成形過程中，先成形的基體會以成形溫度（1 050～ 1 200 ℃）為基準單層上下波動50～100 ℃，該溫度范圍遠超過合金的目標使用溫度（900 ℃），對組織穩定性提出了嚴峻挑戰。同時，研究發現在經過快速凝固和熱影響區作用的近表面層中，片層組織厚度約為225 nm。而底部經歷高溫熱循環，片層組織厚度會增加至l～3mm，且等軸γ相比例增加，片層團比例降低，如圖15所示。片層團退化和片層粗化后室溫和高溫拉伸性能下降，主要與快速凝固和原位熱循環過程引起的不連續動態再結晶密切相關[49,83]。闞文斌等[48]通過工藝調控獲得了近片層組織樣品，發現其具有優異的綜合力學性能，且室溫和高溫拉伸性能均高于鑄態高Nb?TiAl合金。其中，室溫最高抗拉強度為715 MPa，800 ℃抗拉強度為820 MPa，而900 ℃下抗拉強度顯著降低（467～525 MPa）。為進一步提高合金的力學性能與服役溫度，研究者[50-51]采用EB?PBF制備TiAl/TiC納米復合材料，強度和硬度優于傳統鑄造或粉末冶金方法。

5 結語

粉床電子束3D打印TiAl合金是新型、低成本、短流程、近凈成形的制造技術，是切實可行的未來TiAl復雜關鍵構件成形的最前沿、最具潛力的重點發展方向。雖然經歷了20余年的發展，電子束粉床3D打印TiAl合金已經積累了大量的研究數據，Ti?48Al? 2Cr?2Nb合金低壓渦輪葉片也已經成功得到商業化應用，并在航空航天渦流器、高壓壓氣機、渦輪增壓器葉輪、噴管的典型構件中展現出較大的應用前景，但是仍然存在較多的共性問題有待解決。

圖15 EB–PBF成形Ti?45Al?8Nb合金不同成形高度處的顯微組織[49]

國內雖已初步實現增材制造用TiAl合金粉末的自給自足，但是粉末價格較高，高品質增材制造專用TiAl合金粉末仍較為匱乏，粉末的批次穩定有待進一步提高；國外在TiAl合金粉末原料方面對我國的出口管制，進一步限制了我國在TiAl合金制粉技術和增材制造技術方面的發展。

電子束粉床3D打印TiAl合金的研究及應用均基于傳統的鑄造或鍛造合金成分體系，并未考慮其特有的微小熔池快速凝固及循環熱處理的工藝特點，其組織和合金化特征與傳統鑄造及鍛造大不相同，基于傳統工藝設計的合金成分無法充分發揮增材制造后的力學性能。基于傳統TiAl合金成分體系的增材制造存在化學成分、顯微組織不均勻等問題，力學性能存在各向異性，一定程度上限制了增材制造TiAl合金的應用。

目前，僅美國GE公司采用EB?PBF制造的Ti?48Al?2Cr?2Nb低壓渦輪葉片得到實際應用，國內并沒有相關方面的應用報道。

針對目前研究中存在的主要問題，為推動EB?PBF成形TiAl合金渦輪葉片的工程化應用，未來應從以下方面開展研究。

1）根據EB?PBF增材制造技術的特點，有望在現有TiAl合金成分上開發新的增材制造專用合金體系，進一步提高TiAl合金的綜合性能，發揮增材制造TiAl合金的技術優勢。

2）為降低粉末生產成本、提高粉末批次穩定性，一方面控制鑄錠質量的穩定性和一致性；另一方面優化粉末制備裝備和工藝，提高細粉收率和產量，獲得批次穩定性、均勻性良好的粉末。另外，探索低成本、高品質、無偏析的粉末制備新工藝也是未來的重要研究方向。

3）開展EB?PBF過程模擬仿真研究，采用實驗與數值模擬相結合的手段，控制及預測EB–PBF過程中的溫度場分布，揭示微熔池傳質、非平衡凝固及冷卻過程機理行為，提出提高成分和組織均勻性的方法，實現TiAl合金微觀組織及力學性能控制。另外，EB–PBF成形TiAl合金呈現出獨特的非平衡組織，已有較多縱向剖面呈現柱狀晶組織的報道，這為EB– PBF成形高性能TiAl定向凝固甚至單晶合金的研究應用提供了全新想象空間的發展可能性。

4）為進一步推動TiAl合金的實際應用，零件應用設計單位、制造單位、考核單位，以及原材料供應商、EB–PBF裝備、工藝提供單位等之間應加強溝通合作，制定切實可行的有關EB–PBF TiAl合金及其零件的詳細考核評價體系，如持久、蠕變、疲勞和熱穩定等性能及模擬工況環境的考核等，都應該是后續重點的研究方向。

展望EB–PBF成形TiAl 合金的未來，機遇與挑戰并存，隨著該項技術的逐漸成熟，TiAl 合金必將展現出更加廣闊的應用前景。

[1] BARTOLOTTA P, BARRETT J, KELLY T, et al. The Use of Cast Ti-48Al-2Cr-2Nb in Jet Engines[J]. JOM, 1997, 49(5): 48-50.

[2] KIM Y W, KIM S L. Advances in Gammalloy Materials-Processes-Application Technology: Successes, Dilemmas, and Future[J].JOM, 2018, 70(4): 553-560.

[3] LU W, CHEN C L, HE L L, et al. (S)TEMStudy of Different Stages of Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.02Y Alloy Oxidation at 900 ℃[J]. Corrosion Science, 2008, 50(4): 978-988.

[4] XU X J, LIN J P, WANG Y L, et al. Deformability and Microstructure Transformation of Pilot Ingot of Ti-45Al-(8-9)Nb-(W, B, Y) Alloy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2006, 416(1/2): 98-103.

[5] PFLUMM R, FRIEDLE S, SCHüTZE M. Oxidation Protection ofg-TiAl-Based Alloys - a Review[J]. Intermetallics, 2015, 56: 1-14.

[6] LOEBER L, BIAMINO S, ACKELID U, et al. Comparison of Selective Laser and Electron Beam Melted Titanium Aluminides[C]//Conference Paper of 22ndInternational Symposium “solid freeform fabrication proceedings”, University of Texas, Austin, 2011, 547-556.

[7] MA Yan, CUIURI D, HOYE N, et al. Characterization of In-Situ Alloyed and Additively Manufactured Titanium Aluminides[J].Metallurgical and Materials Transactions B, 2014, 45(6): 2299-2303.

[8] MA Yan, CUIURI D, HOYE N, et al. Effects of Wire Feed Conditions on in Situ Alloying and Additive Layer Manufacturing of Titanium Aluminides Using Gas Tung sten Arc Welding[J].Journal of Materials Research, 2014, 29(17): 2066-2071.

[9] BIAMINO S, PENNA A, ACKELID U, et al. Electron Beam Melting of Ti-48Al-2Cr-2Nb Alloy: Microstructure and Mechanical Properties Investigation[J]. Intermetallics, 2011, 19(6): 776-781.

[10] FRANZEN S F, KARLSSON J. γ-Titanium Aluminide Manufactured by Electron Beam Melting, an Investigation of Microstructural Behavior and Related Mechanical Properties[D]. Sweden: Chalmers University of Technology. 2010.

[11] SEIFI M, SALEM A A, SATKO D P, et al. Effects of HIP on Microstructural Heterogeneity, Defect Distribution and Mechanical Properties of Additively Manufactured EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 729: 1118-1135.

[12] TERNER M, BIAMINO S, EPICOCO P, et al. Electron Beam Melting of High Niobium Containing TiAl Alloy: Feasibility Investigation[J]. Steel Research International, 2012, 83(10): 943-949.

[13] BAUDANA G, BIAMINO S, KL?DEN B, et al. Electron Beam Melting of Ti-48Al-2Nb-0.7Cr-0.3Si: Feasibility Investigation[J]. Intermetallics, 2016, 73: 43-49.

[14] BAUDANA G, BIAMINO S, UGUES D, et al. Titanium Aluminides for Aerospace and Automotive Applications Processed by Electron Beam Melting: Contribution of Politecnico Di Torino[J]. Metal Powder Report, 2016, 71(3): 193-199.

[15] GALATI M, RIZZA G, SALMI A, et al. Residual Stress Investigation on Ti-48Al-2Cr-2Nb Samples Produced by Electron Beam Melting Process[J]. Procedia CIRP, 2021, 99: 336-341.

[16] TODAI M, NAKANO T, LIU Tian-qi, et al. Effect of Building Direction on the Microstructure and Tensile Properties of Ti-48Al-2Cr-2Nb Alloy Additively Manufactured by Electron Beam Melting[J]. Additive Manufacturing, 2017, 13: 61-70.

[17] CHO K, KOBAYASHI R, OH J Y, et al. Influence of Unique Layered Microstructure on Fatigue Properties of Ti-48Al-2Cr-2Nb Alloys Fabricated by Electron Beam Melting[J]. Intermetallics, 2018, 95: 1-10.

[18] CHO K, KAWABATA H, HAYASHI T, et al. Peculiar Microstructural Evolution and Tensile Properties ofb- Containingg-TiAl Alloys Fabricated by Electron Beam Melting[J]. Additive Manufacturing, 2021, 46: 102091.

[19] YIM S, BIAN Hua-kang, AOYAGI K, et al. Ball-Milling Treatment of Gas-Atomized Ti48Al2Cr2Nb Powder and Its Effect on Preventing Smoking during Electron Beam Powder Bed Fusion Building Process[J]. Additive Manufacturing, 2022, 51: 102634.

[20] KIM Y K, YOUN S J, KIM S W, et al. High-Temperature Creep Behavior of Gamma Ti-48Al-2Cr-2Nb Alloy Additively Manufactured by Electron Beam Melting[J]. Materials Science and Engineering: A, 2019, 763: 138138.

[21] YOUN S J, KIM Y K, KIM S W, et al. Elevated Temperature Compressive Deformation Behaviors ofg-TiAl- Based Ti-48Al-2Cr-2Nb Alloy Additively Manufactured by Electron Beam Melting[J]. Intermetallics, 2020, 124: 106859.

[22] KIM Y K, HONG J K, LEE K A. Enhancing the Creep Resistance of Electron Beam Melted Gamma Ti-48Al- 2Cr-2Nb Alloy by Using Two-Step Heat Treatment[J]. Intermetallics, 2020, 121: 106771.

[23] NARAYANA P L, LI Cheng-lin, KIM S W, et al. High Strength and Ductility of Electron Beam Melted β Stabilizedg-TiAl Alloy at 800℃[J]. Materials Science and Engineering: A, 2019, 756: 41-45.

[24] NARAYANA P L, KIM J H, YUN D W, et al. High Temperature Isothermal Oxidation Behavior of Electron Beam Melted Multi-Phaseg-TiAl Alloy[J]. Intermetallics, 2022, 141: 107424.

[25] MURR L E, GAYTAN S M, CEYLAN A, et al. Characterization of Titanium Aluminide Alloy Components Fabricated by Additive Manufacturing Using Electron Beam Melting[J]. Acta Materialia, 2010, 58(5): 1887- 1894.

[26] CAKMAK E, NANDWANA P, SHIN D, et al. A Comprehensive Study on the Fabrication and Characterization of Ti-48Al-2Cr-2Nb Preforms Manufactured Using Electron Beam Melting[J]. Materialia, 2019, 6: 100284.

[27] SCHWERDTFEGER J, K?RNER C. Selective Electron Beam Melting of Ti-48Al-2Nb-2Cr: Microstructure and Aluminium Loss[J]. Intermetallics, 2014, 49: 29-35.

[28] KLASSEN A, FORSTER V E, JUECHTER V, et al. Numerical Simulation of Multi-Component Evaporation during Selective Electron Beam Melting of TiAl[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2017, 247: 280-288.

[29] JUECHTER V, FRANKE M M, MERENDA T, et al. Additive Manufacturing of Ti-45Al-4Nb-C by Selective Electron Beam Melting for Automotive Applications[J]. Additive Manufacturing, 2018, 22: 118-126.

[30] BIESKE J, FRANKE M, SCHLOFFER M, et al. Microstructure and Properties of TiAl Processed via an Electron Beam Powder Bed Fusion Capsule Technology[J]. Intermetallics, 2020, 126: 106929.

[31] REITH M, FRANKE M, SCHLOFFER M, et al. Processing 4th Generation Titanium Aluminides via Electron Beam Based Additive Manufacturing - Characterization of Microstructure and Mechanical Properties[J]. Materialia, 2020, 14: 100902.

[32] SIZOVA I, SVIRIDOV A, BAMBACH M, et al. A Study on Hot-Working as Alternative Post-Processing Method for Titanium Aluminides Built by Laser Powder Bed Fusion and Electron Beam Melting[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2021, 291: 117024.

[33] TESCHKE M, MORITZ J, TENKAMP J, et al. Defect-Based Characterization of the Fatigue Behavior of Additively Manufactured Titanium Aluminides[J]. International Journal of Fatigue, 2022, 163: 107047.

[34] WARTBICHLER R, CLEMENS H, MAYER S. Electron Beam Melting of ab-Solidifying Intermetallic Titanium Aluminide Alloy[J]. Advanced Engineering Materials, 2019, 21(12): 1900800.

[35] WIMLER D, LINDEMANN J, REITH M, et al. Designing Advanced Intermetallic Titanium Aluminide Alloys for Additive Manufacturing[J]. Intermetallics, 2021, 131: 107109.

[36] MOHAMMAD A, ALAHMARI A M, MOHAMMED M K, et al. Effect of Energy Input on Microstructure and Mechanical Properties of Titanium Aluminide Alloy Fabricated by the Additive Manufacturing Process of Electron Beam Melting[J]. Materials (Basel, Switzerland), 2017, 10(2): 211.

[37] MOHAMMAD A, AL-AHMARI A M, ALFAIFY A, et al. Effect of Melt Parameters on Density and Surface Roughness in Electron Beam Melting of Gamma Titanium Aluminide Alloy[J]. Rapid Prototyping Journal, 2017, 23(3): 474-485.

[38] MOHAMMAD A, AL-AHMARI A M, BALLA V K, et al. In Vitro Wear, Corrosion and Biocompatibility of Electron Beam Meltedg-TiAl[J]. Materials & Design, 2017, 133: 186-194.

[39] ANWAR S, AHMED N, ABDO B M, et al. Electron Beam Melting of Gamma Titanium Aluminide and Investigating the Effect of EBM Layer Orientation on Milling Performance[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2018, 96(9/10/ 11/12): 3093-3107.

[40] ANWAR S, AHMED N, PERVAIZ S, et al. On the Turning of Electron Beam Melted Gamma-TiAl with Coated and Uncoated Tools: A Machinability Analysis[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2020, 282: 116664.

[41] DEMIRTAS H, YILMAZ O, SUBASI L, et al. Surface Quality Improvement Using Electro Chemical Machining Process forg-TiAl Parts Produced by Electron Beam Melting[J]. Procedia CIRP, 2021, 102: 240-245.

[42] PRADEEP G V K, DURAISELVAM M, PRASAD K S, et al. Tribological Behavior of Additive Manufacturedg-TiAl by Electron Beam Melting[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals, 2020, 73(6): 1661-1667.

[43] PRADEEP G V K, DURAISELVAM M, SIVAPRASAD K. Tribological Behavior of Laser Surface Meltedg-TiAl Fabricated by Electron Beam Additive Manufacturing[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2022, 31(2): 1009-1020.

[44] WANG J, YANG K, LIU N, et al. Microstructure and Tensile Properties of Ti-48Al-2Cr-2Nb Rods Additively Manufactured by Selective Electron Beam Melting[J]. JOM, 2017, 69(12): 2751-2755.

[45] YANG Guang-yu, JIA Wen-peng, ZHAO Pei, et al. Microstructures of As-Fabricated and Post Heat Treated Ti-47Al-2Nb-2Cr Alloy Produced by Selective Electron Beam Melting (SEBM)[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2016, 45(7): 1683-1686.

[46] TANG H P, YANG G Y, JIA W P, et al. Additive Manufacturing of a High Niobium-Containing Titanium Aluminide Alloy by Selective Electron Beam Melting[J]. Materials Science and Engineering: A, 2015, 636: 103-107.

[47] KAN W, CHEN B, PENG H, et al. Formation of Columnar Lamellar Colony Grain Structure in a High Nb-TiAl Alloy by Electron Beam Melting[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 809: 151673.

[48] KAN W, CHEN B, JIN C, et al. Microstructure and Mechanical Properties of a High Nb-TiAl Alloy Fabricated by Electron Beam Melting[J]. Materials & Design, 2018, 160: 611-623.

[49] KAN Wen-bin, LIANG Yong-feng, PENG Hui, et al. Microstructural Degradation of Ti-45Al-8Nb Alloy during the Fabrication Process by Electron Beam Melting[J]. JOM, 2017, 69(12): 2596-2601.

[50] KAN W, CHEN B, PENG H, et al. Fabrication of Nano-TiC Reinforced High Nb-TiAl Nanocomposites by Electron Beam Melting[J]. Materials Letters, 2020, 259: 126856.

[51] GAO B, PENG H, LIANG Y, et al. Electron Beam Melted TiC/High Nb-TiAl Nanocomposite: Microstructure and Mechanical Property[J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 811: 141059.

[52] GAO R, PENG H, GUO H, et al. An Innovative Way to Fabricateg-TiAl Blades and Their Failure Mechanisms under Thermal Shock[J]. Scripta Materialia, 2021, 203: 114092.

[53] YUE Hang-yu, CHEN Yu-yong, WANG Xiao-peng, et al. Effect of Beam Current on Microstructure, Phase, Grain Characteristic and Mechanical Properties of Ti-47Al- 2Cr-2Nb Alloy Fabricated by Selective Electron Beam Melting[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 750: 617-625.

[54] CHEN Yu-yong, YUE Hang-yu, WANG Xiao-peng. Microstructure, Texture and Tensile Property as a Function of Scanning Speed of Ti-47Al-2Cr-2Nb Alloy Fabricated by Selective Electron Beam Melting[J]. Materials Science and Engineering: A, 2018, 713: 195-205.

[55] YUE Hang-yu, CHEN Yu-yong, WANG Xiao-peng, et al. Microstructure, Texture and Tensile Properties of Ti- 47Al-2Cr-2Nb Alloy Produced by Selective Electron Beam Melting[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 766: 450-459.

[56] CHEN Yu-yong, YUE Hang-yu, WANG Xiao-peng, et al. Selective Electron Beam Melting of TiAl Alloy: Microstructure Evolution, Phase Transformation and Microhardness[J]. Materials Characterization, 2018, 142: 584-592.

[57] YUE Hang-yu, PENG Hui, LI Rui-feng, et al. Selective Electron Beam Melting of TiAl Alloy: Metallurgical Defects, Tensile Property, and Determination of Process Window[J]. Advanced Engineering Materials, 2020, 22(8): 2000194.

[58] YUE Hang-yu, PENG Hui, LI Rui-feng, et al. High- Temperature Microstructure Stability and Fracture Toughness of TiAl Alloy Prepared via Electron Beam Smelting and Selective Electron Beam Melting[J]. Intermetallics, 2021, 136: 107259.

[59] YUE Hang-yu, PENG Hui, LI Rui-feng, et al. Metastable Phase and Microstructural Degradation of a TiAl Alloy Produced via Selective Electron Beam Melting[J]. Vacuum, 2021, 192: 110491.

[60] YUE Hang-yu, PENG Hui, LI Rui-feng, et al. Effect of Heat Treatment on the Microstructure and Anisotropy of Tensile Properties of TiAl Alloy Produced via Selective Electron Beam Melting[J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 803: 140473.

[61] YUE Hang-yu, PENG Hui, FAN Guo-hua, et al. Microstructure and Mechanical Properties of Y2O3-Bearing Ti-48Al-2Cr-2Nb Alloy Prepared by Selective Electron Beam Melting[J]. Materials Science and Engineering: A, 2022, 840: 142960.

[62] 陳瑋, 楊洋, 劉亮亮, 等. 電子束增材制造γ-TiAl顯微組織調控與拉伸性能研究[J]. 航空制造技術, 2017, 60(S1): 37-41.

CHEN Wei, YANG Yang, LIU Liang-liang, et al. Microstructure Control and Tensile Properties of EBM γ-TiAl[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2017, 60(S1): 37-41.

[63] LIN Bo-chao, CHEN Wei, YANG Yang, et al. Anisotropy of Microstructure and Tensile Properties of Ti-48Al-2Cr-2Nb Fabricated by Electron Beam Melting[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 830: 154684.

[64] GE Wen-jun, GUO Chao, LIN Feng. Effect of Process Parameters on Microstructure of TiAl Alloy Produced by Electron Beam Selective Melting[J]. Procedia Engineering, 2014, 81: 1192-1197.

[65] 周俊, 周斌, 李宏新, 等. 電子束選區熔化線能量密度對鈦鋁合金粉末中鋁元素揮發的影響[J]. 電加工與模具, 2018(4): 52-56.

ZHOU Jun, ZHOU Bin, LI Hong-xin, et al. Influence of Line Energy Density of Electron Beam Selective Melting on Volatilization of Aluminum in TiAl Alloy Powders[J]. Electromachining ＆ Mould, 2018(4): 52-56.

[66] ZHOU Jun, LI Hong-xin, YU Ye-feng, et al. Research on Aluminum Component Change and Phase Transformation of TiAl-Based Alloy in Electron Beam Selective Melting Process under Multiple Scan[J]. Intermetallics, 2019, 113: 106575.

[67] ZHOU Jun, LI Hong-xin, YU Ye-feng, et al. Fabrication of Functionally Graded Materials from a Single Material by Selective Evaporation in Electron Beam Powder Bed Fusion[J]. Materials Science and Engineering: A, 2020, 793: 139827.

[68] GENNARO P, ZANON G P, PASQUERO G. Mass Production of Tridimensional Articles Made of Intermetallic Compounds: US7815847[P]. 2010-10-19.

[69] HIROYUKI Y. Titanium-Aluminum Alloy: JP, 201701 3162[P]. 2017-01-27.

[70] KEISUKE S. Verfahren zur Herstellung Eines TIAL- Legierungsteils und System zur Herstellung Eines TIAL-Legierung Steils:de, 112019007062[P]. 2019-05- 23.

[71] SCHLOFFER M, SMARSLY W. Additive Man Ufacturing of High-Temperature Compo Nents From TiAl: US20170335436[P]. 2017-11-23.

[72] STéPHANE K. Composition for Manufacturing Parts From Titanium Aluminide by Powder Sintering, and Manufacturing Method Using Such a Composition: EP, 16727758[P]. 2016-05-11.

[73] 賈文鵬, 楊廣宇, 趙培, 等. 一種鈦鋁合金復雜零件的快速制造方法: CN102941343A[P]. 2013-02-27.

JIA Weng-peng, YANG Guang-yu, ZHAO Pei, et al. Quick manufacturing method of titanium-aluminum alloy composite part: CN102941343A[P]. 2013-02-27.

[74] 楊坤, 王建, 楊廣宇, 等. 基于電子束3D打印技術制備TiAl合金構件的方法: CN107695350A[P]. 2018- 02-16.

YANG Kun, WANG Jian, YANG Guang-yu, et al. Ti-Al Alloy Component Preparing Method Based on Electron Beam 3D Printing Technology: CN107695350A[P]. 2018-02-16.

[75] 劉楠, 楊坤, 王建, 等. 一種TiAl合金渦輪葉片的制備方法: CN107931609B[P]. 2020-06-05.

LIU Nan, YANG Kun, WANG Jian, et al. Preparing Method of TiAl Alloy Turbine Blade: CN10793 1609B[P]. 2020-06-05.

[76] 陳瑋, 陳哲源, 楊洋. 一種具有梯度組織的TiAl系材料及其制造方法: CN108856708A[P]. 2018-11-23.

CHEN Wei, CHEN Zhe-yuan, YANG Yang.TiAl- System Material with Gradient Structure and Manufacturing Method Thereof: CN108856708A[P]. 2018-11-23.

[77] 克里斯蒂安·布倫胡貝爾. 用于借助于電子束熔化法生產渦輪葉片的方法: CN107708896A[P]. 2018-02-16.

CHRISTIAN B. Method for Producing a Turbine Blade by Means of Electron Beam Melting: CN1077 08896A[P]. 2018-02-16.

[78] 鄧陽丕, 曹玄揚, 宰雄飛, 等. 一種航空發動機單合金雙性能渦輪盤及其制備方法: CN112065507A[P]. 2020-12-11.

DENG Yang-pi, CAO Xuan-yang, ZAI Xiong-fei, et al. Single-Alloy Double-Performance Turbine Disc of Aero- Engine and Preparation Method of Single-Alloy Double-Performance Turbine Disc: CN112065507A[P]. 2020-12-11.

[79] 林均品, 高博洋, 彭徽, 等. 一種碳化物增強TiAl基納米復合材料的制備方法: CN113210627A[P]. 2021- 08-06.

LIN Jun-pin, GAO Bo-yang, PENG Hui, et al. Preparation Method of Carbide-Reinforced TiAl-Based Nano Composite Material: CN113210627A[P]. 2021-08-06.

[80] ZHOU Y H, LIN S F, HOU Y H, et al. Layered Surface Structure of Gas-Atomized High Nb-Containing TiAl Powder and Its Impact on Laser Energy Absorption for Selective Laser Melting[J]. Applied Surface Science, 2018, 441: 210-217.

[81] URE?A J, MARTíNEZ M, MARTíNEZ E, et al. Development of the Ultra Lightweight Gamma-Ti- 48Al- 2Cr-2Nb Alloy Processed by Electron Beam Melting (EBM)[C]//European Powder Metallurgy Association (EPMA). Netherlands, 2019.

[82] ACKELID U, The New EBM Process for Gamma Titanium Aluminide: an Arcam-Avio Collaboration[C]// in: Presented at the EBM User Group Meeting, Florida, 2010.

[83] 闞文斌. 電子束選區熔化技術制備高Nb-TiAl合金的成形工藝和組織調控研究[D]. 北京: 北京科技大學, 2019: 1-149.

KAN Wen-bin. Processing Technology and Microstructure Control of High Nb-TiAl Alloy Fabricated by Electron Beam Melting[D]. Beijing: University of Science and Technology Beijing, 2019: 1-149.

[84] 岳航宇. 電子束選區熔化成形Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的組織及力學性能研究[D]. 哈爾濱: 哈爾濱工業大學, 2019: 1-149.

YUE Hang-yu. Study on the Microstructure and Mechanical Property of Ti-47Al-2Cr-2Nb Alloy Fabricated by Selective Electron Beam Melting[D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2019: 1-149.

[85] CHEN W, LI Z Q. Additive Manufacturing of Titanium Aluminides[M].Additive Manufacturing for the Aerospace Industry. Amsterdam: Elsevier, 2019: 235-263.

[86] 王茂松, 杜宇雷. 增材制造鈦鋁合金研究進展[J]. 航空學報, 2021, 42(7): 625263.

WANG Mao-song, DU Yu-lei. Research Progress of Additive Manufacturing of TiAl Alloys[J]. Acta Aeronautica et Astronautica Sinica, 2021, 42(7): 625263.

[87] 田文琦, 楊冬野, 李九霄. 高能束增材制造鈦鋁合金的研究進展[J]. 機械工程材料, 2021, 45(6): 1-7.

TIAN Wen-qi, YANG Dong-ye, LI Jiu-xiao. Research Progress on Ti-Al Alloy Prepared by High-Energy Beam Additive Manufacturing Technique[J]. Materials for Mechanical Engineering, 2021, 45(6): 1-7.

Research Progress of TiAl Intermetallics Fabricated by Electron Beam-powder Bed Fusion

TANG Hui-ping1,2, LI Hui-xia2, CHE Qian-ying2, PAN Deng2

(1. Advanced Materials Additive Manufacturing Innovation Research Center, Zhejiang University City College, Hangzhou 310015, China; 2. Xi’an Sailong AM Technologies Co., Ltd., Xi’an 710018, China)

TiAl intermetallics are the limited lightweight high-temperature structural materials which can be used for a long period in an oxidizing environment above 600 ℃ thus far, due to their low density, outstanding specific strength, high- temperature strength as well as high-temperature creep resistance, which can significantly improve the thrust weight ratio and fuel efficiency of areo-engines. Electron beam-powder bed fusion (EB-PBF) is the most ideal additive manufacturing technology for room-temperature brittle TiAl alloys owing to its high energy utilization and formation efficiency, as well as low forming stress, vacuum environment and many other advantages. In this work, by reference to the domestic and abroad literature on EB-PBF TiAl alloys in the past two decades, the research progress of EB-PBF additive manufactured conventional γ-TiAl alloys, β-solidified TiAl alloys, and high Nb-TiAl alloys was comprehensively reviewed from raw materials of materials, microstructure characteristics, mechanical properties, complex components forming and applications. Besides, in view of the key scientific problems and practical application problems confronted at present, the development prospect and key development direction of EB-FPF TiAl alloys in the future were prospected.

TiAl alloy; electron beam-powder bed fusion; post treatment; engineering application

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.11.004

TG113

A

1674-6457(2022)11-0030-17

2022–07–24

國家重點研發計劃（2021YFB3700500）；西安市科技計劃（2021JH–QCY7–0028）

湯慧萍（1966—），女，教授，主要研究方向為粉末冶金多孔材料及電子束粉床3D打印技術。