選區(qū)熔化3D 打印TiAl 基合金的研究現(xiàn)狀及展望

王虎，彭云，趙琳，田志凌

（1.鋼鐵研究總院 先進鋼鐵流程及材料國家重點實驗室，北京100081； 2.北華航天工業(yè)學院 材料工程學院，河北 廊坊 065000）

TiAl 基合金（TiAl 基金屬間化合物），被認為是一種理想的新型輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料，密度僅為鎳基高溫合金的1/2，使用溫度高達700～1000 ℃，具有高強度、耐腐蝕、良好的結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性、優(yōu)異的抗疲勞和抗氧化等性能，在當代民用工業(yè)、兵器工業(yè)以及航空航天等領域具有廣闊的應用前景，有望部分替代目前廣泛使用的鎳基高溫合金[1-5]。然而，TiAl 基合金室溫和高溫塑性較差，斷后伸長率僅為0.5%～3%，機械加工難度大，這成為限制該合金工業(yè)化應用的主要瓶頸[6,7]。

目前，TiAl 基合金的成形方法[8,9]主要有鑄造（金屬型鑄造和熔模精密鑄造）、鑄錠冶金（鑄錠擠壓、板材軋制、等溫鍛造以及包套鍛造等）以及粉末冶金（放電等離子燒結(jié)、自蔓延高溫合成、反應燒結(jié)、機械合金化、熱等靜壓等）。鑄造法成本低，工藝簡單，可以直接成形，但TiAl 基合金的鑄造性能較差，容易出現(xiàn)成分偏析、組織粗大、縮松縮孔等缺陷。此外，由于TiAl 基合金化學性質(zhì)較為活潑，熔融狀態(tài)下極易與型殼材料發(fā)生化學反應，在表面形成脆性層，嚴重影響使用壽命。鑄錠冶金法可以獲得組織均勻、性能優(yōu)異的大尺寸TiAl 基合金構(gòu)件，但是該方法通常需要加熱到1000 ℃以上，對設備要求苛刻，同時原材料利用率低，工藝復雜，成本高昂。粉末冶金法可以有效避免鑄造缺陷，準確控制合金成分，但是粉末流動性較差，難以制備形狀復雜的構(gòu)件，同時也無法完全消除孔隙，其力學性能低于鑄態(tài)合金。上述方法在制備TiAl 基合金時，均存在自身的局限和不足，因此急需探索新一代TiAl 基合金成形技術(shù)。

近年來，3D 打印的迅速發(fā)展極大地改變了傳統(tǒng)的生活與生產(chǎn)方式，成為先進制造的重點發(fā)展方向之一。3D 打印是增材制造（Additive Manufacturing，AM）的俗稱，它按照CAD 模型的分層切片數(shù)據(jù)，通過逐層打印方式，直接進行構(gòu)件的制造[10,11]。選區(qū)熔化3D 打印以激光或者電子束為高能量熱源，逐層掃描熔化粉末，逐層堆積，直接實現(xiàn)構(gòu)件的制造，在模具工業(yè)、醫(yī)療器械、船舶制造、國防軍工以及航空航天等領域具有廣泛應用[12]。選區(qū)熔化3D 打印不使用模具或者夾具，成形件的結(jié)構(gòu)、形狀以及復雜程度不受限制，可以顯著縮短生產(chǎn)周期，提高原料利用率，降低制造成本。同時，3D 打印的快速凝固過程使得晶粒細小，綜合力學性能優(yōu)異，特別適合高強度、難熔金屬以及復雜構(gòu)件的近凈成形[13]。因此，選區(qū)熔化3D 打印技術(shù)在制造高性能復雜結(jié)構(gòu)TiAl 合金構(gòu)件方面擁有巨大優(yōu)勢，逐漸受到國內(nèi)外學者的廣泛關(guān)注。該技術(shù)主要包括：激光選區(qū)熔化成形（Selective Laser Melting，SLM）與電子束選區(qū)熔化成形（Selective Electron Beam Melting，SEBM）。本文主要介紹SLM和SEBM 制備TiAl 基合金的最新研究成果，對比分析SLM 和SEBM 成形TiAl 基合金的優(yōu)缺點，并對未來的研究方向提出建議。

1 SLM 成形TiAl 基合金的研究現(xiàn)狀

SLM 技術(shù)由德國Fraunhofer 研究所于1995 年提出，該技術(shù)是在激光選區(qū)燒結(jié)（Selective Laser Sintering，SLS）的基礎上發(fā)展而來。其原理[14]是，利用計算機軟件（Pro/E、UG 等）對構(gòu)件模型進行分層切片，然后根據(jù)分層切片數(shù)據(jù)，設計激光束掃描路徑，輸入合理的工藝參數(shù)以后，在計算機控制下進行掃描，通過逐層鋪粉，逐層選擇性熔化，直至構(gòu)件成形，整個過程在惰性氣氛保護下完成。SLM 技術(shù)已經(jīng)成功應用于鈦合金結(jié)構(gòu)的制造，但是TiAl 基合金室溫和高溫塑性較差，導致SLM 成形TiAl 基合金樣品極易出現(xiàn)開裂、孔隙等，制造難度較大，因此國內(nèi)外主要圍繞工藝優(yōu)化開展了初步探索。目前，SLM 成形TiAl 基合金的研究主要集中在：工藝參數(shù)對冶金缺陷和致密度的影響；Al 元素燒損的控制；工藝參數(shù)對TiAl 基合金微觀組織及性能的影響。以下將從這幾個方面進行概述。

1.1 工藝參數(shù)對SLM 成形TiAl 基合金冶金缺陷的影響

SLM 技術(shù)的主要工藝參數(shù)包括：激光功率（P）、掃描速度（v）、掃描間距（d）、粉末層厚度（h）等。這些參數(shù)之間是互相聯(lián)系的，常用“體積能量密度（Ev）”來解釋這些工藝參數(shù)對SLM 成形的影響，Ev的表達式為：

工藝參數(shù)是決定成形件成形質(zhì)量優(yōu)劣的最直接因素。L?ber 等[15]采用單熔道成形方法對Ti-28.9Al- 9.68Nb-2.26Mo-0.024B（化學組成按質(zhì)量分數(shù)計）合金進行SLM 工藝優(yōu)化。結(jié)果表明，當工藝參數(shù)選取不合理時，表面會出現(xiàn)球化、不穩(wěn)定熔道、裂紋等缺 陷，如圖1 所示。為了保證SLM 穩(wěn)定進行，需要選擇適中的激光功率（100～250 W）以及較小的掃描速度（50～100 mm/s）。Shi 等[16]研究了激光功率、掃描速度對Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金SLM 單熔道掃描成形質(zhì)量的影響，確定了最優(yōu)的工藝窗口（圖2a），將優(yōu)化后的工藝參數(shù)應用于成形件的制造，其致密度在97.34%～98.95%之間，如圖2b 所示。

石文天等[17]認為，殘余應力和溫度梯度是導致SLM 成形TiAl 基合金出現(xiàn)裂紋的主要原因，并提出預燒結(jié)、重熔和基板預熱三種抑制裂紋的方法。單獨使用某一種方法時，基板預熱的效果最好，預燒結(jié)、重熔次之；在組合方法中，使用基板預熱+預燒結(jié)的效果最佳，可以明顯抑制裂紋的產(chǎn)生。Osakada 等[18]對SLM 過程中的應力分布進行了有限元模擬，提出基板預熱、對先沉積層再加熱、整體去應力退火等措施，降低殘余應力，減少裂紋的產(chǎn)生。但是需要指出的是，SLM 成形件的晶粒細小，在去應力退火過程中，可能出現(xiàn)晶粒長大現(xiàn)象，從而影響力學性能，所以退火工藝需要嚴格控制。

1.2 致密度的優(yōu)化

圖1 單熔道形貌圖[15] Fig.1 Singlemelt track morphology[15]: a) balling; b) instable melt track; c) cracks; d) stable melt track

圖2 單熔道成形工藝窗口以及不同工藝下的致密度[16] Fig.2 The single melt trackprocess window and density under different processes: a) the process window; b) density[16]

SLM 成形件中的孔隙會促進裂紋的擴展，顯著降低力學性能，因此制備高致密度（一般＞99.5%）成形件是3D 打印工藝優(yōu)化的首要目標[19]。SLM 過程中，過低的能量密度無法完全熔化粉末，導致成形件中出現(xiàn)形狀不一的孔隙；而過高的能量密度會造成球形孔隙的產(chǎn)生，進而降低致密度[20]。通常情況下，能量密度越接近粉末熔化所需能量的下臨界值，所得成 形件的致密度越高[21]。SLM 成形件上表面的粗糙度對下一層成形質(zhì)量具有較大影響，最終也會影響致密度。其原因是，較高的粗糙度會使熔池無法完全潤濕鋪展，從而導致孔隙的生成。研究表明[22]，成形件的上表面粗糙度主要受熔道寬度、掃描間距以及粉末層厚度三個因素的共同影響，其中，熔道寬度是最重要的影響因素，而熔道寬度主要由激光功率與掃描速度決定。此外，表面粗糙度也受掃描方式的影響，采用層錯正交的掃描方式有助于減小制備過程中的熱應力，從而改善表面的平整度[23]。SLM 成形件經(jīng)熱等靜壓（Hot Isostatic Pressing，HIP）處理后，可以有效降低孔隙率，提高致密度，改善合金性能[24]。

1.3 Al 元素燒損的控制

Shi 等[16]在Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金SLM 成形過程中發(fā)現(xiàn)了Al 元素的燒損問題，工藝參數(shù)經(jīng)過優(yōu)化以后，Al 元素的燒損量（以摩爾分數(shù)計）由最高值5.73%降低至0.32%，同時，樣品的致密度由97.34%增加至98.95%。Gussone 等[25]利用SLM 技術(shù)制備Ti-44.8Al- 6Nb-1.0Mo-0.1B 合金時發(fā)現(xiàn)，Al 元素的燒損量主要取決于能量密度。當能量密度較大時，Al 元素的燒損量較多，約為8.7%，組織中出現(xiàn)大量B2 相；當能量密度較小時，Al 的燒損量相對較少，最終獲得了近層片組織。值得注意的是，TiAl 基合金的力學性能與Al 含量直接相關(guān)，Al 的大量燒損會導致合金性能的惡化。因此在設定工藝參數(shù)時，應避免過大的熱輸入，防止熔池過熱，減少Al 元素的燒損。

1.4 工藝參數(shù)對微觀組織及性能的影響

SLM 成形過程中熔池的快速遷移、極速凝固、極大的溫度梯度以及方向性傳熱等特點，導致成形件具有特殊的微觀組織以及力學性能，主要表現(xiàn)在晶粒細小且生長方向復雜，殘余應力大，即高強度、低塑性、各向異性。由于SLM 冶金過程的復雜性，導致成形件的組織及性能與工藝參數(shù)密切相關(guān)。Li 等[26]采用不同的激光功率（250、300、350 W）對Ti-45Al- 2Cr-5Nb 合金進行了SLM 成形試驗。結(jié)果表明，成形件的上表面（水平方向）為等軸晶，而側(cè)面（垂直方向）為柱狀晶（圖3a）。圖3b 為熔敷道軌跡橫截面高倍顯微組織，由于SLM 成形過程中激光束的快速移動、極大的溫度梯度以及晶粒生長速度的變化，導致熔敷道軌跡橫截面呈現(xiàn)三個不同的區(qū)域：細等軸晶區(qū)、過渡區(qū)和粗等軸晶區(qū)（分別對應圖3b 中的A區(qū)、B 區(qū)和C 區(qū)）。合金主要由α2-Ti3Al 相以及少量 的B2 相與γ-TiAl 相構(gòu)成，B2 相和γ 相均勻地分布在α2相基體上。隨著激光功率的增加，α2相的含量逐漸增多，B2 相與γ 相的含量逐漸減小，晶粒尺寸逐漸增大，大角度晶界的含量也隨之增大，晶粒取向由強烈的（0001）轉(zhuǎn)變?yōu)椋?001）、（101ˉ1）以及（112ˉ1）的混合取向。隨著激光功率的增加，合金維氏硬度由(580.1±16.4)HV 減小至(561.7±16.1)HV。

圖3 SLM 成形Ti-45Al-2Cr-5Nb 合金的顯微組織[26] Fig.3 Microstructure of the SLM processed Ti-45Al-2Cr-5Nb[26]: a) low-magnification image of vertical section (OM); b) high- magnification image of horizontal section (SEM)

文獻[27]則研究了不同掃描速度（500、600、700、800 mm/s）對SLM 成形Ti-45Al-2Cr-5Nb 合金組織及性能的影響。結(jié)果表明，合金主要由α2相以及少量的B2 相與γ 相構(gòu)成，B2 相和γ 相隨機分布在α2相基體上，隨著掃描速度的增加，α2相的含量逐漸減小，B2 相與γ 相的含量逐漸增加，晶粒尺寸逐漸減小（7.11 μm 減小至5.43 μm），大角度晶界的含量也逐漸減?。?1.60%減小至86.19%），晶粒取向基本維持（0001）、（101ˉ1）以及（112ˉ1）的混合取向不變。與此同時，隨著掃描速度的增加，合金的納米硬度從(7.90±0.32) GPa 增加到(9.49±0.46) GPa，抗壓強度也從(829.41±24.88) MPa 上升到(1216.16±36.48) MPa。

Li 等[28]在研究不同基板預熱溫度（298、423、523、623 K）對SLM 成形Ti-45Al-2Cr-5Nb 合金微觀組織及硬度的影響時，發(fā)現(xiàn)合金主要由α2相以及少量的B2 相與γ 相構(gòu)成。隨著預熱溫度的增加，合金中α2相的含量逐漸減小，B2 相與γ 相的含量逐漸增加，晶粒尺寸逐漸增大（8.3 μm 增加至15.2 μm），大角度晶界的含量也逐漸增多（88.2%增加至93.9%）。晶粒取向由（101ˉ1）和（112ˉ1）混合取向逐漸變?yōu)閺娏业模?001）取向，最終轉(zhuǎn)變?yōu)椋?001）、（101ˉ1）以及（112ˉ1）的混合取向，合金的納米硬度由(7.57± 0.38) GPa 增加到(8.47±0.42) GPa。

綜上所述，利用SLM 可以成功制備出TiAl 基合 金，但由于TiAl 基合金的本征脆性，導致成形件極容易形成孔隙、裂紋等冶金缺陷。這些缺陷會顯著降低成形件的致密度并影響其力學性能，嚴重制約了SLM 制備TiAl 基合金的工程化應用，成為亟待解決的根本難題。雖然科研人員已經(jīng)開展了相關(guān)研究，闡述了孔隙、裂紋等缺陷產(chǎn)生的原因，并提出了一些控制措施。但是，目前關(guān)于SLM 制備TiAl 基合金的研究尚不夠深入和系統(tǒng)，因此開展工藝優(yōu)化以及組織性能調(diào)控等方面的基礎性研究是十分必要的。

2 SEBM 成形TiAl 基合金的研究現(xiàn)狀

SEBM 的原理與SLM 基本相似，使用更高能量的電子束作為熱源，電子束按照設定的掃描路徑將預先鋪放的金屬粉末熔化，層層堆積形成實體。制備過程在真空條件下完成，可以有效降低空氣中O、N 對成形件的污染。此外，SEBM 工藝還具有輻射深度大、粉末反射小、能量利用率高等優(yōu)勢[29]。目前，SEBM成形TiAl 基合金的研究主要集中在：“粉末潰散”現(xiàn)象產(chǎn)生的原因以及控制措施；工藝參數(shù)對冶金缺陷和致密度的影響；Al 元素燒損的控制；工藝參數(shù)、Al元素燒損、成形高度、成形角度以及熱處理工藝對TiAl 基合金微觀組織及性能的影響。以下將從這幾個方面進行概述。

2.1 “粉末潰散”現(xiàn)象

圖4 高速攝影下的“粉末潰散”現(xiàn)象[30] Fig.4 The phenomenon of “powder collapsing” in high speed photography[30]

在選區(qū)熔化前，預置的粉末床在電子束的作用下發(fā)生潰散，在真空室內(nèi)形成粉末團，即“粉末潰散”現(xiàn)象，見圖4?！胺勰⑸ⅰ笔荢EBM 的一種特殊現(xiàn)象，它會導致試樣內(nèi)部孔隙的產(chǎn)生，甚至影響后續(xù)加工?？蒲腥藛T總結(jié)出“粉末潰散”產(chǎn)生的三種原因： 一是高速電子流在轟擊預置粉末時產(chǎn)生了較大的壓力，致使其飛離原來位置，從而產(chǎn)生“粉末潰散”；二是預置粉末在電子束的轟擊作用下產(chǎn)生電荷，造成粉末與基板之間、粉末與粉末之間以及粉末與電子束束流之間出現(xiàn)斥力[30]；三是電子束產(chǎn)生的磁場會對粉末產(chǎn)生洛倫茲力[31]，也會導致“粉末潰散”現(xiàn)象的發(fā)生。

從工藝角度出發(fā)，粉末層預熱是避免“粉末潰散”的最佳方法。預熱可以使粉末層預燒結(jié)，提高粉末之間的結(jié)合力。此外，預熱還可以迅速傳導粉末所帶的電荷，減小斥力，從而避免“粉末潰散”。

2.2 工藝參數(shù)對SEBM 成形TiAl 基合金冶金缺陷的影響

SEBM 的主要工藝參數(shù)包括：電子束束流（I）、加速電壓（U）、掃描間距（d）、掃描速度（v）、粉末層厚度（h）等。工藝參數(shù)對SEBM 成形質(zhì)量、微觀組織及力學性能具有重要影響，激光與粉末作用時常用“體積能量密度（Ev）”進行計算，Ev的表達式為：

冶金缺陷會嚴重降低TiAl 基合金SEBM 成形件的使用性能，TiAl 基合金在SEBM 成形過程中的主要缺陷包括孔隙和裂紋。目前，工藝參數(shù)對TiAl 合金內(nèi)部缺陷的影響規(guī)律已有研究，但制備完全無缺陷的成形件依然存在困難。SEBM 成形件的孔隙率一般在2%左右，經(jīng)熱等靜壓處理后，可以減小至1%[32]。Cormier 等[33]分別采用預合金Ti-47Al-2Cr-2Nb 粉末和混合元素粉末進行SEBM 成形試驗。結(jié)果顯示，采用預合金Ti-47Al-2Cr-2Nb 粉末可以成功制備出較為致密的成形件，顯微組織為細小的α2/γ 層片組織以及等軸γ 晶粒構(gòu)成的雙態(tài)組織。采用混合元素粉末作為原料時，Al 元素揮發(fā)嚴重，揮發(fā)量（按質(zhì)量分數(shù)計）高達6.1%，成形件縮松且多孔，致密度不足80%，合金中殘留大量未反應的Ti、Al 粉末，物相主要為α2-Ti3Al，而非γ-TiAl。Terner 等[34]研究發(fā)現(xiàn)，在低能量密度下，SEBM 成形TiAl 基合金中存在圓形和長條形兩類孔隙，孔隙率達5.1%，見圖5a。金屬粉末普遍采用氣霧化法或離心霧化法（均采用氬氣保護）制備，制備過程中，不可避免地形成一些空心粉，氬氣也殘留在其中。SEBM 由于快速凝固的特點，致使空心粉中的氬氣無法及時逸出，最終形成圓形孔隙。此類孔隙尺寸較小，在晶粒內(nèi)部隨機分布，經(jīng)熱等靜壓處理后可以縮小甚至消失，不會對力學性能產(chǎn)生明顯影響。長條形孔隙是由于層與層之間結(jié)合力不足，未能完成粘合而造成，此類孔隙會顯著降低材料的力學性能。適當增加能量密度，可以消除此類孔隙，獲得較為致密的成形件，如圖5b。

圖5 SEBM 成形TiAl 合金的內(nèi)部孔隙[34] Fig.5 Interior pores of TiAl alloys formed by SEBM[34]

Tang 等[35]研究了SEBM 工藝參數(shù)對Ti-45Al-7Nb- 0.3W 合金內(nèi)部缺陷的影響。在電子束束流（8 mA） 較小時，由于能量密度不足，導致層界間未能完成粘合，形成長條形孔隙（圖6a）以及未熔化的粉末顆粒（圖6b）。此外，層間的快速凝固，使得合金內(nèi)部殘余應力增加，加之TiAl 基合金的本征脆性，導致該區(qū)域產(chǎn)生裂紋（圖6c）。隨后采取三項措施抑制了缺陷的產(chǎn)生，獲得了較為致密的成形件（圖6d）。這三項措施為：電子束束流從8 mA 增加至10 mA 或更高；將基板預熱溫度從1000 ℃提高至1050 ℃或1100 ℃；使用電子束（I=20 mA，v=10 m/s）對已凝固層進行重新加熱。

可以看出，提高電子束束流、基板預熱溫度以及中間預熱等增加能量密度的措施，均可以有效避免孔隙、未熔化以及裂紋的產(chǎn)生。但是過高的能量密度會使熔池體積增大，導致成形件表面呈波浪狀，從而惡化組織，影響致密度[36]。Schwerdtfeger 等[37]對Ti-48Al- 2Cr-2Nb 合金進行了一系列SEBM 成形試驗，獲得了低掃描速度（圖7a）和高掃描速度（圖7b）下的最優(yōu)工藝窗口。該圖綜合考慮了線能量、掃描速度、粉末層厚度以及預熱溫度等因素對致密度的影響。

綜上所述，SEBM 工藝優(yōu)化的出發(fā)點是保證能量密度與粉末熔化速度之間的匹配，若能量密度過低，會導致部分預置粉末不能完全熔化，層與層之間的結(jié)合力較差，容易形成孔隙或者裂紋；若能量密度過高，會造成局部過熱，熔池體積擴大，表面呈現(xiàn)波浪狀，而波浪狀表面容易導致粉末層厚度出現(xiàn)差異，最終造成層界間熔合不良，并且過高的能量密度也會加重Al 元素的燒損。

圖6 SEBM 成形TiAl 合金的冶金缺陷[35] Fig.6 Metallurgical defects of TiAl alloys formed by SEBM[35]: a) elongated pore; b) unmelted powders; c) cracks; d) dense parts

圖7 SEBM 成形TiAl 合金的工藝窗口[37] Fig.7 The process windowof TiAl alloys formed by SEBM[37]: a) low scan speeds; b) high scan speeds

2.3 Al 元素燒損的控制

SEBM 工藝在真空環(huán)境下進行，并且電子束能量密度比激光束高，因此SEBM 比SLM 更容易造成Al 元素的燒損。Schwerdtfeger 等[37]研究發(fā)現(xiàn)，SEBM成形Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金中Al 元素的摩爾分數(shù)較原始粉末下降了0.6%～4.1%，并且能量密度越高，Al元素的燒損越嚴重。周俊等[38]研究了不同線能量（1680～2880 J/m）對SEBM 成形Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金中Al 元素燒損的影響，結(jié)果表明，當線能量為1680 J/m 時，Al 元素的燒損量最小。Biamino 等[39]采用SEBM 制備Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金，其中Al 元素的燒損量（按質(zhì)量分數(shù)計）為1%。還有研究表明[32]，在SEBM 成形TiAl 基合金中，并未發(fā)現(xiàn)Al 元素的燒損現(xiàn)象，但文中沒有給出具體的制備工藝參數(shù)。由上可以推斷，優(yōu)化工藝參數(shù)是控制Al 元素燒損的有效途 徑。一般而言，降低能量密度可以減少Al 元素的燒損，然而過低的能量密度也會導致粉末不能完全熔化，因此優(yōu)化工藝參數(shù)應在保證粉末充分熔化的前提下進行。

2.4 微觀組織及性能的控制

鑄態(tài)TiAl 基合金通常形成粗大的α2/γ 層片組織。與傳統(tǒng)的鑄造法相比，選區(qū)熔化3D 打印在成形過程中具有熔池小、冷卻速度快的特點，屬于非平衡凝固過程，因此可以獲得超細化的凝固組織。Murr 等[32]、Cormier 等[33]采用SEBM 技術(shù)制備的Ti-47Al-2Cr- 2Nb 合金，均為細小的α2/γ 層片組織以及等軸γ 晶粒構(gòu)成的雙態(tài)組織。但是，Yang 等[40]發(fā)現(xiàn)，SEBM 成形Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金為細小的α2/γ 層片組織，極快的冷卻速度導致合金在凝固過程中經(jīng)過β 相區(qū)，經(jīng)歷L→L+β→β→β+α→α→α+γ 的相變過程，最終形成層片組織。相同成分的TiAl 基合金微觀組織出現(xiàn)這種差異的原因是，SEBM 成形過程中，工藝參數(shù)會改變溫度梯度、冷卻速度，進而影響顯微組織及力學性能。例如，當電子束束流為8 mA 時，Ti-45Al-7Nb- 0.3W 合金主要由部分層片組織以及不規(guī)則的γ 相、α2相組成；當束流為10 mA 時，則呈現(xiàn)細小的全層片組織[35]。Yue 等[41]研究表明，隨著電子束束流的變化（4.5 mA 增大到8.5 mA），Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金的微觀組織由細小的雙態(tài)組織逐漸轉(zhuǎn)向粗大的近γ 組織，其中α2相和B2 相的含量逐漸增多（α2相由0.9%增至3.6%，B2 相由2.8%增至18.8%），γ 相的含量逐漸減小（96.3%減少至77.6%），平均晶粒尺寸逐漸增大（3.02 μm 增加到6.28 μm），大角度晶界的含量也逐漸增大（71.63%增加到75.32%），壓縮強度逐漸減小（2930 MPa 降低至2457 MPa）。隨著掃描速度的增加（1500 mm/s 增加到2400 mm/s），Ti-47Al-2Cr- 2Nb 合金由粗大的近γ 組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿〉碾p態(tài)組織，其中α2相和B2 相的含量逐漸減?。é?相由5.0%減至1.2%，B2 相由11.6%減至1.5%），γ 相的含量逐漸增多（83.4%增至97.3%），平均晶粒尺寸逐漸減?。?.11 μm 減至2.98 μm）。此外，隨著掃描速度的增加，抗拉強度先增加后減小，當掃描速度為2100 mm/s時，抗拉強度最佳，為684 MPa，斷后伸長率為0.7%[42]。

TiAl 基合金對Al 元素含量極其敏感，Al 元素在SEBM 過程中損失過多也會影響微觀組織，而Al 元素的燒損往往與能量密度密切相關(guān)。隨著能量密度的不斷增加，Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金SEBM 成形件中Al元素的損失量也逐漸增大，試樣的顯微組織由細小的α2/γ 層片組織轉(zhuǎn)變?yōu)棣?和B2 相組成的網(wǎng)籃狀結(jié)構(gòu)。當Al 損失較少時，物相主要為γ 相；當Al 損失較多時，物相主要為α2相[43]。Schwerdtfeger 等[37]在研究SEBM 成形Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金時發(fā)現(xiàn)，過大的能量密度會造成Al 元素的大量揮發(fā)，凝固組織出現(xiàn)β單相區(qū)。甚至Al 元素的過多燒損會導致TiAl 基合金出現(xiàn)不均勻的帶狀組織[35]。

除工藝參數(shù)外，試樣的成形高度也可以影響TiAl基合金的微觀組織。與傳統(tǒng)成形工藝不同，SEBM 技術(shù)是一個逐層熔化、逐層堆積的制造過程，已凝固沉積層會受到多次快速加熱和冷卻的原位熱循環(huán)的影響。當再熱溫度超過相變溫度時，已凝固的沉積層將會發(fā)生相變，這種原位熱循環(huán)的影響程度與試樣高度有關(guān)，因此最終組織是由經(jīng)歷多次相變后的組織以及未經(jīng)歷熱循環(huán)而快速凝固形成的頂部組織構(gòu)成。Yang等[40]發(fā)現(xiàn)，SEBM 成形Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金頂部組織的層片晶團尺寸約為50 μm，層片間距約為20 μm，而底部組織出現(xiàn)明顯的粗化現(xiàn)象，層片晶團尺寸約為100 μm，層片間距約為40 μm。這是因為在增材制造過程中，較高的熔池溫度（＞2000 ℃）使得底部組織 不斷經(jīng)歷熱循環(huán)的作用，最終導致了晶粒粗化，并且粗化程度與能量密度密切相關(guān)[43]。Chen 等[44]采用SEBM 技術(shù)制備了高度為20 mm 的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金樣品。最頂部為近層片組織，主要由γ 相以及少量的B2 相與α2相構(gòu)成；在試樣高度為19 mm 處，晶團中部分α2層片開始發(fā)生分解，棒狀B2 相在層片晶團內(nèi)部沿著初始α2層片析出；在高度15 mm 和5 mm 處，層狀晶團中的α2層片進一步分解，B2 相的含量明顯增加，組織也明顯粗化，在SEBM 過程中可以觀察到三種相變，即α2→B2，α2→γ，γ+α2→ B2。試樣的維氏硬度與高度和顯微組織密切相關(guān)，當試樣高度低于19 mm 時，其維氏硬度值變化不大（342HV 到360HV 之間變化）；試樣高度從19 mm至頂部20 mm 處，維氏硬度從360HV 增加至394HV。細小層片晶團含量的不斷增加，是頂部區(qū)域硬度升高的主要原因。此外，頂部區(qū)域極快的冷卻速度導致殘余應力增加，進而提高硬度。

通常把成形件高度方向與基板的夾角定義為成形角度。不同的成形角度會對SEBM 成形TiAl 基合金的組織與性能產(chǎn)生一定影響。Todai 等[45]采用SEBM 技術(shù)，制備了不同成形角度（0°、45°、90°）的Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金，試樣的垂直截面均獲得了由雙態(tài)組織和γ 帶組成的獨特層狀結(jié)構(gòu)，見圖8。其原因是，SEBM 成形過程中，部分雙態(tài)組織由于反復經(jīng)歷相變溫度附近的原位熱循環(huán)，最終轉(zhuǎn)變?yōu)棣?帶組織；除此之外，較高的預熱溫度（1050 ℃）也有利于γ 帶組織的產(chǎn)生。不同成形角度（0°、45°、90°）試樣的屈服強度分別為605、566、587 MPa，其中，45°成形試樣的斷后伸長率最大。Cho 等[46]在研究不同SEBM 成形角度（0°、45°）Ti-47Al-2Cr-2Nb 合金時，也觀察到這種獨特的層狀結(jié)構(gòu)，并發(fā)現(xiàn)成形件的疲勞強度與成形角度密切相關(guān)，其中45°成形試樣的疲勞強度最佳，與熱等靜壓處理后的鑄態(tài)合金相當。

目前SEBM 的研究大多選取鈦合金作為成形材料，其垂直截面組織均為柱狀晶[47,48]。而SEBM 成形TiAl 基合金的垂直截面組織卻出現(xiàn)了等軸晶[37,49,50]，見圖9。Al-Bermani 等[51]對兩種典型SEBM 工藝條件下TC4 合金的熔池形狀和凝固條件進行了模擬計算，指出熔池的散熱具有明顯的方向性。固液界面處溫度梯度與結(jié)晶速度的比值較大，與柱狀晶的生長條件相吻合，因此液態(tài)熔池以柱狀晶的形式進行外延生長，呈現(xiàn)快速凝固組織的特征，這也導致SEBM 成形TC4合金的力學性能表現(xiàn)出各向異性的特點。對于TiAl基合金而言，目前還缺乏準確凝固條件的模擬計算。一般認為垂直截面組織出現(xiàn)非柱狀晶的原因是：一方面，為了減小TiAl 合金在SEBM 成形過程中出現(xiàn)的變形、開裂，需要進行較高溫度的預熱，使固液界面處的溫度梯度減小；另一方面，TiAl 基合金中第二組元含量較高，呈現(xiàn)高溶質(zhì)體系的包晶凝固特點。

圖8 不同成形角度TiAl 合金垂直截面的微觀組織[45] Fig.8 Microstructure of vertical section of TiAl alloys with different forming angles[45]

圖9 SEBM 成形TiAl 合金的垂直截面組織[49] Fig.9 Vertical section structure of TiAl alloys formed by SEBM[49]

2.5 熱處理對SEBM 成形TiAl 基合金的影響

SEBM 成形TiAl 基合金通過熱等靜壓處理以及常規(guī)熱處理，可以實現(xiàn)組織狀態(tài)的調(diào)整。SEBM 成形Ti-47Al-2Cr-8Nb 合金經(jīng)過熱等靜壓處理后，可以獲得各向同性的等軸組織，尺寸約為10～50 μm[34]。而常規(guī)熱處理過程中的保溫溫度和保溫時間是影響組織的關(guān)鍵因素。一般而言，隨著保溫溫度的提高或者保溫時間的延長，晶粒尺寸和層片間距逐漸增大，合金中層片組織的比例也隨之增加，直至全部轉(zhuǎn)變?yōu)閷悠M織，反之亦然。例如，SEBM 成形Ti-47Al-2Cr-8Nb合金在1295～1305 ℃進行熱處理，均可獲得雙態(tài)組織，其中層片晶團的尺寸為50～100 μm，等軸晶的大小為10～40 μm；而在1315 ℃進行熱處理后，形成了粗大的全層片組織，尺寸為200～500 μm[34]。

文獻[39]證實，SEBM 成形Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金經(jīng)過熱等靜壓和熱處理（1320 ℃/2 h）后，分別獲得了等軸組織和雙態(tài)組織。力學性能測試表明，兩者在室溫下的屈服強度和抗拉強度沒有太大差異，延伸率均為 1.1%，雙態(tài)組織在 800 ℃下的抗拉強度為500 MPa，略大于其室溫抗拉強度，延伸率高達5.2%，見圖10。Hernandez 等[49]采用SEBM 制備Ti-48Al- 2Cr-2Nb 合金，其維氏硬度達4.3 GPa，熱處理后的雙態(tài)組織（1150 ℃/5 h）和全層片組織（1380 ℃/1 h）的維氏硬度分別為4.6 GPa 和4.5 GPa。

2.6 SEBM 成形TiAl 基合金的應用

圖10 熱處理后的雙態(tài)組織以及HIP 后的等軸組織在不同溫度的拉伸性能[39] Fig.10 Tensile properties of duplex structure after heat treatment and equiaxed structure after HIP at different temperatures[39]

圖11 SEBM 制造的γ-TiAl 合金渦輪葉片[52] Fig.11 γ-TiAl turbine blade made by SEBM[52]

目前，SEBM 技術(shù)制備的TiAl 基合金在航空航天領域已經(jīng)得到了應用。意大利Avio 公司利用SEBM技術(shù)成功制備出γ-TiAl 合金渦輪葉片（見圖11），尺 寸為325 mm×12 mm×8 mm，質(zhì)量0.5 kg，并于2012年在航空發(fā)動機上進行了試車。使用γ-TiAl 合金葉片的渦輪發(fā)動機整體質(zhì)量減輕20%，顯著降低了燃油消耗，并且單支葉片的平均制造時間僅為7 h，生產(chǎn)成本卻與精密鑄造接近[52]。2014 年底，美國GE 公司完成了SEBM 成形γ-TiAl 合金葉片的測試工作，并將該葉片應用于當今世界上推力最大的商用航空發(fā)動機GE9X，而波音公司設計的新一代長途客機777X將使用GE9X 型發(fā)動機[53]。

3 SLM 和SEBM 成形TiAl 基合金的對比分析

Lober 等[54]采用SLM 和SEBM 分別制備了 Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金，并對成形件表面和內(nèi)部質(zhì)量進行了研究。結(jié)果表明，SLM 成形件表面出現(xiàn)大量裂紋，而SEBM 成形件表面幾乎觀察不到裂紋的存在。經(jīng)內(nèi)部質(zhì)量檢測后發(fā)現(xiàn)，SLM 成形件內(nèi)部存在明顯的孔隙和裂紋，致密度僅為90%，壓縮性能較低，而 SEBM 成形件內(nèi)部無裂紋，具有較高的致密度（＞98%），壓縮性能達到傳統(tǒng)工藝制備合金的水平。在選區(qū)熔化成形過程中，較大的溫度梯度和極快的冷卻速度是成形件產(chǎn)生裂紋的主要原因，而粉床預熱可以有效抑制裂紋的生成。SLM 的預熱溫度較低，一般在300 ℃以下，而SEBM 的預熱溫度可以達到1100 ℃[55]，后者能夠顯著減少TiAl 基合金在3D 打印過程中的應力累積、變形、開裂。

TiAl 基合金為脆性難加工材料，對O、N 等雜質(zhì)元素的含量極其敏感。與SLM 相比，SEBM 在真空環(huán)境下完成，成形件中雜質(zhì)元素含量更低。研究表明[39]，Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金SEBM 成形件中O 的質(zhì)量分數(shù)與原始金屬粉末相同，均為0.06%，N 的質(zhì)量分數(shù)（0.006%）略高于粉末（0.004%），但是均小于觸發(fā)脆性轉(zhuǎn)變的臨界濃度（O 為0.1%，N 為0.06%）。

目前采用選區(qū)熔化3D 打印制備TiAl 基合金仍然存在一定困難，關(guān)于力學性能的研究報道相對有限，表1 和表2 分別列出了不同制備工藝下，TiAl 基合金的室溫拉伸和壓縮性能?？梢钥闯?，當SEBM 工藝選取合理時，成形件的力學性能可以達到傳統(tǒng)鍛件、鑄件的水平，并且SEBM 成形TiAl 基合金的力學性能具有較好的重復性[39]。

綜上所述，SLM 和SEBM 均能夠?qū)崿F(xiàn)復雜精密結(jié)構(gòu)件的快速成形。SLM 以激光作為熱源，SEBM 以電子束作為熱源，表3 為兩種工藝的技術(shù)對比。SLM設備出現(xiàn)較早，技術(shù)較為成熟，價格相對便宜，其成形件精度略高于SEBM。但是相比于SLM，SEBM 有如下優(yōu)勢：1）在真空環(huán)境下進行，成形件中O、N等雜質(zhì)含量更低；2）能量密度更高，加工速度更快；3）對粉末粒徑的要求相對寬泛，制粉難度相對較低；4）預熱溫度更高，殘余應力更小，可以有效避免變形與開裂，成形件力學性能出色，后續(xù)無需熱處理。由上可知，SEBM 的技術(shù)優(yōu)勢較為明顯，更適合TiAl基合金的3D 打印。

表1 不同工藝制備TiAl 合金的室溫拉伸性能 Tab.1 Room temperature tensile properties of TiAl alloysprepared by different methods

表2 不同工藝制備TiAl 基合金的室溫壓縮性能 Tab.2 Room temperature compression properties of TiAl alloysprepared by different methods

表3 SLM 和SEBM 的技術(shù)對比[55,61-64] Tab.3 Comparison between SLM and EBSM[55,61-64]

4 選區(qū)熔化3D 打印TiAl 合金存在的問題與發(fā)展建議

TiAl 基合金室溫和高溫塑性較差，屬難加工材料，傳統(tǒng)的成形方法難以制備出復雜結(jié)構(gòu)的構(gòu)件，嚴重制約了該合金的應用。選區(qū)熔化3D 打印作為先進制造的重點發(fā)展方向之一，代表了TiAl 合金成形最前沿、最新穎的技術(shù)。但是由于研究時間較短，選區(qū)熔化3D 打印TiAl 基合金領域仍然存在若干技術(shù)難題，有待進一步解決。

TiAl 合金粉末作為選區(qū)熔化3D 打印最重要的基礎技術(shù)環(huán)節(jié)，仍然面臨諸多挑戰(zhàn)。例如，選區(qū)熔化專用TiAl 預合金粉末生產(chǎn)成本較高。目前，TiAl 合金球形粉末的制備以氣霧化法和離心霧化法為主，整個過程需在惰性氣體保護下進行，制備難度大，生產(chǎn)成本高，導致粉末價格昂貴，可達原料售價的10 倍以上，并且球形粉末收得率較低，不同批次產(chǎn)品的質(zhì)量穩(wěn)定性較差，因此高品質(zhì)球形粉末生產(chǎn)工藝以及設備仍依賴進口。

受設備工藝以及粉末質(zhì)量穩(wěn)定性的限制，選區(qū)熔化3D 打印產(chǎn)品使用性能的穩(wěn)定性有待加強。由于各供應商生產(chǎn)球形粉末的固有特性（粒徑分布、球形度、松裝密度、雜質(zhì)含量等）不盡相同，導致打印前需要根據(jù)粉末特性調(diào)整工藝參數(shù)，并且隨著粉末循環(huán)使用次數(shù)的增加，其理化性能也會發(fā)生較大改變，導致成形件質(zhì)量和使用性能容易出現(xiàn)不穩(wěn)定現(xiàn)象。

目前，選區(qū)熔化3D 打印所選取的TiAl 合金牌號均是基于傳統(tǒng)加工工藝（鑄造、鍛造、粉末冶金）而設計的，缺乏適合選區(qū)熔化3D 打印的專用合金體系。由于選區(qū)熔化3D 打印是一種典型的極端非平衡凝固過程，其中涉及的物理、化學以及冶金行為還缺乏深入的研究，而采用常規(guī)的平衡/近平衡設計理論難以準確獲得適合3D 打印的專用合金體系，因此有必要開展3D 打印非平衡條件下的TiAl 基合金理論設計以及工藝驗證等方面的研究工作。

選區(qū)熔化3D 打印TiAl 基合金成形件內(nèi)部冶金缺陷無法避免。3D 打印過程具有逐層快速凝固的特征，導致成形件內(nèi)部形成較大的熱應力，而基板的約束作用又對成形件產(chǎn)生拘束應力。并且TiAl 基合金中第二組元含量較高，相變過程較為復雜，容易產(chǎn)生相變應力。在以上三種應力的作用下，TiAl 基合金成形件極易出現(xiàn)變形甚至開裂現(xiàn)象。而且選區(qū)熔化3D 打印過程中的快速凝固、超常冶金和超常固態(tài)相變行為，使得成形件冶金缺陷難以控制。

綜上所述，為了促進選區(qū)熔化3D 打印TiAl 合金的進一步發(fā)展，建議從以下幾個方面開展研究：

1）改進TiAl 基合金球形粉末的制備方法，提高粉末收得率以及產(chǎn)品批次的穩(wěn)定性，探索新一代低成本、高品質(zhì)預合金粉末的制備工藝。

2）對粉末特性進行量化評價，完善粉末原材料特性的表征方法，探明粉末特性對成形質(zhì)量的影響規(guī)律，明確“原材料特性-3D 打印工藝-成形質(zhì)量”之間的耦合關(guān)系，以期生產(chǎn)出產(chǎn)品批次差異小，使用性能更優(yōu)異的成形件。

3）基于現(xiàn)有TiAl 基合金的性能數(shù)據(jù)和選區(qū)熔化3D 打印工藝，對成熟TiAl 合金牌號進行優(yōu)化，建立3D 打印專用合金體系。

4）利用計算機模擬技術(shù)構(gòu)建并優(yōu)化選區(qū)熔化3D打印的熱加工模型，模擬TiAl 基合金在成形過程中溫度場和應力場的變化規(guī)律，準確預測成形件中的冶金缺陷，從而優(yōu)化生產(chǎn)工藝，降低試驗費用，縮短研發(fā)周期，提高產(chǎn)品質(zhì)量。

5）完善3D 打印TiAl 基合金成形件內(nèi)部缺陷的無損檢測方法，建立相關(guān)無損檢測的標準體系，開展成形件服役行為、失效分析以及壽命預測等安全評定方面的研究工作，為成形件的安全服役提供理論參考。