Ti2AlNb基合金及其增材制造技術(shù)研究進(jìn)展

霍俊美，何 博

(1. 上海工程技術(shù)大學(xué) 高溫合金精密成型研究中心，上海 201620)(2． 上海工程技術(shù)大學(xué)材料工程學(xué)院，上海 201620)

1 前 言

鈦鋁合金是一種已被廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料，具有高的彈性模量和比強(qiáng)度以及優(yōu)異的高溫抗氧化和抗蠕變性能，然而，鈦鋁合金具有較差的室溫延展性和變形能力，嚴(yán)重限制了其工程應(yīng)用[1-3]。合金化是改善鈦鋁合金室溫塑性最行之有效的方法[4-8]。在通過合金化對鈦鋁合金進(jìn)行成分設(shè)計的研究過程中發(fā)現(xiàn)，Nb元素的添加能夠明顯改善鈦鋁合金斷裂韌性和室溫塑性，同時提升其高溫抗氧化性和抗蠕變性能[9-11]。且隨著Nb元素含量的不斷增加將導(dǎo)致具有CmCm晶體結(jié)構(gòu)的新相Ti2AlNb出現(xiàn)，該相屬于正交晶系的有序相，故稱之為O相[12]。Ti2AlNb基合金具有高的比強(qiáng)度、低的熱膨脹系數(shù)和缺口敏感性、良好的斷裂韌性和抗蠕變性能等優(yōu)點(diǎn)[13-15]，被認(rèn)為在航空航天領(lǐng)域具有極高的應(yīng)用價值，有望替代服役溫度在600～700 ℃、但密度較高的鎳基高溫合金。

作為一種金屬間化合物，由于其較差的室溫塑性以及熱變形性，使得Ti2AlNb基合金的熱成形，如鑄造、鍛造等較為困難，放電等離子體燒結(jié)(spark plasma sintering，SPS)粉末冶金技術(shù)在Ti2AlNb的近凈成形中更具優(yōu)勢。Jia等[16]采用SPS技術(shù)在950 ℃/80 MPa/10 min的燒結(jié)條件下制得P/M Ti-22Al-25Nb合金，該合金由O相、B2相以及少量的α2相組成，且組織細(xì)小，B2相的晶粒尺寸僅為9.39 μm，相對密度達(dá)99.48%，延伸率為9.38%，屈服強(qiáng)度為933.57 MPa，拉伸強(qiáng)度為990.01 MPa。Sim等[17]以球磨20 h得到的Ti-22Al-25Nb預(yù)合金粉末為原料，利用SPS技術(shù)在950 ℃/50 MPa/10 min的燒結(jié)條件下制備的Ti-22Al-25Nb合金具有大量的超細(xì)O相組織，該合金屈服強(qiáng)度為1092 MPa，拉伸強(qiáng)度為1105 MPa，延伸率為9.4%。杜剛等[14]采用粉末冶金工藝制得如圖1所示的具有復(fù)雜幾何形狀的Ti2AlNb基合金航空零部件。然而，采用粉末冶金工藝制備復(fù)雜結(jié)構(gòu)件時需要昂貴的模具，加工成本高，制約了其大規(guī)模應(yīng)用，因此亟需開發(fā)新的制備工藝。

圖1 粉末冶金工藝成型的Ti2AlNb部件[14]

近年來，凈成形、低成本、高效率的增材制造技術(shù)的迅速發(fā)展，為Ti2AlNb基合金的制備提供了一條嶄新的思路。增材制造(additive manufacturing，AM)技術(shù)是一種在三維數(shù)字模型指導(dǎo)下，基于離散-堆積原理，以高能激光束或電子束為熱源，采用逐層堆積的方式直接快速成形零件的成形技術(shù)，制備流程簡單，無需昂貴的模具，相較于傳統(tǒng)加工方式，具有成形效率高、加工周期短、加工靈活性高等優(yōu)點(diǎn)，已被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[18-22]。

本文首先概述了Ti2AlNb基合金的相組成及微觀組織等基本材料特性，隨后從粉末制備、工藝參數(shù)優(yōu)化以及后續(xù)熱處理等角度介紹了增材制造Ti2AlNb基合金的研究進(jìn)展，討論了增材制造Ti2AlNb基合金目前面臨的挑戰(zhàn)，最后展望了Ti2AlNb基合金的增材制造前景。

2 Ti2AlNb基合金的相組成及微觀組織

2.1 Ti2AlNb基合金的相組成

Ti2AlNb基合金由β/B2相、α2相及O相組成，各相晶體結(jié)構(gòu)如圖2所示[23]，各相晶格參數(shù)詳見表1[24]。

圖2 Ti2AlNb基合金中各相的晶體結(jié)構(gòu)立體圖[23]

表1 Ti2AlNb基合金中各相的晶格參數(shù)[24]

B2相為有序體心立方相，β相為無序體心立方相，在冷卻凝固過程中，隨著溫度的降低合金中會發(fā)生無序-有序轉(zhuǎn)變，β相轉(zhuǎn)變?yōu)锽2相。O相為正交晶結(jié)構(gòu)，具有長程有序的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，可減弱點(diǎn)陣原子的位錯運(yùn)動和高溫擴(kuò)散，具有較強(qiáng)的本征塑性。O相與B2相的滑移變形之間具有相互制約的作用。Shao等[25]研究了Ti-22Al-25Nb合金中B2相、α2相、O相的塑性變形機(jī)制以及3相之間的相互作用模型，研究結(jié)果表明，B2相的變形模式為滑移變形；O相的變形模式為(001)平面滑移變形和以(021)為孿晶面的孿晶變形。O相的存在對B2相的滑移變形起阻礙作用，B2相的24個滑移系中有10個受到O相的阻礙作用，兩相變形之間相互阻礙作用可使合金產(chǎn)生明顯的變形強(qiáng)化效應(yīng)。反之，B2相的24個滑移系中有2個滑移系能夠誘發(fā)O相(001)平面滑移，12個滑移方向與(001)平面成54.7°角的滑移系能夠誘發(fā)O相孿晶變形。α2相為有序密排六方相，滑移系較少，一般情況下不發(fā)生滑移變形，較為穩(wěn)定。Zheng等[26]在研究Ti-22Al-25Nb合金的斷裂韌性時發(fā)現(xiàn)，B2相較高的體積分?jǐn)?shù)有利于提高合金的斷裂韌性。可見，通過調(diào)控Ti2AlNb基合金的相組成有望實現(xiàn)對合金塑性的進(jìn)一步優(yōu)化和提升。

2.2 Ti2AlNb基合金的微觀組織

Ti2AlNb基合金的力學(xué)性能強(qiáng)烈依賴于其微觀組織結(jié)構(gòu)，同時，合金的微觀組織結(jié)構(gòu)對熱加工工藝以及熱處理制度非常敏感，在鍛造工藝中，通過不同的熱加工工藝和熱處理制度可獲得3種典型的微觀組織：等軸組織、雙態(tài)組織和片層組織(圖3)[27]。等軸組織的典型特征是初生α2/O相以等軸顆粒狀均勻分布于連續(xù)的B2基體中；雙態(tài)組織的典型特征是初生α2/O相以等軸顆粒狀以及次生α2/O相以層片狀均勻分布于連續(xù)的B2基體中；片層組織的典型特征是初生α2/O相以層片狀均勻分布于連續(xù)的B2基體中，其中圖3c為網(wǎng)籃組織，層片組織細(xì)小均勻；圖3d為魏氏組織，晶內(nèi)板條狀組織粗大。

圖3 Ti2AlNb基合金典型的微觀組織[27]：(a)等軸組織；(b)雙態(tài)組織；(c)片層組織；(d)具有粗大二次O相和厚晶界α2相的片層組織

王偉等[28]對Ti-22Al-25Nb合金在不同溫度下進(jìn)行等溫鍛造及鍛后熱處理后，該合金表現(xiàn)為3種典型的微觀組織結(jié)構(gòu)特征，經(jīng)力學(xué)性能檢測后得出以下結(jié)論：片層組織具有較高的室溫強(qiáng)度以及優(yōu)異的抗蠕變性能，但室溫塑性最低(σ0.2=1065 MPa，ψ=11%)；等軸組織具有較高的塑性和以及較好的抗蠕變性能，但其強(qiáng)度最低(σ0.2=997 MPa，ψ=15.3%)；雙態(tài)組織的強(qiáng)度和塑性介于二者之間，具有強(qiáng)度和塑性之間的最佳組合(σ0.2=1004 MPa，ψ=12.5%)，且具有較好的抗蠕變性能。

3 增材制造Ti2AlNb基合金的研究進(jìn)展

3.1 增材制造技術(shù)

金屬增材制造技術(shù)出現(xiàn)于20世紀(jì)末，被《經(jīng)濟(jì)學(xué)人》稱為“具有工業(yè)革命意義的制造技術(shù)”。該技術(shù)采用激光、電子束、等離子弧等為熱源，粉體或絲材為原材料，由點(diǎn)及面、由面及體逐漸堆積制備出材料。其中以粉體為原材料增材制造的產(chǎn)品提供了更接近于最終使用態(tài)的加工精度，減少了后續(xù)精細(xì)加工的成本，因而更為工業(yè)界所青睞，主要制造方法有基于粉末床的激光選區(qū)熔化法/電子束選區(qū)熔化法(laser selective melting / electron beam selective melting，SLM/EBM)，以及基于熔融粉末沖擊成形的激光金屬沉積法(laser metal deposition，LMD)，各具優(yōu)勢。

其中LMD采用同軸送粉的供粉方式，加工靈活性和效率較高，可制備大型件、多材料及梯度材料。劉彥濤等[29]利用LMD成形了組織致密,無明顯裂紋,抗拉強(qiáng)度為1012 MPa、延伸率為1.8%的Ti2AlNb基合金。陳以強(qiáng)等[30]采用LMD制備了TA15/Ti2AlNb雙合金，該雙合金室溫抗拉強(qiáng)度為1096 MPa、延伸率達(dá)到了5.2%。但LMD的成形復(fù)雜度及精度較差，必須進(jìn)行額外的減材加工。而SLM的成形精度和復(fù)雜度較高，制備復(fù)雜精細(xì)的金屬零部件時具有更大優(yōu)勢。圖4為采用SLM制備的以Ti-22Al-25Nb合金為材料的渦輪葉片演示件，該演示件具有良好的表面光潔度和幾何精度[31]。需成形環(huán)境為真空的EBM技術(shù)在制備活性金屬方面具有優(yōu)勢，且電子束掃描速度更快，加工效率較SLM更高，有可能在Ti2AlNb基合金的增材制造方面取得突破，但目前尚未見公開報道。

圖4 采用激光選區(qū)熔化法制備的帶有內(nèi)部冷卻通道的渦輪葉片演示件[31]

3.2 合金粉末制備

合金粉末的特性會對增材制造材料的致密度和冶金性能產(chǎn)生顯著的影響。合理選擇粉末制備工藝，對能否制備出雜質(zhì)含量低、球形度高、流動性好、松裝密度高、分散性高以及內(nèi)部微觀組織總體均勻的合金粉末至關(guān)重要。

通常以預(yù)先制備好的母合金為原料，通過氣體霧化法、等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法等方法進(jìn)行合金粉末的制備。Al元素的熔點(diǎn)較低，在制粉過程中，會有一定的Al損失，因此，在制備含有Al元素的母合金時會適當(dāng)增加Al元素的配比，以彌補(bǔ)Al元素的損失。氣體霧化法制備獲得的粉末常含有較多的衛(wèi)星粉，會影響合金粉末的流動性。相比之下，等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法以棒材為原料，棒材在高速旋轉(zhuǎn)過程中被高溫等離子體熔化形成熔融液膜，在離心力的作用下液膜被破碎成微小的液滴并凝固成粉末，制備獲得的粉末具有較高的純度、衛(wèi)星粉少、流動性好[32]，但其制備成本較高。

為避免預(yù)合金過程導(dǎo)致的成本上升，Polozov等[33]采用機(jī)械合金化制備合金粉末，隨后通過等離子體球化將合金粉末球化。將該方法制備出的合金粉末與預(yù)合金后氣霧化制得的合金粉末進(jìn)行對比可知，機(jī)械合金化/等離子體球化復(fù)合手段同樣可以制備出高球形度且較為均質(zhì)的Ti2AlNb合金粉末，但該復(fù)合手段處理后得到的粉末粒度較大，不能滿足SLM技術(shù)對粉末粒度的要求。Jia等[34]隨后通過在機(jī)械合金化過程中加入Al2O3增強(qiáng)顆粒和硬脂酸來細(xì)化粉末，成功制備獲得了細(xì)小的Ti-22Al-25Nb合金固溶體粉末。

采用上述機(jī)械合金化制備粉體時，往往會引入納米級的其他合金元素或者增強(qiáng)體，以達(dá)到合金化、增強(qiáng)、增韌的目的。但是納米級粉體容易發(fā)生團(tuán)聚，難以均勻分散，既降低了粉體的流動性，又由于加入元素的宏觀偏聚嚴(yán)重影響了合金化效果。彭明媚等[35]采用超聲分散和高速攪拌相結(jié)合的方式，將納米級Al2O3陶瓷顆粒組裝至Ni基高溫合金上，制備獲得了Al2O3/Ni基高溫合金球形復(fù)合粉末，并將其成功地應(yīng)用于激光增材制造，進(jìn)一步證實了通過機(jī)械合金化法制備增材制造用新合金粉體的可行性。

3.3 工藝參數(shù)

掃描速度、激光功率、掃描間距和預(yù)熱溫度等工藝參數(shù)均會對零件的成形以及性能產(chǎn)生重要的影響。合理的工藝參數(shù)可成形出致密的、無裂紋的成形件，不合理的工藝參數(shù)會導(dǎo)致成形件中氣孔、裂紋、未熔合等缺陷的形成。因此需要對工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化，確定出適合制備Ti2AlNb基合金構(gòu)件的工藝窗口。

掃描速度決定粉末與激光的作用時間，掃描速度過快，粉末與激光作用時間短，高熔點(diǎn)元素不能完全熔化，產(chǎn)生未熔化顆粒；掃描速率過慢，粉末與激光作用過長，導(dǎo)致粉末過熔化，形成深孔，以上2種情況均會影響合金的致密度。因此，唐楊杰等[36]研究了激光增材制造過程中掃描速率對Ti-22Al-25Nb合金的影響，研究發(fā)現(xiàn)，隨著掃描速度的增加，析出相的體積分?jǐn)?shù)減小、B2相晶粒尺寸減小，5 mm/s的掃描速度下沉積合金的室溫及高溫抗拉強(qiáng)度最高(分別為1053和665 MPa)。

激光增材制造過程中激光功率和掃描速度對成形件的影響最為顯著，二者的共同影響可以用體積能量密度來表示。因此，Polozov等[37]研究SLM成形Ti-22A-25Nb合金過程中體積能量密度對合金微觀組織和化學(xué)成分的影響，研究發(fā)現(xiàn)，隨著體積能量密度增加，Al元素的含量降低，未熔化Nb顆粒的數(shù)量減少；最終得出以下結(jié)論：體積能量密度為55.6 J/mm3時，該合金具有最高的相對密度(99.5%)。

若增材制造過程中冷卻速度快且溫度梯度大，在加工制備易開裂合金時需要對加工平臺進(jìn)行預(yù)熱，以降低溫度梯度，抑制裂紋的形成。Polozov[38]對平臺預(yù)熱溫度對合金力學(xué)性能的影響的研究表明：基板預(yù)熱溫度控制在合金韌脆轉(zhuǎn)變溫度以上可有效抑制裂紋的形成，針對鈦鋁合金而言，600 ℃以上的平臺預(yù)熱溫度足以有效抑制裂紋的形成，生成無裂紋的樣品。

掃描間距決定增材制造過程中的熔覆層之間的搭接率，影響成形件表面的粗糙度。Zhou等[39]研究了掃描間距對Ti-22Al-25NB合金微觀組織及力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明：隨著掃描間距的增加，O相含量增加、織構(gòu)強(qiáng)度降低、晶粒細(xì)化；掃描間距為0.16 mm時，合金的相組成為無序β相和O相，合金的抗拉強(qiáng)度最高，為1144.2 MPa，延伸率為24.25%。隨后，Zhou等[31]在優(yōu)化的工藝參數(shù)下增材制造成形Ti-22Al-25Nb合金，經(jīng)表征后發(fā)現(xiàn)：該合金相組成主要是β相以及少量的B2相和O相，這歸因于SLM過程中較高的冷卻速率抑制了脆性α2相的生長；此外，SLM時熔池在凝固和冷卻過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力導(dǎo)致合金中形成高密度的位錯網(wǎng)絡(luò)，上述情況均有利于合金力學(xué)性能的提升。力學(xué)性能測試表明，該合金的密度為5.3363 g/cm3；屈服強(qiáng)度為960.02 MPa，抗拉強(qiáng)度為1090.20 MPa，延伸率為22.73%，均遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于傳統(tǒng)成形工藝制備的Ti-22Al-25Nb合金(圖5)。

圖5 不同加工方法制備的Ti-22Al-25Nb合金屈服強(qiáng)度和伸長率的對比圖(星形標(biāo)記為采用激光選區(qū)熔化技術(shù)打印的Ti-22Al-25Nb合金的數(shù)據(jù))[31]

工藝參數(shù)的優(yōu)化有利于成形件降低殘余應(yīng)力、減小變形開裂。Song等[40]成功地利用有限元軟件模擬了激光直接能量沉積和SLM技術(shù)中工藝參數(shù)對打印過程中殘余應(yīng)力控制的影響，并通過工藝參數(shù)的優(yōu)化最小化了成形件殘余應(yīng)力和變形。

3.4 后熱處理

增材制造過程中冷卻速度快且伴隨較大的殘余應(yīng)力，零件成形后還需進(jìn)行一系列后續(xù)熱處理，以最大程度降低或消除殘余應(yīng)力，進(jìn)一步提升合金的力學(xué)性能。通過在不同溫度區(qū)間進(jìn)行熱處理，控制合金微觀組織結(jié)構(gòu)，可以達(dá)到改善合金力學(xué)性能的目的。

增材制造成形高熔點(diǎn)合金過程中，激光能量不足時會導(dǎo)致合金中存在大量的未熔化顆粒，熱處理過程中未熔化顆粒會發(fā)生進(jìn)一步的擴(kuò)散溶解。Popovich等[41]通過1250 ℃/2.5 h的退火處理使制備態(tài)合金中殘余的未熔化的Nb顆粒進(jìn)一步溶解，最終得到的熱處理態(tài)合金成分均勻，性能也得到了大幅度提升。

增材制造零件中往往存在較大的殘余應(yīng)力，殘余應(yīng)力累積到一定程度便會表現(xiàn)為宏觀應(yīng)力變形或開裂。因此，對增材制造零件通常需要進(jìn)行去應(yīng)力退火，以最大程度去除殘余內(nèi)應(yīng)力。卞宏友等[42]利用感應(yīng)加熱系統(tǒng)對增材制造鈦合金試樣進(jìn)行去應(yīng)力局部退火熱處理，研究結(jié)果表明，感應(yīng)加熱去應(yīng)力退火可有效消除試樣內(nèi)殘余應(yīng)力，消除程度與去應(yīng)力退火熱處理參數(shù)密切相關(guān)，隨著退火溫度的升高以及保溫時間的延長，受熱區(qū)溫度分布越均勻、殘余應(yīng)力消除效果越明顯。可見，為最大程度消除殘余應(yīng)力，需要合理設(shè)計、選擇去應(yīng)力退火熱處理參數(shù)。唐楊杰等[43]利用LMD技術(shù)制備Ti-22Al-25Nb合金薄壁試樣，經(jīng)930 ℃/2 h固溶處理和800 ℃/2 h時效處理后，試樣的微觀組織均勻，由α2、B2、O這3相組成，室溫拉伸強(qiáng)度為1017 MPa，延伸率為6.0%?？梢?，熱處理后試樣雖然具有較高的拉伸強(qiáng)度，但是其室溫塑性較差，無法達(dá)到工程應(yīng)用標(biāo)準(zhǔn)，這歸因于熱處理過程中晶粒長大導(dǎo)致的微觀組織粗化。因此，需要合理選擇和優(yōu)化熱處理參數(shù)。

4 技術(shù)難點(diǎn)及對策

近年來，Ti2AlNb基合金增材制造的相關(guān)研究表明，增材制造可以成功制備出Ti2AlNb基合金材料結(jié)構(gòu)件[31]，但是開裂問題很難避免，致使Ti2AlNb基合金的增材制造加工合格率極為低下。為提高增材制造結(jié)構(gòu)件合格率，研究者進(jìn)行了許多嘗試：如在粉體中添加增強(qiáng)、增韌元素，改變材料的熱物性，從而進(jìn)一步改變合金的凝固特性；優(yōu)化工藝參數(shù)，控制應(yīng)力累積過程；預(yù)熱緩冷，降低溫度梯度和冷卻凝固速率；結(jié)構(gòu)拓?fù)鋬?yōu)化設(shè)計和支撐結(jié)構(gòu)優(yōu)化；通過輔助超聲波、磁場等外場的作用引入殘余壓應(yīng)力以及通過整體或局部退火熱處理預(yù)熱基板等[44]。

其中預(yù)熱緩冷是一種較為有效的降低溫度梯度、減少應(yīng)力變形的方法。研究表明，將預(yù)熱溫度升高至打印件的韌脆轉(zhuǎn)變溫度以上，可最大程度減小殘余應(yīng)力，提高成形件的質(zhì)量。SLM技術(shù)中現(xiàn)有的3種預(yù)熱方法分別是：腔室預(yù)熱法、基板預(yù)熱法以及激光預(yù)掃描預(yù)熱法。Loucas等[45]對這3種方法進(jìn)行評估和比較得出，腔室預(yù)熱和基板預(yù)熱這2種預(yù)熱方式最為有效。Meng等[46]成功地在激光同步預(yù)熱的輔助下制備出無裂紋的功能梯度材料，證實了激光同步預(yù)熱在改善材料內(nèi)應(yīng)力、抑制成形件開裂方面的優(yōu)越性和可行性?；孱A(yù)熱的方法主要包括電阻絲加熱和感應(yīng)加熱2種。電阻絲加熱溫度低、僅能對基板局部位置進(jìn)行加熱，從而導(dǎo)致基板受熱不均勻的問題，限制了其應(yīng)用。感應(yīng)加熱因其高的加熱溫度、寬的加熱范圍以及簡易的加熱裝置，而受到廣泛關(guān)注。

Caprio等[47]設(shè)計了如圖6所示的感應(yīng)加熱系統(tǒng)，輔助SLM制備鈦鋁合金，通過對基板進(jìn)行預(yù)熱(800 ℃)并同時控制冷卻速率(5 ℃/min)，成功制備了致密度達(dá)99%以上的無裂紋的合金試樣，證明了感應(yīng)加熱技術(shù)在輔助SLM打印脆性材料過程中可顯著降低溫度梯度和冷卻速率，從而制備出無裂紋的成形件。

圖6 新型激光粉末床熔融感應(yīng)加熱系統(tǒng)[47]

Baek等[48]使用感應(yīng)加熱輔助增材制造過程，并研究基板預(yù)熱溫度對合金組織及性能的影響。研究表明，隨著基板預(yù)熱溫度的升高，材料熔化層與基體層之間的溫度梯度減小，可消除熱應(yīng)力，防止內(nèi)部裂紋的形成，但是基板預(yù)熱溫度過高時(大于500 ℃)，則會導(dǎo)致成形件力學(xué)性能急劇下降?？梢姡枰鶕?jù)熔覆材料的特性確定合適的基板預(yù)熱溫度。

Bian等[49]研究發(fā)現(xiàn)，感應(yīng)加熱過程中基板厚度、感應(yīng)加熱器形狀以及感應(yīng)加熱器與基板之間的距離均會對基板溫度場分布產(chǎn)生影響，利用有限元模擬得出結(jié)論：當(dāng)采用較厚的基板時，應(yīng)設(shè)計感應(yīng)加熱器的形狀以獲得較大的加熱面積；當(dāng)控制基板與加熱器之間的距離較大時，基板的溫度梯度較小、溫度場分布更均勻?？梢姡枰獙Ω袘?yīng)加熱裝置進(jìn)行合理的設(shè)計，以達(dá)到更好的預(yù)熱效果。此外，感應(yīng)加熱還可以實現(xiàn)晶粒細(xì)化[50]。

超聲波沖擊處理可以產(chǎn)生壓應(yīng)力，中和殘余拉應(yīng)力，從而減小成形件變形開裂傾向。Zhang等[51]提出將SLM技術(shù)與超聲沖擊技術(shù)相結(jié)合來改善SLM成形件中的殘余應(yīng)力、缺陷以及具有各向異性的柱狀晶粒組織，研究結(jié)果表明，SLM技術(shù)在超聲波沖擊的輔助下，可抑制裂紋的萌生擴(kuò)展以及柱狀晶粒的外延生長，成功制備出無裂紋、具有細(xì)小等軸晶組織的成形件。

5 結(jié) 語

Ti2AlNb基合金具有較低的密度和較高的耐損傷容限性，已經(jīng)成為最具潛力的航空航天高溫結(jié)構(gòu)材料。激光增材制造技術(shù)具有制備周期短、成本低、加工精度高以及成形性好等優(yōu)勢，正在成為一種重要的Ti2AlNb基合金部件制備手段。雖然已有采用增材制造技術(shù)成功制備Ti2AlNb基合金的少量報道，且發(fā)現(xiàn)了增材制造的Ti2AlNb基合金具有較為優(yōu)異的拉伸性能，但是由于增材制造的復(fù)雜性，目前關(guān)于Ti2AlNb基合金激光增材制造微觀機(jī)理方面的研究尚處于起步階段。對于激光增材制造成形過程中復(fù)雜的非平衡相變過程以及應(yīng)力演變規(guī)律尚無清晰的認(rèn)知，在微觀組織及力學(xué)性能方面還缺乏足夠的實驗和理論依據(jù)，另外，對Ti2AlNb基合金這一脆性材料在制備時及制備后的開裂問題仍缺乏成熟的改進(jìn)工藝措施。因此，還需對Ti2AlNb基合金的粉體制備、增材制造工藝、應(yīng)力、組織和性能的演變規(guī)律進(jìn)行系統(tǒng)深入的研究，以進(jìn)一步推動Ti2AlNb基合金這一極具航空航天應(yīng)用潛質(zhì)的優(yōu)質(zhì)材料的大規(guī)模工程應(yīng)用。