增材制造600 ℃高溫鈦合金研究進(jìn)展

弭光寶,譚 勇,陳 航,李培杰,張學(xué)軍

（1.中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；2.清華大學(xué) 新材料國(guó)際研發(fā)中心，北京 100084；3.遼寧工程技術(shù)大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，遼寧 阜新 123000）

高性能軍用戰(zhàn)斗機(jī)和新一代民用大飛機(jī)的應(yīng)用需求推動(dòng)航空發(fā)動(dòng)機(jī)朝高推重比、高渦輪前溫度和低油耗等方向發(fā)展，這要求航空發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)材料具有更高的綜合性能[1-3]。相比鎳基高溫合金和結(jié)構(gòu)鋼等材料，高溫鈦合金具有低密度、高比強(qiáng)和耐腐蝕等優(yōu)點(diǎn)，在先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)高壓壓氣機(jī)關(guān)鍵部件中具有明顯的應(yīng)用優(yōu)勢(shì)[3-4]。目前，國(guó)外先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)中高溫鈦合金的用量已占發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)質(zhì)量的25%～40%，例如美國(guó)在F22 機(jī)型的發(fā)動(dòng)機(jī)F119 中高溫鈦合金的使用量已達(dá)41%[4]，而我國(guó)第二代航空發(fā)動(dòng)機(jī)中鈦合金的用量約為13%～15%[5-6]，第三代用量達(dá)到25%。先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)的發(fā)展需求牽引著高溫鈦合金逐漸向高性能和整體化方向發(fā)展[7]。高溫鈦合金構(gòu)件服役于高溫高壓等苛刻環(huán)境，幾何結(jié)構(gòu)精密復(fù)雜。目前，航空發(fā)動(dòng)機(jī)等領(lǐng)域所用復(fù)雜高溫鈦合金構(gòu)件主要依靠鍛造、焊接、鑄造和機(jī)加工等傳統(tǒng)制造方法[8]。采用傳統(tǒng)成形方法制備復(fù)雜高溫鈦合金構(gòu)件存在工藝復(fù)雜、材料利用率低、生產(chǎn)周期長(zhǎng)、成本高和機(jī)加工效率低等缺點(diǎn)，不利于推動(dòng)高溫鈦合金在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的安全應(yīng)用及新材料體系的開發(fā)[9]。

增材制造是一種新型加工制備工藝，以粉末或金屬絲為原材料，應(yīng)用高能熱源（如激光、電子束等）按照預(yù)先規(guī)劃路徑使原材料加熱熔化，逐層堆積凝固成形[10-12]。與傳統(tǒng)工藝相比，增材制造可以實(shí)現(xiàn)近凈成形和無?；a(chǎn)，能夠在縮短加工周期的同時(shí)提升材料利用率。此外，增材制造還能將多個(gè)零件進(jìn)行整合加工，降低零件數(shù)量和裝配成本；相應(yīng)的修復(fù)技術(shù)還能用于關(guān)鍵零部件的維護(hù)，避免直接更換零件帶來的經(jīng)濟(jì)損失[11-13]。因此，采用增材制造技術(shù)制備高溫鈦合金關(guān)鍵/重要零部件，對(duì)推動(dòng)高性能航空發(fā)動(dòng)機(jī)的進(jìn)一步發(fā)展具有重要的實(shí)際工程價(jià)值。

目前，已有大量關(guān)于鈦合金增材制造的研究工作，其中大部分圍繞TC4 鈦合金展開，包括微觀結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能和應(yīng)用領(lǐng)域等方面[14-15]，而對(duì)于耐更高溫度的增材制造高溫鈦合金材料尚處探索階段。增材制造600 ℃高溫鈦合金在未來航空發(fā)動(dòng)機(jī)研制中具有良好的應(yīng)用前景，一些研究工作對(duì)其增材制造工藝進(jìn)行了探索。本文在回顧600 ℃高溫鈦合金發(fā)展的基礎(chǔ)上，圍繞Ti60、Ti60A 和Ti600 三種典型600 ℃高溫鈦合金，對(duì)其增材制造微觀組織特征和關(guān)鍵性能進(jìn)行綜述，并總結(jié)以600 ℃高溫鈦合金為基體的復(fù)合材料和梯度/復(fù)合結(jié)構(gòu)增材制造的相關(guān)研究工作，最后基于現(xiàn)有研究的不足對(duì)增材制造600 ℃高溫鈦合金未來發(fā)展方向進(jìn)行展望。

1 600 ℃高溫鈦合金發(fā)展回顧

航空發(fā)動(dòng)機(jī)是航空領(lǐng)域的核心裝備，高溫鈦合金作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)重要的金屬結(jié)構(gòu)材料，主要用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)葉片、葉盤和機(jī)匣等關(guān)鍵/重要零部件[16-17]。高溫鈦合金性能的提高與航空發(fā)動(dòng)機(jī)設(shè)計(jì)的迭代升級(jí)相輔相成，目前高溫鈦合金的使用量已成為衡量現(xiàn)代航空發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)水平的重要指標(biāo)之一[18-19]。

高溫鈦合金的研究始于20 世紀(jì)50 年代初，研究的國(guó)家主要為美國(guó)、英國(guó)、俄羅斯和中國(guó)等。經(jīng)過國(guó)內(nèi)外學(xué)者多年的研究，高溫鈦合金的發(fā)展取得巨大突破：常溫抗拉強(qiáng)度從300 MPa 提高到1500 MPa，服役溫度從300 ℃提高到600 ℃[20]。通過控制α 相穩(wěn)定元素和β 相穩(wěn)定元素的添加量，高溫鈦合金可分為α+β 型和近α 型鈦合金。雖然α+β 型鈦合金能夠?qū)崿F(xiàn)室溫強(qiáng)度與塑性的良好匹配，但是合金中存在較多的β 相，β 相在長(zhǎng)時(shí)間熱暴露的服役狀態(tài)下會(huì)逐漸分解，導(dǎo)致組織不穩(wěn)定，α+β 型鈦合金的最高使用溫度為500 ℃左右。α相為密排六方結(jié)構(gòu)，擴(kuò)散激活能比體心立方的β 相高、原子擴(kuò)散系數(shù)比β 相小，在高溫狀態(tài)時(shí)α 相擁有更好的組織穩(wěn)定性、抗氧化性和抗蠕變性等，因此近α 型鈦合金的最高使用溫度可達(dá)600 ℃。

隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)性能的不斷提升，航空發(fā)動(dòng)機(jī)零部件需要在高溫、復(fù)雜應(yīng)力、氣流沖刷、高速振動(dòng)、環(huán)境應(yīng)力腐蝕等更加苛刻的環(huán)境下服役，要求高溫鈦合金實(shí)現(xiàn)高溫強(qiáng)度、高溫蠕變抗力、熱穩(wěn)定性和疲勞性能等的良好匹配[21]。研究人員通過對(duì)合金成分、制造工藝和微觀組織的不斷優(yōu)化，開發(fā)出了一系列600 ℃高溫鈦合金。

1984 年英國(guó)推出國(guó)際上首種600 ℃高溫鈦合金IMI834[22]，已在多種高性能發(fā)動(dòng)機(jī)上得到驗(yàn)證和應(yīng)用。波音777 飛機(jī)選用的民用大型發(fā)動(dòng)機(jī)Trent700 中高壓壓氣機(jī)的所有輪盤、鼓筒及后軸均為IMI834 合金制備，并采用電子束焊接工藝焊為一體，使得Trent700 成為第一個(gè)采用全鈦高壓壓氣機(jī)轉(zhuǎn)子的新型民用發(fā)動(dòng)機(jī)；此外，EF2000 戰(zhàn)斗機(jī)中EJ200 發(fā)動(dòng)機(jī)的高壓壓氣機(jī)轉(zhuǎn)子同樣由IMI834 合金制成[19]。1988 年，美國(guó)推出600 ℃高溫鈦合金Ti-1100，已應(yīng)用于萊康明公司T552-712 改型發(fā)動(dòng)機(jī)高壓壓氣機(jī)輪盤和低壓渦輪葉片等零件。俄羅斯通過在多元合金系的基礎(chǔ)上添加W 元素提高合金耐熱溫度和抗蠕變性能，在20 世紀(jì)90 年代成功研制出服役溫度為600 ℃的BT36 鈦合金。

進(jìn)入21 世紀(jì)，我國(guó)在600 ℃高溫鈦合金研制方面取得突破成果，研制出Ti60、Ti600 和TA29 等合金[22]。中國(guó)科學(xué)院金屬研究所與寶鈦集團(tuán)有限公司聯(lián)合研發(fā)了具有優(yōu)良綜合性能的Ti60（TA33）合金，在高溫下具有較高的穩(wěn)定性和抗氧化性[18]。在Ti-1100 合金的基礎(chǔ)上，西北有色金屬研究院研發(fā)了Ti600 合金，目前已達(dá)到中試規(guī)模[23]。2000 年北京航空材料研究院創(chuàng)制了TA29（TG6）合金，不含Mo 元素，添加1.5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）Ta可以提高合金強(qiáng)度，改善加工性能，適用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件制備[24]。

目前，典型的600 ℃高溫鈦合金包括美國(guó)的Ti-1100，英國(guó)的IMI834，俄羅斯的BT36 以及中國(guó)的TA29、TA33、Ti60A 和Ti600 等以及最新固化成分材料的TA37（Ti150），上述合金均為Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si 系近α 型高溫鈦合金，相應(yīng)的材料及名義成分見表1[25]。

表1 典型600 ℃高溫鈦合金[25]Table 1 Typical 600 ℃ high-temperature titanium alloys[25]

2 增材制造600 ℃高溫鈦合金的微觀組織

鈦合金的增材制造技術(shù)可分為直接能量沉積與粉末床熔化兩種。根據(jù)熱源不同，可分為激光熔化沉積（laser melting deposition，LMD）、電子束熔化沉積（electron beam melting deposition，EBMD）、電弧熔絲沉積（wire arc additive manufacturing，WAAM）、激光選區(qū)熔化（selective laser melting，SLM）和電子束選區(qū)熔化（selective electron beam melting，SEBM）五種工藝。目前，多采用激光增材制造（laser additive manufacturing，LAM）和電子束增材制造（electron beam additive manufacturing，EBAM）來制備600 ℃高溫鈦合金，電弧熔絲沉積則鮮有報(bào)道，表2 列出了四種600 ℃高溫鈦合金增材制造工藝的技術(shù)特點(diǎn)[26-27]。

表2 典型600 ℃高溫鈦合金增材制造工藝對(duì)比[26-27]Table 2 Comparisons of additive manufacturing processes of 600 ℃ high-temperature titanium alloys[26-27]

2.1 激光增材制造600 ℃高溫鈦合金組織

激光增材制造（LAM）工藝可分為激光熔化沉積（LMD）和激光選區(qū)熔化（SLM）兩種工藝[26]。LMD 又可稱為激光立體成形或激光直接沉積，是以高能激光束為熱源，在基板上熔化同步進(jìn)給的金屬粉末，按照既定模型信息逐層堆積凝固成形的加工工藝。激光熔化沉積成形速率快，除可加工大尺寸構(gòu)件外，還能應(yīng)用于零件修復(fù)和表面涂覆，是600 ℃高溫鈦合金應(yīng)用最早和最多的增材制造工藝。

在激光熔化沉積過程中，高能激光熔化金屬粉末在基板表面形成熔池。由于基板的快速散熱，熔池快速冷卻（冷卻速率可達(dá)104～106K/s）和凝固。圖1 為采用隔行掃描策略激光熔化沉積的Ti60A合金板材微觀組織[28]。由圖1 可見，組織由沿沉積方向定向生長(zhǎng)的粗大柱狀晶組成，寬度可達(dá)200 μm，長(zhǎng)度可達(dá)毫米級(jí)，片層間距為1.7～3.2 μm 的α 板條分布在柱狀晶內(nèi)部。熔池中心溫度梯度小，冷卻速度慢，易生成粗大柱狀晶；相鄰熔池搭接區(qū)溫度梯度大，冷卻速度快，易生成小柱狀晶，故在宏觀上形成粗細(xì)柱狀晶交錯(cuò)的組織[28]。

圖1 激光熔化沉積Ti60A 合金微觀組織[28]（a）低倍；（b）高倍Fig.1 Microstructures of laser melting deposited Ti60A[28]（a）low magnification；（b）high magnification

激光能量密度會(huì)顯著影響LMD 合金的顯微組織。當(dāng)能量密度較大時(shí)，新層熔化時(shí)會(huì)使原沉積層充分重熔，進(jìn)而冷卻凝固形成粗大的外延生長(zhǎng)的β 柱狀晶；當(dāng)能量密度較小時(shí)，新層熔化不足以使原沉積層上部的等軸晶區(qū)充分重熔，便會(huì)形成層帶結(jié)構(gòu)[29]。

激光熔化沉積過程中，熔池底部沿溫度梯度外延生長(zhǎng)的柱狀晶和熔池頂部未熔化顆粒作為形核位點(diǎn)誘導(dǎo)生成的等軸晶是兩種主要的凝固機(jī)制，合金的宏觀組織取決于哪種機(jī)制占據(jù)主導(dǎo)[30]。Deng等[31]在不采用后處理或添加形核劑的前提下通過LMD 工藝成功制備出了近等軸組織的Ti60 合金，如圖2（a）所示，并提出凝固溫度范圍ΔTf比生長(zhǎng)限制因子Q能更準(zhǔn)確描述不同體系鈦合金中等軸晶形成的難易程度。傳統(tǒng)凝固理論認(rèn)為，凝固組織主要取決于生長(zhǎng)限制因子Q，Q值越大，形核生長(zhǎng)越快，更易形成等軸組織。Ti60 相比TC21 擁有更低的Q值和更高的ΔTf值，卻更易形成等軸組織。凝固溫度范圍ΔTf作為判據(jù)的有效性還需要更多的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行驗(yàn)證。

圖2 激光熔化沉積Ti60 合金微觀組織[31]（a）初生β 晶粒；（b）層帶結(jié)構(gòu)中的α 相；（c）晶間α 相；（d）晶內(nèi)α 相Fig.2 Microstructures of laser melting deposited Ti60 alloy[31]（a）prior-β grain characteristics；（b）α phases in layer band structure；（c）intergranular α phases；（d）intragranular α phases

除工藝參數(shù)外，金屬粉末的質(zhì)量也會(huì)顯著影響LMD 高溫鈦合金的微觀組織。例如，通過等離子旋轉(zhuǎn)電極法制備的Ti60 粉末球形度高，而通過氣霧法制備的粉末則含有相當(dāng)一部分空心粉，在后續(xù)加工過程中容易產(chǎn)生氣孔進(jìn)而降低Ti60 合金的使用性能[32]。

SLM 是利用高能激光束按照規(guī)劃路徑熔化預(yù)先鋪設(shè)的金屬粉末床，逐層熔化堆積制備零件的加工工藝。與其他成形工藝相比，SLM 所用粉末粒徑和激光光斑直徑更小，更適用于小型復(fù)雜零件的制備，加工構(gòu)件擁有更好的尺寸精度和表面質(zhì)量。由于SLM 所用粉末要求較高，目前相關(guān)研究較為缺乏。與LMD 相比，SLM 制備的600 ℃高溫鈦合金容易形成非平衡相。由于激光加工過程中的高冷卻速率，Ti600 高溫鈦合金中初生β 相無法完全轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，而是通過共格切變形成針狀α′馬氏體相，在激光能量密度較高時(shí)，新層熔化會(huì)促進(jìn)原沉積層中α′馬氏體原位分解生成α+β 相，故隨著能量密度升高，顯微組織中的β 相比例上升[33]。

2.2 電子束增材制造600 ℃高溫鈦合金組織

電子束增材制造（EBAM）工藝可分為電子束選區(qū)熔化（SEBM）和電子束熔化沉積（EBMD）。EBAM 是通過高能電子束將預(yù)先鋪設(shè)的粉末床或同步進(jìn)給的金屬絲/粉末熔化沉積，按照設(shè)計(jì)的模型逐層堆積的成形工藝。與激光增材制造技術(shù)相比，EBAM 工藝具有真空環(huán)境無污染、熱源能量密度大、成形速度快和殘余應(yīng)力小等優(yōu)點(diǎn)[27]。EBAM在新層沉積過程中，會(huì)對(duì)原沉積層進(jìn)行快速預(yù)熱，能有效降低成形過程中的溫度梯度，抑制或降低材料的熱裂傾向。

EBAM 的工藝特點(diǎn)使得所制備的600 ℃高溫鈦合金往往由粗大的柱狀晶組成，同時(shí)伴隨有硅化物和稀土氧化物等析出。圖3 為EBMD 工藝制備的Ti60 合金的顯微組織，宏觀組織為粗大的β 柱狀晶，平均寬度超過400 μm，柱狀晶穿過多層沉積層外延生長(zhǎng)，生長(zhǎng)方向略微傾斜于構(gòu)建方向；柱狀晶由層狀α 和β 相組成，并在α/β 界面析出了（TiZr）6Si3硅化物[34]。采用SEBM 制備的Ti600 高溫鈦合金宏觀組織同樣為粗大的柱狀晶，微觀組織為網(wǎng)籃組織，從頂部到底部α 板條的寬度不斷增大，由Y2O3、硅化物和Ti3Al 組成的“球狀組織”沿α 相邊界析出[35]。Lu 等[36]發(fā)現(xiàn)SEBM-Ti600 沉積態(tài)試樣具有較強(qiáng)的織構(gòu)，主要由片層α 相和晶界β 相組成，內(nèi)部還有尺寸約為1 μm 的板條狀（TiZr）5Si3硅化物和尺寸為50～250 nm 的立方Y(jié)2O3兩種析出物，與傳統(tǒng)的鍛造和軋制的Ti600 合金相比，Y2O3更加細(xì)小且在基體中分散更均勻。

圖3 電子束熔化沉積Ti60 合金微觀組織[34]（a）截面宏觀組織；（b）截面微觀組織；（c）片層α 相；（d）硅化物Fig.3 Microstructures of electron beam melting deposited Ti60 alloy[34]（a）cross-sectional macrostructure；（b）cross-sectional microstructure；（c）lamellar α phase；（d）silicides

2.3 修復(fù)/熔覆600 ℃高溫鈦合金組織

除上述增材制造工藝外，由激光熔化沉積技術(shù)發(fā)展而來的激光修復(fù)技術(shù)[37-38]和激光送絲熔覆技術(shù)[39]以及部分混合制造工藝也被應(yīng)用于600 ℃高溫鈦合金的加工制備。

相比LMD 工藝，激光修復(fù)技術(shù)加工構(gòu)件微觀組織主要由三部分構(gòu)成：修復(fù)區(qū)（RZ）、熱影響區(qū)（HAZ）和基體金屬區(qū)（BMZ）。其中，RZ 往往表現(xiàn)出和LMD 工藝相同的微觀組織，而HAZ 則會(huì)顯著影響構(gòu)件的性能。采用激光修復(fù)技術(shù)可實(shí)現(xiàn)沉積態(tài)與鍛態(tài)Ti60 合金良好的冶金結(jié)合[37]。從基體到修復(fù)區(qū)，微觀組織逐漸由雙態(tài)組織向魏氏組織過渡。RZ 主要由柱狀晶構(gòu)成，并存在層帶特征。熱影響區(qū)上部由板條化的α 相和細(xì)化的β 轉(zhuǎn)變組織組成，下部則與基體組織相似。

激光送絲熔覆可用于改善合金表面性能，與激光修復(fù)技術(shù)類似，該工藝成形構(gòu)件也可分為三部分：熔覆區(qū)、熱影響區(qū)和基體。熔覆層厚度和稀釋率是評(píng)價(jià)熔覆層質(zhì)量的主要參數(shù)，熔覆層的質(zhì)量主要取決于激光功率、掃描速度和送絲速率[39]。

混合制造工藝目前受到大量的關(guān)注和研究，與單一工藝相比，混合制造工藝可以發(fā)揮不同工藝的優(yōu)勢(shì)，協(xié)同作用實(shí)現(xiàn)材料組織和性能的優(yōu)化。圖4 為結(jié)合激光熔化沉積和超聲沖擊強(qiáng)化（ultrasonic impact toughning，UIT）兩種工藝制備的Ti60合金微觀組織，沉積態(tài)試樣底部和頂部由等軸晶組成，中間部分則由粗大的柱狀晶組成，構(gòu)件內(nèi)部分布著一定數(shù)量的氣孔；經(jīng)過UIT 后，構(gòu)件表面粗糙度降低了60%，內(nèi)部孔隙尺寸變小，粗大柱狀晶破碎，等軸晶數(shù)量增多，表面形成了納米晶；UIT 能提高構(gòu)件的顯微硬度，減小內(nèi)部的殘余應(yīng)力，并使拉應(yīng)力轉(zhuǎn)變?yōu)閴簯?yīng)力[40]。

圖4 超聲沖擊強(qiáng)化強(qiáng)化前后激光熔化沉積Ti60 合金微觀組織[40]（a）超聲沖擊強(qiáng)化前；（b）超聲沖擊強(qiáng)化后Fig.4 Microstructures of electron beam melting deposited Ti60 alloy before and after ultrasonic impact toughning（UIT）[40]（a）before UIT；（b）after UIT

2.4 后處理對(duì)增材制造600 ℃高溫鈦合金微觀組織影響

增材制造600 ℃高溫鈦合金宏觀組織通常由粗大的柱狀晶組成，且伴有氣孔和熔合不良等缺陷，對(duì)于激光增材構(gòu)件而言，其內(nèi)部還往往存在較大的殘余應(yīng)力。為了改善微觀組織和消除殘余應(yīng)力，往往需要進(jìn)行后處理，常見的后處理措施有熱處理和熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP）。

應(yīng)用于增材制造600 ℃高溫鈦合金的熱處理措施包括去應(yīng)力退火和固溶時(shí)效處理。激光增材過程中高溫度梯度和冷卻速率使構(gòu)件內(nèi)部存在較大的殘余應(yīng)力，故在成形后常采用去應(yīng)力退火來消除殘余應(yīng)力。去應(yīng)力退火通常不會(huì)顯著影響合金的微觀結(jié)構(gòu)，但可能會(huì)出現(xiàn)部分析出相。例如，激光修復(fù)的Ti60 合金經(jīng)過退火處理（500 ℃/4 h/FC）后，在RZ 中的α/β 界面析出尺寸在100～300 nm的（TiZr）6Si3硅化物，在BMZ 中析出了尺寸在1～2 nm 的α2相。

固溶時(shí)效處理在增材制造600 ℃高溫鈦合金中應(yīng)用較多，激光熔化沉積Ti60 合金經(jīng)固溶時(shí)效處理（980 ℃/2 h/AC+650 ℃/3 h/AC）后，層帶組織消失，晶界α 相部分分解，原始β 晶界不連續(xù)，同時(shí)α 板條粗化并部分球化[29]。激光沉積Ti60A 合金固溶處理（1025 ℃/0.5 h/AC）可以獲得“蟹爪”狀初生α 相和片層狀β 相的“特殊雙態(tài)組織”；經(jīng)時(shí)效處理（670 ℃/2 h/AC）后，β 相轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢娱g距更小的α/β 層狀組織[28]。隨著固溶溫度的降低，激光成形Ti60A 中初生α 相比例升高，且晶界連續(xù)α 相被消除[41]。張阿莉等[42-43]對(duì)激光增材制造Ti60A 合金進(jìn)行“Tβ-30”（1020 ℃/1 h/AC+700 ℃/2 h/AC）和“Tβ-10”（1040 ℃/1 h/AC+700 ℃/2 h/AC）兩種制度的固溶時(shí)效處理，發(fā)現(xiàn)沉積態(tài)Ti60A合金由85%的網(wǎng)籃狀α 相和殘余β 相組成；“Tβ-30”后，合金組織由65%的粗板條α 相和殘余片層β 相組成；“Tβ-10”后，合金組織由25%的“蟹爪”狀α 相和殘余片層β 相組成。

熱等靜壓是以惰性氣體為媒介，在密閉空間中對(duì)工件在各個(gè)方向上施加相同壓力，且在高溫高壓下保持一段時(shí)間，以此來實(shí)現(xiàn)工件成分均勻化和結(jié)構(gòu)致密化。具有氣孔和未熔合等缺陷的激光沉積Ti60 合金經(jīng)熱等靜壓和固溶時(shí)效處理后，層帶組織消失，微觀組織由魏氏組織變?yōu)榫W(wǎng)籃組織，內(nèi)部缺陷被消除[44]。

2.5 熱暴露對(duì)增材制造600 ℃高溫鈦合金微觀組織影響

為了保證600 ℃高溫鈦合金在高溫環(huán)境下長(zhǎng)時(shí)間服役的安全性和可靠性，需要掌握熱暴露對(duì)其微觀組織演變的影響規(guī)律。熱暴露分為恒溫?zé)岜┞逗妥儨責(zé)岜┞叮延袑W(xué)者研究了兩種模式下LMD-Ti60A 合金的組織演變規(guī)律[45-47]。

600 ℃/100 h 恒溫?zé)岜┞逗?，Ti60A 合金α 板條發(fā)生一定程度粗化，體積分?jǐn)?shù)略有增加，合金內(nèi)部位錯(cuò)密度明顯降低，同時(shí)析出了脆性相Ti3Al 和硅化物（TiZr0.3）6Si3[45-46]。150～600 ℃循環(huán)熱暴露100 h 后，合金組織粗化，β 相破碎，α 相占比增加約12%，Ti3Al 相和硅化物也大量析出；循環(huán)熱暴露過程中循環(huán)熱應(yīng)力的作用加快了氧元素的擴(kuò)散滲透，氧元素為α 相穩(wěn)定元素，促進(jìn)了殘余β 相向α 相的轉(zhuǎn)變[46]。在150～800 ℃循環(huán)熱暴露條件下，隨著循環(huán)次數(shù)的增多，α 相占比從78.5%增加到97.6%，殘余片層狀β 相經(jīng)歷了破碎、楔形β 相到球狀β 相的轉(zhuǎn)變；隨著熱應(yīng)力的不斷累積，氧元素不斷擴(kuò)散滲透，通過固溶強(qiáng)化增加了基體硬度，在經(jīng)歷750 次熱循環(huán)后達(dá)到峰值，比沉積態(tài)高33.3%[47]。

3 增材制造600 ℃高溫鈦合金的關(guān)鍵性能

相比于傳統(tǒng)制備工藝，增材制造600 ℃高溫鈦合金的獨(dú)特顯微組織必然會(huì)影響其服役性能。作為面向航空發(fā)動(dòng)機(jī)應(yīng)用的高溫鈦合金，除了滿足常規(guī)力學(xué)性能要求外，還需關(guān)注其高溫力學(xué)性能、蠕變性能、熱疲勞性能和抗氧化性能等。

3.1 拉伸性能

表3[29，31，33-34，41-46]和表4[29，34，42]分別為不同增材工藝和后處理方法下600 ℃高溫鈦合金的室溫和600 ℃拉伸性能。結(jié)合表中數(shù)據(jù)和文獻(xiàn)可得出如下結(jié)論：

表4 增材制造600 ℃高溫鈦合金的600 ℃拉伸性能Table 4 600 ℃ tensile properties of additive manufacturing 600 ℃ high-temperature titanium alloys

（1）與傳統(tǒng)加工工藝（如鑄造、鍛造）相比，激光增材制造溫度梯度大、冷卻速率快，容易形成細(xì)密的網(wǎng)籃組織或魏氏組織，且在α 板條內(nèi)部存在高密度位錯(cuò)。因此，激光增材制造的鈦合金強(qiáng)度更高，但塑性較差。電子束增材制造的工藝特點(diǎn)使得鈦合金晶粒尺寸粗大，且Al 和Sn 等固溶強(qiáng)化元素會(huì)部分燒損，基于Hall-Petch 效應(yīng)和固溶強(qiáng)化理論，電子束增材制造的高溫鈦合金的強(qiáng)度低于鍛件。

（2）增材制造600 ℃高溫鈦合金拉伸性能具有明顯的各向異性。無論是激光增材制造還是電子束增材制造，合金典型顯微組織均為外延生長(zhǎng)的β 柱狀晶和連續(xù)的晶界α 相，導(dǎo)致水平試樣相較于豎直試樣具有更高的強(qiáng)度和更低的伸長(zhǎng)率。調(diào)整工藝參數(shù)使組織等軸化可有效改善鈦合金的各向異性[16]。

（3）去應(yīng)力退火通常在較低的溫度下進(jìn)行，在釋放殘余應(yīng)力的同時(shí)不會(huì)顯著改變合金顯微組織，因此幾乎不會(huì)影響合金的拉伸性能。固溶時(shí)效熱處理會(huì)改變?chǔ)?相尺寸、含量和形貌，對(duì)合金的拉伸性能影響較大。固溶時(shí)效處理能提高沉積態(tài)600 ℃高溫鈦合金的伸長(zhǎng)率，但犧牲了部分強(qiáng)度。

（4）熱暴露會(huì)使α 相粗化且體積分?jǐn)?shù)增加，導(dǎo)致強(qiáng)度下降；也會(huì)促進(jìn)Ti3Al 相和硅化物的析出，使合金塑性降低。循環(huán)熱暴露相較于恒溫?zé)岜┞秾?duì)鈦合金性能危害更大，熱循環(huán)中產(chǎn)生的熱應(yīng)力與熱暴露間的協(xié)同作用對(duì)600 ℃高溫鈦合金顯微組織和拉伸性能的影響還需進(jìn)一步研究。

3.2 抗蠕變性能

航空發(fā)動(dòng)機(jī)核心零部件往往在高溫高壓環(huán)境下長(zhǎng)期服役，材料易發(fā)生蠕變行為，進(jìn)而發(fā)生結(jié)構(gòu)破壞，故抗蠕變性能是增材制造600 ℃高溫鈦合金結(jié)構(gòu)件安全服役的重要標(biāo)準(zhǔn)，其受晶粒尺寸、相組成、相形貌等多種因素的影響。

表5[34]為EBMD 制備的Ti60 合金和鍛態(tài)Ti60 合金在600 ℃/150 MPa/100 h 的蠕變特性。片層組織的Ti60 鍛件晶粒尺寸大，可減少晶界滑動(dòng)，且α/β 界面會(huì)阻礙位錯(cuò)的滑移，故擁有最好的抗蠕變性能。沉積態(tài)和熱處理態(tài)Ti60 合金抗蠕變性能優(yōu)于雙態(tài)組織鍛件，低于片層組織鍛件。電子束加工過程中固溶強(qiáng)化元素Al 和Sn 的燒損會(huì)降低其抗蠕變性能。熱處理態(tài)Ti60 合金在相界處析出大量的硅化物，降低了基體中的Si 濃度，減弱Si 原子團(tuán)對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用，使得其抗蠕變性能低于沉積態(tài)。此外，與拉伸性能一致，抗蠕變性能也表現(xiàn)出明顯的各向異性，豎直試樣的抗蠕變性能優(yōu)于水平試樣。

表5 電子束熔化沉積和鍛態(tài)Ti60 合金的蠕變特性[34]Table 5 Creep properties of electron beam melting deposited and forged Ti60 alloy[34]

3.3 熱疲勞性能

金屬材料的疲勞行為可分為高周疲勞、低周疲勞、熱疲勞、腐蝕疲勞和接觸疲勞等，航空發(fā)動(dòng)機(jī)零部件復(fù)雜的服役環(huán)境會(huì)導(dǎo)致疲勞失效的多樣性。600 ℃高溫鈦合金通常用于制備航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤和葉片等結(jié)構(gòu)件，這些部件在啟動(dòng)時(shí)會(huì)快速加熱，停止時(shí)會(huì)快速冷卻。在經(jīng)歷多次啟動(dòng)停止后，加熱冷卻循環(huán)會(huì)導(dǎo)致內(nèi)部熱應(yīng)力和塑性變形累積，進(jìn)而發(fā)生熱疲勞失效。

LMD 制備的Ti60 合金試樣在高溫條件下保溫較長(zhǎng)時(shí)間后，急速的冷卻會(huì)讓內(nèi)外變形不協(xié)調(diào)，從而在試樣外層產(chǎn)生拉應(yīng)力，試樣內(nèi)部產(chǎn)生壓應(yīng)力，隨著循環(huán)次數(shù)的不斷增加，內(nèi)部熱應(yīng)力累積到一定程度時(shí)產(chǎn)生熱疲勞裂紋。在熱循環(huán)條件下，裂紋主要由邊緣和內(nèi)部萌生，邊緣萌生主要源于機(jī)加工產(chǎn)生的表面缺陷等幾何因素，內(nèi)部萌生位置主要在晶界、α/β 相界、粗化的α 相以及內(nèi)部的微孔。隨著熱循環(huán)的進(jìn)行，氧元素不斷擴(kuò)散和滲透，α 相占比升高并發(fā)生局部粗化，合金的裂紋長(zhǎng)度增加。相比粗α 板條，細(xì)小的α/β 片層對(duì)熱疲勞裂紋擴(kuò)展有更好的阻礙作用。在熱疲勞循環(huán)中會(huì)析出Ti3Al 脆化相，但尺寸較?。s10 nm），對(duì)熱疲勞裂紋的萌生擴(kuò)展行為無明顯影響[48-49]。

3.4 抗氧化性

鈦合金在高溫環(huán)境中長(zhǎng)期服役，表面會(huì)形成氧化膜，導(dǎo)致表面組織硬度高、脆性大，影響基體的力學(xué)性能，減少零件的服役壽命[50]。鈦合金的顯微組織會(huì)顯著影響其高溫氧化行為，增材制造構(gòu)件獨(dú)特的顯微組織結(jié)構(gòu)為提高合金抗氧化性能提供了途徑[51]。

600、700 ℃和800 ℃三種溫度條件下LMDTi60A 合金試樣比鍛態(tài)Ti60A 增重少，氧化膜厚度小且更致密，表現(xiàn)出更好的高溫抗氧化性能；在800 ℃氧化100 h 后，沉積態(tài)和鍛態(tài)的氧化層結(jié)構(gòu)有明顯差異，前者為Al2O3/TiO2/基體，后者為Al2O3/TiO2/Al2O3+TiO2/TiO2/基體；硬度測(cè)試表明氧化過程中鍛態(tài)試樣氧元素?cái)U(kuò)散深度大于沉積態(tài)試樣，兩種試樣氧化性能的區(qū)別可能取決于晶界類型、α 相所占比例以及氧化層是否發(fā)生破裂[52]。

4 增材制造600 ℃高溫鈦合金復(fù)合材料和梯度結(jié)構(gòu)

增材制造除了可以應(yīng)用于單一合金的制備外，由于其加工柔性程度高，還可用于以600 ℃高溫鈦合金為基體的復(fù)合材料以及雙鈦合金梯度結(jié)構(gòu)的制備。

4.1 600 ℃高溫鈦合金復(fù)合材料

隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)的不斷發(fā)展，對(duì)材料的性能要求越來越高，結(jié)構(gòu)輕量化設(shè)計(jì)也得到更大重視，為了滿足領(lǐng)域需求，鈦基復(fù)合材料被廣泛關(guān)注[53-54]。碳納米管、石墨烯、TiB、TiC、氮化物、LaB6等多種納米材料、陶瓷顆粒和稀土間化合物被作為增強(qiáng)相來改善鈦合金的性能[55-56]。目前，鈦基復(fù)合材料的制備工藝包括熔鑄法、粉末冶金法和自蔓延高溫合成法等[57-58]。增材制造逐層熔化堆積的制備方式不僅能高效制備鈦基復(fù)合材料，還能利用其快速熔化凝固的特性原位生成增強(qiáng)相。

LMD 制備的TiCP/Ti60 復(fù)合材料為由相互交織的α 板條和板條間的殘余β 相組成魏氏組織，分布在原始β 晶界處和α 板條間的TiC 顆粒與基體界面結(jié)合良好；復(fù)合材料在600 ℃/390 MPa 和600 ℃/310 MPa 條件下的持久壽命相比基體分別提高129%和24%；600 ℃抗拉強(qiáng)度為778 MPa，比基體提高了65 MPa，但伸長(zhǎng)率從13.0%下降為4.3%，強(qiáng)度提高源于TiC 增強(qiáng)相的沉淀強(qiáng)化和載荷轉(zhuǎn)移強(qiáng)化[59-60]。

增材制造鈦基復(fù)合材料擁有比基體更好的綜合性能，有希望使鈦合金的服役溫度超過600 ℃，擴(kuò)大應(yīng)用范圍。但在混合粉末的制備工藝、3D 打印工藝、增強(qiáng)相原位反應(yīng)機(jī)制和綜合性能評(píng)價(jià)等方面還需開展進(jìn)一步研究。

4.2 600 ℃高溫鈦合金梯度/復(fù)合結(jié)構(gòu)

近年來，隨著航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)葉盤全鈦化及飛機(jī)結(jié)構(gòu)整體化的應(yīng)用與發(fā)展，對(duì)雙性能鈦合金提出了明確的需求[61-63]。針對(duì)飛機(jī)整體結(jié)構(gòu)不同部位的不同性能要求，由兩種及以上材料組成的梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)得到廣泛研究。梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)能有效減少零件數(shù)量和簡(jiǎn)化裝配過程，顯著提高結(jié)構(gòu)的安全性和穩(wěn)定性。目前，梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)的主要制備工藝包括粉末冶金、等離子噴涂、自蔓延高溫合成、激光熔覆和離心鑄造等，然而上述工藝均不能有效應(yīng)用于大型復(fù)雜梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)和制備[50]。增材制造作為一種新型無模化快速成形工藝，為梯度雙鈦合金結(jié)構(gòu)開發(fā)提供了一種新的思路。目前，國(guó)內(nèi)外已經(jīng)開展了大量有關(guān)梯度雙鈦合金增材制造的研究工作，包括TA2/TA15[64-67]、TC4/TC11[68-70]、TC4/TiAl[71-75]等雙合金體系，主要聚焦于界面過渡區(qū)的化學(xué)成分變化、組織演變以及力學(xué)性能等。有關(guān)600 ℃高溫鈦合金梯度結(jié)構(gòu)的體系包括Ti60/Ti2AlNb[76-77]和Ti150/Ti-6246[78]兩種。

Ti2AlNb 合金能夠在650～900 ℃高溫下長(zhǎng)期穩(wěn)定服役，擁有良好的室溫塑性、斷裂韌性和蠕變性能。Nb 作為貴重金屬，不僅增加了Ti2AlNb 合金的生產(chǎn)成本，還會(huì)增加構(gòu)件的質(zhì)量。為了節(jié)約成本并實(shí)現(xiàn)輕量化設(shè)計(jì)，可采用激光熔化沉積工藝制備Ti60/Ti2AlNb 梯度材料。一種工藝是采用梯度過渡方式，先沉積Ti60 合金粉末，再逐步沉積Ti2AlNb 質(zhì)量分?jǐn)?shù)逐漸增大的預(yù)混合金粉，最后沉積Ti2AlNb 合金粉末，不均勻的元素分配以及制造過程中復(fù)雜的熱循環(huán)歷史使不同區(qū)域呈現(xiàn)不同的硬度值，并沿成分梯度方向表現(xiàn)出α+β→α+α'→α'→α+β→α+β/B2+α2→β/B2+α2→β/B2+α2+O→B2+O→B2的相演變趨勢(shì)[76]。另一種工藝是采用直接過渡方式，在Ti60 合金基板上直接沉積Ti2AlNb 合金粉末，Ti60 與Ti2AlNb 合金形成無缺陷的結(jié)合界面，二者之間的過渡區(qū)可分為由化學(xué)成分差異和激光沉積復(fù)雜熱歷史引起的相變而形成基體側(cè)熱影響帶和由沉積初期的激冷效應(yīng)和高凝固速率而形成的沉積區(qū)附近的細(xì)晶區(qū)，熱影響帶的寬度隨激光功率增加而增加，隨掃描速度增大而減小[77]。

增材制造作為一種無?；鼉舫尚蔚募庸すに?，在新型梯度復(fù)合結(jié)構(gòu)的直接成形方面顯示出獨(dú)特的技術(shù)優(yōu)勢(shì)，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)等領(lǐng)域具有良好的應(yīng)用前景。但其發(fā)展及應(yīng)用仍面臨著諸多問題，如界面結(jié)合區(qū)的組織調(diào)控、異種材料不同熱物性造成的結(jié)構(gòu)應(yīng)力和梯度結(jié)構(gòu)的熱處理工藝制定等。

5 發(fā)展方向

目前，關(guān)于600 ℃高溫鈦合金增材制造工藝的相關(guān)研究仍處于起步階段，現(xiàn)有研究更多將重心集中在微觀組織演變、熱處理工藝探索和基本力學(xué)性能測(cè)試等方面，而對(duì)于粉末質(zhì)量、缺陷表征和動(dòng)態(tài)力學(xué)性能研究較少。此外，隨著增材制造600 ℃高溫鈦合金技術(shù)的不斷發(fā)展，增材制造不僅視為一種加工工藝，同時(shí)用于新材料和新結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)和開發(fā)。

（1）探索粉末粒度和級(jí)配對(duì)增材構(gòu)件組織和性能的影響。目前，有關(guān)增材制造工藝參數(shù)（如掃描速率、激光功率等）對(duì)產(chǎn)品組織和性能的研究已有大量成果產(chǎn)出。而對(duì)于以粉末為原材料的加工工藝來說，粉末的形狀和大小是決定產(chǎn)品最終性能的重要影響因素[79]。不規(guī)則的形狀和較大的粒徑范圍會(huì)顯著降低粉末在加工過程中的流動(dòng)性。細(xì)粉會(huì)在范德華力的作用下產(chǎn)生團(tuán)聚，而粗粉則會(huì)降低粉末床堆積的致密度。如何分配粗粉和細(xì)粉的比例來達(dá)到最好的打印性能需要進(jìn)一步研究。

（2）通過增材制造開發(fā)新材料和新結(jié)構(gòu)。增材制造技術(shù)突破了傳統(tǒng)的制造模式，在新型材料與復(fù)雜結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)和制造方面具有顯著優(yōu)勢(shì)。增材制造打破了傳統(tǒng)合金開發(fā)理念，例如Fe 和O 往往被認(rèn)為是鈦合金中的雜質(zhì)元素，需要嚴(yán)格控制含量，但通過增材制造工藝可以制備強(qiáng)度和韌性匹配良好的Ti-O-Fe 合金[80]。增材制造的逐層堆積成形特性，為梯度材料和復(fù)合材料的研發(fā)提供了無限的可能，可實(shí)現(xiàn)將“合適的材料添加到合適的位置”，如采用氣溶膠噴印不同材料的納米顆粒實(shí)現(xiàn)具有不同結(jié)構(gòu)和功能梯度材料的高通量打印[81]。同時(shí)，極高的加工自由度可實(shí)現(xiàn)大型金屬結(jié)構(gòu)、復(fù)雜整體結(jié)構(gòu)、輕量化點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)和多功能仿生結(jié)構(gòu)的制備，能以“獨(dú)特的結(jié)構(gòu)實(shí)現(xiàn)獨(dú)特的功能”[82-83]。

（3）探索新的復(fù)合增材制造技術(shù)。與傳統(tǒng)制造工藝相比，增材制造具有高柔性、高效率和高材料利用率等技術(shù)優(yōu)勢(shì)，但是仍存在成形精度低、組織不均勻、力學(xué)性能不足等問題。通過其他工藝（如激光燒蝕、超聲振動(dòng)、電磁攪拌等）結(jié)合增材制造技術(shù)能獲得綜合性能更加良好的產(chǎn)品[84-85]；但不同工藝的耦合作用機(jī)制、加工參數(shù)搭配和優(yōu)化以及產(chǎn)品的組織性能評(píng)價(jià)還需要更多研究和探索。

（4）增材制造缺陷控制和檢測(cè)技術(shù)。由于較高的冷卻速率，室溫塑性差的材料在增材制造時(shí)容易產(chǎn)生裂紋；逐層堆積的特性使增材構(gòu)件容易出現(xiàn)層間缺陷，如氣孔、熔合不良等。缺陷對(duì)構(gòu)件的性能有不良影響，阻礙增材構(gòu)件在航空領(lǐng)域的應(yīng)用[86-87]。利用無損檢測(cè)技術(shù)，原位觀察和分析缺陷的形成機(jī)制，探究工藝參數(shù)對(duì)缺陷的影響規(guī)律，并量化缺陷和構(gòu)件性能的關(guān)系是未來的重要研究方向。

（5）建立完善的性能評(píng)價(jià)標(biāo)準(zhǔn)及指標(biāo)體系。目前，對(duì)增材制造600 ℃高溫鈦合金的性能研究更多集中在室溫力學(xué)性能上。對(duì)于航空發(fā)動(dòng)機(jī)等關(guān)鍵構(gòu)件，需要滿足一系列性能指標(biāo)，包括但不限于疲勞、蠕變、抗氧化和阻燃等關(guān)鍵性能，并不斷完善相應(yīng)的標(biāo)準(zhǔn)體系。相比傳統(tǒng)工藝，增材制造產(chǎn)品獨(dú)特的顯微組織如何影響上述性能，還需要進(jìn)一步探索。

6 結(jié)束語

隨著我國(guó)2035 新材料強(qiáng)國(guó)戰(zhàn)略的實(shí)施，增材制造鈦合金材料技術(shù)進(jìn)入創(chuàng)新發(fā)展的新階段。在高性能先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)輕量化、服役安全和節(jié)能低碳等發(fā)展需求驅(qū)動(dòng)下，傳統(tǒng)鑄/鍛造鈦合金和新型增材制造鈦合金均不斷得到發(fā)展。“一代新材料，一代新型發(fā)動(dòng)機(jī)”，當(dāng)前隨著增材制造600 ℃高溫鈦合金及其復(fù)合材料/復(fù)合結(jié)構(gòu)的深入研究，技術(shù)成熟度不斷提升，將逐漸應(yīng)用于發(fā)動(dòng)機(jī)關(guān)鍵/重要件，助推我國(guó)未來航空發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)實(shí)現(xiàn)跨越發(fā)展。