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金属学报, 2024, 60(1): 1-15 DOI: 10.11900/0412.1961.2022.00582

综述

增材制造TiAl合金的研究进展

陈玉勇,1,2, 时国浩1,2, 杜之明2, 张宇1,2, 常帅1

1 哈尔滨工业大学 先进焊接与连接国家重点实验室 哈尔滨 150001

2 哈尔滨工业大学 金属精密热加工国家级重点实验室 哈尔滨 150001

Research Progress on Additive Manufacturing TiAl Alloy

CHEN Yuyong,1,2, SHI Guohao1,2, DU Zhiming2, ZHANG Yu1,2, CHANG Shuai1

1 State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China

2 National Key Laboratory for Precision Hot Processing of Metals, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China

通讯作者: 陈玉勇，yychen@hit.edu.cn，主要从事高温钛合金及TiAl合金研究

责任编辑: 肖素红

收稿日期: 2022-11-10   修回日期: 2023-02-19  

基金资助: 国家重点研发计划项目(2017YFE0123500)

Corresponding authors: CHEN Yuyong, professor, Tel:(0451)86418802, E-mail:yychen@hit.edu.cn

Received: 2022-11-10   Revised: 2023-02-19  

Fund supported: National Key Research and Development Project of China(2017YFE0123500)

作者简介 About authors

陈玉勇，男，1956年生，教授，博士

摘要

轻质耐热的TiAl合金是航空航天和民用工业等领域最具潜力的高温结构材料之一。然而，由于其低的延展性和断裂韧性，制造TiAl零部件具有挑战性。目前，增材制造工艺被认为是制造TiAl零件具有前途的技术之一。本文在介绍增材制造技术原理和特点的基础上，综述了激光金属沉积(LMD)、选区激光熔化(SLM)和电子束熔化(EBM)制备TiAl合金的工艺-组织-性能关系，并对该技术未来的发展趋势进行了展望。

关键词： TiAl合金; 激光金属沉积; 选区激光熔化; 电子束熔化

Abstract

One of the most promising high-temperature structural materials in aerospace and civil industries is the lightweight and heat-resistant TiAl alloys. However, owing to their low ductility and fracture toughness, manufacturing TiAl parts is challenging. At present, additive manufacturing process is considered one of the most promising technologies for manufacturing TiAl parts. Based on the principles and characteristics of additive manufacturing technology, this paper summarizes the process-structure-property relation of laser metal deposition (LMD), selective laser melting (SLM), and electron beam melting (EBM) in the preparation of TiAl alloy. Furthermore, this paper discusses the future development trends of additive manufacturing technology.

Keywords： TiAl alloy; laser metal deposition; selective laser melting; electron beam melting

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本文引用格式

陈玉勇, 时国浩, 杜之明, 张宇, 常帅. 增材制造TiAl合金的研究进展[J]. 金属学报, 2024, 60(1): 1-15 DOI:10.11900/0412.1961.2022.00582

CHEN Yuyong, SHI Guohao, DU Zhiming, ZHANG Yu, CHANG Shuai. Research Progress on Additive Manufacturing TiAl Alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2024, 60(1): 1-15 DOI:10.11900/0412.1961.2022.00582

TiAl合金具有低密度、高比强度、高比刚度、高阻燃能力、良好的高温抗氧化及抗蠕变性能等优点，是目前航空航天工业和民用工业等领域具有潜力的高温结构材料之一，有望在650~800℃的服役温度范围内替代镍基高温合金[1,2]。2007年，美国通用电气(GE)公司研制的铸造Ti-48Al-2Cr-2Nb (原子分数，%，下同)合金低压涡轮叶片成功应用于GEnx发动机，使得波音787飞机发动机单台减重约100 kg，燃油效率提高了20%[3]。此外，美国Pratt & Whitney、英国Rolls-Royce、法国Snecma、日本三菱重工等多家国际公司也都在开发使用TiAl合金的发动机部件[3~5]。然而，TiAl合金的本征脆性与较差的热变形能力严重限制了其进一步工程化应用，目前的零部件生产仅限于传统的制造技术，如精密铸造和锻造加工(锻造、挤压、轧制)，但是这些传统的热塑性成形产品成本极高，结构复杂性有限。新型的增材制造技术可以制造更复杂的几何形状，并且减少生产周期和材料成本，可使用最少的后续处理来生产具有所需力学性能的TiAl零部件。本文介绍了增材制造系统的工作原理以及近年来在TiAl合金材料制备方面的研究进展，综述了增材制造加工TiAl合金的显微组织和力学性能，并对该技术未来的发展趋势进行了展望。

1 增材制造

增材制造技术是20世纪80年代后期发展起来的新型制造技术[6]。它是利用计算机辅助设计(CAD)数据采用材料逐层累加的方法制造实体零件的技术，相对于传统的材料去除(切削加工)技术，是一种“自下而上”材料累加的制造方法[7]。该技术具有高度柔性化、无需模具、生产周期短、材料利用率高、可实现难加工材料制造的优点，非常适合用于制造具有复杂形状的零件。按照美国材料与试验协会(ASTM)分类，金属增材制造技术可分为2类[8~10]：定向能量沉积(directed energy deposition，DED)和粉末床熔合(powder bed fusion，PBF)。每一类都包含多种技术，由不同的制造商命名。

DED技术是指将原料输送到由能量输入与预期沉积点共同决定的空间位置的过程。采用的能量源有聚焦光束和电弧2类，原料有粉末和丝材2种。其中，以激光与粉末相结合的方式是最常见的沉积过程。例如，激光金属沉积(laser metal deposition，LMD)、激光工程净成形(laser engineered net shaping，LENS)和直接金属沉积(direct metal deposition，DMD)都属于这种工艺[9,10]。图1a[11]是LMD工艺的示意图。在LMD过程中，粉末通过喷嘴直接送入被激光束熔化的熔池中，实现快速熔化和凝固。通过操控熔池的空间位置，可以逐点、逐线、逐层地建造一个完整的三维零件。粉末用气体运输，以强制沉积到所需位置，使其能够在非水平面添加材料。喷嘴可以是集成在激光束头中的同轴送粉器，也可以是外部的单喷嘴送粉器。该工艺可以通过调节扫描和送粉速率来建造梯度材料，同时独立的喷嘴和粉末仓为原位合金混合和制造梯度材料提供了可能性。通过这种方式，可以制造出具有韧性核心和坚硬耐磨表面的物体。此外，该技术具有较高的灵活性，非常适合于大型机械或结构部件的维修。

图1

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图1   增材制造工作原理示意图[8,11]

Fig.1   Schematics of laser metal deposition (LMD) process[11] (a) and powder bed fusion (PBF) technology[8] (b)


PBF技术有几种变体，尽管工艺能力、条件和零件特征可能不同，但所有的变化都有相同的工作原理。图1b[8]给出了PBF技术的示意图。其主要工作过程如下：(1) 粉末形式的材料(平均直径约几十微米)由滚筒或耙子刀片送入并铺在建造平台上；(2) 高能光束根据计算机文件选择性地扫描并熔化粉末层；(3) 将建造平台下降一个粉末层厚度的距离，并重复以上过程，直到零件完全建成[9]。剩余的未熔化的粉末可以被回收并重新使用。为了防止正在制造的金属部件因残余应力而变形，一般将部件固定在建造平台底部的基板上，完工后需要使用机械加工去除基板。因此，利用PBF技术制造零件的设计灵活性稍低。PBF技术中最受欢迎的是选区激光熔化(selective laser melting，SLM)和电子束熔化(electron beam melting，EBM)。SLM也被称作激光粉末床熔合(laser powder bed fusion，L-PBF)，而EBM也被称作电子束粉末床熔合(electron beam powder bed fusion，EB-PBF)。2者的本质区别在于所用的能量源不同，前者采用高功率的激光束加热粉末，而后者采用电子束。当光子被粉末粒子吸收时，激光束会加热粉末，而电子束通过将入射电子的动能转移到粉末粒子中来加热粉末[11]。因此，EBM只能用于处理导电材料(如金属)，而激光可以用于任何吸收激光波长能量的材料(如金属、聚合物和陶瓷)。EBM系统中使用的高能量电子束会将周围的松散粉末加热到比低能量激光束更高的温度。为了在整个建造过程中保持稳定的均匀温度(而不是随着建造高度的增加而变得更热)，在铺设粉末床之前，EBM工艺使用电子束来加热建造平台底部的基板。通过对电子束进行散焦，并在基板的整个表面(或后续层的粉末床)上进行快速扫描，粉末床可以被快速而均匀地预热到任何预先设定的温度。因此，EBM工艺不需要使用一些SLM系统中用于基板和粉末床加热的辐射式和电阻式加热器，并且EBM粉末床的温度要比SLM粉末床高[11]。

对于致密金属结构的制造，主要使用基于粉末的增材制造技术，如LMD、SLM和EBM[11]。表1[8~11]对比了这3种增材制造技术的工艺参数和成形特点。与LMD技术相比，PBF技术提供了更好的表面光洁度，但沉积效率较低。这可归因于PBF技术使用了更小的光束尺寸和更小的层厚。因此，PBF技术更适用于具有复杂几何形状的小尺寸零件，而LMD技术更适用于需要更高沉积速率和粗糙特征的较大尺寸零件。

表1   增材制造技术的对比[8~11]

Table 1  Comparisons of additive manufacturing techniques[8-11]

Method

Energy source

Power

W

Beam size

mm

Layer thickness

μm

Powder preheating

oC

Residual stress

Build speed

cm3·h-1

Dimensional accuracy

mm

Ra

μm

Max. build size

mm

Machines

company

LMDLaser100-100002-4500-1000Room temperatureHighHigh, ~10000.5-1.0

20-50

(Coarse)

4000 × 2000 × 1000Optomec (USA)

SLM

Laser

50-500

0.1-0.5

50-100

≤ 200

High

Low, ~150

0.04-0.2

9-12

(Excellent)

800 × 400 × 500

Concept Laser and SLM Solutions (Germany)
EBMElectronbeam30000.2-1.050-200600-1150MinimalLow, ~150± 0.2

25-35

(Moderate)

ϕ350 × 380Arcam (Sweden)

Note: SLM—selective laser melting, EBM—electron beam melting, Ra—surface roughness

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2 TiAl合金的增材制造

自2010年以来，增材制造得到了越来越多的关注，其优点已被广泛认可。目前，LMD、SLM和EBM工艺已被证明可以用来生产TiAl零部件。

2.1 激光金属沉积制造TiAl合金

LMD是最早应用于TiAl合金制造的增材制造工艺，其开创性的工作可以追溯到1999年[4,12]。该工艺是一个多层沉积过程，在后续沉积新层时，已沉积层被部分熔化或加热[4]。为了保证稳定的沉积过程和与底层的良好结合，建议粉末的聚焦点在沉积平面以下[13]。此外，TiAl合金对O含量极其敏感，当O含量约为1200 × 10-6时，会造成明显的脆化[14]。因此，激光沉积过程需要Ar气(惰性气体)气氛保护，以减少O吸收。

TiAl合金在脆韧转变温度以下的温度容易开裂，因此，制造TiAl合金最大的挑战是其裂纹敏感性。而LMD过程的高冷却速率及每个沉积层反复进行高温加热和冷却循环，增大了制造无裂纹TiAl合金的难度。研究[15,16]表明，通过优化工艺参数(激光功率和扫描速率)可以诱导出较低的温度梯度和冷却速率，为制造无裂纹的TiAl合金提供了可能性。例如，北京航空航天大学王华明院士团队[17~20]使用千瓦级高功率激光器成功制造了多种无裂纹的TiAl合金。使用高激光功率时，熔池温度远高于其熔化温度。这种额外的热量往往会扩散到温度较低的区域，从而显著增加熔池周围的热场。因此，由于温度梯度较低，熔池的凝固速率会降低。而较低的扫描速率(增加曝光时间)可以为相同数量的材料提供更多的功率，从而导致较慢的凝固。送粉量也是稳定堆积速率和提高堆积几何形状和质量均匀性的一个关键参数[14,16]。在激光功率不变的情况下，通过降低送粉速率，熔池温度会升高，从而导致凝固速率变慢[14,21]。Thomas等[14]在较大的范围内研究了各主要参数的影响：激光功率(200~700 W)、沉积速率(60~4000 mm/min)及送粉速率(0.5~2.2 g/min)，结果表明，生产无裂纹样品的最佳能量密度取决于送粉速率，如表2[14]所示。此外，Rittinghaus等[22]通过将基板预热至750℃，成功生产了无裂纹的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金，其密度大于99.5%。对基板进行预热可以降低温度梯度，最大限度地减少引起裂纹形成的热应力[22]。类似地，Thomas等[14]利用喷嘴侧面的第2个激光源，在熔合粉末的激光焦点周围形成一个加热区域，以减缓凝固速率和温度梯度，从而原位释放残余应力。这种加热策略最大限度地利用LMD进行TiAl部件的增材制造，特别是大型复杂的三维部件。目前，通过优化工艺参数、基板预热和附加激光热源，已实现了无裂纹的TiAl合金制造。

表2   激光金属沉积(LMD)制造Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的最佳工艺条件[14]

Table 2  Optimal process conditions for the manufacture of Ti-47Al-2Cr-2Nb by LMD[14]

ProcessPowder feed rate / (g·min-1)Optimum energy density / (J·mm-2)
10.560-150
21.025-60
32.210-20

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通常，由于LMD工艺的冷却速率较高，同时激光沉积过程中凝固速率和冷却速率的局部差异及反复熔化循环，导致激光沉积的TiAl合金会表现出极其精细但不均匀的显微组织[13~25]。Srivastava等[15,16,23]研究了LMD工艺参数对Ti-48Al-2Mn-2Nb合金显微组织的影响，发现所有沉积态样品都存在α2/γ片层和等轴γ相，并且比铸造样品表现出更精细的微观结构。改变激光功率强烈影响显微组织的均匀性，晶粒形貌从等轴到柱状再到树枝状变化[15]。Thomas等[14]研究发现，低扫描速率时TiAl合金组织为树枝状结构，高扫描速率时呈现出更精细的微观结构。高激光功率和/或低扫描速率导致大量的能量输入和过热的熔池，因此延长凝固时间、降低温度梯度和冷却速率，会形成粗大的树枝状结构；而低能量输入处理的样品，低过热和大温度梯度会导致更快的冷却速率和更精细的微观结构。Zhang等[13]研究发现，激光沉积的Ti-48Al-2Cr-2Nb样品中，每个沉积层内都形成了亚稳态微观结构，其中层顶为块状γ相，而层底为高温α相，在冷却后转变为α2相。这可以解释为靠近基板的层底部的散热通常高于层顶部，具有更高的凝固速率和冷却速率[13]。类似地，Thomas[21]和Rittinghaus等[22]研究发现，在激光沉积的TiAl合金中，每个沉积层内凝固开始的区域是细等轴晶组织，而其他区域为粗大且不规则的柱状晶组织(图2[22])。此外，在热循环过程中，已沉积部分被重新加热到不同的相区，从而形成不同的显微组织。一般认为，全片层组织是原始组织，主要出现在最后一个沉积层，而近片层组织和双态组织是在热循环过程中产生的[18,19]。同时，由于热循环的影响，底部的凝固层会发生粗化[18,19,26]。需要注意的是，高能量输入有利于获得无裂纹的TiAl合金，但容易扩大热影响区，加重底部凝固层的粗化。

图2

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图2   激光沉积Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的SEM-BSE像[22]

Fig.2   SEM-BSE image of laser deposited Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy[22]


为了消除多条热影响带和改善沉积态合金显微组织，进一步研究了热处理的影响[14,15,24,27,28]。如图3[14]所示，与沉积态样品相比，两步热处理后的组织明显粗化，粗片层团体积分数更高，其中，枝晶间区域经热处理后转变为双态组织，而枝晶区域转变为全片层组织[14]。这表明在α + γ两相区热处理可以显著消除微偏析，但不能完全消除。最近，王华明团队[29,30]采用连续直接能量沉积(continuous direct energy deposition，CDED)技术制造了无热影响区的定向凝固柱状晶Ti-48Al-2Cr-2Nb合金棒材。CDED类似于定向凝固技术，在激光沉积期间，激光束只向上移动，合金不会经历加热/冷却热循环，而是以缓慢的冷却速率经历连续冷却，确保了初生柱状晶的连续性。该合金的宏观组织由外部细小等轴晶和内部柱状晶组成，而微观组织主要由细小的α2/γ片层基体组成，其中穿插着羽状γ相和块状γ晶粒[30]。

图3

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图3   Ti-47Al-2Cr-2Nb合金热处理前后的SEM像[14]

Fig.3   SEM images of Ti-47Al-2Cr-2Nb alloy[14](a) as-built(b) after heat treatment of 4 h at 1250oC followed by 4 h at 900oC


目前，关于激光沉积TiAl合金的力学性能研究相对较少，并且主要集中在拉伸性能，而对于其他力学性能，如断裂韧性、蠕变或疲劳，尚未有公开报道。据报道，具有全层片柱状晶的沉积态Ti-47Al-2.5V-1Cr和Ti-40Al-2Cr合金的极限抗拉强度(550和560 MPa)接近锻件，而拉伸延展性不超过0.3%[28]。即使经热处理后，合金的室温伸长率仍然较低(约0.6%)[28]。对于Ti-48Al-2Cr-2Nb合金，具有全层片柱状晶的沉积态样品，室温抗拉强度和伸长率分别为535 MPa和1%[30]，而具有层片柱状和等轴晶交替出现的沉积态样品，在室温和高温(760℃)下的抗拉强度分别为(545 ± 9)和(471 ± 37) MPa，伸长率分别为1.50% ± 0.47%和1.50% ± 0.45%[19]。这表明层片组织的形成有利于提高合金的强度，而柱状晶与等轴晶的交替排列更有利于合金的变形。此外，Zhang等[31]研究发现，沉积态Ti-47Al-2Cr-2Nb合金表现出强烈的各向异性。表3[31]总结了Ti-47Al-2Cr-2Nb合金不同加载方向下的室温拉伸性能。当加载方向与基板平行时，试样表现出最佳的拉伸性能，即抗拉强度和伸长率分别为706 MPa和0.51%[31]。而当加载方向与基板垂直(即沿建造方向)时，试样的拉伸性能最差。这与沉积态样品沿建造方向形成的独特交替带状组织有关。Thomas等[14]研究发现，优化的工艺参数和热处理制度可以使Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的室温拉伸性能在强度和延展性方面表现出良好的平衡。特别是与热等静压后的铸造合金相比，拉伸延展性的分散度较低，最小值为1%。两步热处理样品(图3b[14])的拉伸实验结果显示，沿水平方向的抗拉强度为(539 ± 15) MPa，伸长率为1.7% ± 0.2%，而沿建造方向的抗拉强度为(519 ± 23) MPa，伸长率为1.2% ± 0.2%。这表明优化工艺参数和热处理制度有利于弱化合金的各向异性，同时提升合金性能。总体来说，激光沉积TiAl合金的性能有望超过传统铸件水平，以实现TiAl合金的工程化应用。

表3   Ti-47Al-2Cr-2Nb合金在不同加载方向下的室温拉伸性能[31]

Table 3  Room temperature tensile properties of Ti-47Al-2Cr-2Nb alloy under different loading directions[31]

λ / (°)UTS / MPaδ / %
07060.51
453580.49
902730.16

Note:λ—angle between the loading direction and the substrate, UTS—ultimate tensile strength, δ—ductility

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2.2 选区激光熔化制造TiAl合金

SLM是最常用的增材制造方法之一。由于SLM工艺可以在相对较短的时间内生产出高精度的全致密零部件，现已被用于制造各类材料的航空航天零部件，如钢、钛合金和镍基高温合金[32~35]。然而，由于超高的温度梯度(> 104 K/mm)和冷却速率(> 106 K/s)造成样品内部的热应力较高[36]，易于产生裂纹。因此，采用SLM工艺生产TiAl零件具有挑战性[37]。

2011年，Löber等[38]首次尝试用SLM技术制造了Ti-48Al2Cr-2Nb合金，发现SLM样品中含有许多缺陷，如裂纹、孔隙和未熔化粉末，其最大密度仅为97%。因此，测得的压缩性能较差。正如前文所述，由于快速冷却，TiAl合金在多次加热和冷却循环中往往会开裂。因此，诱导较低的凝固前沿温度梯度的加工条件应有利于防止裂纹。事实上，通过优化工艺参数，可以获得较高相对密度和更少裂纹的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金，但即使在基板预热至200℃(常规SLM设备可以预热的最高温度)的条件下，也不能完全消除裂纹[21,39~41]，这与SLM工艺更高的冷却速率有关。最近，Polozov等[42,43]将基板预热温度提高到900℃，实现了无裂纹的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金制造。这是由于TiAl合金的脆韧转变温度介于750~780℃，在脆韧转变温度以上增加的延展性允许材料在SLM处理期间适应高应力并避免开裂。在体积能量密度为48 J/mm3时，获得了99.9%的最高相对密度。同时发现TiAl合金的微观结构主要由α2/γ片层团、等轴γ晶粒和残余β相组成，其中残余β相的形成可能与SLM工艺的高冷却速率和Al损失有关[42]。此外，与预热温度为800℃下制造的样品相比，在900℃下制造的样品的微观结构更粗大。压缩实验和显微硬度测试结果表明，该合金的性能优于传统制造的TiAl合金。Mizuta等[44]采用带有加热装置和O2控制系统的SLM设备制备了相对密度可达99.97%且具有均匀细小γ晶粒的Ti-48Al-2Cr-2Nb样品，在没有进行热等静压和任何热处理的情况下，该样品的高温(750℃)抗拉强度和屈服强度分别为610和554 MPa，而延伸率达到了5.75%。此外，热等静压被认为是消除TiAl合金的内部缺陷并改善微观结构的重要后处理方法。Yang等[45]研究了热等静压对SLM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金显微组织的影响，发现热等静压处理可以细化晶粒尺寸，并提高γ相含量。

目前，利用SLM工艺生产全致密且无裂纹TiAl合金的成功策略是基板预热，但该方法并不适合大尺寸产品。这是由于仅靠一个底部加热源，很难确保对大型复杂产品进行稳定和均匀的加热。因此，采用SLM工艺制造较大尺寸的TiAl零件迫切需要开发新的加热策略，如红外加热器、外加散焦激光束以及激光束快速扫描的预热或重熔策略。Caprio等[36]提出了一种不考虑零件尺寸和复杂性的解决方案，即修改SLM设备内部的加热系统，使用感应线圈环绕建造区域。这可以确保在SLM处理期间整个部件周围有稳定的环境热量。然而，该方案较为昂贵，且可能影响机器的效率。Wang等[41]研究了SLM制备Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的开裂机理，发现裂纹形成主要是由于合金中的贫Nb区以及α2和B2相的热膨胀系数不匹配。因此，消除贫Nb区、减少α2和B2相之间的异质界面有望实现无裂纹TiAl合金的制造。该研究还表明，增加Nb含量可以消除贫Nb区，并通过优化工艺参数，可以获得全致密的无裂纹Ti-48Al-2Cr-8Nb合金[41]。基于电磁搅拌可以减少残余应力、温度梯度和偏析的原理，Ismaeel等[46]在SLM过程中引入电磁搅拌，成功制备了无微裂纹和孔隙的γ-TiAl基Ti-Al-Mn-Nb合金。此外，与传统γ-TiAl合金(如Ti-48Al-2Cr-2Nb)相比，β凝固γ-TiAl合金更适合用SLM制造[38,47]。这是由于β凝固γ-TiAl合金的凝固初生相为β相，其凝固路径经过β单相区，避开了包晶反应，减少了包晶反应带来的成分不均匀和元素偏析[48,49]。同时，β凝固能够增加片层团取向的多样性，从而有效细化组织。尽管添加β稳定元素会增加B2相含量，但是通过优化工艺参数可以实现无裂纹β凝固γ-TiAl合金的制造[50~52]。Li等[50]和Gao等[51]研究发现，降低扫描速率可以减少SLM样品中的B2相含量，同时熔池的熔化模式由冷却速率较快的热传导转变为冷却速率较慢的“匙孔”模式，有利于形成细小的等轴晶，降低裂纹敏感性。图4[51]显示了不同扫描速率下SLM加工Ti-40Al-9V-0.5Y合金的裂纹密度和孔隙率。SLM样品中的孔隙可以通过后续热等静压闭合，因此，建议SLM制造TiAl合金时选用扫描速率稍小的工艺参数，以减少裂纹产生。

图4

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图4   不同扫描速率下选区激光熔化(SLM)加工Ti-40Al-9V-0.5Y合金的裂纹密度和孔隙率[51]

Fig.4   Crack densities and porosities of Ti-40Al-9V-0.5Y alloy processed by SLM at different scanning speeds[51]


Löber等[52]研究了不同工艺参数(激光功率和扫描速率)下的熔体轨道形貌，确立SLM制造Ti-44Al-4Nb-1Mo-0.1B (TNM-B1)合金的最佳工艺参数为：对于体积轮廓，激光功率100 W、扫描速率50 mm/s、扫描间距0.3 mm、层厚75 μm；对于外部轮廓，激光功率175 W和扫描速率1000 mm/s。该研究使用优化的工艺参数，制造了相对密度大于99%的TNM-B1样品。由于SLM过程冷却速率的局部差异，其显微组织为不均匀的近片层β (图5a[52,53])。经两步热处理后，得到了由β和α2晶粒组成的均匀双态组织，其中较宽的β片层中包含一些较细的γ板条(图5b[52,53])。压缩实验结果表明，SLM样品的强度接近铸造样品[52]。Vogelpoth等[53]使用较高的建造温度(> 800℃)制造了密度大于99.5%且无裂纹的TNM-B1合金，其微观结构表现为双态组织，由α2/γ片层团及晶界处等轴γ和β/B2相组成。研究[53]发现，α2/γ片层团尺寸随激光功率的增加而增加，而晶界β/B2相尺寸与扫描速率密切相关。SLM样品经固溶-退火处理后转变为全片层组织，晶粒明显长大，晶界处的相含量减少；而经热等静压处理后晶粒尺寸略有增加，晶界处的相含量增加，其室温抗拉强度和伸长率分别为852 MPa和1.1%，可以达到铸件和EBM样品水平[53]。该研究还报道了高达15 μm的表面光洁度和高达141 μm的几何分辨率，这证实了SLM技术在生产良好的表面光洁度和高质量产品方面的优势。

图5

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图5   SLM制造的TNM-B1样品的SEM像[52,53]

Fig.5   SEM images of the SLM manufactured TNM-B1 sample[52,53]

(a) as-build

(b) 1230oC, 1 h, AC + 900oC, 6 h, FC heat treated (View is perpendicular to the building direc-tion)


Gussone等[47,54]研究了Ti-44.8Al-6Nb-1.0Mo-0.1B (TNB-V4)合金的微观组织和拉伸性能。当激光能量密度超过55 J/mm3时，可以实现99%以上的高相对密度。同时，在SLM加工的TNB-V4合金中存在Al烧损，并且Al损失与激光能量密度直接相关。用最高能量输入(300 J/mm3)制造的样品，微观组织为针状或板条状结构(β/B2基体中的α2)，如图6a[47]所示。在中等能量输入(110 J/mm3)下，可以观察到类似的针状/板条状结构，但是表现出α2/γ片层亚结构(图6b[47])。低能量输入(60 J/mm3)时微观组织的典型特征是由精细的等轴α2/γ片层团及晶团边界上的β/B2和γ晶粒组成的近片层组织(图6c[47])。此外，SLM样品中偶尔存在裂纹，因此需要进行热等静压处理以去除缺陷。具有精细近片层组织的样品经热等静压处理(1200℃、200 MPa、4 h)后转变为细小的等轴结构。拉伸实验结果显示，热等静压处理的样品在室温下表现出900 MPa的高抗拉强度，而在850℃下表现出541~545 MPa的高抗拉强度。由于粉末中O含量增加以及在SLM和热等静压过程中的额外吸收，TNB-V4合金室温延展性很低[47]。一些样品中存在宏观裂纹，即使经过热等静压也无法闭合，因此表现出较差的室温拉伸强度(200~400 MPa)[47]。SLM工艺的超高冷却速率，往往产生不稳定的微观组织。这种亚稳态的组织可能在热影响下产生不连续沉淀，从而对高温应用(即蠕变行为)产生不利影响。因此，可能需要进行后续热处理以获得稳定的片层组织[54]。

图6

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图6   在不同体积能量水平下生产的TNB-V4样品微观组织的SEM像[47]

Fig.6   Typical SEM images of TNB-V4 samples produced at volumetric energy levels of 300 J/mm3 (a), 110 J/mm3 (b), and 60 J/mm3 (c)[47]


2.3 电子束熔化制造TiAl合金

EBM技术由瑞典Arcam AB公司于2001年提出并商业化[55]，该工艺使用高能电子束逐层选择性熔化金属粉末以制造完全致密的固体零件。由于电子束的特殊工作性质，EBM技术可以在真空度10-2 Pa或更高的真空环境中制造零件，为制造对O和N具有高亲和力的反应材料(如TiAl)提供了理想的无污染环境。同时相比于其他增材制造技术，在整个EBM过程中，基板温度保持在1000℃以上，可以将残余应力引起的裂纹降至最低[36]。这使得EBM非常适合用于生产TiAl合金。

EBM技术制造的TiAl零件的力学性能对显微组织高度敏感，因此有必要了解加工参数-显微组织-力学性能之间的关系。评价熔化参数的一个重要标准是其生产完全致密零件的能力。在EBM制造的TiAl零件中，一般存在2种类型的孔隙：一种是非优化的工艺参数造成的细长孔隙，通常以层间结合不足的形式出现；另一种是由雾化过程中截留的Ar气形成的圆形孔隙[56~58]。与粉末相关的孔隙并不会影响整个沉积过程，而与工艺相关的孔隙会影响后续的沉积层。Murr等[56]和Biamino等[57]研究了孔隙的形成原因，并提出了降低孔隙度的解决方案。增加热输入可以有效避免未熔合孔和层间连接的不足，但是过高的能量输入会导致熔池不稳定和过热，造成元素蒸发和凝固层的鼓胀。Schwerdtfeger和Körner[59]研究发现，实现致密部件所需的必要线能量强烈依赖于光束返回时间。与慢扫描速率相比，快扫描速率需要更低的线能量。这是由于更小的粉末层厚度和更短的往返时间有助于保留前一次扫描中的部分热量。除了工艺参数优化外，通过热等静压处理可以进一步减少孔隙以增加密度[57,60]。Mohammad等[60]研究发现，经热等静压处理(1200℃、100 MPa、4 h)后，EBM样品的相对密度由99.0%增加至99.7%。

电子束的高真空工作环境，虽然可以减少O、N等杂质元素的额外吸收，但是会导致Al等轻质元素的蒸发。TiAl合金的Al含量与显微组织和力学性能密切相关，因此控制Al含量被认为是TiAl合金EBM工艺开发过程中的关键问题之一。Cormier等[61]研究表明，与原料粉末相比，EBM技术制造的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金中Al损失高达7.37%。Biamino等[57]研究表明，在EBM建造过程中有大约1%的Al损失，但并没有给出所使用工艺参数的详细信息。Schwerdtfeger等[59]对EBM加工Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的Al损失进行了全面的研究，发现低束流和减少熔池过热对降低Al损失至关重要，而高扫描速率、小扫描间距和小层厚允许使用更低的线能量制造样品，可以极大程度地减少挥发性合金元素损失。通过调整工艺参数，Al损失可降至0.5%。Ge等[62]研究结果也表明，能量输入对EBM制造Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的Al损失有显著影响。Klassen等[63]对EBM加工Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的能量输入与蒸发之间的关系进行了数值研究。结果表明，线能量显著影响加工过程中的峰值温度，进而影响元素蒸发，而采用合适的光束扫描策略可以显著降低Al蒸发损失。

由于EBM工艺具有小熔池和快速冷却的特点，EBM制造TiAl合金通常表现出精细但不均匀的等轴组织[56,58,64,65]。在EBM制造的Ti-48Al-2Cr-2Nb[38,66~71]、Ti-48Al-2Nb-0.7Cr-0.3Si[58,72]、Ti-(47~48)Al-2Cr-8Nb[65]合金中，沿建造方向发现了由双态细晶粒和粗大γ晶粒交替出现的层状或带状结构。图7[73]显示了EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb样品的典型层状结构。关于这种微观结构的形成有3种解释：(1) Seifi等[67]认为，沉积态的微观结构是双级联包晶反应演化的结果，其中α2/γ片层由初生枝晶α演变而来，而γ晶粒形成于包晶反应α + L→γ；(2) Baudana等[58]认为，较大γ晶粒的形成是由于新粉末层熔化过程中的局部过热和热扩散现象以及部分基底的重熔；(3) Todai等[68]认为，这种分层的微观结构是EBM工艺的本征退火造成的，双态组织的部分区域受到刚刚高于共析温度的退火作用，转化为γ带。Wartbichler等[71]进一步研究发现，这种微观结构的形成还与Al的分布有关。EBM工艺的本征退火会使α2相优先在原始熔池底部非贫Al区溶解，导致等轴γ相晶粒生长，而α2在原始熔池顶部贫Al区聚集，并使γ晶界发生Zenner钉扎，导致细晶粒区的形成。并且指出，这种独特的微观结构只能形成于富Al的TiAl合金中，而在贫Al的TiAl合金(如TNM-B1合金)中不能形成类似的微观结构，但可以观察到不均匀的相分布[74]。这是因为在EBM工艺的本征退火过程中，富Al的TiAl合金(如Ti-48-2Cr-2Nb)存在热力学平衡，富含单相γ (体积分数> 90%)，可以实现异常的晶粒长大[71]。

图7

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图7   电子束熔化(EBM)制备Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的OM像[73]

Fig.7   OM image of EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy[73]


此外，Schwerdtfeger和Körner[59]研究发现，微观组织对工艺参数有很强的依赖性，似乎较高的线能量会导致全片层组织的形成，而对于用较低的线能量生产的样品，只能观察到很少的片层区。例如，Wartbichler等[71]在低能量输入(0.17 J/mm)下获得了尺寸相对较大的均匀近γ组织，而Mohammad等[60,66]在高束流(25 mA)和0.69 J/mm线能量下获得了完全的片层组织。本文作者课题组[75~78]研究了Ti-47Al-2Cr-2Nb合金的微观组织，发现随着能量输入的增加，EBM样品沿水平截面(XY截面)的显微组织由细小的双态组织转变为粗大的γ/B2片层结构，而沿建造方向(Z方向)的显微组织由细小的等轴晶转变为外延生长的柱状晶。Kan等[79,80]对Ti-45Al-8Nb合金的研究表明，较强的预热束流促进了EBM制造高Nb含量TiAl合金中片层结构的形成，相比之下，熔化参数对片层结构形成的影响不大。尽管较高的熔化束流和较低的熔化扫描速率会促进片层结构的形成，但是也会造成严重的Al损失。由于EBM工艺的快速凝固和循环退火热处理，最初形成的不稳定片层会发生不连续动态再结晶和粗化[80]。

EBM样品中的层状和/或带状结构在拉伸和疲劳实验中通常表现出强烈的各向异性[68,69,81,82]。Todai等[68]研究了EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的拉伸性能，发现所有加载方向(EBM建造方向与应力加载方向之间的夹角θ = 0°、45°、90°)的室温屈服强度均超过了550 MPa，而θ = 45°时的屈服强度稍低，但延展性最好，伸长率甚至超过了2%。屈服强度的各向异性随着温度的升高而降低。800℃时的屈服强度和伸长率分别超过了350 MPa和40%。本文作者课题组[76,83]研究了工艺参数对EBM Ti-47Al-2Cr-2Nb各向异性的影响，发现用低能量密度(17.46 J/mm3)制造的样品表现出较弱的各向异性，其中沿XY方向的抗拉强度和延伸率分别为684 MPa和0.70%，沿Z方向的抗拉强度和延伸率分别为656 MPa和0.72%。Lin等[82]和陈玮等[84]研究了热处理EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的拉伸性能，发现热等静压或热处理并不能消除拉伸性能的各向异性(图8[82])。对于具有等轴组织、双态组织和全片层组织的EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金，与沿XY方向的样品相比，沿Z方向的样品显示出更低的延展性[82]。在这3种组织中，等轴组织具有更高的抗拉强度和屈服强度。这可能是由于其晶粒尺寸较小以及材料中含有未被热等静压完全湮没的高密度位错[56]。双态组织表现出较低的强度，但延展性略有改善[84]。Biamino等[57]也报道了EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金热处理至双态组织(具有40%的片层相)具有类似性能。当片层结构的体积分数进一步增加时，拉伸强度和延展性均降低。这是由于提高热处理温度促进了片层晶粒的形成，并提高片层体积分数，但是也增加了晶粒尺寸，特别是在α单相区热处理时，没有γ晶粒钉扎晶界，片层晶粒尺寸过度生长。全片层组织的拉伸性能接近铸造Ti-48Al-2Cr-2Nb合金[84]。此外，Juechter和Körner[81]及Kim等[64,85]研究了EBM Ti˗48Al-2Cr-2Nb合金的蠕变性能，近γ组织的EBM样品具有较低的抗蠕变性能，而通过两步热处理后，其显微组织转变为近片层组织，可以获得与具有全片层组织的铸造Ti-48Al-2Cr-2Nb合金相当或略低的高温蠕变抗性。Cho等[69]研究了具有层状结构的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金在室温下的各向异性疲劳行为，θ = 45°的疲劳性能高于θ = 0°，并与热等静压处理的铸造样品相当。Seifi等[67]研究了EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的断裂韧性和疲劳性能。表4[67]总结了EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的缺口韧性与疲劳裂纹扩展阈值。经热等静压处理后，大量的孔隙缺陷被消除，有利于获得更优异的性能，同时减小分散度。总之，在不同温度/应力条件下，EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的力学性能已超过了铸件。

图8

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图8   热处理EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的拉伸性能[82]

Fig.8   Tensile properties of EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy subjected to heat treatment (HIP—hot isostatic pressing, DP—duplex, FL—fully lamellar)[82]

(a) yield strength (Rp0.2) (b) elongation (A) (Inset shows the locally enlarged curve)

(c) ultimate strength (Rm) (d) stress-strain curves at room temperature


表4   EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的缺口韧性和疲劳裂纹扩展结果汇总[67]

Table 4  Summaries of notch toughness and fatigue crack growth results for EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy[67]

Specimen condition

Kq

MPa·m1/2

R

ΔKth

MPa·m1/2

Kmax

MPa·m1/2

As-built24.1 ± 6.50.38-913.2-13.9
HIP27.8 ± 0.40.11318.2
As-cast24-250.38-918.3-20.4

Note:Kq—notched toughness, R—load ratio, ΔKth—fatigue crack growth threshold, Kmax—maximum stress intensity

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关于其他EBM TiAl合金，Baudana等[58]研究了热处理(1360℃、2 h)得到的近片层组织的Ti-48Al-2Nb-0.7Cr-0.3Si合金的拉伸性能和蠕变性能，室温抗拉强度和伸长率分别为(336 ± 26) MPa和0.27% ± 0.1%，800℃下抗拉强度和伸长率分别为(426 ± 22) MPa和1.96% ± 0.5%。800℃蠕变实验显示，在200 MPa下，应变为5.72%，断裂时间为372 h，而在300 MPa下，应变为8.32%，断裂时间为23.7 h。相应的Larson-Miller参数分别为24.22和22.93。Reith等[86]研究了Ti-47.5Al-5.5Nb-0.5W合金的拉伸性能和蠕变性能，无论EBM Ti-47.5Al-5.5Nb-0.5W合金是否经过热等静压，抗拉强度和屈服强度均与方向无关，室温下抗拉强度和屈服强度分别为(795 ± 15)和(750 ± 10) MPa，而850℃下分别为(430 ± 10)和(390 ± 10) MPa。相比之下，EBM样品的室温断裂延伸率表现出较小的各向异性。沿Z方向的延伸率不足0.8% ± 0.1%，而沿XY方向的延伸率高达1.2% ± 0.5%。热等静压后，室温延展性得到了改善，同时消除了方向依赖性。在沉积和热等静压条件下，均匀和各向同性的微观结构导致了类似的蠕变特性，3个建造方向的最小蠕变速率十分接近。热等静压后由α2/γ片层区、球状γ相和β0相组成的近片层组织发生了粗化，表现出更低的最小蠕变速率(1.0 × 10-8 s-1)。Kan等[79,80]研究了Ti-45Al-8Nb合金的拉伸性能，具有近片层组织的高Nb含量TiAl合金室温抗拉强度约为710 MPa，而800℃下的抗拉强度约为820 MPa，明显优于铸造样品的拉伸性能。

2.4 应用

目前，LMD和EBM技术已被证明可以生产无裂纹的高性能TiAl合金样品。由于基板温度低、冷却速率快，LMD技术似乎不适合生产TiAl终端零部件，但该工艺可能在小范围应用中找到用途，如叶片修复[22,25,87~89]。多年来，德国Fraunhofer ILT (Institute for Laser Technique)致力于直接能量沉积TiAl合金的研究，并已证明了该技术在制造和修复涡轮叶片方面的可行性[25]。最近，该研究所在与德国LASERVORM公司的合作中，使用Ti-48Al-2Cr-2Nb、Ti-4522XD (Ti-45Al-2Nb-2Mn-0.8B)和TNM-V3B 3种材料进行激光表面熔覆，成功修复了TiAl涡轮叶片[88]。基于LMD技术的混合制造系统对TiAl涡轮叶片进行维护、修理和大修，预计可大幅度减少维修时间和成本。

EBM是技术成熟度最高的一种TiAl合金增材制造方法，已显示出制造具有良好力学性能的TiAl合金的潜力。GE公司旗下的意大利航空航天引擎制造商Avio Aero采用该方法制造的TiAl低压涡轮叶片已成功应用于GE9X发动机，并为波音777X飞机提供动力。这是增材制造TiAl合金在商用飞机发动机关键构件的首次应用，标志着增材制造TiAl合金的研究与应用进入了新的阶段。图9[90]显示了采用EBM制造的TiAl低压涡轮叶片。据报道，装配有增材制造TiAl叶片的GE9X发动机比前代GE90发动机的燃油效率高出10%[91]。Seidel等[92]使用该方法制造了无明显缺陷的TNM-B1推进器喷嘴。在民用工业领域，为了进一步减轻汽车发动机部件重量，Baudana等[58]利用EBM工艺的自由成形能力，不仅制造了Ti-48Al-2Nb-0.7Cr-0.3Si实心叶轮，还生产了空心叶轮。国内多家单位也开展了利用EBM技术制备TiAl合金的研究。例如，中国航空制造技术研究院使用该方法不仅生产了Ti-48Al-2Cr-2Nb低压涡轮叶片，也加工了蜂窝结构(图10[4])，其中蜂窝结构可以用于热防护系统[4]。北京科技大学制造了Ti-45Al-8Nb叶轮，无损探伤检测结果表明，叶轮内部无可见孔洞和裂纹[93]。

图9

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图9   EBM制造的TiAl涡轮叶片[90]

Fig.9   TiAl turbo blade fabricated using EBM technique by Avio Aero[90] (These arcam EBM machines use a powerful 3-kilowatt electron beam to melt the final grains of TiAl powders to build 40 cm long blades)


图10

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图10   EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的蜂窝结构[4]

Fig.10   EBM Ti-48Al-2Cr-2Nb honeycomb made at AVIC Manufacturing Technology Institute[4]


与LMD和EBM相比，SLM制造的TiAl零部件具有更高的尺寸精度和表面质量，更接近“净成形”。然而，SLM更高的温度梯度和冷却速率使其难以获得无裂纹的TiAl零部件。尽管如此，Fraunhofer激光技术研究所仍尝试制造了TNM-B1叶轮[53]。为了减小温差，该研究所设计并制造了一种几何形式的外壳来包围涡轮增压器叶轮。微型计算机断层扫描仪对SLM制造的涡轮增压器叶轮的分析结果表明，该样品上偶尔可以观察到单个圆形孔隙，但即使在叶轮上也没有发现裂纹。

3 总结和展望

通常情况下，没有显微组织能够表现出所有所需的最佳性能。一般认为，双态组织表现出较高的强度和室温延展性，这是由于其具有非常精细的组织特征(γ晶粒尺寸、片层团尺寸和片层间距)，遵循Hall-Petch强化关系[57,94,95]。在需要抗蠕变和断裂韧性的地方(如高温涡轮发动机零部件)，全片层组织的粗大特征可能更有利。这意味着细化全片层组织的片层团尺寸和片层间距将改善该显微组织，从而获得更高的延伸率和高温强度[96]。相比于传统制造方法，增材制造以成分较均匀的预合金粉末为原料，同时具有较高的冷却速率，因此更容易生产组织均匀且晶粒细小的TiAl合金。但是增材制造的超高温度梯度与冷却速率也易导致脆性TiAl合金的开裂，同时TiAl合金内部也存在部分冶金缺陷，这使得TiAl合金难以充分发挥组织均匀且晶粒细小带来的性能提升。优化工艺参数和基板预热是增材制造TiAl合金过程中调控温度场分布与减少残余应力的重要措施，可实现无裂纹及少缺陷合金的制备。而热等静压作为一种后处理工艺，可以进一步消除合金内部缺陷。此外，根据产品所需的性能，可以进行相应的后续热处理调控组织，但应当合理选择后处理参数，避免晶粒长大，从而保留超高冷却速率下获得的细晶组织。

此外，增材制造工艺制造小批量定制产品具有高度柔性化和相对较低成本的优点[97]，非常适合用于制造具有复杂结构、高精度要求的发动机高温结构件。因此，目前增材制造被认为是在航空航天应用中生产复杂的TiAl零件的有力候选方法。其中，电子束增材制造的TiAl低压涡轮叶片已经得到了应用，而其他增材制造方法(如激光金属沉积和选区激光熔化)也已被尝试用于制造TiAl部件。尽管增材制造TiAl合金取得了令人鼓舞的结果，但仍有很多问题需要讨论和解决。

(1) 成分设计。增材制造是一个快速熔化和凝固的过程，为了更好地润湿基材和确保凝固过程中有足够的液体补给，需要合金熔体具有较好的流动性。合金的流动性与合金的成分密切相关。美国研制的Ti-48Al-2Cr-2Nb是一种针对熔模铸造设计的合金材料，并且已经在波音787飞机发动机中运用。而针对增材制造，特别是电子束增材制造的高真空工作环境，Al的烧损较为严重。因此，需要对增材制造TiAl合金成分进行优化设计。

(2) 粉末原料。目前，TiAl合金粉末受车间和生产流程的限制，产量相对较低，这使得TiAl合金粉体的价格长期保持在较高水平，同时批次之间的质量难以保持一致性。因此，由于粉末原料的劣势，需要进一步开发高性能、低成本的TiAl合金粉末制造工艺。此外，增材制造的零件应更接近“净形状”，以减少后续加工成本，进一步提升产品的性能。

(3) O含量。O含量对TiAl合金的塑性影响非常大，在TiAl制备过程中控制O含量是非常必要的。增材制造TiAl合金的氧吸收发生在粉末材料的生产和沉积过程中。因此，制备高洁净度、高球形度、低O含量的TiAl合金粉末是制造航空航天用高性能复杂关键零部件的重要措施。此外，与电子束增材制造相比，激光增材制造的工作环境是惰性气体(Ar气)气氛，而非真空环境，并不能完全防止氧吸收，特别是在过热和长时间保温时[98,99]。因此，在增材制造过程中，也要控制O含量的增加。

(4) 孔隙率。孔隙是增材制造TiAl样品中最常见的缺陷，一般可分为球形气孔和未熔合孔。在使用过程中，孔隙充当裂纹形核点，特别是未熔合孔，会严重恶化零件的力学性能。为了降低零件中的孔隙度，首先选用空心粉含量少的粉末原料，其次优化工艺参数(如增加能量输入以消除未熔合孔)，最后对零件进行热等静压处理。

(5) 显微组织。显微组织的演变受热输入影响显著，主要因素是冷却速率。冷却速率主要取决于能量输入、熔池温度和温度梯度。因此，可以通过优化这些变量以控制显微组织。值得注意的是，确保稳定的熔池轨迹对于表面质量和显微组织非常重要。建议进一步研究熔池动力学，从监控熔池开始，使用高速摄像机和/或热像仪，提取详细信息，例如熔池几何形状和温度变化，然后可以在相应地调整工艺参数的反馈系统中使用该信息。此外，后续热处理是补救不均匀显微组织的重要措施。然而，确定合适的处理温度和保温时间具有挑战性，应研究这些参数的影响以确保显微组织均质化。

(6) 增材制造设备。现有的增材制造设备以及维护费用成本较高，可用的建造尺寸较小，例如，目前电子束熔化设备的最大建造尺寸仅为直径350 mm、长380 mm，难以满足航空航天领域大尺寸零件的需求。因此，设计、开发并研制大尺寸的具有自主知识产权的增材制造设备是当务之急。此外，粉末预热是生产无裂纹零件的重要策略。采用基板预热仅限于对小部件生产具有很好的匹配度，而外加热源虽可以用于大尺寸零件，但成本相对较高。因此，应在大尺寸增材制造设备中开发具有高效且低成本的加热系统设备，以实现大尺寸零件的制造。

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While repair is mainly used to restore the original part geometry and properties, hybrid manufacturing aims to exploit the benefits of each respective manufacturing process regarding either processing itself or resulting part characteristics. Especially with the current implementation of additive manufacturing in the production of TiAl, turbine blades for both hybrid manufacturing and repair new opportunities are enabled. One main issue is the compatibility of the two or more material types involved, which either differ regarding composition or microstructure or both. In this study, a TNMTM-alloy (Ti-Nb-Mo) was manufactured by different processes (casting, forging, laser additive manufacturing) and identically heat-treated at 1290 °C. Chemical compositions, especially aluminum and oxygen contents, were measured, and the resulting microstructures were analyzed with Scanning Electron Microscopy (SEM) and High-energy X-ray diffraction (HEXRD). The properties were determined by hardness measurements and high-temperature compression tests. The comparison led to an overall assessment of the theoretical compatibility. Experiments to combine several processes were performed to evaluate the practical feasibility. Despite obvious differences in the final phase distribution caused by deviations in the chemical composition, the measured properties of the samples did not differ significantly. The feasibility of combining direct energy deposition (DED) with either casting or laser powder bed fusion (LPBF) was demonstrated by the successful build of the dense, crack-free hybrid material.

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Selective laser melting (SLM), an additive manufacturing process, is capable of manufacturing metallic parts with complex shapes directly from computer-aided design (CAD) models. SLM parts are created on a layer-by-layer manner, making it more flexible than traditional material processing techniques. In this paper, Inconel 625 alloy, a widely used material in the aerospace industry, were chosen as the build material. Scanning electron microscopy (SEM), electron back scattering diffraction (EBSD) and X-ray diffraction (XRD) analysis techniques were employed to analyze its microstructure. It was observed that the molten pool was composed of elongated columnar crystal. Due to the rapid cooling speed, the primary dendrite arm space was approximately 0.5 &#x003bc;m and the hardness of SLM state was very high (343 HV). The inverse pole figure (IPF) indicated that the growing orientation of the most grains was &#x0003C;001&#x0003E; due to the epitaxial growth and heat conduction. The XRD results revealed that the austenite structure with large lattice distortion was fully formed. No carbides or precipitated phases were found. After heat treatment the grains grew into two microstructures with distinct morphological characters, namely, rectangular grains and limited in the molten pool, and equiaxed grains along the molten boundaries. Upon experiencing the heat treatment, <em>M</em>C carbides with triangular shapes gradually precipitated. The results also identified that a large number of zigzag grain boundaries were formed. In this study, the grain formation and microstructure, and the laws of the molten pool evolution were also analyzed and discussed.

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