随着全球绿色低碳转型加速，中国“十五五”规划将进一步强化碳排放控制，推动高端制造业节能降耗，航空航天、能源装备等领域对轻量化且高温性能优异的材料具有迫切需求。TiAl合金作为目前炙手可热的轻质高强材料，具有比强度高、高温强度及抗蠕变性能优异等特点，在同等服役条件下，其密度仅为镍基高温合金的1/2(约3.7～4.5g/cm3)[1-4]，在航空航天等高端制造领域具有广阔发展前景。早在2006年GE成为首家在GEnx-1B发动机上应用TiAl合金的公司，其利用Ti-48Al-2Cr-2Nb合金代替传统镍基高温合金让发动机质量减轻100 kg，燃油效率提高了20%以及降低80%氮氧化物气体排放。另外，CFM International的LEAP发动机自2016年起大规模应用TiAl低压涡轮叶片。2020年，Avio Aero采用EB-PBF生产的TiAl合金也成功通过FAA认证，应用于GE9X发动机。如今，国产大飞机C919发动机CJ-1000A也将采用TiAl合金作为低压涡轮叶片的材料[5-6]。然而，由于TiAl合金的金属间化合物结构受其本征脆性的影响，传统TiAl合金在实际加工(如锻造，轧制)和高温服役的时候容易发生裂纹，严重制约了其工程化应用。另外，传统TiAl合金的稳定使用温度约为650 ℃，其高温强度、蠕变抗力和抗氧化性能仍有提升空间。
近年来，β凝固TiAl合金得益于其良好的热加工窗口以及潜在的铸造优势，受到众多研究学者的关注。β凝固TiAl合金通过添加β相稳定元素(Mo、V、Nb、Ta等)或降低Al元素含量(Al:42%～45%)，将合金的凝固路径从传统的包晶凝固(L→L+β→α+β→α→α+γ→α2+γ)，转变为L→L+β→β→α+β→α→α+γ→α2+γ[1,7]，消除了由于包晶凝固产生的元素偏析和成分不均匀的问题，减少了铸造织构，并且高温β相的引入促进TiAl合金在热加工过程中更易于实现均匀变形[8]。典型的β凝固TiAl合金体系包括Ti-Nb-Mo系列合金(Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B)[9]和高Nb-TiAl系列合金(Ti-45Al-8Nb)[10]，Ti-Al-Mo系列合金(Ti-45Al-3Mo)[11]，Ti-Al-Cr系列合金(Ti-45Al-8Nb-2Cr-0.2B)[12]等。
随着航空发动机向高推重比和高集成度方向发展，TiAl构件逐渐呈现出结构复杂化、一体化和轻量化的特点，传统“铸造或锻造—机加工—连接”的工艺路线在构型自由度、材料利用率以及制造成本等方面的局限性日益突出，难以满足复杂TiAl合金构件高效、低损耗成形的工程需求，在此背景下，增材制造技术凭借其近净成形、结构设计自由度高和材料利用率高等优势，为β凝固TiAl合金复杂构件的制备提供了新的技术途径；同时，β凝固TiAl合金在凝固过程中经历单一β相凝固，其冶金特性在一定程度上有利于适应增材制造过程中快速熔凝和多次热循环的成形条件，使得将β凝固TiAl合金与增材制造工艺相结合成为一种具有研究价值和工程潜力的发展方向。目前，应用于β凝固TiAl合金的增材制造技术主要包括激光粉末床熔融(laser powder bed fusion,L-PBF)，电子束选区熔化(electron beam powder bed fusion,EB-PBF)和激光定向能量沉积(laser directed energy deposition,L-DED)[13-17]。
β凝固TiAl合金在冷却过程中，β相会通过有序化转变为脆性B2相，对合金的室温组织不利，这也在一定程度上限制了β凝固TiAl合金增材制造技术的发展。前人对增材制造成形β凝固TiAl合金开展了大量研究，这些成果不仅为β凝固TiAl合金的组织调控提供理论指导，还对改善合金性能具有工程借鉴价值。本综述将系统阐述增材制造β凝固TiAl合金的最新研究进展，重点分析不同增材制造技术的工艺，组织与性能的关系，探讨微观结构调控与力学性能优化策略，并展望未来研究方向，以推动该先进材料在高端装备制造领域的应用[18-19]。
1 β凝固TiAl合金的组织特征
1.1 β凝固TiAl合金的相组成
β凝固TiAl合金的相组成与传统的TiAl合金有所不同，传统的TiAl合金的相组成主要由γ+α2相为主，而β凝固TiAl合金的相组成以β/B2相和γ相为主，在一定情况下，其β/B2相的含量可显著高于普通TiAl合金[20]。
TiAl合金的γ-TiAl相为有序面心立方结构(L10)，常作为片层状在α2/γ片层团中或以等轴γ状单独存在，α2-Ti3Al为有序密排六方(D019)，与γ-TiAl相形成α/γ片层团，也是TiAl合金的基体相，β/βO相为体心立方结构，在高温时以无序β相存在，当冷却到室温时，无序β相转变为有序B2相，通常为块状，分布于片层团晶界，三个β凝固TiAl合金的主要相的晶体结构如图1所示[21]。
图1 β凝固TiAl合金的主要相晶体结构[21]
Fig.1 Crystal structures of the primary phases in β-solidifying TiAl alloys[21]
α2-Ti3Al、γ-TiAl和β/βo-TiAl三相构成了合金的微观骨架，决定了其基本性能。与传统的包晶凝固合金相比，传统TiAl合金凝固时会先经过α相，沿c轴方向优先生长，形成柱状的微观结构，随后γ相根据Blackburn取向关系(0001)α//(111)γ和＜11-20＞α//＜110＞γ从α柱状晶粒析出，形成具有独特纹理的层状微观结构[22]。β凝固TiAl合金在高温下首先析出体心立方结构的β相，随着合金的冷却，大部分高温β相会遵循特定的晶体学位向关系转变为密排六方结构的α相。随后，在进一步的冷却过程中，α相会通过固态相变分解为γ-TiAl相和α2-Ti3Al相，二者遵循经典的Blackburn取向关系(111)γ//(0001)α2和＜11-0＞γ//＜11-20＞α2，从而形成高度共格的片层状组织(α2/γ片层团)。这种片层组织是TiAl合金获得优异高温抗蠕变性能和抗氧化性能的关键[23]，适量的βo相存在于晶界有助于协调变形，但过量则会导致室温脆性[24-25]。
β凝固TiAl合金除了以上三相外，在特定的情况下还会产生析出相以及化合物相。ω0相是一种在高温蠕变过程中由α2片层分解产生的关键脆性相，ω0相是一种硬而脆的金属间化合物相，其通常作为裂纹的形核点并导致其脆性断裂，直到最终蠕变失效，并且会阻碍位错运动，诱发应力集中[25-26]。Yu等[27]的研究发现，在TNM合金(Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B)蠕变时，α2/γ界面处的成分偏聚和界面失配会先诱发βo相的沉淀，这些βo相进而作为形核点，协助板条状ω0相的析出。ω0相和βo相一样由于其本征脆性，会损害合金的室温塑性，因此需要对合金的ω相进行抑制或控制，Nb元素是ω相的稳定元素，适量的Nb元素添加虽然能提高TiAl合金的抗氧化性能和抗蠕变性能。但是过高的Nb含量会促进ω相的析出，因此对合金的成分控制来调控ω相的析出尤为重要，其最有效的手段为添加Mo元素来控制Mo/Nb比例，另外ω相是一个扩散控制的过程，通过快速冷却也能抑制ω相的析出[7,26,28-29]。化合物相如碳化物和硼化物通常属于有益强化相，例如Li等[30]通过对TNM合金中添加碳，超过溶解度极限后会形成h型碳化物Ti2AlC，这有助于细化α2/γ片层团。添加硼会形成TiB，能有效细化铸态组织[31]。β凝固TiAl合金常见相及其晶体结构类型和形貌特性如表1所示。
表1 β凝固TiAl合金相类型
Tab.1 Phase types and their characteristics in β-solidifying TiAl alloys
Phase composition Crystal structure type Morphology and distribution Key characteristicOrdered face-centered Lamellar(within the α2/γ lamellar Matrix phase,provides excellent high-temperatureγ-TiAl cubic(L10) colonies),equiaxed grains strength and creep resistanceα2-Ti3Al Ordered hexagonal Lamellar(within the α2/γ lamellar Matrix phase,coherent lamellar structure with the γclose-packed(D019) colonies) phase for improved high-temperature stability Characteristic phases:The β phase imparts excellentβ/βo-TiAl Body-centered cubic Massive,distributed along lamellar hot workability,whereas an excessive amount of the(β:disordered;βo:ordered B2) colony grain boundaries βo phase may compromise plasticity Lamellar or granular,precipitated Brittle phase,formed by the decomposition of the α2ω0 Ordered complex hexagonal within the α2lamellae or at the α2/γ phase during high-temperature creep,significantly interfaces deteriorates plasticity[27]The O phase induces a significant precipitation Orthorhombic OOrdered orthorhombic Associated with specific high-Nb hardening effect in the α2 lamellae and the γ/(α2+O)phase(Ti2AlNb) compositions lamellar microstructure[32]Laves phase C14,C15 Associated with specific element May form in the presence of elements such as Ru,addition and is generally considered a brittle phase Carbide(Ti 2 AlC) Hexagonal crystal system Fine particles,distributed within Forms upon carbon addition,refines grains,and grains or at grain boundaries enhances creep strength
1.2 β凝固TiAl合金的典型微观组织特征
与传统TiAl合金不同，β凝固TiAl合金的微观组织通常含有β相，传统TiAl合金与β凝固TiAl合金的典型微观组织如图2a和b所示。对于β凝固TiAl合金，其β相会以树枝状出在层片团或网状析出在层片团的边界处。图2b1为Ti-46Al-5Nb-0.2B铸态的微观组织，由于凝固过程中β稳定元素在枝晶干富集以及Al元素在枝晶间富集形成了树枝状偏析，而层片团边界处没有等轴γ相，为全层片结构(fully lamellar,FL)。图2b2为Ti-44Al-5Nb-0.2B的铸态微观组织，是典型的近层片结构(near lamellar,NL)，具有细小的等轴(α2+γ)层片团，仅由少量β/B2相析出在层片团内部，其余主要以网络状析出在层片团的晶界处，同时还有少量的γ相在层片团晶界处将β/B2相进行分割，这种β/B2相与等轴γ相混合形成的网状结构可能由于β→β+γ的不连续反应造成[7,33]。图2b3为Ti-42Al-5Mn合金的锻态显微组织，为典型的双态组织(duplex,DP)，其相组成为(α2+γ)层片团加网状β加等轴粗化γ相，网状β相分布在层片团晶界处，在冷却过程中等轴的γ相从β相中析出，图2b4为近γ组织(near gamma,NG)，由暗色的等轴γ相与灰色的网格状B2相组成[34]。
图2 传统TiAl合金与β凝固TiAl合金典型微观组织：(a1～a4)传统TiAl合金典型微观组织，分别为α2/γ全层状结构、近层状结构、双态组织、近γ组织；(b1～b4) β凝固TiAl合金典型微观组织，分别为全层状结构、近层状结构、双态组织、近γ组织[33-36]
Fig.2 Typical microstructures of conventional TiAl alloys and β-solidifying TiAl alloys:(a1～a4) α2/γ fully lamellar structure,near-lamellar structure,duplex structure and near-γ structure of conventional TiAl alloys,respectively;(b1～b4) fully lamellar structure,near-lamellar structure,duplex structure and near-γ structure of β-solidifying TiAl alloys,respectively[33-36]
β凝固TiAl合金的微观组织除与合金成分有关，还与凝固速率有关[37]。如图3为铸造成形Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)合金在1 500 ℃保温30 min后，不同冷却速率下的微观组织变化情况。当冷却速度较低时，可以获得粗化全层片组织。当冷却速率为100 ℃/min时，合金室温组织呈现近层片状，层片团的晶界出现少量B2相残余，含量约为5.76%(体积分数)。当冷却速度达到700 ℃/min时，出现大量B2相残余，含量约为9.64%(体积分数)，并且存在少量的不连续块状γ相，合金的微观结构为细小近层片组织。在水淬处理后的微观结构中，α相通过马氏体相变形成板条马氏体[37]。
图3 Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)合金在1 500 ℃保温30min后，不同冷却速率下的微观组织情况：(a)5 ℃/min；(b)20 ℃/min；(c)100 ℃/min；(d)700 ℃/min；(e)水淬；(f)不同冷速下的XRD谱；(g)不同冷却速率微观结构演化[38]
Fig.3 Microstructures of Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y) alloy held at 1 500 ℃ for30min under different cooling rates:(a)5 ℃/min;(b)20 ℃/min;(c)100 ℃/min;(d)700 ℃/min;(e) water quenching;(f) XRD patterns at various cooling rates;(g) schematic diagram of microstructural evolution at different cooling rates[38]
相较于传统铸造和锻造工艺，增材制造成形TiAl合金过程中，合金会经历多次重熔和凝固过程，并且冷速较快，在这种成形方式下，β凝固TiAl合金会形成特有的微观结构。例如，L-DED成形传统TiAl(如Ti-48Al-2Cr-2Nb,Ti4822)时，由于其沉积过程中已沉积层能量的降低和周期性的热循环的影响，TiAl合金的微观结构沿着构建方向发展出复杂的微观带和粗层片团交替结构[39]，而EB-PBF则由于其较高的预热温度形成由细小的层片团以及粗大的等轴γ相交替带状结构组成[40]。对于L-DED和EB-PBF而言，其成形TiAl合金的时候都会形成沿构建方向生长的柱状结构，并且出现从顶部到底部逐渐加剧的微观组织的退化[41-42]。β凝固TiAl合金由于其Al含量更低，其凝固路径经历β单相区，倾向于形成全层状微观结构，另外由于较低的Tα，在受热循环影响时α相区会经历更多的本征热处理。因此，L-DED成形β凝固TiAl合金时可能会形成无带状的全层或近层片微观结构，而EB-PBF则会形成无带状的沿构建方向对齐的柱状层状结构[43-44]。L-PBF由于其较大的冷却速度，成形的TiAl合金会形成无外延生长的等轴状或细小的柱状微观组织[45]。
2 L-PBF成形β凝固TiAl合金
激光粉末床熔融采用粉末床铺粉并且利用高能激光束作为能量源成形金属粉末，其成形样品具有较高的表面精度，适合涡轮叶片等复杂构件的近净成形。L-PBF成形的显著特点是快速冷却，冷却速度可达106K/s以上，能形成精细的微观结构和非平衡相结构。然而，超高的冷速以及强烈的热梯度会导致较大的残余热应力的产生从而形成裂纹。目前较为有效地减少L-PBF成形TiAl裂纹形成的方法为基底预热和降低扫描速度[46-47]，但进行基板预热，工艺探索方面仍然面临巨大经济和时间挑战。因此利用L-PBF对TiAl合金的裂纹和组织进行协同调控是目前的关键瓶颈。
2.1 L-PBF成形β凝固TiAl合金缺陷与组织
L-PBF成形β凝固TiAl合金开裂的直接原因在于残余应力超过了TiAl合金基体的结合强度，其主要原因可分为两点。首先，由于Ti原子和Al原子具有强的定向共价键，Nb元素的存在会削弱共价键并且增加滑移面，从而降低TiAl合金的脆性，而贫Nb的区域会更脆导致裂纹的产生。其次，室温下存在的B2相和α2相其热膨胀系数差异大，热膨胀系数之间的巨大不匹配导致界面附近产生较大的残余热应力，最终导致裂纹产生[48]，B2相分布情况如图4所示。
图4 B2相分布情况：(a)合金样品的裂纹图像及各区域Nb元素含量；(b) EBSD的相分布；(c) EBSD的晶粒分布[48]
Fig.4 Distribution of the B2phase:(a) crack morphology of the alloy sample and the Nb content in different regions;(b) EBSD phase distribution map;(c) EBSD grain distribution map[48]
L-PBF成形β凝固TiAl合金的主要3种裂纹形式是：未融合孔洞和搭接不足引发的裂纹、凝固裂纹和冷裂纹[49]。对于未融合孔洞和搭接不足引发的裂纹，一方面由于层与层间或道间搭接不足引发裂纹，另一方面由于较大冷速导致层间未融合孔洞产生应力集中提供了裂纹源，道间搭接强度无法承受成形过程中的热应力导致裂纹产生。凝固裂纹是由于较高的冷却速度以及温度梯度促进柱状晶粒形成。在凝固末期，柱状晶间液相补缩不足形成薄液膜，在后续成形过程中受热应力影响导致裂纹产生[50]。冷裂纹是由于β凝固TiAl合金凝固后由于较大的冷速度导致残留的β相增加，在室温下β相通过有序化转变为B2相，降低了β凝固TiAl合金的室温塑性，在较大的热应力下产生冷裂纹。
高冷却速度是导致β凝固TiAl合金产生裂纹的主要因素之一，而通过工艺参数优化能大幅度降低冷却速度，从而抑制裂纹产生[45,51]。目前在通过工艺优化减少裂纹的产生已经做了部分研究，Löber等[51]发现优化工艺参数可以有效减少L-PBF加工合金中的TNM(含量为Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B)裂纹数量残余应力并且减少裂纹的产生，但裂纹的存在依旧不可避免，部分无裂纹的样本的孔隙率急剧增加；Gao等[50]研究了不同工艺参数成形Ti-40Al-9V-0.5Y合金的致密度与裂纹影响，发现通过优化L-PBF工艺参数提升激光的体能量密度可以获得无裂纹TiAl合金单道，当扫描速度从100 mm/s提升至1 000mm/s的时候，裂纹密度呈上升趋势，孔隙率呈下降趋势如图5a所示。此外，研究发现，由于扫描速度较慢，冷却速率较慢的钥匙孔模式相比传导模式表现出更低的裂纹敏感性。另外Li等[52]发现，L-PBF中激光能量输入减少，加速冷却速率会促进β相的体积分数形成，从而导致冷裂纹的出现。Ma等[53]研究了TiAl合金在不同扫描策略下的裂纹产生行为如图5b所示，发现在不同的扫描策略下，条纹岛的扫描策略获得最低裂纹密度，并且残余应力分布最均匀，处于较低水平。由此可见，通过优化工艺参数和扫描策略可以在一定程度上降低裂纹的密度，但要获得无裂纹的β凝固TiAl合金仍是巨大的挑战。
图5 L-PBF成形策略对微观组织的影响：(a) Ti-40Al-9V-0.5Y合金在不同工艺参数下的微观结构；(b) L-PBF成形TiAl合金的扫描策略；(c)不同预热温度对Ti-44.8Al-6Nb-1.0Mo-0.1B合金的微观结构影响；(d)圆束振荡方式；(e)非振荡与振荡对成形性的影响[50,53,56,58]
Fig.5 Effect of the forming strategy on the microstructures:(a) microstructures of Ti-40Al-9V-0.5Y alloys under different processing parameters;(b) scanning strategies for L-PBF of TiAl alloys;(c) effect of different preheating temperatures on the microstructure of Ti-44.8Al-6Nb-1.0Mo-0.1B alloys;(d) circular beam oscillation mode;(e) influence of non-oscillation and oscillation on formability[50,53,56,58]
基板预热也是抑制L-PBF成形β凝固TiAl合金裂纹缺陷的主要手段之一。然而，L-PBF成形β凝固TiAl合金必须达到较高的基板预热温度才能完全消除。如Sizova等[54]和Schimbäck等[55]利用L-PBF在成形底板下方内置感应线圈获得了800和1 200 ℃的高预热温度，成形了高致密度的样品(致密度接近99%)。虽然得到了无裂纹样品，但是其研究发现过高的预热温度会导致铝元素损失加剧，并且出现表面粗糙，内部微观结构不均匀以及晶粒尺寸异常粗化等问题，表现出较差的力学性能。Gussone等[56]通过大幅提高基板预热温度至800～1 000 ℃以降低冷却速度的方法，基板预热减少了成形样品与基板区域之间的温度梯度，宏观冷裂纹倾向大幅下降，但是样品中仍然存在不可避免的少量裂纹和孔隙。其成形的微观组织如图5c所示。研究中，基于微观结构分析获得了γ-TiAl在高温下L-PBF的合适参数。高能量密度下的大量Al损失导致过冷熔体凝固成β，所得微观结构以β/B2为主。由L-PBF制造的TiAl样品，能量密度相对较低显示少量的铝蒸发，并在层状(α2/γ)微观结构，因为凝固直接发生在α中。但是明确提出预热平台上多余的粉末由于发生烧结而无法回收利用，因此，高预热温度带来的成本和设备损耗导致其很难实现商业化应用。
此外，激光振荡被证明可以通过调控合金的微观组织，有效控制L-PBF成形β凝固TiAl合金的裂纹缺陷。目前，圆束振荡法已经被应用进L-PBF成形，该技术通过软件驱动扫描振荡器透镜的偏转，让激光器沿着特定的轨迹移动进行成形。已有部分研究表明，利用振荡激光成形可以有效扩大熔池尺寸，延长熔池存在时间(10～100 ms)，并且通过剧烈搅拌熔融材料让材料的温度梯度均匀化，在这种情况下，材料的冷却速度和热应力会大幅度的降低，并且成形过程中产生的气泡也有足够的时间和动力进行逃逸，成形样品不容易开裂并且致密度高[57-60]。Gao等[58]对L-PBF成形Ti-43Al-9V-0.5Y进行了振荡速度探索，振荡方式如图5d所示，研究发现当振荡速度小于等于100mm/s时，由于激光振荡的搅拌效应，和缓慢的冷却速度促进了细小等轴晶生成并减少了脆性B2相的形成，显著提升了延展性，从而有效防止裂纹。在给定的参数下，可以获得致密度为99.98%的无裂纹样品，如图5e所示。在后续研究中，Gao等[59]对线性和振荡扫描过程和冷却过程进行比较，对L-PBF成形Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B合金的缺陷形成和抑制机制进行了分析。研究发现，由于圆束振荡扫描的激光作用时间比线性扫描的作用时间延长6.28～31.4 ms，凝固时间延长40.02～185.94 ms，以及圆束振荡让熔体产生湍流，导致液体对流更加充分扩散能力大幅度提升，能有效抑制冶金缺陷产生。
合金元素对于调控L-PBF成形β凝固TiAl合金的成形性也至关重要[61]。对于TiAl合金而言，通常会添加β稳定相元素让TiAl合金避开包晶反应，从而获得β凝固的TiAl合金，其主要的元素包括Nb、Mo、V、Cr、Ta、W、Mn和B等元素[62]。元素的添加除让TiAl合金转变为β凝固外还能进行微观结构和力学性能调节。研究人员通常添加Mo、V、Nb和Mn元素来提高延展性和稳定微观结构中的β相，目的皆在提升β凝固TiAl合金的力学性能[27,63-64]。而Mo、W和Ta元素则用来提升抗氧化性能[63]，Zr、Nb和Ta等元素被用作提升高温抗蠕变性能[65-66]，同时Ta元素还能细化晶粒[65]。由于L-PBF成形的β凝固TiAl的易开裂性，Gao等[45]系统研究了通过添加Y元素作为提高TiAl合金成形性的方法，并且通过使用较慢的冷却速率成功获得了致密的β凝固TiAl合金。研究发现添加Y元素可让β凝固TiAl合金的激光能量吸收率提升且降低熔体的黏度，如图6a和b所示，让L-PBF成形TiAl过程中的熔体充分流动，有效防止了裂纹的形成并显著提升打印性能。随Y含量增加，Y的合金化会导致β凝固TiAl合金形成细等轴晶粒，降低B2相含量。该研究还表明工艺参数对开裂敏感性的影响主要取决于具有不同传热模式的熔池中的冷却速率。冷却速率较慢的匙孔模式比传导模式具有更低的开裂敏感性。由冷却速率控制的微观组织特性和相变决定了β凝固TiAl合金的固有延展性。粗柱状晶粒和脆性B2在高冷却速率下的相导致延展性显著下降，从而分别引起凝固开裂和冷裂化。而细等轴晶粒和脆性B2较慢的冷却速率大大提高了延展性，可以有效防止这两种裂纹的产生。Löber等[51]通过使用L-PBF成形含有高Nb，Mo元素的TNM-B1成功获得无裂纹的β凝固TiAl合金。Xie等[67]利用球磨法制备了25%TC4/Ti-48Al-2Cr-2Nb(质量分数)，为β凝固TiAl合金。由于TC4的加入，降低了铝含量，抑制包晶反应，实现β凝固路径，获得的β凝固TiAl在成形过程中降低了冷却速率，提高小角度晶界比例，如图6c和d所示，大幅度降低了裂纹密度。由L-PBF制备的Ti488裂纹密度为(1.57±0.42) mm/mm2，到L-PBF制备TC4/Ti4822裂纹密度为(0.87±0.12) mm/mm2，并且孔隙率仅为(1.21±0.27)%，裂纹密度降低44.6%，由此可见，通过添加β稳定元素扩大β窗口是减少裂纹产生的有效措施。同时，TC4作为第二相添加能有效消除降低TC4与TiAl之间的热膨胀系数差异从而消除裂纹[68]。
图6 合金元素和合金化对微观结构影响：(a) Y元素影响激光能量吸收的机理；(b)不同Y含量的激光吸收率；(c)添加TC4后晶界占比变化情况；(d)添加TC4后裂纹密度[45,67]
Fig.6 Effects of alloying elements and alloying on the microstructure:(a) mechanism through which Y affects laser energy absorption;(b) laser absorption rate at different Y contents;(c) variation in the grain boundary fraction with increasing TC4addition;(d) crack density after TC4addition[45,67]
近年来，通过第二相调控L-PBF成形β凝固TiAl合金也备受关注。添加的第二相能作为非均质成核位点促进晶粒形核从而细化晶粒，并且还能抑制热撕裂的出现，降低裂纹的产生[69-72]。例如，Li等[61]研究了还原石墨烯氧化物(RGO)添加量对L-PBF成形Ti-43.5Al-6.5Nb-2Cr-0.5B的微裂纹和微空隙的影响，如图7所示，结果表示当添加1%(质量分数)的RGO时可以通过晶粒细化效应显著减少微裂纹数量。本质上，添加第二相的目的皆在将主导凝固模式从定向柱状生长转变为等轴生长[73]。Xue等[69]利用L-PBF成形纳米W颗粒(约200nm)复合高Nb-TiAl合金，纳米W颗粒主要在熔池的边界处分布。而且由于L-PBF的高冷速，纳米W粒子均匀分布在整个熔池范围，纳米W颗粒不仅作为形核剂促进晶粒形核细化晶粒，同时W颗粒会均匀分布在熔池的边界处，能有效阻碍溶质原子迁移，阻断柱状晶粒的生长。晶粒生长方向受到抑制，最终形成随机生长方向的等轴晶粒微观结构。
图7 含量为1%(质量分数)RGO/Ti-43.5Al-6.5Nb-2Cr-0.5B的晶粒细化及裂纹情况：(a,c)未添加RGO的晶粒大小及裂纹产生情况；(b,d)添加RGO后的晶粒大小及裂纹产生情况[61]
Fig.7 Grain refinement and crack suppression in Ti-43.5Al-6.5Nb-2Cr-0.5B alloy with 1 wt.%added RGO:(a,c) grain size and crack morphology without added RGO;(b,d) grain size and crack morphology with added RGO[61]
氧含量是影响热裂纹的一个重要因素。在成形过程中，Ti和Al元素会与O元素发生反应生成TiO2和Al2O3，这两个氧化物会降低相邻晶粒间的润湿性，并且O原子会降低基体的延展性从而导致裂纹产生。然而氧气的来源主要是成形环境和原始粉末，几乎无法避免，因此大量研究人员开始通过添加第二相与氧原子反应从而减弱氧气对成形过程中的危害。目前普遍用到的第二相添加剂为TiB2、LaB6、TiC等[74-77]，如TiB2和LaB6都是通过引入硼化物作为晶粒细化剂，同时通过原位形成La2O3或者TiO2基质的氧含量，从而增强材料的延展性能。
2.2 L-PBF成形β凝固TiAl合金力学性能
表2为L-PBF成形β凝固TiAl合金压缩力学性能[50-51,58-59,61,78]，表3为L-PBF成形β凝固TiAl合金的拉伸力学性能[56,58]。由于L-PBF成形β凝固TiAl合金的裂纹消除仍具有较大挑战，并且L-PBF成形TiAl合金过程易产生孔隙、未融合等缺陷，这些缺陷在拉伸应力下极为敏感，导致过早断裂，数据不能反映其真实的材料性能。因此，其力学性能主要集中在纳米硬度和压缩性能上，对于拉伸性能鲜有报道。目前，Gao等[58]利用L-PBF成形Ti-43Al-9V-0.5Y获得了良好的力学性能，其V和Y元素的添加促进了晶粒细化并且细致分布的YAl2分布在晶粒内部和晶界沿线的沉淀有效阻碍位错运动并诱发位错堆积，抑制了粗大柱状晶的形成。并且在一定的工艺参数下B2相含量较少从而形成了细小均匀的等轴晶大幅提升了材料的塑性，防止裂纹的产生，其压缩性能达到1931 MPa，压缩应变为13.29%同时拉伸性能上抗拉强度达到253 MPa，断裂伸长率达到0.45%。
表2 L-PBF成形β凝固TiAl合金压缩力学性能
Tab.2 Compressive mechanical properties of β-solidifying TiAl alloy fabricated by L-PBF
Material Compressive strength/MPa Compressive strain/% Microstructure featureTi-40Al-9V-0.5Y[50]2 106±13 10.89±0.57 Fine equiaxed grains(3～10 μm) with YAl2precipitates at grain boundaries and within the grainsTNM-B1(as-built)[51]1 816～1 903 4.5～9.5 Near-layered β structure TNM-B1(heat-treated)886～1 071 12.3～16.5 Coarsened uniform near-lamellar β structure with γ phase Ti-43Al-9V-0.5Y 1 931.33±34.57 13.29±1.5 Fine equiaxed grains(10～30 μm),predominantly composed of the(Oscillating:100mm/s)[58] α2phase with an extremely low content of the B2phase TNM(Oscillating:100mm/s)[59]1 738.03±43.76 13.21±0.29 Fine equiaxed α2+γ lamellar colonies(10～30 μm),surrounded by B2phase0wt.%RGO/Ti-43.5Al-1 162.48±15.32 3.44±0.11 Equiaxed grains(6.25 μm) composed of α2+γ+B2phase 6.5Nb-2Cr-0.5B[61]0.5 wt.%RGO 1 358.65±18.18 4.06±0.15 Equiaxed grains(3.4 μm) composed of α2+γ+B2phase 1 wt.%RGO 1 546.00±22.63 5.34±0.22 Equiaxed grains(2.8 μm) composed of α2+γ+B2phase 2wt.%RGO 1 460.28±15.27 4.59±0.18 Equiaxed grains(2.3 μm) composed of α2+γ+B2phase Ti-44Al-6Nb-1.2Cr 1 422.6±20.4 13.1±0.2 Basketweave α2phase structure(scan interval:d0.01 mm)[78]Ti-44Al-6Nb-1.2Cr(d0.02)1 470.3±16.8 13.3±0.8 Basketweave α2phase structure Ti-44Al-6Nb-1.2Cr(d0.04)1 512.6±2.7 8.7±0.5 Massively transformed α2phase microstructure Ti-44Al-6Nb-1.2Cr(d0.06)1 544.8±13.8 8.5±0.7 Massively transformed α2phase microstructure
表3 L-PBF成形β凝固TiAl合金拉伸力学性能
Tab.3 Tensile mechanical properties of β-solidifying TiAl alloy fabricated by L-PBF
Material Tensile strength/MPa Elongation/% Microstructure featureTi-43Al-9V-0.5Y 253.27±29.72 0.45±0.16 Fine equiaxed grains(10～30 μm),predominantly composed of(Oscillating:100mm/s)[58] the α2phase with an extremely low content of the B2phase Ti-44.8Al-6Nb-1.0Mo-0.1B[56]900-B2matrix with acicular α2phase
虽然通过L-PBF可以成形精细的微观结构和高致密度样品，但对于成形β凝固TiAl合金仍存在高裂纹敏感性和较窄加工窗口的问题，严重阻碍了其实际生产和应用。通过优化工艺参数和扫描策略以及在此基础上添加一定的预热温度可以有效缓解裂纹的产生，并大幅提升L-PBF成形β凝固TiAl合金的稳定性。但高预热设备成本较高，大规模应用仍存在限制。此外，添加一定的合金元素(Y、B等)和第二相(LaB6和TC4等)可进一步增强微观结构和降低裂纹密度，在后续可通过热处理等方式进一步调控微观组织，提升整体性能。通过加入外部场辅助技术(如磁场或超声振动)，以降低热应力；优化激光振荡策略，延长熔池存在时间，促进温度均匀化等能大幅降低裂纹产生的可能。总之，L-PBF在成形β凝固TiAl的精细化微观结构具有巨大潜力，但成形无裂纹和降低成形成本方面的问题仍有待研究。
3 L-DED成形β凝固TiAl合金
激光定向能量沉积使用激光作为聚焦热源，以粉末或金属丝的形式熔化/熔化材料，并将其逐层沉积在基板上，以一步加工构建产品的最终形状。与L-PBF和EB-PBF相比，L-DED具有更高的沉积效率，可以成形体积更大的工件。此外，L-DED采用多轴喷嘴为其成形提供了更大的自由度，使其成为修复受损部件高效工具。同时，L-DED具有更高的功率和更大的光斑直径，该特点会导致L-DED的冷却速度也会远小于L-PBF和EB-PBF，能有效降低残余应力的产生，大幅提升TiAl合金的成形性。然而，成形合金具有相对粗糙的表面光洁度。因此，为了开发具有精确形状和尺寸的合金，还需进行二次机加工。另外，L-DED成形方式会导致TiAl合金出现沿构建方向生长的柱状晶粒，并且较低的冷速会导致晶粒尺寸粗化，恶化TiAl合金性能，因此对L-DED成形TiAl合金的微观组织调控至关重要。
3.1 L-DED成形β凝固TiAl合金缺陷与组织
工艺参数是L-DED成形β凝固TiAl的重要因素。L-DED成形工艺参数通常包括激光功率，扫描速度，送粉量和抬升量。通过调整参数有利于提高β凝固TiAl合金的成形性和调整成形后的微观结构。L-DED成形β凝固TiAl合金的裂纹部分是冷裂纹，这些裂纹通常由于高的能量输入和较小的热量影响区导致的高冷却速率以及高热应力产生，通过调整工艺参数一定程度上调整了能量的输入从而降低裂纹产生的可能。Huang等[79]研究了激光功率对Ti-44Al-4Nb-1Mo-1Cr合金的成形性影响，如图8所示，通过提升激光功率能抑制裂纹的产生。
图8 激光功率对L-DED成形Ti-44Al-4Nb-1Mo-1Cr合金成形性影响：(a)230W;(b)260W;(c)290W;(d)320W;(e)350W;(f)380W[79]
Fig.8 Effect of laser power on the formability of L-DED Ti-44Al-4Nb-1Mo-1Cr alloys:(a)230W;(b)260W;(c)290W;(d)320W;(e)350W;(f)380W[79]
β凝固TiAl合金通常会添加β稳定元素(如Nb、Ta等)，以及L-DED成形具有快速凝固特性，其成形后的微观组织会存在一定的元素偏析现象，从而形成树枝晶，通过调整工艺参数也能改变其微观组织。Di等和Ma等[24,80-82]对Ti-45Al-8Nb合金进行工艺参数探索，研究发现由于Nb的存在导致β偏析的存在，通过调整扫描速度能够改变冷却速率，更高的扫描速度能够促进柱状树枝晶转变为等轴枝晶，如图9所示，从而促进微观结构的精细化；另外还发现通过调整激光功率，可以改变一次枝晶臂间距和层片团的层间距，从而提升力学性能。高温压缩实验表明，虽然高Nb含量可提高高温强度，但同时加剧了偏析倾向和组织不均匀性，使层片界面成为高温变形的软化区，要获得均匀的微观组织和消除偏析还需进一步热处理。此外，Zheng等[83]指出，采用基板预热(500～800 ℃)能部分缓解热应力集中，有效缓解裂纹的产生，然而无法从根本上消除裂纹问题。由此可见，TiAl合金的DED成形具有一定的裂纹敏感性，通过改变工艺参数或者添加预热对部分合金在一定程度上很难做到完全无裂纹。
图9 Ti-45Al-8Nb扫描速度对树枝晶的影响：(a1～a3)80mm/min;(a4～a6)140mm/min[24]
Fig.9 Effects of the scanning speed on the morphology of Ti-45Al-8Nb dendrites:(a1～a3)80mm/min;(a4～a6)140mm/min[24]
在L-DED沉积过程中热影响区会对已沉积部分产生本征热处理，其热影响温度会将已凝固部分提升到其温度对应的相区，达到充分相变的效果。并且由于L-DED的快冷，晶粒不会过分长大，同时相较于传统工艺而言还能达到晶粒细化的效果，提高其成形性和改善微观组织。Zhu等[28]提出高频热循环诱导固态相变的新方法(high-speed laser deposition,HLD)，通过提升扫描速率与减小层厚，反复诱导新的α晶粒成核并限制其生长，完全消除了非平衡凝固残留的β相，获得平均晶粒尺寸约50 μm的细晶全层片组织，从而在室温下增强了拉伸强度(800 MPa)和伸长率(1.5%)，并提高了抗蠕变能力，成功兼顾了室温塑性与高温强度，其处理方法和成形微观结构如图10所示。这类热循环控制策略在获得较好的成形性的同时还打破了TiAl体系中“高温强度与低温塑性互斥”的传统瓶颈。
图10 LMD制备的Ti-45Al-8Nb合金经过HDL处理的微观结构和力学性能[28]
Fig.10 Evolution of the microstructure and mechanical properties of Ti-45Al-8Nb alloys fabricated via LMD upon HDL treatment[28]
TiAl合金的成形性不仅受残余热应力的影响，还受其微观结构特性影响。除通过改变成形策略和工艺参数外，采用合金化也能有效调节相含量，晶粒尺寸和微观结构形貌，从而提高TiAl合金的力学性能[84]。Raji等[62]对多种合金元素包括Nb、Mo、V、Cr、Mn、W、Ta等对β凝固TiAl合金的微观结构、相稳定性、力学性能影响做了详细分析，发现合金元素通过调控相变路径和微观结构，显著影响β凝固TiAl合金的性能。合理设计成分(如TNM合金中的Nb-Mo-B体系)并结合热处理，可克服脆性，扩展其在轻量化高温部件中的应用。Weisheit等[85]在Ti-45Al-5Nb-0.5Si基体中引入5%～10%(质量分数)TiC颗粒，实现了显著的组织细化与硬度提升，揭示了激光功率、晶粒尺度与显微力学性能间的定量关系。Huo等[86]在Ti-45Al-8Nb合金中加入0.5%(原子分数)硼元素，通过形成弥散TiB颗粒抑制β晶粗化并削弱织构强度，使层片尺寸由75 μm减至45 μm，室温延展性提高约51%，为高Nb-TiAl合金的增韧提供了新的合金化思路，晶粒尺寸变化如图11a所示。Huang等[87]利用L-DED技术成形β凝固TiAl合金，研究和理解了La和B对L-DED的TiAl合金的微观组织演变、晶粒细化和力学性能的影响。通过加入LaB6显著减小晶粒尺寸并改变了微观形貌，获得了完全无裂纹β凝固TiAl合金，如图11b和c所示。研究表明添加的LaB6的B溶质导致初级β期的细化，这归因于与凝固过程中B的强烈分配相关的生长限制效应。原位形成的带状硼化物沉淀物被确定为TiB和β的纳米级混合物，这种共晶相混合物的形成支持了凝固过程中晶粒细化的B诱导结构过冷机制。La2O3的固定效果TiB也可抑制初级β晶粒的生长，但不直接导致初级β晶粒的任何异质位点。Song等[88]同样利用LaB6作为第二相与Ti-45Al-8Nb合金进行原位合成进行DED制备，其中当LaB6浓度为0.1%(原子分数)时获得最优力学性能，其微观结构稳定性也有所提升。研究发现，位于晶界的杵状TiB和均匀分布的球形La2O3使得微观组织转变为细小的等轴全层片结构，并且TiB和La2O3与TiAl合金基体的相干特性及其形成的多级网络结构可以有效传递载荷，提高界面的可变性，阻碍裂纹扩展。此外，La2O作为第二相分布在晶界和层片团内，发挥协同效应，有效细化TiAl合金，同时促进层片团从柱状转变为等轴状，这有效抵消了DED中柱状晶粒形成的固有倾向。TiB2增强材料同样使柱状向等轴晶粒转变成为可能。β凝固TiAl合金通过引入β稳定元素(如Nb、Cr、Mo、W等)改变了凝固路径。这种变化显著拓宽了合金的液相区间，增强了熔池的流动性，并在高温下提供了较强的塑性缓冲能力，从而有效抑制热裂纹的产生。冷却过程中，β相部分转变为α相，再进一步分解形成α2+γ层片组织，从而获得更加均匀的层片分布和较弱的织构取向。
图11 合金元素和合金化对微观结构影响：(a) B元素添加Ti-45Al-8Nb合金晶粒尺寸变化；(b) B元素添加Ti-45Al-8Nb合金EBSD分析；(c)不同含量LaB6添加后的微观结构变化；(c1)不同含量LaB6添加后的晶粒尺寸变化的EBSD分析[86-87]
Fig.11 Effects of alloying elements and alloying on the microstructure:(a) grain size variation of Ti-45Al-8Nb alloy with B addition;(b) EBSD analysis of Ti-45Al-8Nb alloy with B addition;(c) microstructural evolution with different LaB6additions;(c1) grain size variation with different LaB6additions via EBSD[86-87]
3.2 L-DED成形β凝固TiAl合金的力学性能
表4[24,28,81-82,86,88]和5[87,89]总结了L-DED成形β凝固TiAl合金的拉伸与压缩性能。与L-PBF相比，L-DED获得的微观组织偏向于细小的全层片结构或者近层片结构，细小的层片结构为TiAl合金提供较高的强度，硬度和抗蠕变性能。Di等[24,80-81]对L-DED成形β凝固TiAl合金的研究发现，Ti-45Al-8Nb合金的力学性能与层片尺寸、晶粒形貌及织构分布有关，并且层片间距与强度符合Hall-Petch关系，即屈服强度随层片间距减小而增加，说明层片界面对位错运动的强烈阻碍作用是主要的强化机制。同时，层片的取向和晶粒形貌决定合金的各向异性，L-DED成形的热梯度方向导致α2+γ层片呈明显的择优取向生长，从而表现出较强的方向性的塑性差异。通过优化扫描策略或调控能量密度，可实现柱状向等轴晶的转变，减弱织构强度，提高各向力学性能。此外，L-DED过程中的快速凝固和多次热循环会引发α→β→γ多级相变，使组织处于非平衡态，再加上熔池重复加热引起的“再熔带”效应，可诱导部分β相重新析出，从而强化界面结合并提高组织稳定性。Zhu等[28]利用L-DED快速本征循环热处理制备了Ti-45Al-8Nb合金获得了伸长率大于1.5%并且抗拉强度大于800MPa的优异力学性能样品。通过添加微量合金元素和颗粒弥散强化也能有效提升合金的力学性能。Huo等[86]研究表明，在Ti-45Al-8Nb-0.5B合金中，TiB颗粒在层片界面处起到位错钉扎与晶界固定作用，与Ti-45Al-8Nb相比室温延展性提升约50%约为0.8%，同时抗拉强度也有所提升，为662.17MPa。Song等[88]通过在Ti-45Al-8Nb中加入0.10%(原子分数)LaB6，获得了多级网络状TiB-La2O3析出结构，该结构在室温下极限抗拉强度达997MPa，在900 ℃仍保持685MPa，显著优于未添加样品(560MPa)。
表4 L-DED成形β凝固TiAl合金拉伸力学性能
Tab.4 Tensile mechanical properties of β-solidifying TiAl alloy fabricated by L-DED
Material Tensile strength/MPa Elongation/% Microstructure featureTi-45Al-8Nb[82]365±11 0.36 Near-lamellar structure(α2+γ)Ti-45Al-8Nb[81]379±32 0.35 Near-lamellar structure(α2+γ)Ti-45Al-8Nb[24]900 ℃:280.8±33.1 2.12 Near-lamellar structure(α2+γ)Ti-45Al-8Nb[86]662.17 0.53 Fully lamellar structure Ti-45Al-8Nb-0.5B 711.65 0.80 Fully lamellar structure with borides precipitating at grain boundariesTi-45Al-8Nb[28]800 1.70 Fine-grained fully lamellar(50 μm)RT:997 0.63 Equiaxed lamellar colonies(26 μm) with TiB and La2O3 Ti-45Al-8Nb+0.1 at.%LaB6[88]900 ℃:685＞5 precipitates at grain boundaries and within the grains 950 ℃:461＞14
表5 L-DED成形β凝固TiAl合金压缩力学性能
Tab.5 Compressive mechanical properties of β-solidifying TiAl alloy fabricated by L-DED
Material Compressive strength/MPa Compressive strain/% Microstructure featureTi-45Al-8Nb[87]1800 12 Coarse near-lamellar colonies(40 μm)RT:2000 RT:16 Ti-45Al-8Nb-0.2wt.%LaB6 800 ℃:725 800 ℃:0.47 Refined near-lamellar colonies(17 μm)RT:2030 RT:18.5 Ti-45Al-8Nb-0.5 wt.%LaB6 800 ℃:800 800 ℃:0.5 Fine duplex microstructure(1.5 μm)RT:2017 RT:17.7 Fine duplex microstructure with coarsened TiB Ti-45Al-8Nb-1.0wt.%LaB6 800 ℃:690 800 ℃:0.5 phase(1.2 μm)RT:1865 RT:15.7 Fine duplex microstructure with coarsened TiB Ti-45Al-8Nb-2.0wt.%LaB6 800 ℃:600 800 ℃:0.5 phase(1.5 μm)Ti-44Al-4Nb-1Mo-1Cr[89]1 806.90±37.96 11.50±0.45 Coarse near-lamellar colonies Ti-44Al-4Nb-1Mo-1Cr-0.5 wt.%LaB6 2031.00±26.92 18.60±1.46 Equiaxed duplex microstructure with La2O3 precipitates along grain boundaries
L-DED工艺具有高效沉积，快速制备中大型成形件的能力，同时对多种类型TiAl合金都具有一定的可成形性，具有巨大的功能梯度成形潜力。另外热积累和冷却是影响DED成形β凝固TiAl的重要因素，未来通过本征循环热处理的方式改变热积累从而改变微观结构具有重大潜力。尽管热应力低于L-PBF，但高能量输入仍可能诱发冷裂纹，通过基板预热或先沉积一定层数基板材料再沉积TiAl也能达到预热效果，可以适当降低热应力，有效保证TiAl合金成形性。引入Nb、B等微量元素的TiAl合金能进一步调节相组成并优化性能，而通过引入第二相强化可以促进晶粒形成从而细化晶粒，抑制裂纹产生提高力学性能。目前β凝固TiAl合金面临成形后的偏析严重以及室温下残留的B2相对力学性能产生影响的问题，因此成形后还需要对其进行热处理以达到提高性能的目的。
4 EB-PBF成形β凝固TiAl合金
4.1 EB-PBF成形β凝固TiAl合金缺陷与组织
电子束粉末床熔融技术采用高能电子束为热源。由于高能电子束穿透能力更强，能够获得更高的能量输入。高能电子束可以把整个腔体加热，达到目标高温或者接近TiAl合金的韧脆转变点[90-91]。同时，由于预热温度高，成形件的残余应力较低，可以有效减少变形和抑制裂纹产生[92-93]。另外，EB-PBF成形过程中处于真空环境，允许氧气、氢气等杂质气体逸出。然而，由于高能量的输入以及成形过程的真空环境，可能导致EB-PBF成形TiAl合金显著的铝损失，以及不均匀的铝烧损，进而对合金的力学性能和微观结构产生不良影响[43,94]。
EB-PBF成形TiAl合金时，其铝损失可达约8%(原子分数)[95]，通过调整工艺参数降低热输入可以将铝损失降低到0.5%[94]，Moritz等[95]系统研究了EB-PBF成形TNM-B1+3%Al(原子分数)合金，在不同体能量密度下的铝烧损量，研究表明随着体能量密度的增加，铝烧损量显著增加，在体能量密度为32.5 J/mm3时烧损量为添加的铝含量，此时合金凝固方式为β凝固。调整工艺参数是提高TiAl合金的成形质量重要途径。其中加速电压是关键的参数之一。加速电压的增加可以减少预热时间并且扩大预热区域[43]，这可以大幅度减少粉末床内的电荷积累以及烟雾现象[96]。另外增加加速电压会增强电子束的穿透能力，有效改善熔池的均匀性和成形件的致密度，优化能量的分布，实现更精细化的光束点直径，从而降低成形件的粗糙度并提升加工稳定性[97]。由于Al含量与TiAl合金的凝固方式紧密相关，在不同Al含量下，β-TiAl的室温组织，相组成及其含量都会有所区别，因此通过调节工艺参数还能调节β凝固TiAl合金的成形性和微观组织等。Tang等[98]对EB-PBF成形Ti-45Al-7Nb-0.3W合金进行了工艺参数探索，研究了不同工艺下的缺陷产生。通过加大高速电压，增加能量输入，配合循环加热，能大幅度降低成形过程中的热应力，减少裂纹的形成，但是随着能量输入的增大，会导致带状异质结构的出现；而能量输入不足则会导致缺乏融合和未结合的层界面。另外，Kan等[93]研究了不同预热电流下EB-PBF成形Ti-45-Al-8Nb合金的微观结构的影响，如图12a～e所示，其中预热电流分别为24、25和26 mA，对应的预热温度分别为1 241、1 226和1 211 ℃。在预热温度为1 211 ℃的时候，微观结构以等轴γ相为主，层片团占比约为20%；当预热温度升高至1226 ℃的时候，微观结构变为双态微观结构，并且等轴γ相变得粗糙；当预热温度升高至1 241 ℃的时候，微观结构变为近层片状，只有少量细小的等轴γ相。而且在预热温度不变的情况下，层片团与扫描速度成反比，与束流成正比。随着预热束流电流度在单相α区的保持时间增加，从而使得α相晶粒完全转变和生长，βo/B2相几乎消失，并且形成精细的层片团，大幅提升了合金室温塑性。然而，由于EB-PBF的原位退火效应导致α2层片解体，拉伸性能的提升仍然提升有限。Cho等[42]研究了EB-PBF不同输入能量密度下制造的Ti-44Al-4Cr合金，其成形机理如图12f和g所示，其通过控制束电流和扫描速度，改变输入能量密度(energy density,ED)从0.9 J/mm2到12.5 J/mm2，发现在高能量密度(ED＞3 J/mm2)条件下，形成了均匀的α2/β/γ混合结构，包含α2/γ层状区域和β/γ双相区域。该结构的室温抗拉强度为773 MPa，1 023 K时为644MPa，伸长率为40%。在低能量密度(ED＜3 J/mm2)条件下，形成垂直于构建方向的层状微观结构，包含超细α2/γ层状晶粒层和α2/β/γ混合结构层。该结构的室温抗拉强度为773 MPa，1 023 K时为644 MPa，伸长率为40%。通过控制EB-PBF工艺的输入能量密度，可以获得具有优异高温拉伸性能的含β相TiAl合金。高能量密度条件下形成的均匀混合结构和低能量密度条件下形成的层状结构均表现出高强度和良好的延展性。
图12 EB-PBF成形时不同电流及不同能量输入对合金微观结构的影响：(a～e) EB-PBF成形β凝固TiAl合金在26、25、24mA不同电流下的微观结构，预热电流对A1、A2、A3层片团分布直方图，及样品组B-不同扫描速度和样品组C-不同预热电流的层片团分布直方图；(f,g) Ti-44Al-4Cr合金在EB-PBF中分别利用高能量密度和低能量密度成形微观组织，其中(f)和(g)为熔融表 面，(f1)和(g1)为送料新的粉末层，(f2)和(g2)为再次熔融顶表面，(f3)和(g3)为成形微观结构[42,93]
Fig.12 Effect of different currents and energy inputs on the microstructure of the EB-PBFed alloy:(a～e) microstructure of the EB-PBF-β-solidifying TiAl alloy under different currents of26,25,and24mA;lamellar colony distribution histogram for sample set A(A1:26mA;A2:25mA;A3:24mA) with preheating current;and lamellar colony distribution histogram for sample set B(different scanning speeds) and sample set C(different preheating currents);(f,g) microstructure of the Ti-44Al-4Cr alloy formed by electron beam melting with high energy density and low energy density,respectively. Here,(f1) and(g1) are molten surfaces,(f2) and(g2) are new powder layers,(f3) and(g3) are remelted top surfaces,and(f4) and(g4) are as-fabricated microstructures[42,93]
4.2 EB-PBF成形β凝固TiAl合金的力学性能
表6[42,91,93,99-100]和7[98]为EB-PBF成形TiAl合金的力学性能。由于EB-PBF的成形特性，其TiAl合金通常会出现由等轴粗状晶粒和层片团交替组成的带状结构，该结构会导致构建方向以及扫描方向上的性能差异[39]。目前对于EB-PBF成形TiAl的拉伸性能各向异性研究较多的是Ti4822合金[101-102]，对于β凝固TiAl合金的各向异性研究较少。另外对于EB-PBF成形TiAl合金，其成形后会出现微观结构退化，并且这种退化效果从上到下沿成形方向逐渐加剧，从而导致其在成形方向上出现性能差异。除了EB-PBF，在L-DED上也出现类似效果[41]。出现这种效果可能与AM的成形方式有关，且这种退化也会一定程度上损害TiAl和力学性能。Kan等[91]发现，通过EB-PBF制备的Ti-45Al-8Nb合金出现了由顶部到底部的微观结构退化的增加，其归因于EB-PBF成形过程中不连续的动态再结晶以及热循环。对于力学性能，在不同的成形高度上都得到了较低的伸长率，出现该情况可能是由于层状界面的破坏，α相退化以及γ层大量聚集导致，需要通过优化成分(添加Nb含量)和工艺参数(降低温度波动)改善。Cho等[42]研究了EB-PBF成形Ti-45Al-8Nb合金的能量密度对力学性能影响。研究发现在能量密度大于3 J/mm2的时候获得的均匀无层状微观结构具有最优力学性能，并且表现出塑性变形，室温下抗拉强度约为800 MPa，伸长率约为0.8%。随着能量密度下降，力学性能也随着降低。在750 ℃下，最优延伸性能可达到46%且抗拉强度达到611 MPa，其通过调整能量密度获得了分层结构(超细α2/层状晶粒层和α2/β/γ混合层)。超细的层状晶粒(层间距约为32.5 nm)和β相提供了高强度和耐高温性能。Narayana等[99]通过EB-PBF成形Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B获得了细晶结构(αd/γ尺寸小于5 μm)，热处理后形成超细层状结构(层间距20～40 nm)，在800 ℃下获得抗拉强度为580MPa、伸长率58%的优异力学性能。Tang等[103]同样研究了工艺参数对力学性能的影响。对于EB-PBF成形Ti-45Al-7Nb-0.3W，当电流为10mA，基底预热温度为1050 ℃时获得了无层带结构的精细全层片组织，实现了最佳的压缩性能(2750MPa)和37%的应变断裂性。工艺参数对EB-PBF成形β凝固TiAl至关重要，不恰当的工艺参数可能会导致合金出现孔隙，未融合缺陷(lack of fusion,LOF)等，严重影响合金的力学性能。Teschke等[100]利用EB-PBF成形TNM-B1中发现成形样品存在大量孔隙和LOF的存在，导致其在室温和高温的拉伸下都表现出较差的力学性能，并且指出缺陷对力学性能的影响大于微观结构的影响，需要通过调整工艺参数减少缺陷。由此可见，EB-PBF成形TiAl合金时容易出现层带状结构和微观结构退化，进而导致合金力学性能的各向异性和异质性，并产生缺陷，严重影响其力学性能。通过工艺参数优化能对微观结构和成形性进行调控，从而提升力学性能。
表6 EB-PBF成形TiAl合金拉伸力学性能
Tab.6 Tensile mechanical properties of TiAl alloy fabricated by EB-PBF
Material Tensile Strength/MPa Elongation/% Microstructure FeatureTi-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B[99]800 ℃:580 58 Near-lamellar microstructure(2 μm) with B2phase Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B(HT:α+β)697 4 Equiaxed α2phase(10 μm)/short rod-like α2phase(1 μm)Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B(HT:β)770 6 Acicular α2phase with B2phase Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B(HT:β+γ)680 3 Acicular α2phase with B2phase RT:226 0.09400 ℃:321 0.138 Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B[100]700 ℃:347 0.140 Near-lamellar colonies(＜4 μm) with B2phase 800 ℃:400 0.279850 ℃:396 0.310 RT:650～700-Ipreheat=24mA:Near-gamma microstructure Ti-45Al-8Nb[93]800 ℃:700～800-Ipreheat=25mA:Duplex microstructure 900 ℃:450～500-Ipreheat=25mA:Near-lamellar microstructure 600～700＜0.6800 ℃:600～800＜0.6 Near-lamellar microstructure,and the volume fraction of lamellar Ti-45Al-8Nb[91]900 ℃:450～500＜0.6 colonies decreased with increasing deposition height RT+HIP:600～800＜0.6 RT:700～800 0.4～0.8 ED＜3 J/mm2:α2lamellar colonies+β/γ cellular structure,with an interlamellar spacing of32.5nm Ti-44Al-4Cr[42]750 ℃:580～650 39～46 ED＞3 J/mm2:α2lamellar colonies+β/γ dual-phase region,with an interlamellar spacing of62nm
表7 EB-PBF成形TiAl合金压缩力学性能
Tab.7 Compressive mechanical properties of TiAl alloy fabricated by EB-PBF
Material Compressive Compressive Microstructure strength/MPa strain/% featureNear-lamellar Ti-45Al-7Nb-0.3W[98]2029 32 colonies Ti-45Al-7Nb-0.3W 2750 37 Fine fully lamellar(30 μm)Ti-45Al-7Nb-0.3W 2374 33 Banded structure
本节回顾了电子束熔化技术制备的TiAl合金，其凭借其特有的高温预热能力、高能量密度及真空环境，能够有效抑制裂纹形成、降低残余应力，同时实现高致密度与良好的成分稳定性。通过调控束流、扫描速度及预热温度等关键工艺参数，可显著优化成形质量与微观组织，从而实现从近γ相到全片层结构的可控调控，消除内部缺陷，均匀化微观结构，从而全面提升其力学性能。然而，EB-PBF的高预热与真空环境会导致Al含量烧损严重和组织缺陷，引发成分偏差和组织不均匀性，影响其性能。同时电子束穿透能力强，控制不当会导致表面质量下降，需要后续机加工处理等。未来EB-PBF可以通过优化工艺参数，采用循环加热策略达到均匀化微观结构的效果。同时探索电子束与激光复合工艺，精准控制温度梯度，减少层带结构产生。结合热处理(如热等静压，磁场下热处理等)，达到提升性能的效果。
5 结论与展望
β凝固TiAl合金凭借着其高温性能优异，在航空航天低压涡轮叶片等轻量化高温部件中展出巨大潜力。然而，其室温塑性、裂纹敏感性及组织不均匀性等仍是工业化瓶颈。本文通过对比激光粉末床熔融、激光定向能量沉积和电子束粉末床熔融三种技术系统阐述了其在β凝固TiAl合金的成形缺陷、微观组织和力学性能的研究进展。利用L-PBF技术成形β凝固TiAl合金虽然可以获得精细的微观组织和优异的表面精度，但是快冷的特性容易引发未融合孔洞、凝固裂纹和冷裂纹。通过工艺参数的优化、添加基板预热、改变扫描策略和添加合金元素或第二相，可显著抑制裂纹的产生并且细化晶粒提升力学性能。L-DED技术沉积效率高，适用于中大型构件的成形和零件修复。但是低冷速和高温度梯度会诱导组织粗化、形成柱状晶粒和微观组织退化。通过高频热循环或添加LaB6等方式能获得细化的等轴全层片组织，提高室温塑性。EB-PBF凭借着高能电子束和真空环境，可实现高温预热，有效降低裂纹倾向，但高预热会带来铝的严重烧损。通过调控束流、扫描速度等参数可以降低铝烧损，优化组织均匀性。总体而言，AM技术通过快速熔凝和热循环调控，实现了β凝固TiAl合金的微观组织和力学性能的双重调控，但裂纹控制、成分稳定及成本控制仍是挑战。
基于当前进展，未来增材制造β凝固TiAl合金的发展应聚焦于多学科交叉创新，通过机械学习辅助成分优化，添加Nb、Y、Mo等β稳定元素，调控相组成，扩大成形窗口。结合红外预热，超声振动或电磁场等外部场，降低热应力并促进熔池均匀化。未来需探索电子束－激光复合制造，实现温度梯度精准控制。利用数字孪生和在线监测系统(如高速摄像、热成像等)，实时反馈熔池的行为与缺陷生成。深度学习算法优化工艺参数(如圆形激光束振荡轨迹)，预测组织演变(如层片团尺寸)，实现“首次即正确”成形。最终，通过上述创新，有望制备出大尺寸、无裂纹的高性能β凝固TiAl合金构件，助力中国“十五五”规划的高端制造业节能降耗目标。
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