分享：高能束增材制造钛铝合金的研究进展
田文琦,杨冬野,李九霄
(上海工程技术大学材料工程学院,上海 201620)
摘 要:选区激光熔化和电子束选区熔化增材制造是较理想的先进高能束增材制造技术。选区激光熔化和电子束选区熔化制备钛铝合金的组织细小,力学性能明显优于铸造合金的,成形后通过合理的热处理工艺,合金能获得良好的高温抗蠕变性能和延展性。高能束增材制造技术很好地解决了传统钛铝合金构件成形问题。综述了钛铝预合金粉末的制备工艺、选区激光熔化和电子束选区熔化技术的工艺和应用以及钛铝合金的组织和性能的研究进展,指出了未来在高能束增材制造钛铝合金方面的研究方向。
关键词:高能束增材制造;选区激光熔化;电子束选区熔化;钛铝合金中图分类号:T146.2 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2021)06-0001-07
0 引 言
钛铝合金具有密度低,比强度高,高温抗蠕变和抗氧化良好等优异性能,在汽车和航空航天领域得到广泛应用[1-3],主要用于航天飞行器蒙皮、喷嘴和热保 护 系 统 (TPS)等 高 温 结 构 件。DUWEZ[4]于1952年首 次 报 道 了 钛 铝 二 元 合 金 中 存 在 γ-TiAl相,观 察 了 γ-TiAl相 的 结 构 并 测 定 了 晶 格 参 数。1956年,MCANDREW 等[5]研究发现,γ-TiAl基合金在950 ℃ 下 具 有 良 好 的 抗 蠕 变 和 抗 氧 化 性 能。1970年开始,研究者们对钛铝合金的制备工艺、组织和性能开展了较多的研究工作。然而,钛铝合金较差的室温塑性和较高的脆性导致其塑性加工非常困难,使得采用传统成形工艺包括精密铸造、铸锭冶金和粉末冶金等[6-13]制备钛铝合金受到限制[14-15]。但是,在精密铸造熔炼过程中极易引入氧、氮等有害元素,导致充型过程熔体的流动性较差。虽然提高熔体温度可以改善流动性,但容易产生疏松和热裂纹等冶金缺陷,得到的合金的晶粒较为粗大。传统冶金工艺复杂、成本较高、材料利用率低,所得铸锭1田文琦,等:高能束增材制造钛铝合金的研究进展需要进行复杂的机加工。为了解决以上难题,学者们研发了多种新工艺,如热压、热等静压、放电等离子烧结以及高能束增材制造等。其中,高能束增材制造得到了广泛的关注,成为近年来的研究热点。目前,关于增材制造钛铝合金方面的研究较多。SRIVASTAVA 等[16]采用激光熔覆增材制造技术制备了 Ti-48Al-2Mn-2Nb合金,分析了增材制造及热处理工艺对合金组织的影响,通过改变激光功率、扫描速度以及后续的热处理工艺改善了组织均匀性,获 得 了 晶 粒 细 小 的 显 微 组 织。ABE 等[17]、SRIVASTAVA 等[18]、BIAMINO 等[19]分别采用电子束选区熔化(EBSM)和选区激光熔化(SLM)技术制备了 Ti-48Al-2Cr-2Nb合金,研究了该合金的室温和高温力学性能。KIM 等[20]和 YOUN 等[21]对EBSM 技术制备的 Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的热处理工艺和热变形行为进行了深入研究。在 Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的基础上,学者们通过添加铌、钇、钼、硼、硅、钨等元素,提高了增材制造钛铝合金的延展性。TANG 等[22]指出 EBSM 技术制备的含铌钛铝合金较不含铌的具有更高的高温抗氧化性能和高温蠕变强度。LI等[23]研究发现,随着硼含量增加,SLM 制备钛铝合金的晶粒尺寸减小,抗压强度增大。QU 等[24]研究表明,铌和钨可以提高 SLM 制备钛铝合金的高温抗氧化性能,钇和钒可以改善合金的延展性,硼和硅可以减小晶粒尺寸,提高合金的力学性能。LI等[6]研究表明,TiB2 会影响 SLM 制备钛铝基合金的织构演变和相变,随着 TiB2 含量增加,合金晶粒尺寸减小,晶体择优取向发生转变,纳米硬度增大。LI等[25]通过 SLM 技术制备了 TiAl/RGO复合材料,发现随着激光线扫描间距增大,复合材料的晶粒尺寸减小,纳米硬度和弹性模量增大。MA等[26]通过引入 TiC 球形颗粒有效增强了钛铝合金的抗热震性。增材制造技术通过产品的三维数据模型逐层堆积出形状复杂的零件,适用于制备结构复杂、成形难度大的钛铝合金构件,同时该技术给钛铝合金零件结构的设计提供了广阔的空间。目前,高能束增材制造钛铝合金主要采用粉末床方式送粉,热源主要为电弧、激光和电子束等,其中SLM 和 EBSM 技术是目前的研究热点。为了给广大研究人员提供参考,作者综述了目前国内外高能束增材制造(包括SLM 和 EBSM)钛铝合金的研究进展,并指出了未来的研究方向。
1 TiAl预合金粉末的制备
钛铝预合金粉末主要由α2 相和 γ相组成。冷却过程的冷却速率过快时,α2 相增多,粉末粒径减小;冷却速率不变时,随着凝固时间延长,晶粒由平面晶向胞晶和枝晶转变,γ相增多,α2 相减少。与铸态组织相比,由细小板条状α2/γ相及γ相组成的近片层组织更为细小且发育不完全,经热处理后可得到细小的全片层组织。一般增材制造选用的预合金粉末粒径在5~150μm[27]。高能束增材制造钛铝合金所需预合金粉末的常用制备方法有电极感应熔炼气雾化法、惰性气体气雾化法和等离子旋转电极法等[28]。电极感应熔炼气雾化法和惰性气体气雾化法制备的预合金粉末具有 球 形 度 高、晶 粒 细 小、成 分 均 匀 性 好 等 特点[19,29-30]。采用电极感应熔炼气雾化法制备预合金粉末时,先通过感应线圈将旋转的电极棒熔化并形成细小的金属液流,再通过高压气体雾化使金属液滴破碎形成粉末;该技术制备粉末时的气液比很大,粉末空心率较高,在增材制造合金时容易产生孔隙等缺陷。采用惰性气体气雾化法制备预合金粉末时,适当增大雾化压力、提高熔体过热度、减小喷嘴直径均有利于减小粉末粒径,使得增材制造得到的合金晶粒更细小,性能更优异;但雾化过程中惰性气体容易形成空心粉末,影响增材制造钛铝合金的显微组织。通常惰性气体中氩气的质量分数不超过2μg·g-1,通过合理设计雾化器结构和优化雾化工艺可将氩气质量分数控制在0.2μg·g-1以内[27]。采用等离子旋转电极法制备预合金粉末时,受限于电极转速,制备得到的预合金粉末粒径较大,增材制造得到的合金晶粒尺寸较大,且生产效率较低[28];但该方法是一种真空制备方法,不需要高速惰性气流,可以直接分散金属液流并使其雾化,从而避免空心粉末的产生,同时真空环境还能降低合金液滴飞行过程中的冷却速率。蔡学章等[31]采用氩气保护气氛提高了粉末的冷却速率,达到了气雾化强对流冷却的快冷效果。预合金粉末粒径越小,比表面积越大,表面能越大,吸附氧的能力越强。增材制造合金的力学性能受到预合金粉末中氧元素含量的影响。LI等[32]指出预合金粉末中氧含量较高时,增材制造钛铝合金中会 出 现 球 形 微 孔,导 致 合 金 致 密 性 降 低。GUSSONE等[33]采用γ-TiAl粉末通过 SLM 技术制2田文琦,等:高能束增材制造钛铝合金的研究进展备β-TiAl基 合 金,发 现 粉 末 中 氧 含 量 较 低 时,在850℃时合金可获得较高的抗拉强度,约为545MPa,氧含量增大时,合金脆性明显增大。
2 钛铝合金的高能束增材制造工艺
目前高能束增材制造钛铝合金的方法主要有激光近净成形、激光熔化沉积、SLM、EBSM 和电子束熔丝成形等[21,34-36],其中SLM 和 EBSM 制备钛铝合金已有较为深入的研究[37]。
2.1 SLM 技术
德国 Fraunhofer研究所于1995年首次提出了SLM 技术,德国 MCP-HEK公司于2003年推出了第一台SLM 系统[25]。SLM 系统采用高功率、高密度激光对金属粉末逐点、逐线、逐层熔化,从而制备得到致密的精密复杂构件。SLM 工艺光斑直径小、扫描速度快,适用于复杂形状构件的制造,且得到的构件尺寸精度高,力学性能优异,经抛光或简单表面处理后就可直接使用。在SLM 过程中激光对先前固化的凝固层反复加热,然后冷却,堆积的凝固层容易产生较大的热应力,同时激光能量密度高,容易造成铝元素的蒸发损失,影响成分分布和显微组织,进而影响成形后合金的力学性能[7,25]。SRIVASTAVA 等[18]发现随着SLM 沉积层数的增加,残余应力增大,裂纹数量增加且长度增大。LIU 等[38]研究发现,激光能量增加时,钛铝合金成形件的裂纹形成倾向减小,但不能完全消除。石文天等[39]研究发现,SLM 过程中铝元素的分布不均使得合金温度梯度增大,合金的内应力增加,导致裂纹萌生。LI等[40]通过提高SLM 的激光体积能量密度,有效抑制了裂纹产生。采用基板预热、预烧结、重熔等工艺也可以减少裂纹产生。基板预热降低了残余应力,预烧结降低了温度梯度,二者结合会大大减小裂纹的萌生倾向。
2.2 电子束选区熔化
材料对 电 子 束 能 的 吸 收 率 较 激 光 高,反 射 较小[41],因此电子束可使熔池产生更高的温度,从而对粉末层产生更好的预热效果。在EBSM 过程中,预置的粉末层会在电子束的作用下溃散,产生“吹粉”现象,导致成形件形成孔隙缺陷,甚至使成形中断或失败。郭超等[41]将球形粉末与非球形粉末按一定比例混合后,粉末流动性降低,有效防止了成形过程中“吹粉”现象的出现;沉积前采用电子束预热底板或采用电子束光栅式扫描预热粉末层均可以防止粉末层的溃散。球化效应是电子束选区熔化过程经常出现的现象,会导致成形件中出现孔隙缺陷,通过对成形件进行热等静压处理,可使部分孔隙闭合。MURR 等[42]发现 EBSM 技术可用于制造近净形和 复 杂 结 构 的 组 织 呈 等 轴 晶 的 钛 铝 合 金 件。TANG 等[22]采用较高的预热温度和热等静压处理有效释放了增材制造过程中粉末层之间累积的热应力,避免了成形件中裂纹的产生。SCHWERDTFEGER等[43]通过改变粉末层厚度和激光束参数,降低了熔池过热度,从而降低了铝元素的损失,获得了含高含量γ相的显微组织,这一发现为调控近净成形钛铝合金的显微组织提供了参考。
3 高能束增材制造钛铝合金的组织和性能
采用SLM 技术制备的钛铝合金通常为等轴晶组织,组织呈精细的近片层状结构,且随着热输入能量密度的增加,晶体织构由强取向向弱取向转变。QU 等[24]研究表明,激光熔化沉积钛铝基合金的组织为近片层状柱状晶组织,由α2 相和 γ相组成,呈各向异性。在 SLM 过程中,激光束能量和预热温度会影响钛铝合金的组织及硬度。随着能量密度增加,液相的熔融持续时间延长,包晶反应更易进行,因此α2 相含量增多,γ相和 B2 相含量减少;与 B2相相比,α2 相和γ相较硬,因此随着能量密度增加,钛铝合金的硬度降低[32]。LI等[44]研究了不同基体预热温度下 SLM 制备 Ti-45Al-2Cr-5Nb合金的物相组成和力学性能,发现随着预热温度升高,α2 相减少,γ相和 B2 相增多,纳米硬度增大。LI等[40]研究发现,SLM 过程中,随着激光扫描速度加快,γ相和 B2 相的含量增加,亚晶界的迁移速率降低,晶粒尺寸减小,晶界数量增加;晶界的增加有效阻碍了位错的移动,从而提高了合金的极限应变、硬度和抗压强度。SRIVASTAVA 等[16]研究了 SLM 制备 Ti48Al-2Mn-2Nb合金退火后的组织,发现退火温度为973K 时合金组织保持稳定,1073K 退火24h后得到了成分均匀的完全再结晶组织,退火温度为1273K 时晶粒明显粗化。YOUN 等[21]研 究 发 现,EBSM 制 备 的 钛 铝 基合金由于冷却速率快,组织主要为由等轴 γ相和α2相组成的近γ片层状结构,α2 相存在于等轴γ相界面上;该合金能产生较大的塑性变形,在900℃以上时会发生动态再结晶,且动态再结晶发生在片层状结构弯曲后;位错滑移和形变孪晶是其主要的高温3田文琦,等:高能束增材制造钛铝合金的研究进展变形机制。MURR等[42]以不同粒径预合金粉末为原料,采用电子束快速成形技术制备了钛铝合金,发现合金组织由细小的板条α2/γ相及等轴γ相组成,在等轴 γ 相 中 还 发 现 了 形 变 孪 晶。杨 鑫 等[45]和YUE等[46]研究发现,在 EBSM 过程中,随着电子束流强度增加,钛铝合金的铝元素含量减少,γ 相减少,B2 相和 α2 相 增 多;同 时 随 着 电 子 束 流 强 度 增大,冷却速率减小,晶粒生长和再结晶时间延长,再结晶进行得更充分,晶粒更为细小。CHEN 等[47]发现在 EBSM 过程中,Ti-47Al-2Cr-2Nb合金发生了3种 相 变,分 别 为 α2 →γ、α2 →B2 和 α2 +γ→B2。EBSM 成形过程中较快的冷却速率会使钛铝合金形成细小的片层状组织,有利于提高钛铝合金的延展性和强度[21]。由表1可以看出:SLM 制备钛铝合金的力学性能明显高于采用传统铸造方法制备的。SLM 过程中高密度能量的输入和热效应使得钛铝合金发生复杂的相变,导致其具有较高的开裂倾向。研究人员主要采取改善合金成分、优化工艺参数,以及增加热处理(包括合金粉末预热、制备过程中原位热处理和制备后热处理)等方式避免裂纹产生,提高合金力学性能。例如在 SLM 成形技术中,通过将基板预热到200℃后缓慢冷却,从而实现降低温度梯度、减小残余应 力 和 裂 纹 萌 生 倾 向 的 目 的。LI等[25]指 出SLM 加工由于热应力较大,合金可获得较大的残余压应力,因此硬度较高。ISMAEE等[15]研究了铌含量对SLM 制备 Ti-Al-Mn-Nb合金性能的影响,发现铌含量(原子分数)为7.0%时合金的综合性能最好,这是由于随着铌含量增加,凝固温度范围缩小,晶粒细化,同时 α2-Ti3Al相显著增多,形成近层状结构,使得合金具有较高的硬度、抗拉强度、塑性变形能力以及良好的摩擦学性能和耐高温氧化性能。KENEL等[48]采用SLM 制备了 Ti-45Al-3Nb-Y2O3合金,采用分层再扫描策略,发现在没有预热基板的情 况 下 合 金 的 开 裂 倾 向 大 大 减 小。GUSSONE等[33]分别采用SLM+原位热处理和SLM+热等静压的 方 法 制 备 得 到 高 性 能 的 Ti-48Al-2Cr-2Nb 合金,有效避免了裂纹的产生。表1 SLM、EBSM 以及传统铸造工艺制备钛铝合金的组织和性能Table1 MicrostructureandpropertiesofTi-AlalloypreparedbySLM,EBSMandconventionalcastingprocess合金 工艺 显微组织晶粒尺寸/μm硬度/HV抗拉强度/MPa断后伸长率/%裂纹铸造 全层片组织 646.00 270.00 454 0.31Ti-48Al-2Cr-Nb[25] SLM α2(Ti3Al)+γ片层 469 1.10SLM 近片层组织 545 1.50 开裂Ti-45Al-2Cr-5Nb[32]SLM+1200 ℃退火 α2+少量γ+少量 B2 852.72Ti-45Al-2Cr-5Nb[40] SLM α2 相基体和随机分布其中的 B2 和γ相 5.43 967.98Ti-48Al-2Cr-2Nb[43] EBSM 近γ组织 10.00~16.00 >550 >2.00Ti-48Al-2Cr-2Nb[19] EBSM+HIP α2+γ 8.60~11.40 743.58 668 3.20 不开裂在 EBSM 过程中采用较高的粉末预热温度,可以减缓沉积件的应力集中,减小裂纹萌生倾向。电子束能量密度和强度均会影响钛铝合金的力学性能。随着电子束流增大,细小的 α2 相、B2 相增多。α2 片晶会阻碍位错滑移,导致应力集中,使得晶界处产生裂纹,从而降低合金塑性[46]。TANG 等[22]采用较高的粉末预热温度并对 EBSM 过程中的每一凝固层进行再加热,发现 EBSM 过程中产生的热应力得到有效释放,避免了裂纹的产生。EBSM 工艺的高温和真空环境会导致铝元素蒸发,使得钛铝合金具有较高的屈服强度[19]。YOUN 等[21]发现在600 ℃下,EBSM 制备的钛铝合金具有较高的塑性和抗拉强度。但 KIM 等[49]研究发现,EBSM 制备的 Ti-48Al2Cr-2Nb合金在750 ℃时的抗拉强度较低,抗蠕变性能较差,同时合金出现了屈服应力异常,因此该合金难以用于高温环境。EBSM 制备的合金在高温变形过程中,位错滑移和形变孪晶是其主要的变形机制,等轴晶粒中存在的形变孪晶可以释放烧结过程产生的内应力,提高合金的塑性变形能力,同时促进位错滑移,提高了合金的延展性[21]。KIM 等[20]通过两步热处理法制备了钛铝合金,发现该合金组织呈近薄层状结构,该结构提高了合金的高温 抗 蠕 变 性 能,同 时 保 持 了 室 温 塑 性。通 常SLM 技术制备钛铝合金的成形温度约为200 ℃,冷却速率为105~108 K·s-1;EBSM 技术的成形温度为680~720℃,冷却速率为103~105 K·s-1。冷却速4田文琦,等:高能束增材制造钛铝合金的研究进展率较慢的 EBSM 技术制备的钛铝合金中裂纹萌生倾向更小[40]。
4 高能束增材制造技术的应用
4.1 SLM 技术的应用
与国外相比,国内对 SLM 增材制造技术在钛铝合金结构件上的应用研究起步虽晚,但取得了丰硕的成果。2007年,张莹等[50]在国内率先提出了以获得极高(与锻件相当)性能构件为目标的激光熔化成形技术,制造的大型飞机用钛铝合金翼梁缘条的力学性能优异。AN 等[51]和 LI等[52]在国际上首次解决了激光增材制造大型钛合金关键构件质量低、性能差和难以用作关键主承载结构件的难题。未来可以通过开展SLM 技术制备各种钛铝合金航空航天零件,如叶片、涡轮盘等,通过结构设计、模拟与制造方法的研究,解决大尺寸零件中的残余应力高、开裂倾向大等问题。
4.2 EBSM 技术的应用
2005年,CALRAM 公司采用 EBSM 工艺成功制备了钛铝合金涡轮叶片[41]。意大利 AVIO 公司采用电子束增材制造技术制备了结构复杂的钛铝合金构件,并成功应用在新一代航空发动机上[45]。郭超等[41]提出可以利用2种或2种以上的材料通过增材制造来制备梯度材料,满足一些较为复杂的工作环境要求,如在发动机叶片与榫头处使用EBSM 技术制备钛铝合金和钛合金梯度材料,得到的过渡区致密无裂纹。目前,我国已经突破并掌握了 EBSM 的电子束精确扫描、精密铺粉以及数据处理软件等的核心技术,研制出了钛铝合金减振梁和低压涡轮叶片结构件[53-55],这展现了 EBSM 技术在复杂零件制造上的应用潜力,并且该技术有望实现在航空航天等领域的进一步应用。
5 结束语
钛铝预合金粉末制备技术、SLM 和 EBSM 增材制造技术的成熟,为高能束增材制造技术制备钛铝合 金 提 供 了 良 好 的 原 材 料 制 备 和 技 术 基 础。SLM 和 EBSM 熔化技术因冷却速率快,制备得到的合金组织细小,力学性能明显优于铸造钛铝合金的;成形后通过合理的热处理工艺,合金还能获得良好的高 温 抗 蠕 变 性 能 和 延 展 性。 国 内 外 学 者 在SLM 和 EBSM 制备钛铝合金方面开展了大量的研究,在解决球化效应、孔隙、裂纹以及铝元素烧损等问题方面都取得了较大的进步。采用平台预热和中间再加热等方法能有效释放增材制造过程的热应力,减小裂纹的萌生倾向。利用高能束增材制造技术很好地解决了传统钛铝合金构件的成形问题,但在 EBSM 成 形 设 备 研 发 方 面 仍 存 在 问 题。 在EBSM 成形设备的研发方面应主要开展以下方面的研究:设备的自动化、设备的智能化、设备与其他增材制造技术相结合等。
来源;材料与测试网
