TiAl 基合金具有低密度（密度僅為 Ni 基高溫合金的 50%）、高熔點(diǎn)、高比強(qiáng)度、高比模量等特性，同時(shí)在高溫下還具有優(yōu)異的抗氧化和抗蠕變性能，在 700～850 ℃ 服役溫度范圍內(nèi)，有望部分替代傳統(tǒng)的 Ni 基高溫合金，是一種極具競爭力的新型輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料，在汽車、軍工、航空航天等領(lǐng)域具有廣闊的發(fā)展?jié)摿蛻?yīng)用前景[1?3]。國內(nèi)外諸多研究機(jī)構(gòu)對 TiAl 基合金開展了深入研究，研究領(lǐng)域主要集中在合金化以及成形技術(shù)等方面。經(jīng)過多年發(fā)展，國內(nèi)外關(guān)于 TiAl 基合金“成分?組織?性能”等方面的基礎(chǔ)研究已經(jīng)取得長足進(jìn)步[4]，國內(nèi) TiAl 基合金的基礎(chǔ)研究與國際先進(jìn)水平基本保持同步，其中北京科技大學(xué)開發(fā)的高 Nb?TiAl 合金處于國際領(lǐng)先地位[5]。隨著基礎(chǔ)研究的深入開展，各國開始重點(diǎn)關(guān)注 TiAl 基合金的工程化應(yīng)用，其中美、歐、日等國家和地區(qū)已經(jīng)取得一定突破，但國內(nèi)實(shí)際應(yīng)用的工程案例較少，主要?dú)w因于國內(nèi)在 TiAl 基合金應(yīng)用基礎(chǔ)研究以及成形技術(shù)等方面的差距。

TiAl 基合金的室溫脆性較大，成形困難，是阻礙其發(fā)展與應(yīng)用的主要瓶頸之一[6]。TiAl 基合金的傳統(tǒng)成形技術(shù)主要包括精密鑄造、鑄錠冶金以及粉末冶金。然而精密鑄造的工藝過程較為復(fù)雜，鑄件通常存在成分偏析、縮松縮孔等缺陷，導(dǎo)致力學(xué)性能不穩(wěn)定，合格率較低，后續(xù)通常需要進(jìn)行熱等靜壓處理以細(xì)化組織、消除缺陷。TiAl 基合金的活潑性較強(qiáng)，高溫下極易與型殼材料發(fā)生嚴(yán)重的化學(xué)反應(yīng)，在表面形成污染層，進(jìn)而影響鑄件尺寸精度，惡化組織性能。鑄錠冶金法一般在高變形溫度和低應(yīng)變速率下進(jìn)行，存在加工周期長，工藝窗口窄，生產(chǎn)成本高等缺點(diǎn)。粉末冶金法可以實(shí)現(xiàn)TiAl 合金的近凈成形，有效避免精密鑄造存在的成分偏析、縮孔縮松等缺陷，并且粉末冶金的材料利用率高，工藝過程簡單，生產(chǎn)成本低。但需要指出的是，由于粉末流動性的限制，粉末冶金法難以制備出復(fù)雜結(jié)構(gòu)的燒結(jié)件，同時(shí)也無法完全避免孔隙的產(chǎn)生。上述成形技術(shù)均存在自身的缺點(diǎn)與不足，因而開發(fā)新一代 TiAl 基合金成形技術(shù)勢在必行。

增材制造（3D 打印）是一種前沿性、先導(dǎo)性的智能制造技術(shù)，引領(lǐng)著傳統(tǒng)生產(chǎn)方式的深刻變革，被視為第四次工業(yè)革命的核心技術(shù)之一，在醫(yī)療器械、航空航天等領(lǐng)域的應(yīng)用潛力巨大。增材制造基于“離散+堆積”的成形思想，以激光、電子束、電弧等作為高能熱源，通過熔化絲材或者粉末，逐層堆積實(shí)現(xiàn)零件的近凈成形[7?8]。增材制造區(qū)別于傳統(tǒng)的減材制造，它不需要模具或者坯料，直接以三維數(shù)字模型為基礎(chǔ)，通過材料的逐層疊加來進(jìn)行產(chǎn)品或零件的“打印”，其優(yōu)點(diǎn)在于 [9]：（1）能夠快速制備出傳統(tǒng)工藝難以加工成形的復(fù)雜結(jié)構(gòu)（薄壁結(jié)構(gòu)、多孔結(jié)構(gòu)、封閉內(nèi)腔結(jié)構(gòu)等）；（2）屬近凈成形技術(shù)，后續(xù)加工余量小，原料利用率高，制造成本低；（3）容易獲得力學(xué)性能優(yōu)異的超細(xì)組織成形件；（4）原材料的種類不受限制，可輕松實(shí)現(xiàn)高活性金屬以及難熔合金的成形。近年來，增材制造技術(shù)獲得迅猛發(fā)展，采用該技術(shù)制備TiAl 基合金也逐漸受到科研人員的廣泛關(guān)注。截止目前，增材制造 TiAl 合金的研究已經(jīng)取得一定突破，本文結(jié)合 TiAl 基合金的發(fā)展與應(yīng)用，主要概述了激光增材制造、電子束選區(qū)熔化、電弧增材制造 TiAl 基合金的研究進(jìn)展，并展望了未來增材制造 TiAl 合金的研究方向。

1、 激光增材制造

激光增材制造主要包括基于同軸送粉的激光熔化沉積（laser melt deposition, LMD）和基于粉末床的 激 光 選 區(qū) 熔 化 （ selective laser melting, SLM），這兩種工藝均在惰性氣氛下進(jìn)行。激光熔化沉積的原理是利用高能激光束逐層熔化同軸送入的粉末，逐層堆積實(shí)現(xiàn)零件的近凈成形。激光選區(qū)熔化的原理則是將粉末均勻鋪展在基板上，利用激光束對粉末進(jìn)行選擇性熔化，待熔化的粉末凝固后，工作臺下降一個(gè)粉層厚度后重新鋪粉，并重復(fù)之前的熔化過程，直至完成零件的建造。由于工藝原理不同，激光熔化沉積適合制備大型且結(jié)構(gòu)相對簡單的零件，其表面粗糙度較高，一般需要后續(xù)加工處理，而激光選區(qū)熔化適合制備小尺寸且結(jié)構(gòu)復(fù)雜的零件，其表面精度高，光潔度好。

目前激光增材制造已經(jīng)成功用于鈦合金零件的近凈成形，但激光增材制造 TiAl 合金的成形難度較大，成形件容易出現(xiàn)裂紋、Al 元素?fù)]發(fā)等缺陷。裂紋是激光增材制造 TiAl 合金中最常見且危害最大的一種缺陷。TiAl 基合金的本征脆性較大，激光增材制造過程中極速加熱和冷卻產(chǎn)生的溫度梯度容易導(dǎo)致 TiAl 基合金成形件出現(xiàn)較大的殘余應(yīng)力，當(dāng)殘余應(yīng)力超過 TiAl 合金的抗拉強(qiáng)度時(shí)，便會形成裂紋。抑制裂紋產(chǎn)生的方法主要有三種：（1）優(yōu)化工藝參數(shù)。Sharman 等[10] 采用激光熔化沉積制備 TiAl 合金時(shí)發(fā)現(xiàn)，適當(dāng)增加能量輸入，可以有效減少裂紋的產(chǎn)生，除此之外，在一定的激光功率下，調(diào)整激光離焦量可以使更多的激光能量作用于粉末，起到預(yù)熱作用，降低開裂傾向，如圖 1 所示。

Shi 等[11] 對 Ti?47Al?2Cr?2Nb 合金進(jìn)行了激光選區(qū)熔化成形試驗(yàn)，在最佳工藝參數(shù)下，成形件中的裂紋明顯減少，成形質(zhì)量顯著改善，相對密度高達(dá)98.95%。（2）基板預(yù)熱。當(dāng)基板預(yù)熱溫度提高至400 ℃ 時(shí) ， 可 以 有 效 降 低 激 光 熔 化 沉 積 成 形Ti?48Al?2Cr?2Nb 合金的開裂傾向 [12]。楊益等 [13]研究了預(yù)熱溫度（0、150、300 ℃）對激光選區(qū)熔化成形 Ti?47Al?2Cr?2Nb 合金的影響，結(jié)果表明：隨著預(yù)熱溫度的增加，成形件的殘余應(yīng)力由 267 MPa降低至 173 MPa，裂紋的數(shù)量和尺寸得到明顯控制。（3）退火處理。退火處理可以降低成形件中的殘余應(yīng)力，減少裂紋的產(chǎn)生[13]。應(yīng)當(dāng)注意的是，激光增材制造成形件的晶粒細(xì)小，在退火處理過程中極易發(fā)生晶粒粗化，因此應(yīng)嚴(yán)格控制退火處理的工藝參數(shù)。

由于激光能量密度較高，在激光增材制造TiAl 基合金的過程中，極易造成低沸點(diǎn)元素 Al 的揮發(fā)，而 Al 含量的變化會對 TiAl 合金微觀組織及性能產(chǎn)生重要影響。Shi 等[11] 在激光選區(qū)熔化成形Ti?47Al?2Cr?2Nb 合金中發(fā)現(xiàn)，Al 的揮發(fā)量與能量密度密切相關(guān)，當(dāng)掃描速度由 40 mm·s?1 降低至10 mm·s?1（激光功率為 200 W），Al 的揮發(fā)量（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）由 0.32% 增加至 5.73%。Gussone 等[14]也發(fā)現(xiàn)，降低能量密度可以明顯抑制 Al 的揮發(fā)。劉占起等[15] 以 Ti?48Al?2Cr?2Nb 預(yù)合金粉末和純 Nb 粉為原料，采用單熔道成形的方法研究了激光熔化沉積工藝參數(shù)對沉積成形的影響規(guī)律，結(jié)果表明，隨著激光功率的增加，沉積層的熔高和熔寬逐漸增大；隨著掃描速度的增加，沉積層的熔高和熔寬逐漸減小；隨著送粉量的增加，沉積層的熔高基本不變，而熔寬增大；在最佳工藝參數(shù)下可以獲得無明顯冶金缺陷的沉積件。劉占起等[16] 采用激光熔化沉積技術(shù)成功制備出成形良好且無裂紋的 Ti?48Al?2Cr?2Nb 合金，工藝參數(shù)為：掃描速度9 mm·s?1，激光功率 1400 W，送粉速度 5.67 g·min?1，基板預(yù)熱溫度 350 ℃，其微觀組織由 γ/α2 片層晶團(tuán)和少量塊狀 γ 相組成，成形件沿沉積方向上的抗拉強(qiáng)度為 425 MPa，伸長率為 3.3%，斷口形貌為準(zhǔn)解理斷裂。隨后，劉占起等[17] 進(jìn)一步研究了基體材料對激光熔化沉積成形 Ti?48Al?2Cr?2Nb 合金微觀組織和顯微硬度的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著沉積層數(shù)增加（第 1 層至第 5 層），其微觀組織由網(wǎng)籃狀向等軸狀轉(zhuǎn)變，并最終轉(zhuǎn)變?yōu)槠瑢訝睿瑫r(shí)沉積層中的 γ 相逐漸增多，α2 相逐漸減小，顯微硬度也隨之降低。Liu 等[18] 研究了不同退火溫度對激光熔化沉積成形 Ti?48Al?2Cr?2Nb 合金的影響，沉積態(tài)合金微觀組織由 γ/α2 片層晶團(tuán)和少量塊狀 γ 相組成，隨著退火溫度的升高（1200～1320 ℃），合金中片層組織的數(shù)量逐漸增加，塊狀 γ 相的數(shù)量逐漸 減 少 ， 其 中 塊 狀 γ 相 發(fā) 生 的 相 變 過 程 為 ：γ→γ+α2（針狀）→γ+γ/α2（片層狀），隨著退火溫度的升高，合金的抗拉強(qiáng)度逐漸增加，但伸長率先增加后減小，當(dāng)退火溫度為 1260 ℃ 時(shí)，合金的綜合力學(xué)性能最佳，抗拉強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到543.4 MPa 和 3.7%，而沉積態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率僅為 469 MPa 和 1.1%。張俊生等[19] 對比研究了激光沉積態(tài)和鑄態(tài) Ti?48Al?2Cr?2Nb 合金在850 ℃ 下的氧化行為，由于激光沉積態(tài)合金的晶粒更加細(xì)小，其抗氧化性能明顯優(yōu)于鑄態(tài)合金，經(jīng)過 60 h 高溫氧化后，沉積態(tài)合金氧化膜與基體的結(jié)合基本良好，而鑄態(tài)合金氧化膜與基體完全脫離，并且兩種氧化膜的結(jié)構(gòu)也不盡相同，沉積態(tài)合金氧化膜由外到內(nèi)依次為 TiO2/Al2O3/基體，而鑄態(tài)合金氧化膜由外到內(nèi)為 TiO2/Al2O3+TiO2/基體。Gussone 等 [14] 研 究 了 能 量 密 度 （ 60、 110、300 J·mm?3）對激光選區(qū)熔化成形 Ti?44.8Al?6Nb?1.0Mo?0.1B 合金組織和力學(xué)性能的影響，隨著能量密度的升高，Al 的揮發(fā)量逐漸增加，組織中 B2 相的數(shù)量也隨之增加，能量密度為 60 J·mm?3 時(shí)，Al的揮發(fā)量較小，合金呈現(xiàn)近片層組織，經(jīng)熱等靜壓處理后，其微觀組織由近片層組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的球狀組織，此時(shí)抗拉強(qiáng)度高達(dá) 900 MPa。Li 等[20?22] 對激光選區(qū)熔化成形 Ti?45Al?2Cr?5Nb 合金進(jìn)行了深入研究，系統(tǒng)分析了激光功率、掃描速度、基板預(yù)熱溫度對 Ti?45Al?2Cr?5Nb 合金晶粒尺寸、晶粒取向、相組成、相位關(guān)系以及力學(xué)性能的影響規(guī)律。

2 、電子束選區(qū)熔化

電 子 束 選 區(qū) 熔 化 （ selective electron beam melting, SEBM）的原理與激光選區(qū)熔化基本類似，區(qū)別在于電子束選區(qū)熔化以電子束作為高能量熱源，成形過程在真空環(huán)境下進(jìn)行，能夠更好的防止空氣中 N、O 等有害雜質(zhì)的影響。與激光增材制造相比，電子束選區(qū)熔化的預(yù)熱溫度更高（1100 ℃），可以明顯降低成形件中的殘余應(yīng)力，抑制開裂傾向[23]，此外，電子束選區(qū)熔化還具有能量密度高、成形速度快等優(yōu)勢，因此更加適合 TiAl 合金的增材制造。

TiAl 合金在電子束選區(qū)熔化成形過程中極易出現(xiàn)“吹粉”、孔隙、Al 元素?fù)]發(fā)等缺陷。“吹粉”是指電子束選區(qū)熔化成形過程中，預(yù)置粉末在電子束的作用下偏離原來位置發(fā)生大面積飛散的現(xiàn)象，如圖 2 所示。“吹粉”現(xiàn)象容易導(dǎo)致成形件出現(xiàn)孔隙，甚至加工過程被迫中止。電子束轟擊粉末時(shí)產(chǎn)生的壓力、粉末之間的靜電斥力以及電子束自身磁場產(chǎn)生的洛倫茲力是導(dǎo)致“吹粉”現(xiàn)象的主要原因[24]。影響“吹粉”現(xiàn)象的因素有電子束功率、電子束掃描速度、粉末流動性。一般而言，電子束功率越高，掃描速度越快，粉末流動性越好，“吹粉”現(xiàn)象越嚴(yán)重。粉床預(yù)熱是避免“吹粉”現(xiàn)象最有效的手段，通過粉床預(yù)熱可以使粉末產(chǎn)生輕微燒結(jié)，提高粉末間的粘附力，從而避免“吹粉”現(xiàn)象。

孔隙是電子束選區(qū)熔化成形 TiAl 合金成形件內(nèi)部的一種常見缺陷。孔隙的產(chǎn)生原因主要有兩種：

（1）氣霧化法制備的粉末中通常存在空心粉，如果空心粉中殘留的氣體在快速凝固過程中不能及時(shí)逸出，便會形成球形孔隙。后續(xù)通過熱等靜壓處理可以明顯減小甚至消除此類孔隙。（2）工藝參數(shù)選取不當(dāng)時(shí)，會導(dǎo)致某些粉末不能完全熔化而殘留在成形件中，形成球形或者長條形孔隙。通過優(yōu)化工藝使能量密度與粉末熔化速率相匹配，可以有效抑制此類孔隙的產(chǎn)生。Schwerdtfeger 和 K?rner[25] 在TiAl 合金電子束選區(qū)熔化成形試驗(yàn)中系統(tǒng)研究了掃描速度、線能量、預(yù)熱溫度和粉末層厚度對成形件相對密度的影響，分別獲得了低掃描速度（見圖 3（a））和高掃描速度（見圖 3（a））下的工藝窗口。電子束選區(qū)熔化的真空加工環(huán)境更容易造成TiAl 合金中 Al 元素的揮發(fā)。Al 元素的揮發(fā)量與能量密度密切相關(guān)，能量密度越高，Al 元素的揮發(fā)越嚴(yán)重[25]，因此選擇合理的工藝參數(shù)對于抑制 Al元素的揮發(fā)十分重要。Murr 等[26] 研究發(fā)現(xiàn)，工藝參數(shù)選取合理時(shí)，可以完全消除 TiAl 合金電子束選區(qū)熔化成形過程中 Al 的揮發(fā)現(xiàn)象。陳瑋等[27] 對Ti?48Al?2Cr?2Nb 合金進(jìn)行了電子束選區(qū)熔化成形試驗(yàn)，結(jié)果表明，成形件中 Al 元素的揮發(fā)量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為 2.7%，沉積態(tài)合金呈現(xiàn)等軸近 γ 組織，由 γ 相和 α2 相組成，其中 γ 相的體積分?jǐn)?shù)約為89%，其室溫抗拉強(qiáng)度為 503 MPa，延伸率為 0，沉積態(tài)合金經(jīng)熱等靜壓處理（100 MPa/1200 ℃/4 h）后再分別進(jìn)行 1260 ℃/2 h 和 1360 ℃/2 h 的退火處理，其微觀組織分別轉(zhuǎn)變?yōu)殡p態(tài)組織和全片層組織，抗拉強(qiáng)度略有下降，但塑性得以明顯改善，雙態(tài)組織的抗拉強(qiáng)度為 474 MPa，延伸率 1.3%，全片層組織的抗拉強(qiáng)度為 429 MPa，延伸率 0.8%。Yue等[28?30] 系統(tǒng)研究了電子束束流、掃描速度對電子束選區(qū)熔化成形 Ti?47Al?2Cr?2Nb 合金相組成、微觀組織、晶粒尺寸、晶體織構(gòu)以及力學(xué)性能的影響規(guī)律。

目前采用電子束選區(qū)熔化技術(shù)制備 TiAl 合金仍然存在一定難度，因而關(guān)于電子束選區(qū)熔化成形 TiAl 合金試樣力學(xué)性能的公開報(bào)道相對有限。

電子束選區(qū)熔化與傳統(tǒng)工藝制備 TiAl 合金室溫拉伸性能的對比見表 1。可以看出，在最佳工藝參數(shù)下，電子束選區(qū)熔化成形 TiAl 合金的室溫拉伸性能能夠達(dá)到傳統(tǒng)鑄件、鍛件的水平。

近年來，美國 GE 公司在增材制造領(lǐng)域進(jìn)行了大量投資，以強(qiáng)化其在增材制造領(lǐng)域的領(lǐng)先地位。2014 年，GE 公司完成電子束選區(qū)熔化成形 TiAl合金渦輪葉片的試車工作，并將其裝配在世界最大航空發(fā)動機(jī) GE9X 上，而世界最大雙發(fā)客機(jī)波音777X 將使用該型發(fā)動機(jī)[35]。

3、 電弧增材制造

電弧增材制造（wire and arc additive manufactu-ring, WAAM）通常以熔化極氣體保護(hù)焊（gas metal arc welding，GMAW）、非熔化極氣體保護(hù)焊（tungs-ten inert-gas arc welding， TIG） 以 及 等 離 子 弧 焊（plasma arc welding，PAW）等電弧作為熱源，通過熔化絲材，逐層堆積，直接實(shí)現(xiàn)零件的成形。電弧增材制造具有成本低、成形速度快、材料利用率高、成形件相對密度高、力學(xué)性能優(yōu)異等優(yōu)點(diǎn)，但是成形件表面成形精度較差，通常需要二次機(jī)械加工。

電弧增材制造成形 TiAl 合金的研究起步較晚，僅有澳大利亞伍倫貢大學(xué)對非熔化極電弧增材制造 TiAl 合金進(jìn)行了初步探索。Ma 等[36] 利用兩套獨(dú)立的送絲裝置，按照不同的送絲速度分別將 Ti焊絲和 Al 焊絲添加到非熔化極電弧中，焊絲熔化后按照設(shè)計(jì)路徑進(jìn)行逐層堆積，直至完成 TiAl 合金的增材制造。由于電弧增材制造的特殊工藝，導(dǎo)致已凝固組織不斷經(jīng)歷快速加熱冷卻的熱循環(huán)作用，造成成形件的合金成分、相組成、顯微組織以及顯微硬度沿建造高度方向上存在較大差異。隨著建造高度的增加，成形件中的 Al 含量（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）由近基板區(qū)的 38.5% 逐漸增加至頂部區(qū)的 48.7%，γ 相的數(shù)量逐漸增多，而 α2 相的數(shù)量逐漸減少。根據(jù)顯微組織的不同，成形件自下而上可以分為三個(gè)區(qū)域：由等軸 α2 相以及板條狀 γ 相組成的近基板區(qū)，全片層組織以及枝晶間 γ 相組成的帶狀區(qū)，細(xì)小樹枝晶以及枝晶間 γ 相組成的頂部區(qū)，如圖 4 所示。隨著建造高度的增加，顯微硬度由近基板區(qū)的 HV 437 降低至頂部區(qū)的 HV 296。非熔化極電弧增材制造 TiAl 合金經(jīng) 1060 ℃/24 h 退火處理后，獲得了細(xì)小的全片層組織，顯著改善了組織的各向異性 ， 室 溫 抗 拉 強(qiáng) 度 有 所 提 高 ； 經(jīng) 1200 ℃/24 h退火處理后，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S近 γ 組織，室溫抗拉強(qiáng)度略有下降，但塑性得以明顯改善[37]。通過改變 Ti 焊絲和 Al 焊絲的送絲速度可以調(diào)控非熔化極電弧增材制造 TiAl 合金的物相組成，當(dāng) Al 焊絲的熔化量增加時(shí)，合金中 γ 相的數(shù)量逐漸增多，而α2 相的數(shù)量逐漸減少 [38]。隨后，Wang 等 [39] 使用Ti?6Al?4V 焊絲代替 Ti 焊絲，在非熔化極電弧增材制造 TiAl 合金中引入合金元素 V，研究了 V 元素對電弧增材制造成形 TiAl 合金組織及性能的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，引入 V 元素后，TiAl 合金的相結(jié)構(gòu)并未改變，仍由 γ 相和 α2 相組成，但顯微組織發(fā)生明顯變化，枝晶間的 γ 相消失，頂部區(qū)由 γ/α2片層晶團(tuán)和少量 γ 相組成，帶狀區(qū)由晶界不明顯的 γ/α2 片層組織、粗大等軸 α2 相以及細(xì)小板條狀γ 相組成；引入 V 元素后，TiAl 合金的顯微硬度和拉伸性能獲得顯著提高。

4、 結(jié)論與展望

TiAl 基合金的室溫脆性較大，熱加工工藝窗口窄，是阻礙其發(fā)展與應(yīng)用的主要瓶頸之一。雖然精密鑄造和鍛造 TiAl 基合金構(gòu)件已經(jīng)成功應(yīng)用于航空發(fā)動機(jī)的某些關(guān)鍵耐熱部件，但是這些傳統(tǒng)成形技術(shù)工藝流程復(fù)雜，生產(chǎn)成本居高不下，因此開發(fā)新型、低成本、近凈成形技術(shù)勢在必行。增材制造作為一種新興的近凈成形技術(shù)，可以一次性成形形狀復(fù)雜的金屬零件，具有數(shù)字化、個(gè)性化、綠色化和快速化等優(yōu)點(diǎn)，是未來制造領(lǐng)域的重點(diǎn)突破方向之一，代表了 TiAl 基合金最前沿、最具潛力的成形技術(shù)。然而，增材制造 TiAl 合金出現(xiàn)的時(shí)間較短，仍然存在一些共性問題有待解決。例如，低成本、高品質(zhì)增材制造用 TiAl 預(yù)合金粉末制備技術(shù)的探索與優(yōu)化，增材制造用 TiAl 合金專用合金體系的篩選與開發(fā)，極速加熱冷卻產(chǎn)生的溫度梯度變化容易導(dǎo)致成形件出現(xiàn)冶金缺陷以及殘余應(yīng)力，成形件不同部位力學(xué)性能差異的控制，成形件檢測評價(jià)方法、服役壽命預(yù)測以及失效分析，成形質(zhì)量與成形效率之間的矛盾，批量生產(chǎn)中成本的降低，增材制造 TiAl 合金相關(guān)技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)的制定等問題。

展望 TiAl 合金的未來，機(jī)遇與挑戰(zhàn)并存，隨著增材制造技術(shù)的逐漸成熟，TiAl 合金必將展現(xiàn)出更加廣闊的應(yīng)用前景。

參 考 文 獻(xiàn)

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