TiAl合金热成形技术研究现状与展望

Research status and prospect in hot forming techniques of TiAl alloys

摘要

轻量化是航空航天领域永恒的主题。TiAl合金的密度为3.9~4.2 g/cm³，是镍基高温合金的1/2，其兼具轻质与耐热的优异性能，在航空航天装备热端构件制造方面具有重要的应用价值。然而，TiAl合金具有本征脆性，存在室温塑性低和热变形能力差等问题，造成加工与成形难度大、成本高，限制了其大规模应用。本文在回顾总结TiAl合金发展历程及应用现状的基础上，综述了TiAl合金的铸造、粉末冶金、热塑性成形、增材制造等热成形技术的研究进展，其中重点讨论了热塑性成形技术，包括包套挤压、等温锻造、近等温锻造和包套轧制等。现有塑性成形技术存在的问题主要是TiAl合金塑性差、成形难度高、成形效率低以及性能不足，今后TiAl合金塑性成形的发展方向应是高效率、低成本近净成形，同时提高材料的利用率和力学性能。

Abstract

Lightweight is the eternal theme in the aerospace field. TiAl alloy has a density of 3.9-4.2 g/cm³， which is 1/2 of nickel based superalloy. It has excellent properties of light mass and heat resistance and has important application value in the manufacture of hot-end components of aerospace equipment. However， TiAl alloy has inherent brittleness， low plasticity at room temperature and poor thermal deformation ability， which makes it difficult to process and form， high cost， and limits its large-scale application. Based on the review of the development and application status of TiAl alloy， the research progress of hot forming technology such as casting， powder metallurgy， thermoplastic forming， and additive manufacturing is reviewed. The thermoplastic forming technology， including canned-extrusion， isothermal forging， near-isothermal forging， and canned-rolling， is emphasized. The main problems of the existing plastic forming technology are poor plasticity， high forming difficulty， low forming efficiency， and insufficient performance. In the future， the development direction of plastic forming of TiAl alloy should be high efficiency and low cost near net forming， while improving the utilization rate and mechanical properties of the material.

Graphical abstract

关键词

航空航天 / TiAl合金 / 热塑性成形 / 近净成形

Key words

aerospace / TiAl alloy / thermoplastic forming / netshape forming

航空发动机被誉为现代工业“皇冠上的明珠”，其制造水平代表着一个国家的科技、工业和国防实力，而轻量化是航空航天领域一个永恒的主题^［1］。随着现代航空发动机性能愈发强大，对其节能减排的要求愈加严苛，这就需要通过提高燃烧室温度压力和减轻部件质量来实现，因此对先进轻质材料耐热性能和制造技术提出了更高的要求^［2］。然而，传统金属材料的承温能力与密度呈正相关，耐热与轻质难以兼得。TiAl合金的密度仅为3.9~4.2 g/cm³，是镍基高温合金的1/2，且具有良好的高温强度、蠕变性能和抗氧化性，是600~900 ℃区间内理想的航空航天、车辆发动机热端构件轻量化材料^［3-6］。美国GE公司将Ti-48Al-2Cr-2Nb（4822）合金应用在GEnx^TM-1B（波音787）和GEnx^TM-2B（波音747-8）低压涡轮叶片上，标志着TiAl合金进入了实际应用阶段^［7-8］。GEnx采用最新的材料和设计工艺，实现飞机减重182 kg，燃油消耗降低20%，噪声降低50%以及NO _x 排放减少80%，证明了TiAl合金在航空航天领域巨大的应用价值和发展潜力^［9-10］。日本、德国多家汽车公司也将TiAl合金应用于发动机涡轮增压器叶轮和排气阀，取得了显著的性能提升和减重效果^［11-13］。然而，同大多数金属间化合物一样，TiAl合金具有本征脆性，其特性更接近于陶瓷而不是金属，室温伸长率一般小于2%，机械加工难度大，且γ-TiAl合金从室温到接近熔点一直保持长程有序结构，有序相的晶界迁移速率较低，再结晶困难，因此热加工变形能力差，成形性和显微组织变化对温度、应变速率极其敏感，热变形需要在高温、低应变速率条件下进行，成形工艺窗口窄，造成成形难度大、成本高^［14-16］。此外，TiAl合金的力学性能严重依赖于微观组织类型及相组成，在热成形、服役过程中存在复杂的组织变化和相变过程，极大影响TiAl合金的力学性能和服役寿命，因此需要对工艺参数、微观组织进行优化调控，以获得最佳的使用性能^［17-18］。

目前，TiAl合金的热成形主要有铸造、粉末冶金、热塑性成形、增材制造等。本文首先回顾了TiAl合金的发展历程及应用现状，然后从合金成形原理、工艺特点、组织性能等几个方面对几种热成形工艺的研究进展进行了归纳，其中重点介绍了热塑性成形技术，包括包套挤压、等温锻造、近等温锻造和包套轧制等，最后对现有成形技术存在的问题及今后的研究发展重点、应用前景进行了总结和展望。

1 TiAl合金发展历程及应用现状

1.1 TiAl合金发展历程

TiAl合金的研究开始于20世纪50年代，根据特定的合金成分及其开发时间，γ-TiAl合金可分为三代。第一代TiAl合金主要是铸造合金，Al元素的含量在46%~48%（原子分数，下同）之间，外加少量β稳定元素，如Cr，Mn，V等。美国普惠公司（P&W） 于1975~1983年从百余种成分中筛选出第一代TiAl合金的代表Ti-48Al-1V-0.1C，之后开展的一系列成形工艺、力学性能和典型实验件研究表明，合金可铸造、断裂韧性较好，但铸件易产生表面疏松，抗冲击性能较低。使用该合金铸造的F100发动机压气机叶片毛坯和JT9D发动机低压涡轮叶片，综合性能未满足航空发动机的需求，因此仅停留在实验室阶段^［19］。

第二代γ-TiAl合金也是铸造合金，其典型成分组成为Ti-（45~48）Al-（1~3）X-（2~5）Y-（<1）Z，其中X代表Cr，Mn和V等元素，Y代表Nb，Ta，W和Mo等元素，Z代表Si，B，Fe，N和C等元素，其中X元素和Y元素至少含有一种，目的是为了取得室温塑性、高温蠕变和抗氧化性能的平衡。第二代γ-TiAl合金中最具应用价值的典型代表为美国GE公司研发的4822合金和Howmet公司研发的45XD合金（Ti-45Al-2Mn-2Nb-0.8%TiB₂，体积分数），其中4822合金室温塑性最高、有较好的加工性能以及中等的拉伸强度，综合性能最平衡，45XD合金铸造性好，室温塑性低于4822合金，但具有更高的强度。第二代TiAl合金的理论使用温度在700 ℃以下^［20］。

Nb元素含量的增加对提高TiAl合金熔点、高温强度、蠕变性能和抗氧化性能具有促进作用，为了提高使用温度和热加工性能，以β凝固TiAl合金和高铌 TiAl合金为代表的第三代合金被开发出来。第三代合金的成分为Ti-（43~48）Al-（0~10）X-（0~3）Y-（0~1）Z-（0~0.5）RE，其中，X代表Cr，Mn，Nb和Ta等元素，Y代表W，Mo，Hf和Zr等元素，Z代表Si，B和C等元素，RE为稀土元素。其特点是添加较高含量的Nb或Mo等β稳定元素，起到固溶强化作用的同时，在高温下（通常在α+γ相区）可以引入大量无序β相（BCC结构），提供足够数量的独立滑移系统增加高温塑性^［21］。β凝固γ-TiAl合金中典型代表为Ti-43.5Al-4Nb-1Mo-0.1B（TNM）合金，该合金具有良好的热加工性能，可以使用常规锻造工艺成形，锻后通过热处理可以改善微观组织及相含量，理论使用温度达750 ℃^［22-23］。高铌TiAl合金由北京科技大学陈国良教授开发，成分以Ti-45Al-8.5Nb为基础，通过其他间隙元素、过渡元素和稀土元素进行微合金化，从而实现综合性能的提高^［24］。与第二代合金相比，第三代合金在强度、抗氧化性、蠕变性能和高温加工能力等方面均有所提高，但由于大量β稳定元素的加入，高温β相在室温下被保留转变为有序的B2相，无法被完全消除。B2相是一种硬脆相，对合金塑性有害，且B2相在服役温度（700~900 ℃）时容易形成ω相。ω相也是一种硬脆相，且粗大ω相容易造成局部应力集中，成为裂纹扩展中心，进一步降低塑性和疲劳性能^［25-28］。为解决合金强塑性难以平衡的问题，南京理工大学陈光团队通过控制临界形核冷却速率制备了0°取向的聚片孪生TiAl单晶（polysynthetic twinned， PST，名义成分Ti-45Al-8Nb），实现了高强度、高塑性的结合^［29］。

γ-TiAl合金经历三代发展，从第一代仅停留在实验室阶段，到第二代取得实际应用并一直沿用至今，证明第二代合金具有稳定可靠的服役性能。第三代合金大量难熔元素的加入大幅提高了合金强度，但同时存在室温塑性较低、服役条件下发生组织相变恶化服役性能等问题，因此目前第三代合金研究发展的重点主要是组织相变演化机理及其对性能的影响规律，以及通过热处理等方法优化组织、提高组织稳定性，以达到提高服役性能的目的。图1为典型TiAl合金的力学性能^{［1，29-31］}。

1.2 TiAl合金应用现状

目前TiAl合金的应用集中于航空航天和汽车领域。汽车方面，TiAl合金主要应用于涡轮增压器叶轮和排气阀。1999年，三菱在Lancer Evolution 6跑车的TD05型涡轮增压器上使用了成分为Ti-48.1Al-2Nb-0.7Cr-0.3Si的涡轮增压器叶轮^［11］，该合金具有良好的浇注性和高温性能，叶轮通过改进的失蜡精密离心铸造方式生产，相较于Inconel 713C镍基高温合金叶轮，最大转速提高的同时缩短了加速响应时间^［32］。日本京都大学使用Ti-47A1-Fe-B合金涡轮增压器叶轮代替镍基高温合金，实现减重超过50%，并大幅缩短发动机启动和响应时间^［12］。北京钢铁研究总院自主设计开发了Ti-（46.5~47.5）Al-3.7（Cr，V，Zr）-0.2（C，Si）系列合金，采用离心铸造的方式制造了涡轮增压器叶轮，通过各项考核实验证明性能远超过设计要求^［33］。德国Del West Engineering公司采用挤压成形制备了Ti-44Al-6Nb-0.3W-X（X代表Cr，Mn，V）发动机排气阀，并成功应用于一级方程式赛车的发动机^［34］。中国科学院金属研究所采用挤压成形工艺制造了γ-TiAl合金排气阀，并通过了德国TRW公司试车实验，性能优异^［19］。

TiAl合金在航空航天领域的应用广泛，主要集中在涡轮发动机叶片、密封壳体、舱体和大型薄壁构件。2006年，GE公司宣布采用4822合金制造GEnx^TM发动机低压涡轮叶片。2011年，4822合金正式用于GEnx^TM-2B发动机最后一级低压涡轮叶片。2012年，4822合金应用于GEnx^TM-1B发动机最后两级低压涡轮叶片。之后，GE航空子公司Avio公司采用电子束熔化技术制造出4822合金涡轮叶片，测试后应用于波音777X搭载的GE9X发动机上^［35］。法国SNECMA和美国GE公司的合资公司CFM也采用4822合金制造其LEAP^TM系列发动机低压涡轮叶片^［36］。英国R&R公司Trent系列发动机使用45XD合金铸造低压涡轮叶片^［19］。德国Thyssen、GfE、Leistritz等多家公司联合采用包套挤压+机加工或等温锻造的方法，制造了Ti-47Al-4Nb，Ti-45Al-5Nb-0.2B-0.2C和Ti-45Al-8Nb-0.5（B，C）等高压压气机叶片，在成功制造出小尺寸压气机叶片后，又成功等温模锻成形了200 mm长TNM合金低压涡轮叶片，装配于空中客车320飞机PW1100发动机第三级低压涡轮^［37］。然而在服役期间，由于TNM合金的特性，发生复杂的组织相变过程，导致叶片脆性增加，抗撞击能力降低。在2016~2019年间，发生59起异物打伤断裂事故，由于故障频率较高，美国联邦航空局（FAA）、欧洲航空安全局（EASA）、中国民用航空局（CAAC）先后颁布适航指令，要求限期更换TNM叶片^［38］。

从目前TiAl合金的应用情况可以看出，由于第二代合金性能均衡且稳定，且经过了长时间实际飞行检验，稳定服役多年，风险较小，因此航空航天构件目前仍以第二代合金为主。第三代合金虽然强度和理论使用温度较第二代合金显著提高，但由于其复杂的组织相变过程，在实际使用中频繁出现故障，存在很多关键问题尚待解决。

2 TiAl合金热成形技术

2.1 铸造

铸造是将合金熔液浇注至特定形状的铸型，待其凝固成为毛坯或零件的成形方法。熔模精密铸造作为一种成熟的生产工艺，可用于生产传统钛合金部件和其他材料。对于TiAl合金这种室温塑性低，机加工性能差的材料，使用熔模铸造可以生产出形状复杂、薄壁且尺寸精度要求高的零件。目前GEnx^TM发动机上的4822合金低压涡轮叶片主要采用熔模铸造方法生产。GE公司早期采用的工艺是先采用重力铸造制造超尺寸的叶片毛坯，然后再进行机加工得到最终尺寸叶片。但这种方法对于生产长宽比大和薄壁翼型构件的能力有限，且后续需要机加工，叶片曲面加工难度较大，导致总成本较高^{［10，19］}。由于离心铸造可以得到净形构件，大幅提高效率。GE公司于2006年开始探索近净形铸造，以替代最初的传统重力铸造+机加工方法，研究水平和垂直形式的离心铸造，进行数值模拟，考虑流体流动、充型、传热、凝固和凝固收缩等因素，同时对模具填充、传热和凝固进行模拟，并在亚尺度和全尺度上进行验证，最终成功使用离心铸造制造了净形4822合金低压涡轮叶片^［8］。

目前熔模精密铸造的主要问题有^［39-40］：（1）熔炼TiAl合金时坩埚材料的选择。陶瓷坩埚可以获得较高的过热度，增加熔体填充性能，但陶瓷与TiAl熔体会发生反应，且反应剧烈程度随过热度增大而增加，导致夹杂和间隙污染。水冷铜坩埚可以防止合金熔体和坩埚壁反应，但过热度较低，需要预热模具以改善几何形状的填充，导致凝固后冷却缓慢，铸件的晶粒尺寸较大。（2）TiAl合金熔融状态下流动性差、填充性不佳，易产生气孔、夹杂和疏松缺陷、导致开裂、尺寸精度下降以及残余应力增大。（3）陶瓷模壳面层的制造。由于TiAl合金熔融状态下活性大，与几乎所有耐火材料发生反应，造成污染，严重影响铸件质量，因此模壳面层材料的选择非常重要。目前仅有Y₂O₃，ZrO₂，CaO，ThO₂和Al₂O₃等几种化学性质稳定的材料符合要求。然而，CaO存在吸潮问题易破裂，ThO₂有放射性，ZrO₂和Al₂O₃与TiAl反应层较大，Y₂O₃面层为粉末状，易脱落造成污染，导致铸件质量不佳。中国科学院沈阳金属研究所成功调制出一种黏结剂，解决了Y₂O₃作为模壳面层材料掉渣的难题，成功实现了TiAl合金的氧化钇陶瓷材料一体浇铸成形工艺，采用离心精密铸造方法制造的TiAl合金低压涡轮叶片已在英国R&R公司的Trent XWB大推力、大涵道比发动机上完成了模拟飞行循环考核实验，并有望在国产长江CJ1000发动机的高压压气机和低压涡轮叶片上投入使用，实现发动机的减重^［41］。

对于具有片层组织的TiAl合金，片层取向对合金的力学性能有着很大影响。为了进一步提高TiAl合金的性能，定向凝固方法被用于制造具有特定片层取向结构的TiAl合金^［42-43］。南京理工大学陈光团队^［29］通过控制临界形核冷却速率，采用定向凝固法控制凝固后的固态相变，制备了0°取向的PST Ti-45Al-8Nb单晶，实现了高强度、高塑性的结合，室温屈服强度达到708 MPa，伸长率达到6.9%，900 ℃屈服强度达到637 MPa，900 ℃蠕变性能较4822合金提高了1~2个数量级。合金的高强度和高塑性得益于变形过程中产生的约10 nm细小孪晶结构阻碍了位错的滑移。由于显著提高了合金的机械加工性能和承温能力，PST单晶有望将使用温度提高至900 ℃以上，在更高温度范围代替镍基合金作为发动机零件材料^［29］。中国科学院沈阳金属研究所通过真空吸铸的方法，制备了具有高织构层状排列结构、片层细小的4822合金，相比于片层取向随机排列的4822合金，其力学性能得到提高，室温屈服强度达629 MPa，伸长率达1.8%，700 ℃屈服强度达565 MPa，伸长率达15.9%^［44］。

由于一般铸态组织下合金的α₂/γ片层晶粒组织粗大且偏析严重，导致室温塑性差，严重限制其广泛应用。为了细化铸态组织，很多学者在熔炼母合金时添加一些其他元素或化合物，以减小晶粒尺寸，增强合金力学性能。哈尔滨工业大学Tan等^［45］研究了不同B含量对Ti-46Al-4Nb-1Mo合金微观组织演变、力学性能和变形机制的影响，结果表明，随着B含量从0.4%增加到2.0%，铸态组织从柱状晶转变成细小等轴晶，并形成了细小的TiB相。B含量为1.6%时，合金的抗压强度和应变最大，分别达到2339 MPa和33.7%，其强化机理是细晶强化以及细小TiB相促进形成的变形孪晶和高密度位错。

可见，铸造方面的研究集中在工程和科学两个方面。工程方面主要涉及铸造工艺方法的探索、模具和坩埚材料的选择，而科学方面主要涉及合金成分、铸造工艺参数、凝固过程等对合金微观组织和力学性能的影响。

2.2 粉末冶金

粉末冶金是将金属粉末装入模具中，将其压实，然后在保护气氛中在低于熔点的温度下使粉末颗粒烧结（有时粉末压实和烧结可以同时进行），从而形成具有适当力学性能的部件，常用于制造金属和陶瓷部件。粉末冶金法的优点是，不受成分限制，在经济的基础上可以制造出近净形状的零件，并具有细小均匀、无宏观偏析且无织构的微观组织。相比于铸造，粉末冶金可以避免熔模反应、过热不足、热裂、偏析及残余应力大等问题^［46-47］。粉末制备工艺可分为预合金粉末法和元素粉末法，预合金粉末法制备的构件中氧和杂质含量低、组织均匀、力学性能好，但粉末制备难度大、成本较高。预合金粉末制备一般先采用雾化法、机械合金化法，后续采用热等静压（hot isostatic pressing，HIP）、热加工、金属注射成形、喷射成形或放电等离子烧结（spark plasma sintering，SPS）进行成形。元素粉末法是由单质Ti，Al和其他少量元素粉末压制，然后使用反应烧结或机械合金化等加工方法制备构件。与使用预合金粉末或铸锭制成的构件相比，虽然成本低，但由于杂质含量高，力学性能较差^［48］。因此，目前主流粉末冶金均采用预合金粉末法。

目前关于粉末冶金的研究主要集中在粉末成分及工艺参数对合金微观组织和力学性能的影响。西北工业大学Wang等^［49］在1260 ℃/170 MPa/4 h的条件下采用粉末热等静压工艺制备了全片层TNM合金，β₀相和γ相的体积分数分别为0.3%和72.1%，经过1050 ℃/2 h时效处理后，β₀相和γ相的体积分数转变为1.4%和79.1%，细小β₀相在α₂/γ片层界面处弥散析出，有效钉扎位错，且延缓α₂片层分解速度，阻碍位错运动以及层错和孪晶的扩展，750 ℃/250 MPa/140 h蠕变变形量和稳态蠕变速率比热等静压态分别提高了3.2倍和6.3倍。北京科技大学Zhang等^［50］研究了添加Sn-Al粉代替纯Sn作为烧结添加剂对4822合金的影响，结果表明，少量的活性Al增强了Sn液滴对TiAl基体的润湿性，从而促进Sn的液相烧结效果，1320~1350 ℃烧结的样品密度超过95%，晶粒尺寸30 μm，通过后续的热等静压，保持细晶组织的同时达到全密度，烧结样品室温抗拉强度为520 MPa，屈服强度为401 MPa，伸长率为1.33%。中南大学Luo等^［51］研究了体积分数为5%的Al₂O₃短纤维对放电等离子烧结Ti-45Al-7Nb-0.4W-0.1B动态再结晶（dynamic recrystallization， DRX）机制的影响，结果表明，Al₂O₃短纤维的加入抑制晶粒长大，加速由孪晶和孪晶交叉（twin intersections， TDRX）诱导的新型DRX过程。由于Al₂O₃纤维附近的应力集中大于孪晶临界剪应力，有利于孪晶和孪晶相交的形成，孪晶和孪晶交点处储存的高应变能为TDRX提供了动力，从而加速Al₂O₃纤维附近TiAl基体的晶粒细化，复合材料因此表现出比铸态TiAl整体合金更高的动态再结晶率。南京工业大学Ye等^［52］采用预合金粉末烧结制备了两种成分（Ti-48Al-2Cr-2Nb和Ti-45Al-8Nb）交替分布的新型TiAl合金，该材料抗压强度和失效应变分别为2.5 GPa和48%。双组分合金变形过程中在Ti-48Al-2Cr-2Nb区激活了机械孪晶、孪晶交叉点和高密度超位错，Ti-45Al-8Nb区主要变形特征是普通位错滑移和机械孪晶，通过双组分结构调节变形协调实现应变分配，达到强度-延性协同作用，增强损伤容限，从而提高强塑性。总体来说，作为一种近净成形工艺，粉末冶金法通过合理的工艺参数以及添加增强相的方法，力学性能已能达到铸造的水平，在组织均匀性上优于铸造，但也存在元素挥发、氧化、致密度不足的问题。同时，相比于铸造可以生产3000 kg以上的铸锭，粉末冶金法制备的零件尺寸一般较小，质量一般小于10 kg。

2.3 热塑性成形

热塑性成形是在高温条件下，利用外力使金属产生塑性变形，获得所需形状、组织和性能的一种金属加工技术。TiAl 合金热塑性加工的目的主要是破碎粗大铸态组织，从而获得细晶组织、提高力学性能，以便进一步加工或直接制备零件毛坯。然而，TiAl合金直到接近熔点一直保持有序结构，热加工变形能力差、成形工艺窗口窄、成形难度大、成本高。目前，用于TiAl合金的热塑性成形方法主要有包套挤压、等温锻造、近等温锻造、包套轧制等，研究的重点主要为TiAl合金热变形行为，包括流变行为、再结晶机制、变形工艺参数、变形对微观组织和力学性能的影响等。

2.3.1 TiAl合金热变形行为

针对TiAl合金热变形行为，国内外学者开展了众多研究，主要集中在工艺参数、本构模型、热加工图、微观组织演变等方面^［53］。北京科技大学Jiang等^［54］研究了Ti-44Al-4Nb-1.0Mo-0.1B-0.01Y（LM）和Ti-44Al-4Nb-1.5Mo-0.1B-0.01Y（HM）的热变形行为，结果表明，Mo的加入细化了晶粒尺寸，提高了合金中β相的含量。真应变为0.6时的热加工图表明，两种合金最佳变形条件分别为1180~1240 ℃/0.001~0.01 s^-1和1120~1180 ℃/0.001~0.01 s^-1，LM和HM合金在加工图上的失稳区分布相似，但失稳参数值不同，主要归因于LM合金的开裂以及HM合金中β相的“润滑作用”。在热变形过程中，LM合金的变形机制主要是γ相和α相的位错滑移，而HM合金的变形机制主要是β相和γ相的位错滑移以及γ相的孪生。沈阳科技大学Lin等^［55］研究了Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金1050~1200 ℃、应变速率为0.001~1 s^-1的热变形行为，建立了本构方程和热加工图，结果表明，最佳热变形温度为1140~1180 ℃，应变速率为0.001~0.006 s^-1。最佳热变形区DRX比例（79%）高于失稳区（44%），未出现开裂等失稳现象，合金主要变形机制是DRX、位错运动和孪晶。

为提高TiAl合金变形速率，本课题组采用热模拟试验机研究了挤压态Ti-47Al-2Cr-2Nb（4722）合金热变形行为，并建立了Arrhenius本构方程^［56］。

\dot{\epsilon }=\mathrm{9.129}\times {\mathrm{10}}^{\mathrm{6}}{\left[\mathrm{s}\mathrm{i}\mathrm{n}\mathrm{h}(\mathrm{0.0073}\sigma )\right]}^{\mathrm{2.304}}\mathrm{e}\mathrm{x}\mathrm{p}\left(\frac{-\mathrm{243806}}{RT}\right)（1）

式中：\dot{\epsilon }为应变速率；\sigma为对应变量时的流变应力；R为摩尔气体常数；T为变形绝对温度。通过对材料参数进行九阶多项式的应变补偿，提高了本构模型的预测精度。将预测值和实验值进行线性拟合后，得到二者的相关系数R为0.986，平均相对误差为4.8%，表明建立的修正模型具有较好的预测精度。构建了基于失稳判据下真应变为0.6的热加工图（图2^［56］），结果表明，在1000~1200 ℃、0.13~1 s^-1时发现失稳现象，1100~1150 ℃、0.001~0.05 s^-1和1200~1300 ℃、0.001~0.01 s^-1区域是该合金理想的热加工区间，同时在0.1~1 s^-1应变速率下同样拥有合适的温度匹配来保证良好的成形性，证明快速高效成形的可能性，为实际生产提供了理论依据。

为验证快速、高效成形的可能性，本课题组研究了挤压态4722合金高应变速率下的微观组织演变，结果表明，在1200~1300 ℃、0.1~1 s^-1的高应变速率下合金表现出优异的热加工性能，晶粒尺寸从挤压态的8.0 μm细化到变形后的2.6~4.0 μm，平均维氏硬度提高了36.9%，γ相的再结晶机制涉及不连续动态再结晶（discontinuous dynamic recrystallization，DDRX）和连续动态再结晶（continuous dynamic recrystallization，CDRX）。CDRX的典型特征是亚晶和高密度位错，通过迁移和反应，变形晶粒中大量位错的重新排列和合并促使亚晶的形成，亚晶发生转动进一步迁移形成大角度晶界。γ晶粒的DDRX过程与位错诱导的晶界迁移有关，该迁移导致存在的大角度晶界发生膨胀，孪晶界作为局部高能区域提供了合适的再结晶成核位置，1300 ℃变形条件下α晶粒表现出典型的动态回复（dynamic recovery， DRV）和CDRX特征，再结晶晶粒与亚结构晶粒形态相似，相关变形机理如图3所示^［57］。

2.3.2 包套挤压

包套挤压可以有效细化晶粒，提高合金力学性能和后续加工性能，从而得到零件毛坯或进行下一步加工。由于挤压过程中坯料受到强烈的三向压应力作用，塑形大幅提高，不容易发生开裂，因而是一种理想的TiAl合金开坯工艺。用于包套的材料一般有不锈钢和钛合金等，包套和坯料之间需要添加隔热材料以达到保温和防止坯料和包套反应的作用，同时，还需要考虑包套材料和坯料在高温下的应力匹配问题^［58-59］。德国Leistritz公司对Ti-47Al-4Nb，Ti-45Al-5Nb-0.2B-0.2C等多种合金进行了包套挤压，采用直接机加工或等温锻造的方法成功制备出高压压气机TiAl叶片，并供给R&R公司进行测试^［60］。哈尔滨工业大学Xu等^［61］对比研究了Ti-45Al-5Nb-0.8Mo-0.3Y合金铸态和1300 ℃包套挤压后的微观组织和力学性能，通过1300 ℃、挤压比9∶1的挤压成形，原始80~100 μm的铸态片层组织细化为4~7.5 μm的双态组织，铸态中ω₀相转变为β相，提高了挤压态合金的热成形性能。对挤压态合金进行1340 ℃/10 min的热处理，得到近片层组织且减少了β相含量，合金的屈服强度、抗拉强度和伸长率分别达到802.3，835.6 MPa和0.75%。东北大学Niu等^［62］对Ti-45Al-6Nb-1Mo合金进行1265 ℃包套挤压，挤压速度和挤压比分别为15.0 mm/s和7∶1，之后在1200 ℃退火，得到平均晶粒尺寸为5.5 μm的细小三相组织，提高了合金的超塑性，并成功在1180 ℃、0.1 s^-1的条件下对挤压坯料进行了65%变形量的近等温锻造。包套挤压成形还可以在坯料内部形成挤压流线，获得强烈的织构，以增加材料力学性能。西北工业大学Qiang等^［63］在1290 ℃对TNM合金进行挤压成形，挤压比为7.11，获得了具有择优取向的纤维织构，高温α相的｛0001｝面平行于挤压方向，后续得到的片层取向继承了高温α相的织构特征，增强了合金的强度-塑性协同效应。由于此织构下γ相更有利于变形孪晶和层错的激活，孪晶、层错及其诱发的位错滑移与α₂/γ界面的共同作用使合金室温抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到（930±4.2），（868±24.0） MPa和（1.0±0.02）%，800 ℃的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到（869±7.8），（663±14.8）MPa和（6.7±0.21）%。北京科技大学Yang等^［64］ 在1280 ℃挤压比为4条件下，采用包套挤压工艺制备了具有全片层组织的Ti-44.5Al-4Nb-0.5Mo-0.1B合金，挤压棒的显微组织均匀，片层团尺寸减小到100 μm，片层厚度减小到150 nm，〈1120〉{}_{{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}}和（0001）{\mathrm{\alpha }}_{\mathrm{2}}分别与挤压方向和棒材径向平行，且β₀相被消除，棒材的室温抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到810，783 MPa和0.92%，850 ℃的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到680，511 MPa和3.6%。包套挤压相关实验结果如表1所示^［61-64］。

可以看到，包套挤压是一种理想的铸锭开坯方法，可以有效细化晶粒，获得理想织构，提高合金力学性能，且不容易发生开裂缺陷，经过挤压成形后合金可以直接机加工成为零件或进行后续进一步深加工。

2.3.3 等温锻造

等温锻造是将模具和坯料加热至相同的温度，并保持在此温度进行锻造成形的方法。由于可以严格控制成形温度，因此可以防止温度变化导致坯料产生开裂等锻造缺陷，但对模具的高温性能要求极高，且成形一般在很慢的速率下进行，以保证坯料的塑性。德国Leistritz公司采用钼基合金作为模具，在真空条件下以极低应变速率对铸态TNM合金进行两步等温锻造，随后进行机加工，成功制造了200 mm长的低压涡轮叶片，并于2014年成功应用于空中客车A320发动机。德国勃兰登堡工业大学Bambach等^［65］研究了预合金粉末SPS制备TNB-V5（Ti-45Al-5Nb-0.2B-0.2C）合金的热加工图和热锻性能，SPS样品显示出由球状α₂和γ晶粒组成的均匀等轴组织，确保了良好的可加工性。应变率敏感性值约为0.8对应的低应变速率区域（10^-3~10^-2 s^-1）代表细小均匀的（α₂+γ）等轴组织的超塑性，高应变速率区域（10^-2~10^-1 s^-1，T>1215 ℃），应变率敏感性值约为0.45代表α晶粒在高温下的DRX，证明TiAl合金在不诱导产生β相的情况下仍有等温锻造的可能性。另外，为了弥补高昂的工艺和工装成本，对等温锻造工艺进行了优化，设计并探索了一种实现压气机叶片等较小的零件批量加工的新装置，使用预装配和预热的模具组，可以在一次行程中锻造多个零件，并使用商用石墨TTK-50和碳纤维增强碳化硅（C/SiC）组成的复合模具，在气体保护气氛下完成了压缩机叶片的等温锻造，新工艺与传统等温锻造相比在生产效率和成本方面具有优势^［66］。勃兰登堡工业大学还利用变形前的热处理得到晶粒尺寸小、易变形的β相比例增加、不易变形片层比例减少的微观组织，通过实验流动曲线数据拟合损伤模型和材料模型，利用损伤模型预测发现，恒定的流变应力水平可以使应变速率最大化，在保持恒定孔洞成核速率的前提下达到加速变形的目的，缩短变形时间50%以上，提高了成形效率^［67］。同济大学Zhu等^［68］对Ti-44Al-4Nb-1.5Cr-0.5Mo-0.2B合金进行多向等温锻造，得到无缺陷的锻坯，形成精细均匀的γ/B2双相结构，γ晶粒尺寸由3.6 µm细化到1.6 µm，晶粒的细化机制为原始片层组织γ相的CDRX和DDRX。相比于铸态合金，等温锻造后合金室温抗拉强度和800 ℃伸长率显著提高，但室温伸长率和800 ℃抗拉强度下降。哈尔滨工业大学Wang等^［69］研究了900~1000 ℃下Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-Y合金的热变形行为，采用K403镍基高温合金作为模具材料，在950 ℃/0.01 mm·s^-1的工艺条件下对合金叶片进行等温锻造，锻造后的叶片中心位置呈现双相组织，边缘位置的片层和再结晶晶粒呈现锻造流线特征。哈尔滨工业大学Shi等^［70］研究了预合金粉末SPS制备的Ti-46.5Al-2Cr-1.8Nb-（W，B）合金脉冲电流辅助等温锻造，随烧结温度升高，形成了典型的近γ、双态、近片层和全片层组织，等温锻造后，随着锻造温度的升高（1125~1300 ℃），获得了典型的近γ、双态和近片层组织，由于DRX的发生，原始粉末边界被消除，在800 ℃下进行拉伸实验时，由于大晶粒区和小晶粒区之间的应力集中，断裂机制由多尺度微观组织或原始粉末边界处的断裂转变为变形孪晶与DRX晶粒界面处的微孔洞发育，伸长率达到106%。本工作对4722挤压态合金进行了等温模锻，锻造后的叶片外观无裂纹，根据三维扫描结果显示锻件可以完全包络零件数模，实现了4722合金叶片近净成形，如图4所示。

2.3.4 近等温锻造

近等温锻造是将模具加热到低于工件温度进行锻造，因此明显降低了对模具的要求，并且可以增大变形速率，提高成形效率。为了防止成形过程中温度下降过多导致坯料发生开裂，一般需要对坯料进行包套处理，包套材料一般采用不锈钢、钛合金等，在包套和坯料间需要填充隔热材料，如Al₂O₃或SiO₂等陶瓷纤维织物、玻璃润滑剂等，阻碍热扩散，保证变形温度的均匀性，并减少包套和坯料间的冶金反应，包套结构和材料、壁厚以及成形工艺参数需要进行优化设计，从而改善TiAl合金变形后的组织及力学性能^［71-72］。另外，对TiAl合金的成分也有一定要求，通常认为，β凝固合金可以使用常规锻造成形，这是因为，β凝固合金在高温时能产生无序β相，提供较多的滑移系，增加合金的塑性。北京科技大学Gao等^［73］采用两步包套锻造工艺成功锻造出Ti-45Al-8.5Nb-（W，B，Y）合金锻饼，呈现再结晶双态组织，B2相的含量有所下降，锻态合金的室温抗拉强度达到897 MPa，伸长率达2.2%，在900 ℃以上出现超塑性行为。哈尔滨工业大学Xiao等^［74］研究了Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-（0， 0.6）B合金多步包套锻造组织和力学性能，结果表明，多步锻造形成了带有DRX晶粒和弥散TiB的细小（α₂+γ）片层，晶粒显著细化，含0.6%B合金中弥散TiB相和更细的晶粒可引起更多的位错堆积，从而提高合金室温和800 ℃的抗拉强度，二者分别为（843.51±2.67） MPa和（729.00±0.51） MPa。北京科技大学Ge等^［75］通过有限元模拟对高铌Ti-44Al-8Nb-1.5Mn-1.0Cr-0.2B-0.2Y合金无包套锻造工艺进行优化，成功实现无包套锻造，发现较高的温度和较低的应变速率有利于锻造成形，变形组织由等轴γ相和不规则β相组成，β相含量在锻造过程中略有增加，DRX主要发生在γ相中，DRV是β相中主要的软化机制，锻态合金常温下发生脆性断裂，无屈服点，伸长率为0.07%，合金脆韧转变温度在800~850 ℃之间。西北工业大学Chen等^［76］研究了4822合金的复合再结晶行为，发现DDRX产生于晶界处，是主要的再结晶机制，在晶粒内部和晶界处形成CDRX，并伴有初始阶段较高的畸变，在变形后退火过程中，静态再结晶和后动态再结晶可以消除残余变形组织。根据结果设计了近等温多道次多向包套锻造，配合道次间退火处理，形成了均匀细小的片层组织，锻件的抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到474，357 MPa和1.64%。

可以看到，目前关于TiAl合金常规锻造的研究主要集中于第三代变形合金。这是由于，第三代合金中存在β增塑相，其在高温下能够提高塑性，但由于β相在室温下是硬脆相且难以消除，导致TiAl合金室温塑性进一步降低。本课题组通过探索铸态合金快速锻造成形方法，在保留铸态合金室温塑性较好的前提下，通过高效率锻造成形改善其微观组织，提高力学性能，通过对铸态4722合金进行包套快速锻造成形，应变速率达到10 s^-1，变形量达50 %，锻造后的合金未发现裂纹，晶粒由铸态1 mm的粗大片层细化至30 μm的细小片层，合金维氏硬度由333HV提高至453HV，如图5所示^［77］。

2.3.5 包套轧制

轧制成形是一种有效和经济的制备TiAl合金板材的方法。TiAl合金板应用在飞行器蒙皮、薄板构件等结构上，能够有效实现轻量化，提高性能。哈尔滨工业大学Zhang等^［78］将包套锻造后的锻坯在1100~1200 ℃进行85%变形量包套轧制，在1100 ℃成形时析出大量细γ层及γ孪晶，随温度升高而粗化，晶粒长大，但再结晶比例增加，再结晶织构转变为随机织构，1100 ℃热轧薄板抗拉强度最高，室温抗拉强度和屈服强度分别为945，840 MPa，750 ℃抗拉强度、屈服强度和伸长率分别达到550，480 MPa和80%。哈尔滨工业大学Sun等^［79］将锻造态Ti-43Al-9V和轧制态Ti6Al4V通过热轧法制备了层状复合材料，建立两个模型来更好地控制界面区域的厚度和相的形成，在1125 ℃下制备的复合材料室温抗拉强度和断裂韧度分别达到805 MPa和49.2 MPa·m^1/2。拉伸强度的提高是由于TiAl合金中储存了高密度的位错和亚组织，韧性的增强与α₂相取向差增大和γ/B2晶界数量的增加有关。西北工业大学Wei等^［80］使用锻态Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.2B合金包套轧制制备板材，随轧制变形量从50%提高到72.5%，合金由片层组织转变为双态组织。在67.5%的变形下，α₂晶粒破碎后析出γ相，同时由于扭结带边界处存在较大的畸变，导致γ板条发生DRX和α₂+γ→β₀相变形成β₀/γ带，β₀/γ带和α₂/γ片层形成了一种新的z型结构。变形量增加到72.5%时，原始的粗β₀发生β₀→α₂+γ相变分解，同时，α₂/γ片层的大小随等轴γ晶粒的出现而减小，当变形量为60%时，抗拉强度最高，达到880 MPa。西北工业大学Wei等^［81］分别对锻态（M1）和铸态（M2）Ti-44.5Al-3.8Nb-1Mo-0.2B合金坯料进行轧制成形，探讨初始组织对工艺的影响，发现随每道次压下率降低，M1再结晶率逐渐增加，M2需要更大的变形才能实现完全再结晶，但M2轧制后板材晶粒尺寸小于M1。DDRX在γ相的再结晶中起主导作用，1200 ℃时发生β→α₂相变，β₀相的体积分数降低，随着轧制温度升高到1250 ℃，α₂板条逐渐分解，同时γ板条发生粗化。目前，对于大尺寸TiAl合金板材轧制仍存在一定困难，这是由于变形量大，应变不均匀，容易产生缺陷，导致开裂、起皱等。

2.4 增材制造

由于TiAl合金较差的变形能力，使得加工成形难度和成本极高。增材制造是一种基于粉末原料逐层熔融的新型近净成形方法，不同于传统的材料去除-切削加工技术，它是一种“自下而上”的制造方法。增材制造最大的优点是制造自由度高，允许生产具有各种几何特征的全密度三维零件，而不需要额外的设备。增材制造主要包括选择性激光熔化（selective laser melting， SLM）、电子束熔化（electron beam melting， EBM）和直接激光沉积（direct laser deposition， DLD）三种不同制造方法。上海交通大学Zhang等^［82］研究了DLD制备的4722合金壁，结果表明，沉积试样具有特殊的交替带组织，包括复杂的组织带（包括细小等轴γ晶粒、羽毛状组织、魏氏体板条和粗糙片层）和粗糙的片层组织带，这种独特的交替带组织微观结构是由多次激光扫描产生的快速凝固和循环热处理的综合作用形成的。当加载方向与基体平行时，试件的综合抗拉性能最佳，最大极限强度为706 MPa，伸长率为0.51%，位错和横向孪晶系统被激活，裂纹被片层界面阻挡，裂纹主要沿α₂/γ条扩展；当加载方向与基体垂直时，抗拉强度和伸长率分别降至最小值273 MPa和0.16%；当加载方向与基体呈45°时，抗拉强度和伸长率分别为358 MPa和 0.49%。勃兰登堡工业大学Sizova等^［83］对比研究了铸造+热等静压和增材制造（激光粉末床熔化和电子束熔化）+等温热加工两种TNM合金制造工艺，结果表明，通过增材制造获得的TNM合金具有比铸造精细10倍的微观组织，热变形时具有更低的流变应力和更高的再结晶比例，因此，增材制造预成形+等温热加工可以成为铸造+热等静压的替代方案。中南大学Tao等^［84］对EBM制备的4822合金进行小应变锻造，结果表明，锻造后粗晶区比例减小，α₂相和α₂/γ片层含量增加，细晶区形成大量细亚晶，细亚晶中的低角度晶界和粗γ晶粒中大量的移动位错有利于提高合金的塑性，γ晶粒中变形孪晶的形成促进了强度和塑性的同时提高，此外，小应变锻造后拉伸性能的各向异性降低。南京理工大学Liu等^［85］研究了原位加热工艺对EBM 制备4822合金显微组织和拉伸性能的影响，在相同的熔化工艺和总能量输入条件下，加热试样的抗拉强度达到（707±12） MPa，应变达到（1.8±0.1）%，与不加热工艺相比，应变提高了50%，强度降低了4.8%，原因是加热增加了γ相含量，α₂+B2相含量减少9.7%，但晶粒尺寸增大。南京理工大学Wang等^［86］发现，激光粉末床熔化4822合金裂纹更容易发生在α₂和B2相界面附近区域，通过调整工艺参数改变凝固路径，改变了合金的相组成，在接近α₂单相组织的合金中由于界面显著减少，获得了无裂纹样品，其抗压强度为1460.7 MPa，维氏硬度达到602.3±14，远超过铸件水平。

增材制造作为目前极具潜力的TiAl合金制造方法，尽管已经在航空发动机上取得应用，但仍存在诸多问题和挑战：（1）目前应用在GE9X的低压涡轮叶片是EBM 制备的4822合金叶片，合金成分仍是铸造合金的成分，但不同的制造方法对于合金成分要求有较大差别，铸造合金应用于增材制造可能并非最佳选择，因此根据增材制造工艺特点开发适合的合金成分是未来的一个主要方向；（2）粉末原料生产成本较高，不同批次粉末原料的一致性难以保证；（3）大尺寸零件的制备目前存在困难；（4）除EBM外其他方法仍未取得实际应用，原因在于仍存在裂纹和尺寸精度不足的问题。

3 结束语

经过国内外学者几十年的大量研究，TiAl合金经历了三代发展，从实验室走向了工程应用。但在航空领域目前应用量最大的仍然是第二代4822铸造合金，主要原因是，TiAl合金热加工难度大、成本较高且效率较低，而第三代合金由于其复杂的组织相变问题，导致其服役过程中性能恶化造成失效，在实际应用中受到较大阻碍。为了提高TiAl合金的综合性能，降低加工成本，提高生产效率，未来TiAl合金的发展趋势为：

（1）发展新一代适合铸造的合金成分。虽然目前熔模铸造技术较为成熟，4822合金铸件综合性能优良，处于稳定服役阶段，但其极限使用温度低于650 ℃，难以在更大推重比、更高涡轮前温度条件下使用，而锻造合金的成分并不一定适合用于熔模铸造成形，因此通过开发设计新一代适合铸造的TiAl合金成分，保持服役稳定性的前提下提高使用温度，是未来铸造合金的发展趋势。

（2）深入研究第三代锻造合金组织演变规律及热处理工艺。虽然以TNM为代表的第三代合金强度和使用温度得到提高，但服役过程中表现出的组织不稳定导致的断裂问题明显降低了其使用安全性，从而成为大批量应用最大的阻碍，因此利用合金化设计及热处理研究，保证合金热成形性能和力学性能的前提下，提高组织和服役性能稳定性，是第三代合金未来的发展方向。

（3）高性能、高效率近净成形方法的研究。目前现有的TiAl合金叶片加工方法均存在自身的局限性，如铸造叶片性能方面没有优势，锻造+机加工叶片材料利用率低，等温模锻工序多、成本高、效率低，因此，有必要开发新的高性能、高效率近净成形方法，通过增塑手段，实现高效率、低成本塑性成形，提高材料利用率和力学性能，尤其是多种工艺联合制备，如通过热处理细化铸态组织，然后利用包套-隔热材料包裹，在高温条件下快速锻造，实现铸棒+快速模锻成形。由于增材制造可以得到比铸态更加精细的组织，有利于后续成形，但力学性能较锻造成形有所欠缺，因此可以通过增材制造+快速模锻成形制备零件，在具备高成形性的同时提高零件力学性能。

（4）建立TiAl合金成分-组织-热加工参数-性能大数据库。集成理论-计算-实验-数据库技术，融合材料学、物理学、力学、信息学、计算科学等学科，实现材料“发现→生产→应用”的全过程，“加速”并降低成本，实现TiAl合金的材料研发→低成本高效率成形→检测→应用生产路线。

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基金资助

国家自然科学基金(52075400)

国家自然科学基金(52275368)

湖北省重点研发计划(2021baa200)

湖北省重点研发计划(2022aaa001)

湖北省科技创新人才与服务专项项目(2022EJD012)

湖北省自然科学基金(2023AFA069)

湖北省隆中实验室自主创新项目(2022ZZ-04)