TiAl 基合金具有低密度（密度僅為 Ni 基高溫合金的 50%）、高熔點、高比強度、高比模量等特性，同時在高溫下還具有優異的抗氧化和抗蠕變性能，在 700～850 ℃ 服役溫度范圍內，有望部分替代傳統的 Ni 基高溫合金，是一種極具競爭力的新型輕質高溫結構材料，在汽車、軍工、航空航天等領域具有廣闊的發展潛力和應用前景[1?3]。國內外諸多研究機構對 TiAl 基合金開展了深入研究，研究領域主要集中在合金化以及成形技術等方面。經過多年發展，國內外關于 TiAl 基合金“成分?組織?性能”等方面的基礎研究已經取得長足進步[4]，國內 TiAl 基合金的基礎研究與國際先進水平基本保持同步，其中北京科技大學開發的高 Nb?TiAl 合金處于國際領先地位[5]。隨著基礎研究的深入開展，各國開始重點關注 TiAl 基合金的工程化應用，其中美、歐、日等國家和地區已經取得一定突破，但國內實際應用的工程案例較少，主要歸因于國內在 TiAl 基合金應用基礎研究以及成形技術等方面的差距。

TiAl 基合金的室溫脆性較大，成形困難，是阻礙其發展與應用的主要瓶頸之一[6]。TiAl 基合金的傳統成形技術主要包括精密鑄造、鑄錠冶金以及粉末冶金。然而精密鑄造的工藝過程較為復雜，鑄件通常存在成分偏析、縮松縮孔等缺陷，導致力學性能不穩定，合格率較低，后續通常需要進行熱等靜壓處理以細化組織、消除缺陷。TiAl 基合金的活潑性較強，高溫下極易與型殼材料發生嚴重的化學反應，在表面形成污染層，進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變速率下進行，存在加工周期長，工藝窗口窄，生產成本高等缺點。粉末冶金法可以實現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雜結構的燒結件，同時也無法完全避免孔隙的產生。上述成形技術均存在自身的缺點與不足，因而開發新一代 TiAl 基合金成形技術勢在必行。

增材制造（3D 打印）是一種前沿性、先導性的智能制造技術，引領著傳統生產方式的深刻變革，被視為第四次工業革命的核心技術之一，在醫療器械、航空航天等領域的應用潛力巨大。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，逐層堆積實現零件的近凈成形[7?8]。增材制造區別于傳統的減材制造，它不需要模具或者坯料，直接以三維數字模型為基礎，通過材料的逐層疊加來進行產品或零件的“打印”，其優點在于 [9]：（1）能夠快速制備出傳統工藝難以加工成形的復雜結構（薄壁結構、多孔結構、封閉內腔結構等）；（2）屬近凈成形技術，后續加工余量小，原料利用率高，制造成本低；（3）容易獲得力學性能優異的超細組織成形件；（4）原材料的種類不受限制，可輕松實現高活性金屬以及難熔合金的成形。近年來，增材制造技術獲得迅猛發展，采用該技術制備TiAl 基合金也逐漸受到科研人員的廣泛關注。截止目前，增材制造 TiAl 合金的研究已經取得一定突破，本文結合 TiAl 基合金的發展與應用，主要概述了激光增材制造、電子束選區熔化、電弧增材制造 TiAl 基合金的研究進展，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 熔 化 （ selective laser melting, SLM），這兩種工藝均在惰性氣氛下進行。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，逐層堆積實現零件的近凈成形。激光選區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行選擇性熔化，待熔化的粉末凝固后，工作臺下降一個粉層厚度后重新鋪粉，并重復之前的熔化過程，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構相對簡單的零件，其表面粗糙度較高，一般需要后續加工處理，而激光選區熔化適合制備小尺寸且結構復雜的零件，其表面精度高，光潔度好。

目前激光增材制造已經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，成形件容易出現裂紋、Al 元素揮發等缺陷。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生的溫度梯度容易導致 TiAl 基合金成形件出現較大的殘余應力，當殘余應力超過 TiAl 合金的抗拉強度時，便會形成裂紋。抑制裂紋產生的方法主要有三種：（1）優化工藝參數。Sharman 等[10] 采用激光熔化沉積制備 TiAl 合金時發現，適當增加能量輸入，可以有效減少裂紋的產生，除此之外，在一定的激光功率下，調整激光離焦量可以使更多的激光能量作用于粉末，起到預熱作用，降低開裂傾向，如圖 1 所示。

Shi 等[11] 對 Ti?47Al?2Cr?2Nb 合金進行了激光選區熔化成形試驗，在最佳工藝參數下，成形件中的裂紋明顯減少，成形質量顯著改善，相對密度高達98.95%。（2）基板預熱。當基板預熱溫度提高至400 ℃ 時 ， 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]研究了預熱溫度（0、150、300 ℃）對激光選區熔化成形 Ti?47Al?2Cr?2Nb 合金的影響，結果表明：隨著預熱溫度的增加，成形件的殘余應力由 267 MPa降低至 173 MPa，裂紋的數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力，減少裂紋的產生[13]。應當注意的是，激光增材制造成形件的晶粒細小，在退火處理過程中極易發生晶粒粗化，因此應嚴格控制退火處理的工藝參數。

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，極易造成低沸點元素 Al 的揮發，而 Al 含量的變化會對 TiAl 合金微觀組織及性能產生重要影響。Shi 等[11] 在激光選區熔化成形Ti?47Al?2Cr?2Nb 合金中發現，Al 的揮發量與能量密度密切相關，當掃描速度由 40 mm·s?1 降低至10 mm·s?1（激光功率為 200 W），Al 的揮發量（原子數分數）由 0.32% 增加至 5.73%。Gussone 等[14]也發現，降低能量密度可以明顯抑制 Al 的揮發。劉占起等[15] 以 Ti?48Al?2Cr?2Nb 預合金粉末和純 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對沉積成形的影響規律，結果表明，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??；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成功制備出成形良好且無裂紋的 Ti?48Al?2Cr?2Nb 合金，工藝參數為：掃描速度9 mm·s?1，激光功率 1400 W，送粉速度 5.67 g·min?1，基板預熱溫度 350 ℃，其微觀組織由 γ/α2 片層晶團和少量塊狀 γ 相組成，成形件沿沉積方向上的抗拉強度為 425 MPa，伸長率為 3.3%，斷口形貌為準解理斷裂。隨后，劉占起等[17] 進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，結果發現，隨著沉積層數增加（第 1 層至第 5 層），其微觀組織由網籃狀向等軸狀轉變，并最終轉變為片層狀，同時沉積層中的 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，沉積態合金微觀組織由 γ/α2 片層晶團和少量塊狀 γ 相組成，隨著退火溫度的升高（1200～1320 ℃），合金中片層組織的數量逐漸增加，塊狀 γ 相的數量逐漸 減 少 ， 其 中 塊 狀 γ 相 發 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，合金的抗拉強度逐漸增加，但伸長率先增加后減小，當退火溫度為 1260 ℃ 時，合金的綜合力學性能最佳，抗拉強度和伸長率分別達到543.4 MPa 和 3.7%，而沉積態合金的抗拉強度和伸長率僅為 469 MPa 和 1.1%。張俊生等[19] 對比研究了激光沉積態和鑄態 Ti?48Al?2Cr?2Nb 合金在850 ℃ 下的氧化行為，由于激光沉積態合金的晶粒更加細小，其抗氧化性能明顯優于鑄態合金，經過 60 h 高溫氧化后，沉積態合金氧化膜與基體的結合基本良好，而鑄態合金氧化膜與基體完全脫離，并且兩種氧化膜的結構也不盡相同，沉積態合金氧化膜由外到內依次為 TiO2/Al2O3/基體，而鑄態合金氧化膜由外到內為 TiO2/Al2O3+TiO2/基體。Gussone 等 [14] 研 究 了 能 量 密 度 （ 60、 110、300 J·mm?3）對激光選區熔化成形 Ti?44.8Al?6Nb?1.0Mo?0.1B 合金組織和力學性能的影響，隨著能量密度的升高，Al 的揮發量逐漸增加，組織中 B2 相的數量也隨之增加，能量密度為 60 J·mm?3 時，Al的揮發量較小，合金呈現近片層組織，經熱等靜壓處理后，其微觀組織由近片層組織轉變為細小的球狀組織，此時抗拉強度高達 900 MPa。Li 等[20?22] 對激光選區熔化成形 Ti?45Al?2Cr?5Nb 合金進行了深入研究，系統分析了激光功率、掃描速度、基板預熱溫度對 Ti?45Al?2Cr?5Nb 合金晶粒尺寸、晶粒取向、相組成、相位關系以及力學性能的影響規律。

2 、電子束選區熔化

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

TiAl 合金在電子束選區熔化成形過程中極易出現“吹粉”、孔隙、Al 元素揮發等缺陷?！按捣邸笔侵鸽娮邮x區熔化成形過程中，預置粉末在電子束的作用下偏離原來位置發生大面積飛散的現象，如圖 2 所示。“吹粉”現象容易導致成形件出現孔隙，甚至加工過程被迫中止。電子束轟擊粉末時產生的壓力、粉末之間的靜電斥力以及電子束自身磁場產生的洛倫茲力是導致“吹粉”現象的主要原因[24]。影響“吹粉”現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”現象越嚴重。粉床預熱是避免“吹粉”現象最有效的手段，通過粉床預熱可以使粉末產生輕微燒結，提高粉末間的粘附力，從而避免“吹粉”現象。

孔隙是電子束選區熔化成形 TiAl 合金成形件內部的一種常見缺陷?？紫兜漠a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逸出，便會形成球形孔隙。后續通過熱等靜壓處理可以明顯減小甚至消除此類孔隙。（2）工藝參數選取不當時，會導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生。Schwerdtfeger 和 K?rner[25] 在TiAl 合金電子束選區熔化成形試驗中系統研究了掃描速度、線能量、預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。電子束選區熔化的真空加工環境更容易造成TiAl 合金中 Al 元素的揮發。Al 元素的揮發量與能量密度密切相關，能量密度越高，Al 元素的揮發越嚴重[25]，因此選擇合理的工藝參數對于抑制 Al元素的揮發十分重要。Murr 等[26] 研究發現，工藝參數選取合理時，可以完全消除 TiAl 合金電子束選區熔化成形過程中 Al 的揮發現象。陳瑋等[27] 對Ti?48Al?2Cr?2Nb 合金進行了電子束選區熔化成形試驗，結果表明，成形件中 Al 元素的揮發量（質量分數）為 2.7%，沉積態合金呈現等軸近 γ 組織，由 γ 相和 α2 相組成，其中 γ 相的體積分數約為89%，其室溫抗拉強度為 503 MPa，延伸率為 0，沉積態合金經熱等靜壓處理（100 MPa/1200 ℃/4 h）后再分別進行 1260 ℃/2 h 和 1360 ℃/2 h 的退火處理，其微觀組織分別轉變為雙態組織和全片層組織，抗拉強度略有下降，但塑性得以明顯改善，雙態組織的抗拉強度為 474 MPa，延伸率 1.3%，全片層組織的抗拉強度為 429 MPa，延伸率 0.8%。Yue等[28?30] 系統研究了電子束束流、掃描速度對電子束選區熔化成形 Ti?47Al?2Cr?2Nb 合金相組成、微觀組織、晶粒尺寸、晶體織構以及力學性能的影響規律。

目前采用電子束選區熔化技術制備 TiAl 合金仍然存在一定難度，因而關于電子束選區熔化成形 TiAl 合金試樣力學性能的公開報道相對有限。

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

近年來，美國 GE 公司在增材制造領域進行了大量投資，以強化其在增材制造領域的領先地位。2014 年，GE 公司完成電子束選區熔化成形 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動機 GE9X 上，而世界最大雙發客機波音777X 將使用該型發動機[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焊（gas metal arc welding，GMAW）、非熔化極氣體保護焊（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，直接實現零件的成形。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、力學性能優異等優點，但是成形件表面成形精度較差，通常需要二次機械加工。

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對非熔化極電弧增材制造 TiAl 合金進行了初步探索。Ma 等[36] 利用兩套獨立的送絲裝置，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，焊絲熔化后按照設計路徑進行逐層堆積，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，導致已凝固組織不斷經歷快速加熱冷卻的熱循環作用，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（原子數分數）由近基板區的 38.5% 逐漸增加至頂部區的 48.7%，γ 相的數量逐漸增多，而 α2 相的數量逐漸減少。根據顯微組織的不同，成形件自下而上可以分為三個區域：由等軸 α2 相以及板條狀 γ 相組成的近基板區，全片層組織以及枝晶間 γ 相組成的帶狀區，細小樹枝晶以及枝晶間 γ 相組成的頂部區，如圖 4 所示。隨著建造高度的增加，顯微硬度由近基板區的 HV 437 降低至頂部區的 HV 296。非熔化極電弧增材制造 TiAl 合金經 1060 ℃/24 h 退火處理后，獲得了細小的全片層組織，顯著改善了組織的各向異性 ， 室 溫 抗 拉 強 度 有 所 提 高 ； 經 1200 ℃/24 h退火處理后，組織轉變為等軸近 γ 組織，室溫抗拉強度略有下降，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控非熔化極電弧增材制造 TiAl 合金的物相組成，當 Al 焊絲的熔化量增加時，合金中 γ 相的數量逐漸增多，而α2 相的數量逐漸減少 [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，結果發現，引入 V 元素后，TiAl 合金的相結構并未改變，仍由 γ 相和 α2 相組成，但顯微組織發生明顯變化，枝晶間的 γ 相消失，頂部區由 γ/α2片層晶團和少量 γ 相組成，帶狀區由晶界不明顯的 γ/α2 片層組織、粗大等軸 α2 相以及細小板條狀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，是阻礙其發展與應用的主要瓶頸之一。雖然精密鑄造和鍛造 TiAl 基合金構件已經成功應用于航空發動機的某些關鍵耐熱部件，但是這些傳統成形技術工藝流程復雜，生產成本居高不下，因此開發新型、低成本、近凈成形技術勢在必行。增材制造作為一種新興的近凈成形技術，可以一次性成形形狀復雜的金屬零件，具有數字化、個性化、綠色化和快速化等優點，是未來制造領域的重點突破方向之一，代表了 TiAl 基合金最前沿、最具潛力的成形技術。然而，增材制造 TiAl 合金出現的時間較短，仍然存在一些共性問題有待解決。例如，低成本、高品質增材制造用 TiAl 預合金粉末制備技術的探索與優化，增材制造用 TiAl 合金專用合金體系的篩選與開發，極速加熱冷卻產生的溫度梯度變化容易導致成形件出現冶金缺陷以及殘余應力，成形件不同部位力學性能差異的控制，成形件檢測評價方法、服役壽命預測以及失效分析，成形質量與成形效率之間的矛盾，批量生產中成本的降低，增材制造 TiAl 合金相關技術標準的制定等問題。

展望 TiAl 合金的未來，機遇與挑戰并存，隨著增材制造技術的逐漸成熟，TiAl 合金必將展現出更加廣闊的應用前景。

參 考 文 獻

[1]Kesler M S, Goyel S, Ebrahimi F, et al. Effect of microstructural parameters on the mechanical behavior of TiAlNb(Cr, Mo) alloys with γ+σ microstructure at ambient temperature. J Alloys Compd, 2017,695: 2672

[2]Zhou H T, Kong F T, Wang X P, et al. High strength in high Nb containing TiAl alloy sheet with fine duplex microstructure produced  by hot pack rolling. J Alloys Compd, 2017, 695: 3495

[3]Palomares-García A J, Pérez-Prado M T, Molina-Aldareguia J M.Effect of lamellar orientation on the strength and operating deformation mechanisms of fully lamellar TiAl alloys determined by micropillar compression. Acta Mater, 2017, 123: 102

[4]Xu W C, Jin X Z, Huang K, et al. Improvement of microstructure,mechanical properties and hot workability of a TiAl?Nb?Mo alloy through hot extrusion. Mater Sci Eng A, 2017, 705: 200

[5]Ding J, Lin J P, Zhang M H, et al. High-temperature torsion induced gradient microstructures in high Nb?TiAl alloy. Mater Lett, 2017,209: 193

[6]Shi W T, Wang P, Liu Y D, et al. Crack initiation mechanism and experiment study of process optimization of TiAl alloy formed by selective laser melting. Chin J Rare Met, 2019, 43(4): 349

(石文天, 王朋, 劉玉德, 等. 選區激光熔化TiAl合金裂紋產生機制及工藝優化試驗研究. 稀有金屬, 2019, 43(4): 349)

[7]Sun X, Yang H C, Shao W S, et al. Study on integrated fabrication of cathode-heater assembly by 3D printing. Powder Metall Technol,2020, 38(4): 300

(孫信, 楊懷超, 邵文生, 等. 3D打印一體化制備陰極熱子組件研究.粉末冶金技術, 2020, 38(4): 300)

[8]Zhang G X, Liu S F Yang X, et al. Research progress on preparation of biological implant materials by additive manufacturing. Powder Metall Technol, 2019, 37(4): 312

(張光曦, 劉世鋒, 楊鑫, 等. 增材制造技術制備生物植入材料的研究進展. 粉末冶金技術, 2019, 37(4): 312)

[9]Debroy T, Wei H L, Zuback J S, et al. Additive manufacturing of metallic components — process, structure and properties. Prog Mater Sci, 2018, 92: 112

[10]Sharman A R C, Hughes J I, Ridgway K. Characterisation of titanium aluminide components manufactured by laser metal deposition.Intermetallics, 2018, 93: 89

[11]Shi X Z, Ma S Y, Liu C M, et al. Parameter optimization for Ti?47Al?2Cr?2Nb in selective laser melting based on geometric characteristics of single scan tracks. Opt Laser Technol, 2017, 90: 71

[12]Weisheit A, Mordike B L, Smarsly W, et al. Laser surface remelting and laser surface gas alloying of an intermetallic TiAl alloy. Laser Eng, 2000, 10(1): 63

[13]Yang Y, Dang M Z, Li W, et al. Study on cracking mechanism and inhibiting process of TiAl alloys fabricated by selective laser melting.J Mech Eng, 2020, 56(3): 181

(楊益, 黨明珠, 李偉, 等. 激光選區熔化鈦鋁合金裂紋形成機理及抑制研究. 機械工程學報, 2020, 56(3): 181)

[14]Gussone J, Hagedorn Y C, Gherekhloo H, et al. Microstructure of γ-titanium aluminide processes by selective laser melting at elevated temperatures. Intermetallics, 2015, 66: 133

[15]Liu Z Q, Xu G J, Ma R X, et al. Properties of TiAl alloy prepared by additive manufacturing with laser coaxial powder feeding. Chin J Lasers, 2019, 46(3): 146

(劉占起, 徐國建, 馬瑞鑫, 等. 激光同軸送粉增材制造TiAl合金的性能. 中國激光, 2019, 46(3): 146)

[16]Liu Z Q, Wang W B, Ma R X, et al. Microstructure and properties of γ-TiAl alloy fabricated by laser melting deposition. Rare Met Mater Eng,2020, 49(6): 1925

(劉占起, 王文博, 馬瑞鑫, 等. 激光熔化沉積制造γ-TiAl合金的組織與性能. 稀有金屬材料與工程, 2020, 49(6): 1925)

[17]Liu Z Q, Ma R X, Wang W B, et al. Effect of substrate material on the microstructure, texture, phase and microhardness of a Ti?48Al?2Cr?2Nb alloy processed by laser melting deposition. Rare Met Mater Eng, 2020, 49(7): 2262

(劉占起, 馬瑞鑫, 王文博, 等. 基板材料對激光熔化沉積制造Ti?48Al?2Cr?2Nb合金組織、織構、相和顯微硬度的影響. 稀有金屬材料與工程, 2020, 49(7): 2262)

[18]Liu Z Q, Ma R X, Xu G J, et al. Effects of annealing on microstructure and mechanical properties of γ-TiAl alloy fabricated via laser melting deposition. Trans Nonferrous Met Soc China, 2020,30(4): 917

[19]Zhang J S, Cheng X, Zhang S Q, et al. Oxidation performance of Ti?48Al?2Nb?2Cr intermetallic compounds prepared by laser additive manufacturing. Chin J Lasers, 2018, 45(4): 146

(張俊生, 程序, 張述泉, 等. 激光增材制造Ti?48Al?2Nb?2Cr金屬間化合物氧化性能. 中國激光, 2018, 45(4): 146)

[20]Li W, Liu J, Wen S F, et al. Crystal orientation, crystallographic texture and phase evolution in the Ti?45Al?2Cr?5Nb alloy processed by selective laser melting. Mater Charact, 2016, 113: 125

[21]Li W, Liu J, Zhou Y, et al. Effect of laser scanning speed on a Ti?45Al?2Cr?5Nb alloy processed by selective laser melting:microstructure, phase and mechanical properties. J Alloys Compd,2016, 688: 626

[22]Li W, Liu J, Zhou Y, et al. Effect of substrate preheating on the texture, phase and nanohardness of a Ti?45Al?2Cr?5Nb alloy processed by selective laser melting. Scr Mater, 2016, 118: 13

[23]Franzén S F. Titanium Aluminide Manufactured by Electron Beam Melting [Dissertation].Gothenburg:Chalmers University of Technology, 2010

[24]Milberg J, Sigl M. Electron beam sintering of metal powder. Prod Eng, 2008, 2(2): 117

[25]Schwerdtfeger J, K?rner C. Selective electron beam melting of Ti?48Al?2Cr?2Nb: Microstructure and aluminium loss. Intermetallics, 2014, 49: 29

[26]Murr L E, Gaytan S M, Ceylan A, et al. Characterization of titanium aluminide alloy components fabricated by additive manufacturing using electron beam melting. Acta Mater, 2010, 58(5): 1887

[27]Chen W, Yang Y, Liu L L, et al. Microstructure control and tensile properties of EBM γ-TiAl. Aeronaut Manuf Technol, 2017(Suppl 1):37

(陳瑋, 楊洋, 劉亮亮, 等. 電子束增材制造γ-TiAl顯微組織調控與拉仲性能研究. 航空制造技術, 2017(增刊1): 37)

[28]Yue H Y, Chen Y Y, Wang X P, et al. Effect of beam current on microstructure, phase, grain characteristic and mechanical properties of Ti?47Al?2Cr?2Nb alloy fabricated by selective electron beam melting. J Alloys Compd, 2018, 750: 617

[29]Chen Y Y, Yue H Y, Wang X P. Microstructure, texture and tensile property as a function of scanning speed of Ti?47Al?2Cr?2Nb alloy fabricated by selective electron beam melting. Mater Sci Eng A, 2018,713: 195

[30]Yue H Y, Chen Y Y, Wang X P, et al. Microstructure, texture and tensile properties of Ti?47Al?2Cr?2Nb alloy produced by selective electron beam melting. J Alloys Compd, 2018, 766: 450

[31]Biamino S, Penna A, Ackelid U, et al. Electron beam melting of Ti?48Al?2Cr?2Nb alloy: Microstructure and mechanical properties investigation. Intermetallics, 2011, 19(6): 776

[32]Han J C, Xiao S L, Tian J, et al. Microstructure characterization and tensile properties of a Ni-containing TiAl-based alloy with heat treatment. Rare Met, 2016, 35(1): 26

[33]Bao C L, Xie H S, Zhao J, et al. Effects of HIP on microstructure and mechanical properties of cast Ti?48Al?2Cr?2Nb alloy. Foundry, 2017,66(1): 64

(包春玲, 謝華生, 趙軍, 等. 熱等靜壓處理對鑄造Ti?48Al?2Cr?2Nb合金組織和力學性能的影響. 鑄造, 2017, 66(1): 64)

[34]Hu D, Godfrey A, Blenkinsop P A, et al. Processing-property-microstructure relationships in TiAl-based alloys. Metall Mater Trans A, 1998, 29(13): 919

[35]Sun S J. TiAl alloy turbine blade produced by additive manufacturing method applied to aircraft engine. Powder Metall Ind, 2015, 25(1): 65

(孫世杰. 增材制造方法生產的TiAl合金零件將被應用于飛機發動機渦輪葉片. 粉末冶金工業, 2015, 25(1): 65)

[36]Ma Y, Cuiuri D, Hoye N, et al. The effect of location on the microstructure and mechanical properties of titanium aluminides produced by additive layer manufacturing using in-situ alloying and gas tungsten arc welding. Mater Sci Eng A, 2015, 631: 230

[37]Ma Y, Cuiuri D, Li H J, et al. The effect of postproduction heat treatment on γ-TiAl alloys produced by the GTAW-based additive manufacturing process. Mater Sci Eng A, 2016, 657: 86

[38]Ma Y, Cuiuri D, Hoye N, et al. Effects of wire feed conditions on in situ alloying and additive layer manufacturing of titanium aluminides using gas tungsten arc welding. J Mater Res, 2014, 29(17): 2066

[39]Wang J, Pan Z X, Wei L L, et al. Introduction of ternary alloying element in wire arc additive manufacturing of titanium aluminide intermetallic. Addit Manuf, 2019, 27: 236