劉佳偉，宋美慧,2，張曉臣,2，陳 卓，韓芳明

(1.黑龍江省科學院高技術研究院，哈爾濱 150001； 2.哈爾濱對俄高端技術轉移孵化中心，哈爾濱 150000； 3.航天海鷹(哈爾濱)鈦業(yè)有限公司，哈爾濱 150009)

TiAl基合金材料密度低，模量高，具有良好的高溫強度、抗蠕變性、抗氧化性、阻燃及較低的熱膨脹率和導熱系數(shù)等優(yōu)異的性能[1]，在汽車發(fā)動機增壓渦輪、航空航天發(fā)動機和火箭推進系統(tǒng)領域有著廣闊的應用前景，是極具吸引力的新一代輕質、高強、高溫結構材料。但是，TiAl基合金在室溫條件下的塑性及斷裂韌性較低，所以采用傳統(tǒng)的制造方法很難制造出性能優(yōu)良的TiAl合金零件。

TiAl基合金材料的制備方法主要有傳統(tǒng)鑄造、粉末冶金和增材制造等方法[2]。傳統(tǒng)鑄造法制備的TiAl基合金晶粒粗大且呈層片狀結構，鑄件內部容易形成縮孔縮松和成分偏析，導致力學性能較差。粉末冶金技術可以避免傳統(tǒng)鑄造技術產生的縮松、縮孔、成分不均勻等鑄造缺陷，且晶粒細小，所以制備的TiAl基合金構件力學性能良好，是制備TiAl基合金的有效方法[3]。增材制造技術相比于其他技術，優(yōu)勢在于可以在較短的周期內制備形狀復雜的TiAl構件，且成型的TiAl基合金組織致密，力學性能優(yōu)良。

性能優(yōu)良的TiAl基合金粉末是制備TiAl基合金構件的基礎。制備TiAl基合金粉末的方法主要有元素粉末法、預合金粉末法、機械合金化結合等離子體球化法等。對TiAl基合金及其合金粉末的制備方法進行了概述，并對合金粉末未來發(fā)展趨勢展開了討論。

1 TiAl合金制備方法

1.1 傳統(tǒng)鑄造技術

鑄態(tài)TiAl基合金在凝固過程中會形成粗的柱狀組織，晶粒尺寸大且不均勻，導致室溫塑性低，因此需要采用適當?shù)臒崽幚砉に囌{整其微觀組織，改善和提高其綜合力學性能[4]。

Juraj Lapin[5]等采用真空感應熔煉、離心鑄造法制備了名義成分為Ti-42.6Al-8.7Nb-0.3Ta-2.0C和Ti-41.0Al-8.7Nb-0.3Ta-3.6C (at.%)的兩種TiAl基合金，合金組織由α2(Ti3Al) +γ (TiAl)片層狀晶粒、單γ相、粗大的Ti2AlC顆粒和不規(guī)則形狀的α2相組成。

Yingfei Guo[6]等采用感應熔煉方法制備了Ti-48Al-2Cr-2Nb(T4822)、Ti-48Al-2Cr-2Nb-0.05 Y2O3(T4822-Y2O3)、Ti-48Al-6Nb(T486)和Ti-48Al-6Nb-0.05 Y2O3(T486- Y2O3)的TiAl合金，在950℃下退火36 h，結果顯示，在TiAl合金中添加Y2O3，可以明顯細化晶粒，顯著提高抗拉強度和伸長率。

1.2 粉末冶金技術

粉末冶金方法制備的TiAl基合金克服了傳統(tǒng)制造方法產生的鑄造缺陷，可以獲得均勻細小的顯微組織，極大改善了構件的力學性能。同時，粉末冶金過程中可以添加其他合金元素，可以實現(xiàn)TiAl基合金的合金化[7]。與傳統(tǒng)制造方法制備的TiAl基合金相比，粉末冶金法制備的TiAl基合金具有較高的加工硬化率，這主要是由于其晶粒細化和含氧量高所致[8]。Si-hui OUYANG[9]等采用粉末冶金技術制備的 Ti-47Al-2Nb-2Cr-0.2W合金具有良好的沖擊性能，適用于高溫和高沖擊領域。

1.3 增材制造技術

增材制造(Additive Manufacturing，AM)是一項涉及材料、機械、控制、計算機等多學科的交叉技術。AM的原理是是基于計算機輔助設計(CAD)模型，在高能量激光或電子束作用下，以逐層方式堆疊粉末，該技術能夠制造近凈形狀的零件。TiAl基合金增材制造的方法主要包括激光選區(qū)熔化成型(Selective Laser Melting，SLM)和電子束熔化法(Electron Beam Melting，EBM)[10]。

增材制造可以成型任意形狀的構件，在較短的周期內可以制備出形狀復雜的TiAl構件，且成型的TiAl基合金組織致密，力學性能優(yōu)良。SLM成型的TiAl合金組織致密，成型件在上表面呈細小等軸晶，而在側面呈柱狀晶[11]，但極高的冷速使得TiAl合金容易產生裂紋[12]。EBM技術制備的TiAl合金雜質(氧、氮)含量低，無裂紋，孔隙率低，致密度可達98%以上[13]。然而，EBM成型時能量較高時，Al元素容易揮發(fā)，致使合金成分改變，從而影響合金的性能[14]。

2 TiAl合金粉末制備方法

2.1 元素粉末法

元素粉末法是通過加入高純Ti、Al金屬粉末和其他合金元素，在一定條件下完成合金化的過程。元素粉末法制備TiAl基合金的成本低，易于添加各種合金元素，成形性較好，但是雜質含量較高。另外，粉末燒結過程中由于Ti、Al的擴散速率相差較大，容易產生Kirkendall效應，導致其燒結性能較差[15]。

2.2 預合金粉末法

預合金粉末法制備的TiAl合金粉末成分均勻性好，雜質(氧、氮)含量低且力學性能優(yōu)良。制備TiAl預合金粉末的方法主要有惰性氣體霧化法(Gas Atomization，GA)、等離子體旋轉電極霧化法(Plasma Rotate Electrode Pulverization，PREP)和射頻等離子體球化法(Radio Frequency，RF)等。

2.2.1 惰性氣體霧化法

GA技術的基本原理是用超高速氣流將金屬液流破碎成細小的液滴并凝固成球形的粉末。GA技術主要有冷壁坩堝等離子熔化感應霧化(PIGA)、無坩堝電極感應熔煉霧化(EIGA)、水冷銅坩堝真空感應熔煉氣霧化制粉(VIGA-CC)等方法。

Young-Kyun Kim[16]等采用PIGA方法制備了Ti-48Al-2Cr-2Nb預合金粉末，使用電子束熔煉(EBM)技術，成功制造了沒有開裂的TiAl基合金預制件。康偉福[17]等采用PIGA工藝制備的預合金粉末顆粒細小，具有良好的球形度。

歐園園[18]采用EIGA技術制備了適用于選區(qū)激光熔化成形工藝的、球形度高、粒徑分布較窄、雜質含量少的TiAl合金粉末。王剛[19]等對EIGA法制備的Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B 和 Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B預合金粉末進行表征，根據(jù)DSC曲線，Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.2W-0.15B和 Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B預合金粉末在 730℃～800℃和700℃～760℃出現(xiàn)放熱峰，這表明隨著冷卻速率的增加，TiAl預合金粉末在霧化過程中出現(xiàn)相轉變。馮凱[20]采用EIGA法制備出了可用于3D打印的球形TC4粉末。該粉末球形度較高，粒度分布均勻細小，呈單峰分布，氧含量較低，但出現(xiàn)了“衛(wèi)星狀”的粘連粉末。Yuyong Chen[21]等的實驗結果表明，EIGA法可以制備出用于選擇性電子束熔化(SEBM)的、球形度高、粒徑分布均勻的TiAl基預合金粉末。

趙少陽[22]采用VIGA-CC技術制備球形Ti-5.8Al-18.4Nb合金粉末，粒度主要分布在4～150 μm，粉末流動性為27.2[s·(50 g)-1]，氧氮含量較低，大顆粒粉末表面為枝狀組織，小顆粒粉末則是光滑的表面。

2.2.2 等離子體旋轉電極霧化法

PREP法無坩堝，霧化氣氛為高純惰性氣體，所以制粉環(huán)境純凈無污染。相對于其他GA技術，PREP法制備的TiAl基合金粉末具有更高的球形度、更好的流動性和更窄的粒度分布，且成本更低。此外，PREP法制備的粉末幾乎沒有出現(xiàn)對最終構件的疲勞性能有害的“衛(wèi)星粉末”和“中空顆?！盵23]。

西北有色金屬研究院[24]采用PREP工藝制取的高溫TiAl合金粉末流動性良好，粒度均勻，振實密度和松裝密度相差不大，氧含量低于800 ppm，氮含量低于600 ppm。

中南大學[25]采用等離子旋轉電極法制備制得的鈦鋁粉末球形度高達99%，氧含量僅為500 ppm。

H.P.Tang[26]等采用PREP法制備了球形度高、氧氮含量低的Ti-45Al-7Nb-0.3W預合金粉末，將其用于改進的EBM工藝，制備出了具有細小全片層組織，抗拉強度為2 750 MPa，應變斷裂率達到37%，無裂紋的Ti-45Al-7Nb-0.3W合金。

W. Kan[27]等采用PREP法和電子束熔煉(EBM)技術制備了高Nb-TiAl合金，該合金具有完全致密的微觀結構和良好的室溫和高溫拉伸性能。

但由于PREP工藝制備TiAl基合金粉末時存在粉體粒度較大、細粉收率較低，會造成生產周期較長和成本的增加等情況，所以在量產方面受到了一定的制約。因此，改善PREP工藝，提高細粉收得率將是未來研究重點。

2.2.3 射頻等離子體球化法

射頻(RF)等離子體具有較高的溫度，用等離子炬進行材料處理時，加熱和冷卻速度很快。其原理是載氣將粉末顆粒送入等離子炬，粉末顆粒迅速吸收熱量完成熔化，在其表面張力作用下形成小液滴，最后冷卻凝固成合金粉末。RF是制備成分均勻、流動性好、球形度高和缺陷較少的TiAl基合金球形粉末的良好途徑[28]。

北京科技大學的盛艷偉[29]等研究了用射頻等離子體球化鈦和鈦合金粉末。實驗原料為粒度小于30 μm的不規(guī)則Ti-6Al-4V粉末，采用射頻等離子體進行球化。經球化處理后，粉末顆粒明顯細化且分布均勻，內部組織呈針狀馬氏體，粉末表面光滑，球形度很高，最佳的球化率可達99%。同時，鈦合金粉末的松裝密度、振實密度和粉末流動性得到明顯改善。

古忠濤[30]等利用射頻等離子體球化技術，對不規(guī)則的鈦粉進行球化處理后改善了鈦粉流動性，提高了鈦粉松裝密度，消除了鈦粉顆粒內部的縮孔和縮松，改變了鈦粉顆粒表面形貌，提高了鈦粉純度。

路新[31]等采用感應熔煉、機械破碎、流化床氣流磨和射頻等離子體球化工藝制備出了Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.02Y合金粉末。經測試表征后發(fā)現(xiàn)，該粉末平均粒度為90 μm且分布均勻細小，球形度較高，內部組織無孔洞，但氧氮含量偏高。

朱郎平[32]等對射頻等離子體球化過程進行了數(shù)值模擬。結果顯示，等離子體溫度過高時會導致太小的TiAl粉末顆粒蒸發(fā)，氣流量對收粉率有較大的影響，不同大小的顆粒應設置相應的氣流量來提高收粉率。

上述各種技術制備的TiAl基合金粉末純凈度高、球形度良好、流動性高、雜質(氧、氮)含量低，但是仍然存在粉末顆粒成分偏析、合金元素揮發(fā)、粘連衛(wèi)星粉、內部空心粉、球形度不高等問題。設備初期投入較高，需消耗大量的惰性氣體以保證整個制備工藝流程的氣氛純凈，這使得預合金粉末法制備TiAl基合金粉末的成本較高。因此，改進預合金法制粉工藝、降低制造成本，以期獲得性能優(yōu)良的TiAl預合金粉末將是未來研究重點。

2.3 機械球磨等離子體球化兩步法

兩步法是指先將高純Ti粉、Al粉和其他合金元素按指定成分配比后進行機械球磨，通過等離子體球化設備球化處理，獲得顆粒細小、粒度均勻分布、球形度較高的TiAl合金粉末。

佟健博[33]采用高能球磨與反應合成相結合的方法制備了高Nb-TiAl合金粉末，并對粉末進行了射頻等離子體球化處理。結果顯示，TiAl合金粉末球化率接近100%，平均粒度為9.6 μm，粒徑均勻性指數(shù)為0.662。

Igor Polozov[34]等以氣霧化(GA)和機械合金化等離子球化(MAPS)方法制備的Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%)合金粉末為原料，研究了激光粉床熔融(L-PBF)工藝參數(shù)(預熱溫度)對材料的微觀組織和力學性能的影響。結果表明，在900℃ 預熱溫度下可制備出相對密度為99.9%的無裂紋TiAl金屬間化合物。與GA粉末相比，MAPS粉末中的氧含量有所增加(分別為1.1wt.%和0.1wt.%)，導致抗壓強度和應變較低，但顯微硬度較高。

J.B. Tong[35]等采用機械合金化反應合成和等離子球化技術相結合的方法，開發(fā)了一種制備致密TiAl-Nb合金微細球形粉末的工藝。實驗過程為TiH2、Al、Nb粉末先用高能球磨機混合細化，在600℃～1 200℃不同溫度下熱處理2 h，再通過射頻等離子體熔化TiAl-Nb合金粉末，最后快速凝固成微細球形的TiAl-Nb合金粉末。測試分析結果表明，TiAl-Nb合金粉末成分均勻性良好、球形性較高。所得到的球形粉末具有均勻的等軸晶組織，以過飽和的α2-Ti3Al相為主。粉體的平均粒徑為9.6 μm，分布均勻性為0.622。

路新[36]等以EIGA法制備的Ti-47Al(178～840 μm)預合金粉末為原料，采用高能球磨和射頻等離子體球化技術進行粉末細化和球化處理，得到了粒徑分布窄、球形度較高的微細TiAl基合金粉末。但是由于機械合金化和射頻等離子體球化過程中的環(huán)境氣氛并不純凈，導致了粉末的氧氮等雜質的含量較高，這一定程度上阻礙了機械合金化等離子體球化的制粉效果。

3 結語

傳統(tǒng)鑄造方法成型的TiAl鑄件，內部容易形成縮孔縮松和成分偏析，導致室溫塑性較差，應用有限。粉末冶金和增材制造技術成型TiAl基合金構件組織均勻，力學性能良好，是制備TiAl基合金的有效方法。但是，粉末冶金和增材制造均對粉末原料提出極其苛刻的要求，制備高品質的TiAl基合金粉末將為成型性能優(yōu)良的構件奠定堅實的基礎，因此改進TiAl基合金制粉工藝，降低制造成本，以獲得性能優(yōu)良的TiAl預合金粉末，這將是未來研究的重點。