Ti
3A1基
金属间化合物具有密度低、高温性能好等特点，因而在航天领域被作为能够在650℃以下替代
镍基高温合金的理想材料。但Ti
3A1基金属间化合物室温变形抗力大，难以加工。在合金化和热机械处理（Thermal Mechanical Process）之后，才拥有一定的塑性，从而限制了它的推广应用。 粉末冶金工艺可以用于制备传统方法难加工材料，例如Ti
3A1基合金。粉末冶金工艺制备出的材料拥有细小、均匀的组织，而且还可以近净成型所需的部件。利用预合金粉末，粉末冶金工艺可以制造出形状复杂的部件，而且成本比传统的锻造工艺要低。 本文以Ti－23A1－17Nb（%，原子分数）为对象，利用其预合金粉末进行了粉末冶金Ti－23A1－17Nb材料的制备研究。
一、实验 （一）Ti－23A1－17Nb预合金粉的制备 本实验使用的Ti－23A1－17Nb预合金粉末是采用气体雾化法制备的，其化学成分如表1所示。粉末的化学成分接近材料的名义成分，0，N等杂质元素的含量控制的较好。 表1 预合金粉末的化学成分
| Elements | Nb | Al | Fe | C | O | N | Ti |
| x（%，atomfraction） | 0.1682 | 0.2435 | 0.0003 | 0.00005 | 0.0023 | 0.0002 | base |
粉末的形貌决定了粉末的松装密度和振实密度，进而影响合金材料在致密烧结过程中的变形量，因此粉末形态是粉末冶金工艺中重点控制的参数之一，国内外都曾对如何控制粉末形态做了大量的研究。利用扫描电镜对Ti－23A1－17Nb预合金粉末的形态和表面状态进行观测，结果如图1和2所示。
图1 气体雾化法制备的Ti－23Al－17Nb预合金粉末的电镜扫描照片
图2 气体雾化法制备的Ti－23Al－17Nb预合金粉末的微观组织 从Ti－23A1－17Nb合金粉末的扫描电镜照片来看，粉末的基本形状为球形，有些表面带有微小的行星球。这种粉末的流动性较好，其松装密度和振实密度较高，适于直接进行热等静压致密化成型。 （二）Ti－23Al－17Nb预合金粉末的热等静压成型 Ti－23A1－17Nb预合金粉末热等静压实验使用的包套材料为不锈钢。在包套内装Ti－23A1－17Nb预合金粉末，振动，然后在一定温度下抽真空，除气。当达到要求真空度后保持一段时间，进行锻封。锻封后的包套进行热等静压处理（图3）。Ti－23A1－17Nb预合金粉末的热等静压工艺为：保温温度900～1100℃，压力大于100 MPa，保温时间3h。图3是热等静压前后装有Ti－23A1－17Nb预合金粉末的包套试样。
图3 Ti－23A1－17Nb预合金粉末热等静压用包套试样 （三）热等静压后粉末冶金（简记为：PM）Ti－23A1－17Nb合金的热处理 为了得到为了得到不同性能的PM Ti－23A1－17Nb材料，采用不同的热处理制度处理热等静压后的合金，然后测试其性能，观察其微观组织。
二、结果与讨论 （一）Ti－23A1－17Nb预合金粉末的性能 经过
检测，Ti－23A1－17Nb预合金粉末的松装密度为3.097 g·cm
－3，振实密度为3.643 g·cm
－3，为其理论密度的75%左右。结果表明，Ti－23A1－17Nb预合金粉末在热等静压过程中的变形量不大，易于控制，从而易于实现零部件的近净成型。 粉末粒度的分布范围对热等静压后材料的组织具有一定的影响，粉末力度分布越广，材料的组织就越不均匀。在实验中，使用标准筛对Ti－23A1－17Nb预合金粉末的粒度分布做了测试，结果如表2。Ti－23A1－17Nb预合金粉末的颗粒尺寸大部分位于25～180μm，约占粉末总量的74.5%。 表2 Ti－23A1－17Nb预合金粉末的粒度分布
| Powder size/μm | x/（%，atom fraction） | Totals/% |
| 5.00～15.0015.00～25.0025.00～35.0035.00～45.0045.00～63.0063.00～75.0075.00～106.00106.00～150.00150.00～180.00180.00～200.00200.00～220.00220.00～240.00240.00～260.00260.00～270.00 | 0.583.176.156.0018.7818.6913.167.254.460.006.693.714.526.85 | 0.583.759.9015.8934.6753.3666.5273.7778.2378.2384.9288.6393.15100.00 |
（二）热等静压后 PM Ti－23A1－17Nb的性能及微观组织 Ti
3A1基合金的热等静压处理温度一般在ɑ2＋p两相区（图4）。运用两种不同的热等静压工艺处理Ti－23A1－17Nb预合金粉末，结果表明差别不大，如表3。
图4 Ti－23A1－17Nb和Nb的伪二元相图 表3 PM－Ti－23A1－17Nb的HIP工艺及性能
| No.HIP treatment | σ0.2/MPa | σb/MPa | σ/% | E/GPa |
| 1 970℃，140MPa，3h2 1010℃，140MPa，3h | 735745 | 815815 | 2.01.6 | 114121 |
对热等静压态的PM Ti－23Al－17Nb观测其微观组织，发现其组织比较细小，O相在α
2相周围析出，呈网状分布（图5）。
图5 热等静压后PM Ti－23Al－17Nb的微观组织 （三）PM Ti－23Al－17Nb的热处理工艺 作为一种金属间化合物，Ti
3Al基合金在不同的热处理条件下可以得到不同的组织，进而得到不同的性能。 PM Ti－23A1－17Nb在热等静压后的强度和延伸率相对较低，需要在α
2＋βB/＋O的两相区进行固溶＋时效处理。在实验中进行了4种工艺制度试验，得到材料的性能如表4所示。 表4 PM Ti－23A1－17Nb热处理工艺及性能
| No.Hot treatment | σ0.2/MPa | σb/MPa | σ/% | E/GPa |
| 1 930℃，1h，AC2 960℃，1h，AC3 930℃，1h，AC＋860℃，8h，FC4 960℃，1h，AC＋860℃，8h，FC | 735810710705 | 835920790790 | 4.02.54.33.0 | 104100118113 |
AC：Air Cooling；FC：Furnace Cooling PM Ti－23A1－17Nb在固溶后其强度较高，但固溶态的PM Ti－23A1－17Nb是一种亚稳态（如表4中热处理制度1和2），因而需要进行时效处理。图6是经960℃，1h，AC＋860℃，8h，FC和930℃，1h，AC＋860℃，8h，FC的微观组织。
图6 经960℃，1h，AC＋860℃，8h，FC固溶时效后PM Ti－23A1－17Nb的微观组织（a），经930℃，1h，AC＋860℃，8h，FC固溶时效后PM Ti－23A1－17Nb的微观组织（b） PM Ti－23A1－17Nb经固溶时效后强度有所降低，但延伸率有所提高。经分析，在固溶时效之后，PM Ti－23A1－17N6中的β相含量要比热等静压态要高。其次，在固溶时效之后，α
2相分布得更为均匀，从而使合金具有良好的强度和塑性。 （四）PM 71－23A1－17Nb热等静压态试棒的断口分析 利用扫描电镜对PM Ti－23A1－17Nb热等静压态试棒的拉伸试样断口进行了分析。从图7（a）可以看出，试棒的断口比较平整，近似于脆性断裂。然后对断裂源（图7（b）和图7(d））和扩展区（图7（c））进行了观察，发现试棒的断裂是从晶粒的边界处开始的，而扩展区呈现河流状纹路，从而证明了PM Ti－23A1－17Nb拉伸试棒的断裂为解理断裂。在分析中，运用电子探针对图7（d）中的断裂源进行了简单的化学成分测试，发现此处的合金元素的含量远高于其他区域。在晶界处，PM Ti－23A1－17Nb产生了比较明显的偏析和夹杂的聚集，从而也使它成为拉伸试棒的断裂源。
图7 PM Ti－23A1－17Nb断口扫描电镜照片
三、结论 （一）通过热等静压预合金粉末的工艺可以得到组织均匀细小的PM Ti－23A1－17Nb合金，但其延伸率比较低。 （二）在固溶时效后，PM Ti－23A1－17Nb合金的延伸率有所改善。但是，固溶时效工艺的差异会给PM Ti－23A1－17Nb合金的性能带来较大的变化。
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