陳玉勇， 崔 寧， 孔凡濤

(哈爾濱工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱150001)

為滿足當(dāng)前航空航天飛行器減重的要求，迫切需要發(fā)展新型輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料來(lái)替代目前較重的鎳基合金。TiAl 合金具有密度低(ρ=3.9 ～4.2g/cm3)、強(qiáng)度高和抗氧化能力好等優(yōu)點(diǎn)，是目前最具應(yīng)用前景的高溫結(jié)構(gòu)材料之一［1］。經(jīng)過(guò)多年發(fā)展，鑄造TiAl合金在國(guó)外已經(jīng)開(kāi)始工程化應(yīng)用。1999年，日本三菱公司將研制的TiAl 合金渦輪增壓器應(yīng)用于Lancer汽車(chē)中，首次成功實(shí)現(xiàn)了TiAl 合金的商業(yè)化應(yīng)用［2］。2007年，美國(guó)波音航空公司宣布未來(lái)會(huì)將鑄造低壓渦輪葉片(Ti－(47 ～48)Al－2Cr－2Nb)應(yīng)用于波音787飛機(jī)的發(fā)動(dòng)機(jī)(GEnx－1B)中［3］。

目前，國(guó)內(nèi)外許多研究機(jī)構(gòu)都在積極開(kāi)展變形TiAl 合金的研究工作，并取得一定進(jìn)展。對(duì)變形TiAl 合金的研究主要集中在合金化和熱加工技術(shù)等方面。通過(guò)多年合金化研究，人們對(duì)不同元素的作用和含量控制有了較深認(rèn)識(shí)。TiAl 合金熱加工技術(shù)的研究對(duì)改善熱加工性、拓寬熱加工工藝窗口具有重要意義。近年來(lái)，美國(guó)空軍實(shí)驗(yàn)室、日本三菱重工、奧地利Plansee 公司、德國(guó)GKSS 研究中心以及國(guó)內(nèi)研究機(jī)構(gòu)均開(kāi)展了TiAl 合金的鍛造、擠壓和軋制技術(shù)研究，發(fā)展鑄錠冶金法和粉末冶金法等TiAl合金熱加工技術(shù)［4］。本工作系統(tǒng)總結(jié)近年來(lái)變形TiAl 合金在合金化、熔煉、熱加工、粉末冶金以及后續(xù)熱處理等方面的研究進(jìn)展。

1 合金化的研究進(jìn)展

合金化是改善TiAl 合金熱加工性和力學(xué)性能的重要手段。經(jīng)過(guò)幾十年的發(fā)展，合金化研究取得一定成果，發(fā)展了三類(lèi)典型的TiAl 合金［3］:傳統(tǒng)的γ－TiAl 合 金、高 鈮TiAl 合 金 以 及 新 型β－γ TiAl合金。

傳統(tǒng)TiAl 合金以較高鋁含量和較好塑性為主要特征，其典型合金包括美國(guó)GE 的Ti－(47 ～48)Al－2Cr－2Nb 合金和德國(guó)GKSS 的Ti－46.5Al－4(Nb，Cr，Mn，Si，B)等［4，5］。Al 元素是TiAl 合金中最重要的合金元素，其含量對(duì)合金組織和性能具有重要影響。研究表明:當(dāng)Al 含量介于45% ～48%之間時(shí)，合金在凝固過(guò)程中會(huì)發(fā)生包晶反應(yīng)，最終導(dǎo)致合金具有粗大的柱狀晶組織。因此，傳統(tǒng)TiAl 合金的室溫性能一般。

為避免包晶反應(yīng)，可將Al 含量降至45%以下，此時(shí)合金凝固會(huì)通過(guò)β 單相區(qū)。通過(guò)添加β 相穩(wěn)定化元素可降低β 相區(qū)溫度，在加工溫度引入無(wú)序的體心立方β 相，來(lái)改善合金的熱加工性。美國(guó)空軍實(shí)驗(yàn)室Kim 等將這類(lèi)具有優(yōu)異變形能力的合金稱(chēng)為β－γ TiAl 合金［6］。V，Nb，Mo，Mn 和Cr 等元素是TiAl 合金中常用的β 相穩(wěn)定化元素［6］。V 具有較強(qiáng)的β 相穩(wěn)定能力，能顯著改善合金的熱加工性，也可改善合金塑性。Nb 可降低TiAl 合金層錯(cuò)能，減緩擴(kuò)散過(guò)程，調(diào)整氧化層結(jié)構(gòu)［7］;Mo 可改善TiAl 合金的熱加工范圍、成形性和塑性，其在γ 相和α2相中的擴(kuò)散激活能比Nb 高，但分配系數(shù)更高，使β 相中Mo 含量高于Nb 含量［8］;Mn 可為孿晶位錯(cuò)提供形核位置，具有穩(wěn)定孿晶的作用，從而改善TiAl 合金的塑性［9］;Cr 可將高溫β 相保存下來(lái)，沉積到γ 相界，實(shí)現(xiàn)γ 顆粒細(xì)化，使等溫鍛造合金獲得高溫超塑性［10］。需要指出的是，β 相在1000℃以下會(huì)有序化為B2 相，B2 相的存在對(duì)室溫塑性不利，需通過(guò)后續(xù)熱處理來(lái)消除。一般TiAl 合金的使用溫度大概在600 ～800℃，為進(jìn)一步提高合金的使用溫度，林均品等［11］根據(jù)Nb 能明顯改善合金高溫性能的特征，提出了具有優(yōu)異高溫抗氧化性和高溫抗蠕變性的高鈮TiAl 合金。該合金以較高的Nb 添加量(5% ～10%)為特征，可將TiAl 合金的使用溫度提高60 ～100℃。

組織細(xì)化對(duì)改善合金綜合力學(xué)性能具有重要作用。目前TiAl 合金一般采用B，C，Y 等細(xì)化元素。國(guó)內(nèi)外研究人員對(duì)這三種元素的細(xì)化效果及細(xì)化機(jī)制都開(kāi)展了深入研究。目前關(guān)于元素細(xì)化機(jī)制還有一定爭(zhēng)議。但普遍認(rèn)為:晶粒細(xì)化元素在合金中會(huì)形成高溫?zé)岱€(wěn)定化合物(如TiB2，TiC，YAl2等)，通過(guò)晶界的纏結(jié)作用，阻礙顆粒粗化。除細(xì)化作用，此類(lèi)元素還有助于改善TiAl 合金性能［12～14］。硼化物在γ 層片中作為異質(zhì)形核劑，促進(jìn)α +γ 層片組織形成，從而避免發(fā)生塊狀轉(zhuǎn)變(α→γM)［15］;碳化物可提升TiAl 合金的屈服強(qiáng)度［16］;Y 能提高TiAl 合金的抗氧化能力。

2 TiAl 合金的熔煉技術(shù)

鑄錠冶金技術(shù)是目前較為成熟的TiAl 合金制備方法，主要包括鑄錠熔煉和后續(xù)熱加工(熱鍛、熱軋和熱擠壓等)。鑄錠熔煉是鑄錠冶金工藝的基礎(chǔ)。但熔煉后的TiAl 合金有可能產(chǎn)生組織粗大、織構(gòu)、成分偏析以及縮孔縮松等缺陷，這將嚴(yán)重影響TiAl 合金的機(jī)械性能。粗大的織構(gòu)和微觀成分偏析可借助后續(xù)熱加工和熱處理等工藝解決。宏觀成分偏析則可通過(guò)改變合金的熔煉方式和熔煉使用的中間合金來(lái)改善。目前TiAl 合金最常用的熔煉工藝包括真空感應(yīng)凝殼熔煉(induction skull melting，ISM)和真空自耗電極電弧熔煉(vacuum arc remelting，VAR)，二者均采用水冷銅坩堝技術(shù)。但感應(yīng)凝殼熔煉由于坩堝尺寸的限制，不適合制備大尺寸的合金鑄錠。而真空自耗電極電弧熔煉可用于大尺寸鑄錠的制備，適合工業(yè)化生產(chǎn)。目前，德國(guó)GfE 公司利用新開(kāi)發(fā)的中間合金，制備組織均勻的大尺寸傳統(tǒng)TiAl 鑄錠(Ti－46Al－4(Nb，Cr，Mo)－0. 2B－0. 2C，φ220mm × 950mm)［17］;國(guó) 內(nèi) 利 用ISM 熔 煉 制 備φ(100 ～200)mm ×(200 ～300)mm 的TiAl 合金鑄錠;利用VAR 熔煉制備φ(220 ～290)mm ×(500 ～600)mm 的TiAl 合金鑄錠。圖1 為β－γ TiAl 合金(a)和高鈮TiAl 合金(b)的鑄錠。

圖1 TiAl 合金鑄錠［18，19］ (a)Ti－43Al－9V－Y;(b)Ti－44Al－8Nb－0.2W－0.2B－YFig.1 Ingots of TiAl alloys［18，19］ (a)Ti－43Al－9V－Y;(b)Ti－44Al－8Nb－0.2W－0.2B－Y

利用優(yōu)化的熔煉工藝制備的TiAl 合金鑄錠，其凝固組織一般比較均勻。圖2 為不同合金的鑄態(tài)組 織。圖2a 為ISM 方 法 制 備 的Ti－43Al－4Nb－2Mo－0.5B 合金的鑄態(tài)組織，為近層片組織，由等軸細(xì)小的層片晶(晶粒尺寸20 ～50μm)以及位于晶界的B2 和γ 相混合組織組成［20］。圖2b 為VAR 方法制備的Ti－44Al－8Nb－0.2W－0.2B－Y 鑄錠的全層片組織，主要由(α2+γ)層片和極少量B2相組成［18］。可以看出，鑄錠的組織均勻，無(wú)宏觀偏析和柱狀晶等缺陷。對(duì)合金鑄錠力學(xué)性能的研究表明，鑄態(tài)合金的抗拉強(qiáng)度一般較高，而塑性較低。為進(jìn)一步優(yōu)化合金的組織和性能，一般需要進(jìn)行后續(xù)熱加工(鍛造、擠壓和軋制等)。

圖2 不同合金的鑄態(tài)組織 (a)Ti－43Al－4Nb－2Mo－0.5B合金(ISM)［18］;(b)Ti－44Al－8Nb－0.2W－0.2B－Y合金(VAR)［20］Fig.2 Microstructures of Ti－43Al－4Nb－2Mo－0.5B ingot(ISM)(a)［18］and Ti－44Al－8Nb－0.2W－0.2B－Y ingot (VAR)(b)［20］

3 TiAl 合金熱加工技術(shù)

鍛造、擠壓和軋制是TiAl 合金熱加工的主要手段，可以有效細(xì)化鑄態(tài)組織并改善偏析，提升合金的綜合力學(xué)性能［21］。在進(jìn)行熱加工之前，需要對(duì)鑄錠進(jìn)行熱等靜壓和均勻化處理來(lái)消除孔洞和偏析等組織缺陷。精確的工藝設(shè)計(jì)和參數(shù)選擇是TiAl 合金熱加工的關(guān)鍵，其中，變形溫度是TiAl 合金熱變形的重要參數(shù)。變形過(guò)程中嚴(yán)重的溫降將會(huì)導(dǎo)致脆斷和局部開(kāi)裂等嚴(yán)重失效。因此，為避免劇烈溫降和變形不均勻，TiAl 合金的熱加工常采用等溫或包套工藝。另外，在TiAl 合金和包套之間添加保溫棉可以進(jìn)一步增強(qiáng)保溫效果。

3.1 TiAl 合金鍛造技術(shù)

TiAl 合金鍛造主要是利用鍛機(jī)進(jìn)行墩粗以改善組織和性能，一般分為等溫鍛造和包套鍛造。等溫鍛造是將坯料和模具加熱至同一溫度并以較低應(yīng)變速率變形的熱加工技術(shù)。等溫鍛造能有效減小TiAl合金和模具之間的溫差，降低合金的變形抗力。但其應(yīng)用受到模具材料使用溫度的限制，并對(duì)鍛造設(shè)備要求較高，增加了生產(chǎn)成本。相比之下，包套鍛造既有效避免了TiAl 合金坯料表面出現(xiàn)明顯溫降，又降低了對(duì)生產(chǎn)設(shè)備的要求，具有成本低廉的優(yōu)勢(shì)，使TiAl 合金的熱加工可在常規(guī)工業(yè)設(shè)備上進(jìn)行。因此，國(guó)內(nèi)外研究者更傾向利用包套鍛造技術(shù)來(lái)實(shí)現(xiàn)TiAl 合金的鍛造。目前國(guó)內(nèi)外機(jī)構(gòu)利用等溫鍛造和包套鍛造技術(shù)已經(jīng)制備了多種大尺寸TiAl 合金鍛坯。目前，德國(guó)Thyssen Umformtechnik 公司利用等溫鍛造工藝生產(chǎn)了直徑達(dá)581mm 的Ti－47Al－1.5Nb－1Cr－1Mn－0.2Si－0. 5B 傳 統(tǒng) 合 金 鍛 坯;國(guó) 內(nèi) 孔 凡 濤等［22］利用包套鍛造成功制備了尺寸達(dá)φ(480 ～700)mm×(40 ～50)mm 的β－γ TiAl 鍛坯以及多種尺寸的高鈮TiAl 鍛坯(圖3)［22］。

圖3 β－γ TiAl 合金鍛坯(a)和高鈮TiAl 合金鍛坯［22］(b)Fig.3 As－forged pancake of β－γ TiAl alloy (a)and high Nb containing TiAl alloy (b)［22］

Ti－43Al－9V－Y 合金是具有優(yōu)異變形能力和綜合力學(xué)性能的TiAl 合金。該合金的鑄態(tài)組織主要由不均勻分布的γ 和B2 組成(圖4a)。鍛造后組織轉(zhuǎn)化為均勻細(xì)小的雙態(tài)組織，由(γ+B2)相以及少量YAl2組成［19，22］(圖4b)。納米硬度測(cè)試顯示鍛態(tài)合金中B2 相硬度為5.25GPa，明顯低于其他鍛態(tài)TiAl 合金中B2 相的硬度。分析認(rèn)為B2 相硬度的降低有利于改善合金室溫性能［23］。鍛態(tài)合金表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合力學(xué)性能。該合金室溫伸長(zhǎng)率可達(dá)2%，在700 ～750℃的抗拉強(qiáng)度可達(dá)500 ～600MPa［22］。同時(shí)，鍛態(tài)Ti－43Al－9VY 合金具有較高的斷裂韌度(22.5MPa·m1/2)［19］。

3.2 TiAl 合金熱擠壓技術(shù)

熱擠壓是TiAl 合金開(kāi)坯的重要技術(shù)。其中，熱擠壓溫度是影響組織的重要因素。擠壓溫度過(guò)高會(huì)造成組織粗大，惡化性能;擠壓溫度較低會(huì)造成變形應(yīng)力增加，引起合金開(kāi)裂。TiAl 合金熱擠壓一般在Tα溫度附近進(jìn)行。在Tα溫度以上65℃擠壓，可獲得全層片組織;在Tα溫度以下20℃擠壓，可獲得近層片組織［24］。對(duì)Ti－47Al－(2 ～4)Nb－(0.5 ～1.0)W－(0.08 ～0.18)B 合金熱擠壓的研究表明，通過(guò)熱擠壓工藝能細(xì)化合金組織，提高合金強(qiáng)度，并使合金伸長(zhǎng)率達(dá)2% ～3%［25］。目前國(guó)外已經(jīng)利用擠壓和熱模鍛技術(shù)制備TiAl 壓氣機(jī)葉片等結(jié)構(gòu)件(圖5)，使用溫度可達(dá)700℃［26］。

圖5 利用擠壓和模鍛技術(shù)制備的TiAl 壓氣機(jī)葉片［26］Fig.5 Compressor blades produced using extrusion and forging process［26］

3.3 TiAl 合金軋制技術(shù)

TiAl 合金板材應(yīng)用廣泛，可用于生產(chǎn)直升機(jī)噴嘴、熱防護(hù)部件等［4］。目前TiAl 合金板材的制備主要采用鑄錠冶金法和粉末冶金法。在鑄錠冶金法中，TiAl 合金鑄錠需經(jīng)熱等靜壓和均勻化退火等工藝，通過(guò)鍛造或擠壓細(xì)化組織，以提高軋制等二次成型能力。采用粉末冶金法，粉末混合后可通過(guò)加壓燒結(jié)工藝制坯后直接軋制，也可在粉末壓實(shí)進(jìn)行鍛造或擠壓等熱加工后進(jìn)行軋制。TiAl 合金軋制一般在(α+β)相區(qū)進(jìn)行。軋制過(guò)程，需要確定合理的軋制速率和軋制變形量，以避免合金開(kāi)裂或產(chǎn)生劇烈溫降。

德國(guó)的GKSS、奧地利的Plansee 以及國(guó)內(nèi)等多家研究機(jī)構(gòu)對(duì)TiAl 合金板材的研究均取得進(jìn)展。GKSS 制備的TiAl 合金板材的最大尺寸達(dá)1000mm×450mm ×1mm［4］。Plansee 利用熱成形技術(shù)研制具有溝槽結(jié)構(gòu)的TiAl 板材構(gòu)件(圖6a)。國(guó)內(nèi)哈爾濱工業(yè)大學(xué)采用高溫包套軋制工藝成功制備最大尺寸約為700mm×200mm×(2 ～3)mm 的β－γ TiAl 合金(Ti－43Al－9V－Y)板材(圖6b)。

除上述傳統(tǒng)的制備方法外，美國(guó)Alabama 大學(xué)還開(kāi)發(fā)利用Ti 箔和Al 箔制備TiAl 板材的技術(shù)［27］。由于Ti 和Al 自身較好的塑性，很容易利用冷軋技術(shù)制得不同厚度的Ti 箔和Al 箔。在兩種箔片進(jìn)行疊加焊接前，通過(guò)控制兩種箔片厚度可以獲得適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)計(jì)量比。隨后通過(guò)退火和循環(huán)軋制來(lái)獲得最終的TiAl 板材。

圖6 熱成形后的TiAl 合金板材(300mm×150mm×83mm)［4］(a)和軋制后的Ti－43Al－9V－Y 合金板材(b)Fig.6 TiAl sheet produced by hot forming［4］(a)and as－rolled sheet of Ti－43Al－9V－Y alloy (b)

3.4 TiAl 合金粉末冶金技術(shù)

粉末冶金法(powder metallurgy，PM 法)是制備TiAl 合金的一種很有前景的方法。該方法可以明顯降低合金的生產(chǎn)成本、較好地實(shí)現(xiàn)復(fù)雜零件的近終成型。制備的合金成分均勻、組織細(xì)小、無(wú)織構(gòu)、無(wú)縮松縮孔等鑄造缺陷。粉末的制備、壓坯、熱等靜壓和熱加工是粉末冶金的基本工藝［28］。但粉末冶金試樣中雜質(zhì)含量和孔隙率較高的問(wèn)題至今得不到解決。如何消除雜質(zhì)和孔隙是粉末冶金技術(shù)的關(guān)鍵。根據(jù)粉末不同，粉末冶金法可分為元素粉末法和預(yù)合金粉末法。一般需要保證粉末反應(yīng)在熱等靜壓條件下進(jìn)行，以減少粉末偏擴(kuò)散引起的孔隙并抑制粉末塊體的膨脹。熱等靜壓的溫度一般和鍛造溫度相同，壓力一般為200MPa，熱等靜壓時(shí)間保證不低于2h。

自20 世紀(jì)90年代，奧地利Plansee 公司就開(kāi)始利用預(yù)合金粉法制備TiAl 合金板材的研究工作。該方法是將TiAl 合金鑄錠通過(guò)惰性氣體霧化或等離子旋轉(zhuǎn)電極等方法制成粉末，然后將合金粉裝入包套、除氣、封焊、熱等靜壓、去包套后進(jìn)行軋制［28］。Plansee 公司在大尺寸板材制備、板材熱塑/超塑成形和板材的電子束焊接等方面都取得進(jìn)展［4］。美國(guó)空軍實(shí)驗(yàn)室、德國(guó)GKSS 和國(guó)內(nèi)機(jī)構(gòu)等均對(duì)粉末冶金制備TiAl 合金開(kāi)展大量研究工作［4，29］。圖7a為美國(guó)空軍實(shí)驗(yàn)室采用預(yù)合金粉末制備的傳統(tǒng)TiAl合金鍛坯，重220kg，直徑710mm［20］。圖7b 為奧地利利用粉末冶金法制備的TiAl 渦輪葉片［8］。國(guó)內(nèi)中南大學(xué)和西北有色金屬研究院合作，采用粉末冶金法研制尺寸300mm × 200mm × 1. 5mm 的TiAl板材［11］。

哈爾濱工業(yè)大學(xué)研究出一種無(wú)包套粉末鍛造方法并成功制備了Ti－43Al－5V－4Nb 合金［30］。將Ti，Al，V 和Nb 的粉末壓制成預(yù)制塊后，在400℃和200MPa 下進(jìn)行熱等靜壓處理。隨后利用電感線圈將預(yù)制塊加熱至鍛造溫度(1300℃)進(jìn)行兩步開(kāi)模鍛造，最終獲得致密度高、組織均勻、性能較好的Ti－43Al－5V－4Nb 合金，如圖7c 所示。經(jīng)過(guò)熱處理后，該合金在700℃下的抗拉強(qiáng)度接近600MPa，伸長(zhǎng)率為11%。該方法降低包套和機(jī)加工的成本，并且能有效減少能耗。

圖7 預(yù)合金法制備的Ti－46Al－4(Nb，Cr，Mo)－0.2B－0.2 鍛坯(a)，預(yù)成形TiAl 合金的渦輪葉片(b)和(c)Ti－43Al－5V－4Nb 合金鍛坯［8，20，30］Fig.7 As－forged discs of Ti－46Al－4(Nb，Cr，Mo)－0.2B－0.2 alloy produced by using prealloyed powder (a)，pre－form of a turbine blade manufactured by upsetting (b)，and as－forged discs of Ti－43Al－5V－4Nb alloy ［8，20，30］(c)

4 TiAl 合金的后續(xù)熱處理

TiAl 合金的室溫性能和組織形態(tài)密切相關(guān)。TiAl 合金具有四種特定的組織形態(tài)，近γ 組織(near γ)、雙態(tài)組織(duplex)、近層片組織(near lamellar)和全層片組織(fully lamellar)［1］。其中，層片組織具有較高的斷裂韌度和強(qiáng)度，但塑性較差;雙態(tài)組織具有較好的塑性，但斷裂韌度較低;近γ 組織的綜合力學(xué)性能較差，一般不采用。這幾類(lèi)組織都可以通過(guò)特定的后續(xù)熱處理來(lái)獲得。在略高于共析轉(zhuǎn)變溫度進(jìn)行熱處理可以獲得近γ 組織;在(α+γ)雙相區(qū)進(jìn)行熱處理可獲得雙態(tài)組織;在α 轉(zhuǎn)變溫度下20℃左右進(jìn)行熱處理可獲得近γ 組織;在α 單相區(qū)進(jìn)行熱處理可獲得全層片組織。

除上述典型的熱處理方法，還發(fā)展了多種獲得特殊組織的熱處理方法。為獲得極細(xì)的層片組織，可以采用兩步熱處理［31］。首先將樣品加熱至α 單相區(qū)保溫10min 后油淬，獲得單一α2相，然后800℃左右保溫，該過(guò)程會(huì)析出有序γ 相，最終得到具有極細(xì)層片的組織［31］。在新型β－γ TiAl 合金中，室溫下B2 相會(huì)損害合金的室溫塑性。目前主要通過(guò)后續(xù)熱處理來(lái)消除室溫殘余B2 相，避免降低材料的塑性和蠕變性能［32］。通過(guò)實(shí)驗(yàn)找到β 相含量最低的溫度，在此溫度進(jìn)行熱處理可較快消除β 相［8］。

5 結(jié)語(yǔ)

隨著航空、航天技術(shù)的快速發(fā)展，各類(lèi)飛行器均對(duì)發(fā)動(dòng)機(jī)材料的性能提出了更高的要求。目前廣泛使用的鎳基高溫合金因密度較大，不利于飛行器減重，已難以滿足開(kāi)發(fā)高性能航空、航天發(fā)動(dòng)機(jī)的需要。TiAl 合金以其輕質(zhì)高強(qiáng)的特點(diǎn)成為替代較重鎳基合金的主要備選材料。經(jīng)過(guò)科研人員的努力，變形TiAl 合金的研究已經(jīng)取得明顯進(jìn)步。對(duì)合金化相關(guān)機(jī)理的認(rèn)識(shí)逐步加深，鑄錠冶金法和粉末冶金法等熱加工技術(shù)日趨成熟。

目前，TiAl 合金的發(fā)展還受到以下兩方面的制約:①熱加工性較差，熱加工窗口較窄，加工溫度較高，對(duì)加工設(shè)備要求較高;②TiAl 合金的本征脆性，導(dǎo)致室溫塑性較低，難以滿足實(shí)際工程應(yīng)用需要。

為解決這些問(wèn)題，未來(lái)還需要進(jìn)一步完善以下工作:①TiAl 合金的成分設(shè)計(jì) 開(kāi)發(fā)新型TiAl 合金，重點(diǎn)研究合金元素的作用及不同元素之間的協(xié)同作用，找到熱加工性和室溫性能優(yōu)異的合金成分范圍;②TiAl 合金熱加工工藝的優(yōu)化 針對(duì)現(xiàn)存加工工藝的不足，改進(jìn)熔煉和加工設(shè)備，優(yōu)化加工參數(shù)和加工工藝;③TiAl 合金熱加工的計(jì)算機(jī)模擬 利用計(jì)算機(jī)模擬技術(shù)優(yōu)化合金成分，構(gòu)建并優(yōu)化材料的鍛造、擠壓和軋制等熱加工模型，研究材料在熱加工過(guò)程中的應(yīng)力場(chǎng)和溫度場(chǎng)變化，為未來(lái)實(shí)際生產(chǎn)提供技術(shù)支持。

可以預(yù)見(jiàn)，在發(fā)動(dòng)機(jī)減重的大背景下，高性能變形TiAl 合金及其工程化應(yīng)用研究仍將是未來(lái)的重點(diǎn)方向之一。

［1］CLEMENS H，MAYER S. Design，processing，microstructure，properties，and applications of advanced intermetallic TiAl alloys［J］.Advanced Engineering Materials，2013，15:191 －215.

［2］TESTUI T.Development of a TiAl turbocharger for passenger vehicles［J］. Materials Science and Engineering:A，2002，329:582 －588.

［3］APPEL F，PAUL J D H，OEHRING M. Gamma Titanium Aluminide Alloys:Science and Technology［M］. Weinheim，Germany:John Wiley ＆ Sons，2011.

［4］DAS G，KESTLER H，CLEMENS H，et al. Sheet gamma TiAl:status and opportunities［J］.JOM，2004，56:42 －45.

［5］BARTOLOTTA P，BARRETT J，KELLY T，et al.The use of cast Ti－48Al－2Cr－2Nb in jet engines［J］.JOM，1997，49:48 －50.

［6］KIM J S，LEE Y H，KIM Y W，et al. High temperature deformation behavior of beta－gamma TiAl alloy［J］.Materials Science Forum，2007，539/543:1531 －1536.

［7］FISCHER F D，CHA L，DEHM G，et al. Can local hot spots induce α2/γ lamellae during incomplete massive transformation of γ－TiAl alloys［J］. Intermetallics，2010，18:972 －976.

［8］CLEMENS H，WALLGRAM W，KREMMER S，et al.Design of novel β－solidifying TiAl alloys with adjustable β/B2－phase fraction and excellent hot－workability［J］. Advanced Engineering Materials，2008，10:707 －713.

［9］TETSUI T，SHINDO K，KOBAYASHI S，et al.A newly developed hot worked TiAl alloy for blades and structural components［J］.Scripta Materialia，2002，47:399 －403.

［10］MASAHASHI N，MIZUHARA Y.APFIM study of β and γ microduplex TiAl intermetallic alloy［J］. Materials Science and Engineering:A，1997，223:29 －35.

［11］林均品，張來(lái)啟，宋西平，等.輕質(zhì)γ－TiAl 金屬間化合物的研究進(jìn)展［J］.中國(guó)材料進(jìn)展，2010，29(2):1 －8.(LIU J P，ZHANG L Q，SONG X P，et al. Status of research and development of light－weight γ－TiAl intermetallic based compounds［J］. Materials China，2010，29(2):1－8.)

［12］CHEN Y Y，KONG F T，HAN J C，et al. Influence of yttrium on microstructure，mechanical properties and deformability of Ti－43Al－9V alloy［J］. Intermetallics，2005，13:263 －266.

［13］CHENG T T. The mechanism of grain refinement in TiAl alloys by boron addition—an alternative hypothesis［J］.Intermetallics，2000，8:29 －37.

［14］XIANG F L，ZHEN Q W，ZUO G Z，et al. The relationship between microstructures and refining performances of Al－Ti－C master alloys［J］.Materials Science and Engineering:A，2002，332:70 －74.

［15］CLEMENS H，CHLADIL H F，WALLGRAM W，et al. In and ex situ investigations of the β－phase in a Nb and Mo containing γ－TiAl based alloy［J］.Intermetallics，2008，16:827 －833.

［16］SCHEU C，STERGAR E，SCHOBER M，et al. High carbon solubility in a γ－TiAl－based Ti－45Al－5Nb－0. 5C alloy and its effect on hardening［J］. Acta Materialia，2009，57:1504 －1511.

［17］CLEMENS H，KESTLER H.Processing and applications of intermetallic γ－TiAl based alloys［J］. Advanced Engineering Materials，2000，2:551 －570.

［18］張樹(shù)志. 高Nb－TiAl 合金高溫變形及組織性能研究［D］.哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學(xué)，2013.(ZHANG S Z. Hot Deformation，Microstructure and Mechanical Properties of High Nb Containing TiAl Based Alloy［D］.Harbin:Harbin Institute of Technology，2013.)

［19］蘇勇君. 含β/B2 相TiAl 合金的鍛造及組織性能研究［D］.哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學(xué)，2013.(SU Y J. Research on Forging and Microstructure and Mechanical Properties of TiAl Alloy Containing β/B2 Phase［D］.Harbin:Harbin Institute of Technology，2013.)

［20］牛紅志.Ti－43Al－6(Nb，Mo)－B 合金的熱變形行為及組織性能研究［D］.哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學(xué)，2013.(NIU H Z. Hot Deformation Behavior，Microstructure and Properties of Ti－43Al－6(Nb，Mo)－B Alloy［D］. Harbin:Harbin Institute of Technology，2013.)

［21］NIU H Z，KONG F T，XIAO S L，et al. Effect of pack rolling on microstructures and tensile properties of as－forged Ti－44Al－6V－3Nb－0.3Y alloy［J］. Intermetallics，2012，21:97 －104.

［22］SU Y J，KONG F T，CHEN Y Y，et al. Microstructure and mechanical properties of large size Ti－43Al－9V－0. 2Y alloy pancake produced by pack－forging［J］.Intermetallics，2013，34:29 －34.

［23］孔凡濤，崔寧，陳玉勇，等.Ti－43Al－9V－Y 合金的高溫變形行為研究［J］.金屬學(xué)報(bào)，2013，49:1363 －1368.(KONG F T，CUI N，CHEN Y Y，et al.The hot deformation behavior of Ti－43Al－9V－Y alloy［J］. Acta Metallurgica Sinica，2013，49:1363 －1368.)

［24］LIU C T，MAZIASZ P J. Microstructural control and mechanical properties of dual－phase TiAl alloys［J］. Intermetallics，1998，6:653 －661.

［25］LIU C T，SCHNEIBEL J，MAZIZSZ P J，et al. Tensile properties and fracture toughness of TiAl alloys with controlled microstructures［J］. Intermetallics，1996，4:429－440.

［26］APPEL F，BROSSMANN U，CHRISTOPH U，et al.Recent progress in the development of gamma titanium aluminide alloys［J］. Advanced Engineering Materials，2000，2:699－720.

［27］LUO J G，ACOFF V L.Processing gamma－based TiAl sheet materials by cyclic cold roll bonding and annealing of elemental titanium and aluminum foils［J］. Materials Science and Engineering:A，2006，433:334 －342.

［28］SCHLOFFER M，IQBAL F，GABRISCH H，et al. Microstructure development and hardness of a powder metallurgical multi phase γ－TiAl based alloy［J］. Intermetallics，2012，22:231 －240.

［29］劉峰曉，賀躍輝，劉詠，等.粉末冶金制備TiAl 基合金板材的研究現(xiàn)狀及趨勢(shì)［J］.稀有金屬材料與工程，2005，34:169 －173.(LIU F X，HE Y Y，LIU Y，et al. Present status and future prospects for PM TiAl－based alloy sheet［J］.Rare Metal Materials and Engineering，2005，34:169 －173.)

［30］SU Y J，ZHANG D L，KONG F T，et al. Microstructure and mechanical properties of TiAl alloys produced by rapid heating and open die forging of blended elemental powder compacts［J］.Materials Science and Engineering:A，2013，563:46 －52.

［31］FISCHER F D，WAITZ T，SCHEU C.et al.Study of nanometer－scaled lamellar microstructure in a Ti－45Al－7.5 Nb alloy—experiments and modeling［J］.Intermetallics，2010，18:509 －517.

［32］WALLGRAM W，SCHM?LZER T，CHA L，et al. Technology and mechanical properties of advanced γ－TiAl based alloys［J］. International Journal of Materials Research，2009，100:1021 －1030.