Ti₂AlNb合金是以正交结构O相为主要组成相的Ti-Al系金属间化合物合金，在650~750℃具有优异的强度、断裂韧性、抗蠕变性能，且具有较低的密度和良好的抗氧化能力，因此Ti₂AlNb合金在航空发动机热端部件有着很强的应用潜力^[1,2,3]。Ti₂AlNb合金复杂构件目前主要采用精密铸造或者锻造结合焊接的成形工艺，精密铸造存在难以彻底解决的缩孔、疏松、成分偏析等铸造缺陷^[4,5,6]，还缺乏系统的控形控性技术基础研究，造成废品率高，超差使用普遍；锻造结合焊接方法存在材料利用率低、焊接冶金缺陷及变形、焊接接头性能与母材不一致，材料制备与成形分离、流程长、灵活度低等技术瓶颈问题，导致难以满足现代航空发动机高可靠性和减重的要求^[4,5,6]。

近年来，随着制粉技术和粉末近净成形技术的发展，采用热等静压近净成形工艺能够解决铸造和变形Ti-Al系合金宏观成分偏析和微观组织不均匀等问题^[7,8,9,10]，突破了铸锭尺寸和热变形设备的局限对变形Ti-Al系合金形状及尺寸的限制，可以成型大尺寸复杂构件且材料成分、微观组织均匀、性能一致性好。通过Micro-CT分析发现，Ti₂AlNb锻造时易导致Al和Nb等合金元素沿锻造流线方向偏析，而粉末冶金合金无明显成分偏析^[8]。

本文采用气体雾化法制备Ti₂AlNb预合金粉末，并对预合金粉末进行表征，探讨了粉末粒度选取原则。通过预合金粉末热等静压工艺制备出Ti₂AlNb粉末冶金合金，分析了热等静压温度对Ti₂AlNb粉末冶金合金显微组织及综合力学性能的影响，优选了热等静压制度。以典型的Ti₂AlNb粉末冶金合金复杂构件为目标成形零件，分析了粉末粒度分布对Ti₂AlNb粉末冶金合金显微组织和综合力学性能的影响，优选了Ti₂AlNb粉末粒度分布，通过有限元法预测粉末坯料的致密化收缩规律，旨在为先进航空发动机复杂构件精确成形奠定理论及应用基础。

采用无坩埚感应熔炼超声气体雾化法(Electrode induction melting gas atomization，EIGA)制备Ti-22Al-24Nb-0.5Mo(原子分数，%，下同)预合金粉末。采用Mastersizer 2000型激光粒度仪测试了粉末的粒度分布。粉末冶金合金的制备方法为：在大气环境中将Ti₂AlNb预合金粉末装入圆柱形低碳钢包套内，经过振实、真空除气和封焊等过程得到热等静压坯料，热等静压致密化成形在RD-850型炉中进行。

利用S-3400N型扫描电镜和OLS4000型激光共聚焦显微镜观察致密化后的Ti₂AlNb粉末冶金合金的显微组织。采用ICP 7300 DV光谱仪对粉末进行化学成分分析和TCH600分析仪对粉末进行氢、氧、氮气体含量的分析。在Shimadzu型拉伸试验机上进行室温及高温拉伸性能测试，采用棒状试样螺栓连接，平行段直径为5 mm，长为25 mm。在SANS-GWT105型高温蠕变持久试验机进行高温持久寿命测试，实验温度为650℃，应力为360 MPa。拉伸、持久试样形状及尺寸参见北京航空材料研究院标准Q/6S 977-2004《金属力学性能试样图册》。采用VersaXRM-500型X射线三维成像系统(X-ray micro computed tomography, Micro-CT)对Ti₂AlNb粉末热等静压后的合金进行孔隙类缺陷的表征。

预合金粉末的化学成分分析包括合金化金属元素的分析和气体杂质的分析。本文中杂质的来源主要有以下几个方面：(1) 熔炼Ti₂AlNb合金的原材料中含有微量的O、N、H等杂质元素；(2) 在电极压制、熔炼、热加工过程中引入的O、N、H等杂质元素；(3) 粉末制备、转运、存储和封装过程中表面吸附的氧、水汽和其他气体(如N₂)。Ti₂AlNb合金的高温持久性能及疲劳性能受间隙元素含量的影响非常显著，因此，在制备Ti₂AlNb粉末冶金合金过程中，需严格控制O、N、H等杂质元素的含量^[9]。本文分析了无坩埚感应熔炼超声气体雾化法制备的5个批次的Ti₂AlNb预合金粉末，其化学成分如表1所示。由表1可见采用此方法制备的Ti₂AlNb预合金粉末的化学成分批次稳定性好，杂质元素含量如O、N、H元素控制在非常低的水平，均低于0.1%，属于洁净制粉。

预合金粉末的工艺性能特别是粒度分布直接影响粉末在构件不同部位的振实密度，徐磊等^[6,7,8]已经做过较为系统的研究。粉末装填致密度影响后续的热等静压致密化行为、显微组织和粉末冶金合金内部孔隙的分布，为此选用Mastersizer 2000型激光粒度仪测试了粉末的粒度分布，钛合金粉末的振实密度约为66%左右。图1为典型工艺参数(典型制备工艺采用的氩气压力为2.5~3.0 MPa，提高氩气压力能够制备更加细小的粉末；本文制备另外2种平均粒度分别为70 μm和200 μm的粉末采用的氩气压力分别为2.0~2.5 MPa和3.5~4.0 MPa)制备的Ti₂AlNb预合金粉末的独立粒度分布图。从图1可以看出：粉末的粒度主要分布在50~250 μm，平均粒度D₅₀为100 μm左右，粒度分布曲线接近正态分布，这种大颗粒和小颗粒混合分布的粉末(0~250 μm的全粒度粉末)有利于粉末的填充和振实以及后续的热等静压致密化^[10]。

图2为Ti₂AlNb预合金粉末的表面形貌照片。发现预合金粉末呈球形，表面为细小的胞状晶，胞状晶的尺寸一般为1~5 μm(胞状晶的尺寸随粉末粒度的增大而增大)，比锻造Ti₂AlNb合金的晶粒尺寸低2~3个数量级，呈现出典型的快速凝固的组织特征。从图2还可以观察到卫星球的存在，卫星球是在气体雾化过程中小颗粒与大颗粒发生碰撞粘附在大颗粒表面上所致。

图3给出了Ti₂AlNb粉末的XRD分析图谱。结果显示预合金粉末的相组成主要为B2相，这是由于气体雾化法制备的预合金粉末冷却速度快(约为10³~10⁵ K/s)，过快的冷却速率抑制了B2相向α₂相或O相转变。

由于制备粉末冶金Ti₂AlNb合金过程中粉末填充和振实过程中有一段时间(3 h左右)暴露于大气中，而粉末平均粒度D₅₀为100 μm左右，这种较为细小的粉末增大了比表面积，因此在填充和振实过程中粉末表面会吸附空气中的O₂和H₂O。吸附的气体可能会恶化Ti₂AlNb合金的性能，必须尽可能地去除，因此在粉末填充振实后会进行真空除气处理，目的是尽可能的消除粉末颗粒吸附的气体，以减弱对合金力学性能的恶化。γ-TiAl金属间化合物和Ti₂AlNb金属间化合物同属于Ti-Al系金属间化合物，但是γ-TiAl活性更高。徐磊等^[11]研究不同粒度的γ-TiAl预合金粉末暴露于大气中不同时间后粉末表面吸附的杂质气体O含量的变化规律时发现：暴露大气的时间超过3 h后各粒度区间粉末的氧含量均出现明显升高，粉末越细小氧含量增加的趋势越明显，这是因为细小颗粒的比表面积较大吸附杂质气体的趋势增加。据此推断，对于本研究采用的Ti₂AlNb金属间化合物预合金粉末来说，原始粉末粒度越细小物理吸附的氧含量越多的趋势同样存在。

本文采用无坩埚感应熔炼超声气体雾化法制备Ti₂AlNb粉末，因制备方式的特点，粉末中会含有一定量的空心粉末，空心的中央是Ar气气泡^[12,13,14]。空心粉末形成的原因主要是在雾化时，熔滴在球化过程中包覆Ar气所致，这些闭合的空心粉末在热等静压致密化过程中不能完全消除。在后续的热处理过程中，所包覆的Ar气会体积膨胀，从而在致密化的Ti₂AlNb粉末冶金合金中引入热致孔洞缺陷，对材料的力学性能产生不利影响^[13,14]。对不同粒度区间的Ti₂AlNb预合金粉末的空心粉所占比例进行统计。随着粉末粒度增大，空心粉率(空心粉末占全部粉末的比例)也随之增加。在本文研究条件下，综合Ti₂AlNb预合金粉末的物理吸附规律和不同粒径区间空心粉末的分析结果，热等静压制备Ti₂AlNb粉末冶金合金时预合金粉末粒度的选取原则是：选择全粒度(本文指粒度在0~250 μm之间分布)的预合金粉末。

郭瑞鹏等^{[15,16,17,18]}通过大量的实验研究发现，热等静压工艺参数(温度T、压力P、时间t)中，温度T对粉末钛合金材料的组织与性能影响最为显著，因此本文着重分析了热等静压温度对Ti₂AlNb粉末冶金合金致密化的影响。结合相图^[19]和本研究组前期的研究经验^[7,8]选取热等静压温度如下：在B2单相区选择的是T₁=1165^oC、T₂=1080^oC；在α₂+B2两相区选择的是T₃=1050℃、T₄=1030^oC、T₅=1010^oC；在α₂+B2+O三相区选择的是T₆=980^oC；在B2+O两相区选择的是T₇=920^oC。值得注意的是，T₁是典型的粉末高温合金如Inconel 718的热等静压温度，T₄是锻造Ti₂AlNb合金的典型热变形温度，T₇是典型的粉末钛合金如Ti-6Al-4V热等静压温度。

图4为不同热等静压温度制备的Ti₂AlNb粉末冶金合金的显微组织。从图4a和b中可以发现：在920℃/130 MPa/3 h和980℃/140 MPa/3 h下进行热等静压致密化，合金内部仍然存在明显的原始颗粒边界，这是由于预合金粉末在制备过程中表面可能产生沾污层(通常为氧化物薄膜)，而热等静压温度较低，导致表面污染的粉末颗粒来不及充分变形、破碎、扩散并露出新鲜的颗粒表面形成良好的冶金结合^[7,17,18]。但经过1010℃/140 MPa/3 h热等静压后的合金，其原始颗粒边界已不明显，如图4c所示。图4d表明，经过1030℃/140 MPa/3 h热等静压后的合金，其原始颗粒边界基本消除，粉末颗粒之间已完全熔合。经过1030℃热等静压的粉末Ti₂AlNb合金，显微组织由α₂+B2+O三相组成，为非平衡态组织，需要通过后续热处理稳定组织和改善综合力学性能。从图4e可以看出，当粉末Ti₂AlNb合金经1080^oC(该温度处于B2单相区)热等静压后会在晶界处析出粗大的次生O相，这类组织虽然持久及蠕变性能较优，但是室温塑性很差，失去了工程应用意义。从图4f可以看出，当热等静压温度进一步升高至粉末高温合金常用的热等静压温度1165℃时，晶粒尺寸急剧增大，同时次生O相板条的宽度不断增加，呈现出典型的魏氏体组织特征，塑性明显降低，已不能满足工程应用的要求^{[19,20,21,22,23]}。

图5为经过1030^oC/140 MPa/3 h条件下采用EBSD表征的Ti₂AlNb粉末冶金合金的显微组织，热等静压态的显微组织主要由α₂相、O相与B2相组成，晶粒尺寸约为25~35 μm，比锻造或铸造Ti₂AlNb合金晶粒尺寸小。α₂相主要析出于晶界处，O相与B2相呈板条状交错分布。通过HKL Channel 5软件分析得出各相的体积比分别为：α₂相(7.3%)，O相(65.0%)，B2相(27.7%)。热等静压态组织为非平衡组织，可通过后续的热处理获得较优的综合力学性能。热等静压态的粉末冶金Ti₂AlNb合金晶粒尺寸分布均匀，α₂相、O相与B2相也均匀分布，这类晶粒尺寸细小、显微组织均匀的粉末冶金Ti₂AlNb合金通常比铸造或锻造Ti₂AlNb合金力学性能稳定^[5,24,25,26]。

不同热等静压温度所得的Ti₂AlNb粉末冶金合金的综合力学性能如图6所示。经920℃/130 MPa/3 h和980℃/140 MPa/3 h热等静压后的合金拉伸性能稍优于经1010℃/140 MPa/3 h热等静压后的合金 (每组均为6支拉伸试样的平均值)，这是由于热等静压温度低，晶粒更加细小。根据Hall-Petch关系可知，晶粒细小合金强度高塑性好，与郭瑞鹏等在研究热等静压温度对粉末冶金Ti-6Al-4V合金力学性能的影响规律时得到的研究结果类似^{[15,27,28,29]}。经过1030℃热等静压的粉末Ti₂AlNb合金，显微组织由α₂+B2+O三相组成，该组织室温拉伸性能、650℃拉伸性能及高温持久寿命实现了良好的匹配。当粉末Ti₂AlNb合金经1050℃热等静压后，室温及650℃的伸长率急剧下降，这是由于热等静压温度接近T_B2相变点温度，晶粒尺寸在热等静压过程中显著长大，导致合金的强度和塑性均降低。当热等静压温度升到1080℃及以上时，该温度处于B2单相区，在热等静压过程中晶粒尺寸显著长大，冷却过程中在晶界附近析出粗大的次生O相板条，如图4e所示，这类组织虽然持久及蠕变性能优异，但是室温拉伸性能很差，失去了工程应用意义。从图4f可以看出，当热等静压温度进一步升高至粉末高温合金常用的热等静压温度1165℃时，晶粒尺寸急剧增大，并且次生O相板条的宽度也不断增加，无论是强度、塑性还是高温持久寿命均显著下降，综合力学性能如图6所示。热等静压温度显著影响粉末冶金Ti₂AlNb合金的原始颗粒边界、晶粒尺寸、显微组织及综合力学性能，综合考虑上述因素，粉末冶金Ti₂AlNb合金的热等静压温度应选择在1030℃。

采用无坩埚感应熔炼超声气体雾化法制备的Ti₂AlNb预合金粉末粒度分布曲线接近正态分布，按照粉末收得率的不同制备了两种不同粒度分布的粉末，其粒度分布如图7所示。两种粉末的平均粒度D₅₀差异很大(70 μm和200 μm)，虽然均为0~250 μm区间的粉末，但平均粒度D₅₀和不同粒径区间的分布频率相差很大。金属研究所吴杰前期研究发现^[7,8,12]：Ti₂AlNb合金化程度高，Al和Nb含量均超过20% (原子分数)，Al和Nb的重量比之和高达50%，如此高的合金化程度，在气体雾化过程中可能会出现成分偏析，粒径为250 μm的粉末均存在着Al与Nb的偏析。粒径为50 μm的粉末Al与Nb的偏析不显著。相对于小颗粒粉末，大颗粒粉末中的偏析更为严重，这是由于颗粒尺寸越大，其凝固速率越小。但主要合金化元素Al与Nb的成分波动均在1%以内，属于显微偏析。因此，相对于铸造或锻造工艺发生的宏观偏析，采用粉末热等静压致密化成形更加容易获得晶粒尺寸细小、组织与成分均匀的Ti₂AlNb合金^[4,7,8]。

将平均粒度D₅₀分别为70 μm和200 μm的粉末制成的合金进行了热处理并测试其室温、高温力学性能和650℃/360 MPa条件下的持久寿命，并与典型工艺制备的平均粒度D₅₀为100 μm的粉末制备的合金进行了性能对比，如表2所示。从表2中不难发现两者室温的拉伸强度无明显区别，但高温拉伸强度受粉末粒度的影响较大；区别最明显的是高温持久寿命，70 μm和100 μm的粉末制成的合金持久寿命均超过100 h，而最粗粉末制成的合金高温持久寿命较细粉的降低了大约40%。由于随着粉末粒度的增加，雾化制粉过程中带来的空心粉末的数量会明显增加，空心粉末中的Ar气在高温环境下受热膨胀，在外加应力的作用下会首先在空心粉末处形成微小裂纹，空心粉末的增多会增加微小裂纹的数量，微小裂纹的扩展和聚合会导致材料过早断裂，引起合金持久寿命的显著降低，该现象金属研究所的程文祥在分析粒度偏析对Ti-5Al-2.5Sn合金影响时已经得到证实，而本研究中粒径最粗的粉末(平均粒度D₅₀为200 μm)，其高温持久寿命的显著降低也与空心粉末的增多有关^[30]。

将Ti₂AlNb粉末冶金合金的孔隙类缺陷的表征绘制成孔隙尺寸和数量分布的关系图，见图8^[31,32]。实验结果表明：热处理后的合金内部，粗粉的孔隙数量明显比细粉的多，而且孔隙尺寸在10~25 μm的范围内比较多。10~25 μm的空隙尺寸接近典型工艺制备合金的平均晶粒尺寸。这种空隙在高温拉应力条件下的长大聚合，会显著降低合金的高温持久性能。

在制备粉末冶金构件的过程中，包套结构的设计非常重要。合理的包套结构设计既要保证粉末压坯各部位均完成致密化，又要达到近净成形的目的。然而在制备大尺寸复杂部件过程中，包套/模具结构通常比较复杂。包套是粉末冶金合金热等静压成形所需的容器，将直接影响粉末热等静压制品的冶金质量和外观尺寸。在实际复杂构件进行热等静压致密化时，由于热等静压温度、压力、升温速率、降温速率和包套形状及尺寸等工艺参数的变化均会导致致密化进程的差异。特别是当构件尺寸较大时，从包套表面到粉末冶金构件内部的热等静压致密化进程差别可能十分显著，先粘结的粉末形成一层坚硬的壳层，这层壳对后粘结的粉末起到阻碍其致密化的作用，这种现象被称为“不均匀致密化”^[33,34]。不均匀致密化会导致粉末冶金构件各部位致密化程度和收缩变形的不均匀，从而造成粉末冶金构件各部位力学性能的散差。依据包套结构设计的原则并结合有限元辅助设计^[16,35,36]，在1030℃/140 MPa/3 h的热等静压制度下成功制备了Ti₂AlNb粉末冶金的复杂部件，为了保证材料性能可靠和零件表面状态光滑，采用了本文前节提到的平均粒度D₅₀为70 μm的粉末制备部件，如图9所示，该部件的关键尺寸偏差低于2%。由于零件壁厚较薄，相对于厚度较大(≥15 mm)的粉末热等静压合金而言，粉末在致密化成形过程中致密化进程趋于均匀一致，从而有利于确保部件整体性能的一致性。

(1) 热等静压温度显著影响粉末Ti₂AlNb合金的粉末原始颗粒边界、晶粒尺寸、显微组织及综合力学性能，优选的粉末Ti₂AlNb合金热等静压温度为1030℃。

(2) 采用热等静压工艺制备Ti₂AlNb粉末冶金合金时预合金粉末粒度的选取原则是：选择全粒度(0~250 μm)的预合金粉末。随着粉末粒度的增大，雾化制粉过程中带来的空心粉末的数量会明显增加，空心粉末不断聚集会引起合金的塑性特别是高温持久寿命的显著降低。

(3) 通过优选粉末粒度分布，成功地制备出Ti₂AlNb粉末冶金合金复杂构件，构件表面光滑，成形精度高。