简介概要

TiAl基合金的韧化途径及基础应用研究

来源期刊：稀有金属2009年第6期

论文作者：艾桃桃

关键词：TiAl基合金; 室温脆性; 金属间化合物; TiAl-based alloy; brittleness; intermetallic compound;

摘要：TiAl基合金以其低的密度, 优异的高温强度, 良好的抗氧化性和抗蠕变性等特点获得极大关注, 成为一种很有希望的航空、航天及汽车用高温合金, 但室温脆性严重制约了TiAl基合金的工业化应用. 分析了TiAl基合金室温韧性差的原因, 介绍了改善室温脆性的具体途径, 包括添加合金化元素、制备工艺的不断优化以及复合增强等, 从而改善了TiAl基合金室温脆性, 并概述了TiAl基合金的应用研究.

稀有金属 2009,33(06),913-920

TiAl基合金的韧化途径及基础应用研究

陕西理工学院材料科学与工程学院

摘要：

TiAl基合金以其低的密度, 优异的高温强度, 良好的抗氧化性和抗蠕变性等特点获得极大关注, 成为一种很有希望的航空、航天及汽车用高温合金, 但室温脆性严重制约了TiAl基合金的工业化应用。分析了TiAl基合金室温韧性差的原因, 介绍了改善室温脆性的具体途径, 包括添加合金化元素、制备工艺的不断优化以及复合增强等, 从而改善了TiAl基合金室温脆性, 并概述了TiAl基合金的应用研究。

关键词：

TiAl基合金;室温脆性;金属间化合物;

中图分类号： TG146.23

收稿日期：2009-03-27

基金：陕西省自然科学基础研究计划资助项目 (2008E120);陕西省教育厅专项科研资助项目 (08JK240);陕西理工学院省级重点研究基地培育资助项目 (SLGJD0806);陕西理工学院引进人才科研启动资助项目 (SLGQD0751);

Toughening Methods and Basal Application of TiAl-Based Alloys

Abstract：

TiAl-based alloys were paid more attention due to their low density, excellent high-temperature strength, high oxidation resistance and creep resistance, and became potential candidate materials in automotive and aerospace industry for high-temperature structural application.However, the low room temperature plasticity limited their industrialized application.Brittleness of TiAl-based alloys at room temperature was analyzed;it could be improved by adding alloying elements, optimizing preparation process and reinforcing combination.

Keyword：

TiAl-based alloy;brittleness;intermetallic compound;

Received： 2009-03-27

提高工作温度和受载能力以及减轻质量, 成为航空、航天发动机以及其他燃气轮机技术进步的关键 ^[1] 。目前, 大量使用的Fe, Ni, Co基高温合金, 高温性能差, 且比重大, 难以满足进一步提高合金高温性能和结构减重的双重要求。 TiAl基金属间化合物金属键和共价键共存, 使其兼具金属和陶瓷的优异性能, 如高熔点、低密度, 高弹性模量和高温强度, 优异的阻燃能力以及抗氧化性等 ^[2,3,4,5,6] , 受到世界各国研究者的广泛重视, 使其成为航空、航天及汽车用发动机耐热结构件极具竞争力的高温合金。纵观目前的研究, TiAl合金的应用主要表现在3个方面: (1) TiAl合金具有高的弹性模量, 制成的高温结构件能够承受高频率的振动; (2) TiAl合金在600～800 ℃具有良好的抗蠕变能力, 可替代Ni基超合金 ^[5,7] ; (3) TiAl合金具有好的阻燃性能, 可替代价格昂贵的阻燃性Ti基合金部件。

然而, TiAl基合金固有的室温脆性以及热加工难度大成为其大规模工业化应用的主要障碍。各国研究者试图通过合金化、组织控制以及工艺创新等手段, 提高TiAl基合金的韧性、拉伸性能、成形能力等。本文介绍了TiAl基合金室温脆性的本质以及解决方法, 并概括了其应用研究情况。

1 TiAl基合金室温脆性的本质

孔凡涛等 ^[8] 归纳了TiAl合金室温脆性的本质: (1) 电子结构含有高的共价键结合因素, 金属键结合因素相对较弱, 具有方向性强键合。 TiAl基合金γ相具有某些定向共价键特性, 该定向键合会使P-N力呈各向异性。因此, 当位错线方向垂直于纯钛原子所构成的晶面时, 位错由于承受P-N力较高而使得可动性较差, 甚至不可动, 从而导致脆性较大。 (2) 层片组织具有方向性, PST晶体硬取向脆性较高, 即板条界面与外加载荷的夹角为0°或90°时脆性高。 (3) 晶体结构复杂使独立滑移系少于5个, 滑移不易通过界面。 (4) 有序结构对称性低导致脆性高。 (5) γ/γ界面和γ/α₂界面结合强度低造成的室温脆性。 (6) 晶界杂质偏聚导致晶界脆性。

Lipsitt等 ^[9] 在研究单相TiAl合金不同温度下的变形位错亚结构时发现, TiAl金属间化合物在700 ℃时发生脆韧转变。高于700 ℃时, 对1/6[112]不全位错的钉扎作用消失, 且孪生变形非常活跃。因为1/6[112]不全位错又是孪生位错, 故认为, 1/6[112]不全位错被钉扎是导致TiAl室温脆性的原因。当TiAl金属间化合物添加Mn延性化后, 层错偶极子明显减少; 在富Ti或添加V的过程中, 层错偶极子减少而延性增加 ^[10] 。由此进一步证实了1/6[112]不全位错对延性的控制作用。 Kim等 ^[11] 从晶体结构出发, 发现TiAl单胞尺寸、轴比对TiAl的脆性亦有影响。

双相合金存在的普通位错和形变孪生较单相合金容易开动的原因与α₂相的存在使TiAl相净化, 从而降低其P-N力的各向异性有关。双相合金变形后的层状组织γ层片中存在着不同数量的超点阵位错, 也会对塑性有利。另外, 双相合金可以增加相界面, 从而增加了合金的滑移分散度, 也可以改善室温塑性。

众多理论都在试图解释室温脆性的本质, 而如何提高室温塑性仍是目前最具挑战性的前沿课题。

2 TiAl基合金的室温韧化途径

2.1 合金化

合金化是改善TiAl基合金室温塑性、强度、蠕变性能、高温性能、断裂韧性以及抗氧化能力的重要途径 ^[11,12,13] 。 TiAl基合金的强度和延性受化学成分及显微组织控制, 对Ti- (43～55) Al (摩尔分数, %) 成分合金, 在Ti-51Al成分附近合金的强度最低。室温延性受铝含量控制, 最大值出现在两相Ti-48Al成分附近。对Ti-48Al合金而言, 含5%～15% (体积分数) 的α₂/γ层片组织时延性最好。含量太低, 晶粒易长大; 含量太高, 则脆性的α₂将削弱细晶显微组织的韧化作用。

添加少量V, Cr, Mn可以提高TiAl基两相合金的延性。对于某一确定的两相合金成分, 显微组织的变化直接影响室温拉伸延性, 延性可在0.5%～4%之间变化。当含量超过1%时, 间隙杂质元素O, C, N及B降低延性。但对于单相γ合金, C可以提高它的塑性。另外, B对单相合金也有明显的细化作用 ^[14,15] 。 B的细化机制尚不清楚: 一种解释认为TiB₂可以促进合金凝固时的非均匀形核, 增加晶核数量, 达到TiAl基合金晶粒细化的目的; 另一种解释认为, 添加B或TiB₂可以促进合金凝固时枝晶断裂, 作为形核中心的破碎的枝晶碎块增多, 从而细化合金晶粒尺寸。比较有趣的是, α₂相能够捕获γ相中的氧, 因此可以提高γ相的纯度, 从而提高γ相的延性。 Cr, V及Mn等韧化元素通过置换固溶强化TiAl合金, 而添加少量的Nb, Mo或Ta或少量的Hf和Sn可获得更为明显的置换固溶强化作用。如Mo可提高细晶合金的塑性; Sn除有细化组织作用外, 还可以使片层尺寸均匀、减小晶胞体积; V, Cr和Mn元素的添加会导致TiAl合金电子浓度增大, 使成键电子云的球形化程度增加, 增强了金属键, 从而达到了改善合金塑性的作用 ^[16] ; Ni改变变形亚结构, 可提高单相γ合金的塑性。

RE (包括Y, La, Ce, Er等元素) 元素对合金组织亦有显著的细化作用 ^[17] 。稀土元素细化TiAl合金晶粒尺寸可通过“溶质平衡分配系数理论”得到解释。该理论认为: 当合金的溶质平衡分配系k₀小于1时, k₀越小则溶质对合金的晶粒细化作用越明显, 也即︱1-k₀︱越大越有利于合金晶粒细化 (其中, ︱1-k₀︱称为游离系数) ^[18] 。由于稀土元素在Ti和Al中的游离系数非常大, 意味着细化作用较强。目前, 对Ce的晶粒细化作用进行了系统的研究 ^[19] 。 Ce对层片间距及γ和α₂层片厚度的细化非常明显。通过分析, 认为Ce是通过提高γ相形核率并阻碍层片长大来细化片层厚度。细化晶粒尺寸对塑性的影响如图1所示 ^[20] 。

当元素不止一种时, 作用的复杂程度会增加, 因此应综合考虑各种元素间的交互作用。

2.2 工艺创新

由于组织对性能有较大影响, 因此, 除了合金化外, 工艺创新亦可达到韧化效果。依赖不同的热加工方法包括锻造、挤压、轧制和超塑性成形等 ^[21,22] 可以细化组织, 改善合金的强度和塑性。但是, 常规等温锻工艺容易造成试样表面开裂, 且由于变形分区 ^[23] 和存在粗大层片晶团各向异性 ^[24] , 导致试样某些区域内粗大层片晶团不能完全被破碎, 随后的热处理也不能进一步细化晶粒。黄伯云等 ^[24,25] 提出了包套锻复合热机械处理新工艺, 获得了均匀细小的组织及良好的力学性能。陈玉勇等 ^[26] 对Ti-45Al-5Nb-0.3Y进行包套锻造, 结果发现, 锻造后合金的强度和塑性都得到了提高。其中采取包套可以保护变形合金, 抑制裂纹、散热、氧化等, 使合金发生较大的变形。

图1 TiAl基合金晶粒尺寸与室温塑性的关系

Fig.1 RT ductility-grain size relationship of TiAl based alloys

此外, 快速凝固技术是提高TiAl基合金性能的另一有效途径。 Duwez于1960年创立了快速凝固技术 ^[27] 。通过对合金熔体的快速冷却 (冷却速率≥10⁴～10⁶ K·s^-1) 使合金的非均质形核被遏制, 从而使合金在大的过冷度条件下, 发生高生长速率 (≥1～100 cm·s^-1) 凝固 ^[28] 。快速凝固能扩大平衡溶解度极限, 获得超细的晶粒度, 生成亚稳相和非晶相, 减少偏析或无偏析, 引入高的点缺陷密度, 从而获得新型的组织结构和优异的性能。 Vujic等 ^[29] 的研究表明, 快速凝固使TiAl相区向富Al一侧移动, 从平衡态的49%～56% (原子分数) 之间扩展到亚稳态的55%～62%之间。快速冷却不仅使得TiAl合金的平衡相图发生变化, 同时还可以细化晶粒 ^[27] 。用熔体旋转法 (冷却速率为1×10⁴～1×10⁵ K·s^-1) 制备的TiAl基合金薄带, 细小的TiAl晶粒尺寸为1～3 μm, 析出相Ti₃Al的晶粒尺寸为100～300 nm ^[30] 。晶粒尺寸的大小依赖于冷却速度 ^[29] 。此外, 快速凝固TiAl基合金可以打破金属间化合物的有序度, 显著降低TiAl合金的晶格畸变 (c/a) , 由于畸变 (c/a) 在L10型金属间化合物的塑性变形过程中发挥了很大作用, 因此改善了合金的塑性。

粉末冶金法制备TiAl基合金虽然能够细化晶粒, 改善合金的室温塑性 ^[31] , 但容易引入杂质。机械合金化 (MA) 实验表明 ^[2] , 低温条件下球磨, 粉末形成了Ti (Al) 及Al (Ti) 精细结构的纳米晶结构复合粉末; 双步法球磨, 粉末形成以TiAl及Ti₃Al相为主相的纳米晶结构复合粉末。经热等静压烧结后, TiAl合金的晶粒尺寸为100～400 nm, 其延伸率大大提高; 经等离子烧结后, TiAl合金的压缩强度超过了2 GPa。 MA法可以达到比快速凝固法更远地偏离平衡态, 增加了产生新的显微组织以强化合金力学性能的机会, 进而细化晶粒, 改善了合金室温塑性。粉末注射成形工艺作为一种新型粉末冶金近净成形技术, 适合制备几何形状复杂的产品。赵丽明等 ^[7] 以Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr (%) 气雾化预合金粉为组分, 采用注射成形工艺制备了TiAl合金, 研究发现经适当的烧结工艺后, 制品性能大幅度提高。此外, 放电等离子烧结法 (SPS) 作为一种先进粉末冶金方法, 具有烧结时间短, 组织结构可控, 致密度高等优点, 得到广泛应用。路新等 ^[32] 以Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr (%) 为组分, 采用SPS法制备了TiAl基合金。研究发现, 烧结温度对合金的组织影响显著, 显微组织愈细, 室温强度和塑性愈高。

2.3 复合化

在TiAl基内引入增强相, 既保持了TiAl合金的诸多优良性能, 又可提高合金的高温强度、弹性模量、蠕变性能及塑性等。其力学性能与增强相的形态、体积分数、取向以及分散等密切相关。按增强相的不同分为连续 (纤维) 增强和非连续 (短纤维、晶须及颗粒) 增强两种。

颗粒增强相虽然易于制备, 但其粒度变化对基体性能影响较大。一般要求粒度小于10 μm, 在硬质基体内应更细小。如若能形成网络分布的形貌, 则可以改善基体的刚度和强度, 但使得脆性变大。作者 ^[3,4,33] 利用Ti-Al-TiO₂-Nb₂O₅体系的原位反应, 在TiAl基内原位自生Al₂O₃颗粒, 虽然Nb₂O₅的添加对调控双相基体成分有重要的作用, 并使得基体的强度大幅度提高, 但制品韧性较低, 主要因为脆性的Al₂O₃粒子增强脆性的TiAl基体, 将导致脆性更大。高文理等以原位自生TiB₂颗粒增强TiAl基合金, TiB₂发育良好, 与基体之间的界面结合紧密, 但缺少系统的力学性能尤其是室温塑性的研究 ^[34] 。

作者 ^[35] 以Al₂O₃晶须作为增强相, 考察晶须对TiAl基合金性能的影响。结果发现, 在TiAl基体内自生Al₂O₃晶须, 容易受工艺参数的影响: 如真空条件难以在基体内形成晶须; Al含量较低时, 主要形成颗粒状增强相。形成的晶须形貌各异, 主要分布在孔洞区域; 样品结构疏松, 无法针对力学性能展开研究。图2为添加不同含量Nb₂O₅后, Ti-Al体系合成Al₂O₃晶须的形貌图。由图可见, 添加剂含量低时, 晶须发育完整; 含量增大后, 形成串珠状晶须, 表面缺陷增多, 不利于改善基体的性能。

鉴于颗粒或晶须增强TiAl基合金不利于室温塑性的改善, 研究的重点转移到了连续纤维增强的TiAl基合金。迄今为止, Mo, W, Nb, Ti, SiC, TiB₂, TiNb和Al₂O₃等单体连续纤维及涂覆Y₂O₃或Al₂O₃涂层的Ti纤维、涂覆Ti的Nb纤维和涂覆Y₂O₃+W的Al₂O₃纤维等用于增强TiAl基体。表1为几种单体纤维的主要性能。

当在TiAl基体中引入高熔点、高强度及高弹性模量的Mo, W, Nb, TiNb连续纤维时, 基体的强度、延性及断裂韧性等都有明显提高 ^[36] 。但由于纤维和基体之间的热膨胀系数 (CTE) 不匹配、化学相容性差等问题, 容易在基体和纤维之间发生界面反应或开裂, 纤维受损, 导致性能急剧降低。 Brunet等 ^[37] 在分析SiC纤维SCS-6/Ti-48Al-2Cr-2Nb复合材料的断面结构中, 发现二者的CTE匹配度较差, SCS-6的膨胀系数仅有3.10×10^-6/℃, 而基体高达10.10×10^-6/℃, 致使基体中产生裂纹, 如图3所示。为了解决这一问题, 采用纤维涂覆涂层的方法, 取得了较好效果。

Brunet 等 ^[37] 对纤维进行物理气相沉积以涂覆双层涂层, 即在Al₂O₃纤维内层涂覆W, 外层涂覆Y₂O₃。外层的Y₂O₃ 作为扩散阻挡层, 而内部W可阻止裂纹扩展到纤维内部。实验结果表明, 双涂层的平均强度比未涂覆涂层的单纤维增强的基体增加了80%, 且界面无明显的反应, 也未观察到放射状裂纹, 这对提高材料的性能非常有益。

3 TiAl基合金的应用研究

3.1 航空航天领域

20世纪80年代末开始, 实用化日益成为TiAl基合金研究的重点。 1987年, 由美国空军、海军、陆军、国防部预研局、 NASA和7家主要发动机制造商参与的综合高性能涡轮发动机技术计划 (IHPPTET) 开始在美国实施。 IHPPTET计划涉及TiAl基合金的零部件主要有 ^[38] : (1) 压气机系统: TiAl基合金叶片、整体叶轮转子、涡轮盘、涡轮盘覆盖叶片、叶片外层空气密封圈、涡轮导向器和封刷等。 (2) 燃烧系统: 燃烧室外壳。 (3) 排气喷管系统: TiAl基合金进气管、导管以及耐982 ℃的TiAl基合金等。旨在通过高温合金的使用, 减轻发动机的重量, 提高推重比, 从而大幅度提高发动机的效率, 它的最终目标是使航空推进系统的能力翻一翻, 推重比增加100%-120%, 油耗率降低30%～40%。与此同时, 欧洲也相继开始实施针对燃气涡轮机用TiAl基合金的代号为COST501的欧洲发展计划和先进核心军用发动机 (ACME-II) 计划。

图2 添加不同含量的Nb2O5后Ti-Al体系合成Al2O3晶须的SEM照片

Fig.2 SEM image of the Al₂O₃ whiskers doped with different content of Nb₂O₅ additive (a) 10%; (b) Above 10%

表1 单体纤维的主要性能

Table 1 Main properties of monomer fibers

Fibers	Density/ (g·cm^-3)	Melting point/℃	σ_b/MPa	E/GPa	α/ (1×10^-6 ℃^-1)
W	19.30	2610-3410	1380-1725 (110 ℃)	325-400	6.0-4.0
Mo	10.20
TiB₂	4.51	3000	965 (RT)	345	7.8
SiC	3.18	2500	2070 (1100 ℃)	420	5.0
Al₂O₃ (monocrystal)	3.99	2010	1100 (1100 ℃)	380	9.5

图3 SCS-6/Ti-48Al-2Cr-2Nb复合材料横断面的光学显微分析 [37]

Fig.3 Optical micrograph of a transverse cross section of the SCS-6/Ti-48Al-2Cr-2Nb composite ^[37]

1992年, 德国MTU公司首次制备了熔铸γ-TiAl低压涡轮转子的叶片, 在700 ℃, 16000 r/min条件下进行了旋转实验。 1993年, 全套共98片Ti-48Al-2Cr-2Nb (%, 原子分数) 低压涡轮叶片在通用电器公司 (GE) 的CF6-80CZ型低压涡轮发动机第五级转子系统中通过了1000多个模拟飞行循环测试, 试验取得完全成功, 成为TiAl基合金研究的一个里程碑。 IHI公司生产的含有Fe, V, B元素的牌号为01A的铸造TiAl基合金, 同样取得了令人满意的结果。同时, 由PCC公司制造的Ti-48Al-2Cr-2Nb (%, 原子分数) 合金和由IHI公司制造的0lA合金导向叶片也分别被装入两台测试发动机中, 通过了600 h和2200转的模拟测试。据报道 ^[39] , 其他己通过发动机模拟测试的TiAl基合金零件还包括: Volvo公司制造的叶片制动阀, Allison公司制造的第14级增压叶片和GE公司制造的用于F414计划的2号和5号密封圈支撑。 20世纪90年代末, 经装机测试的TiAl基合金零件还包括: CAESAR (Component and Engine Structure Assessment Research) 计划中的TiAl基合金高压压气机叶片, F119发动机发展计划中的第四级压气机密封罩和密封圈, HSCT (High Speed Civil Transport) 高速民航计划中的大尺寸片状零件和GE90发动机中的第5级和第6级低压涡轮叶片等。

工艺创新可以细化组织, 改善加工性能。 2001年, 德国Dahlewittz, Remscheid和Nuremberg公司与GKSS研究中心联合攻关, 通过将铸锭挤压、后续的进一步等温锻造和最终的热处理及电化学铣削抛光等, 开发了成分为Ti-47Al-3.7 (Nb, Cr, Mn, Si) -0.5B的喷气发动机高压压缩机转子叶片 (图4) ^[40] 。

我国钢铁研究总院自1993年开始应用TAC-2合金精铸制作新型主战坦克用增压涡轮。在合金设计、 TiAl合金精铸的型壳体和离心浇注工艺以及TiAl涡轮与钢轴连接、机加工等技术方面均取得重大进展 ^[41] 。

3.2 汽车行业

20世纪80年代末开始, 汽车界一直研究用TiAl基合金制造进气阀和排气阀。美国通用汽车公司 (GM) 、沃尔沃公司 (Volvo) 、福特汽车公司以及日本的几家汽车公司等都报道了采用TiAl基合金成功地制成了汽车发动机部件并进行试验成功的消息。据报道 ^[42] , 汽车发动机装配TiAl合金阀门可使弹簧力和惯性力明显降低, 摇臂力降低25%, 气阀杆力降低45%, 凸轮轴驱动扭矩至少降低30%, 进而可以对摇臂和凸轮轴设计轻量化, 使整个气门传动机构的零件进一步轻量化和优化。同时, 耐久性提高, 燃油消耗降低1%, 综合节能大于5%, 从而显著地降低了噪声和污染排放, 提高了发动机综合性能。爱迪生技术中心 (METEC) 专门进行了汽车排气阀项目的研究, 探索用永久模铸造工艺生产TiAl基合金进气阀和排气阀的可能性, 生产出了TiAl基合金排气阀, 并在两台汽车上成功实验 ^[43] 。自2002年开始, 奥地利PLANSE AG公司和德国Sinterstahl GmbH公司, 对阀门杆和头部采用不同的加工工艺, 以多步热加工法开始系统生产高性能γ-TiAl阀门 (图5) , 并成功用于高性能汽车和摩托车发动机上 ^[44] 。

图4 用Ti-47Al-3.7 (Nb, Cr, Mn, Si) -0.5B制作的压缩机转子叶片

Fig.4 Compressor blades of Ti-47Al-3.7 (Nb, Cr, Mn, Si-0.5B produced using extrusion and forging process

我国哈尔滨工业大学、中国科学院金属研究所、中南大学等单位也进行了排气门的研究工作, 分别采用粉末冶金法、真空熔炼离心浇注与后续处理等方法生产TiAl基合金排气门, 试验结果表明, TiAl基合金排气门可满足高性能发动机的性能要求 ^[45] 。

对TiAl基合金涡轮增压器的涡轮转子的测试表明: 该涡轮增压器可以大幅度降低转动惯量, 提高瞬态响应性, 从而使发动机起动时间缩短高达40%, 对于减少燃烧不充分导致废气污染量大等均有重要意义 ^[43] 。日本从1998年开始在Lancer高级轿车汽车上使用TiAl基涡轮增压器 (图6) 。至2003年, 装备有此涡轮增压器的轿车已超过20000辆 ^[46,47] 。但因成本问题一直没有用于普通轿车。

图5 γ-TiAl基合金汽车阀门

Fig.5 Automobile valve of γ-TiAl alloy

图6 用Ti-46Al-6.5Nb-0.6Cr-0.2Ni (%, 原子分数) 制作的涡轮增压器

Fig.6 Cast turbocharger manufactured from Ti-46Al-6.5Nb-0.6Cr-0.2Ni (%, atom fraction)

4 结语

TiAl基合金室温脆性大严重制约了其实际应用, 通过合金化、工艺创新和复合化等手段可以提高或改善TiAl基体的室温塑性等性能, 例如加入合金化元素, 可以调节或控制微观组织结构; 优化加工工艺可以细化晶粒; 通过调控增强相及其体积分数、注意纤维的取向和排列, 都可以提高单一基体的性能。但目前TiAl基合金室温塑性差的问题仍然没有得到彻底的解决, 一些相关的提高塑性的机制还需要进一步完善。此外, TiAl基合金的室温塑性与断裂韧性及蠕变抗力之间相互制约, 在提高TiAl基合金室温塑性的同时还应该注意TiAl基合金性能的不平衡性。为了满足实际要求, 应该进行工艺的优化设计, 综合考虑各方面性能的平衡, 从而推动TiAl基合金的发展。