利用Ti2Ni、TiNi3中间合金制备TiNi合金的方法

技术领域

本发明属于TiNi形状记忆合金领域，涉及一种利用Ti

背景技术

TiNi形状记忆合金具有最高的形变恢复量，被广泛应用于航空航天、人工智能、生物医疗等领域，是高新技术发展不可或缺的一种重要功能材料。目前商用TiNi合金的制备方法主要是熔铸法，熔铸法存在几个问题：1.熔铸法工艺流程较长，制备过程中Ti元素的损耗非常严重，最终制备得到的TiNi合金成分与原设计成分偏差较大；2.熔铸法只能制备几何形状简单的TiNi合金样品，例如铸锭、块材、板材、棒材、丝材，复杂几何形状的TiNi合金样品，只能通过机械加工获得；3.TiNi合金具有良好的形状记忆效应与超弹性，机械加工的回弹量非常大，导致部分机械加工，例如弯折、挤压、拉伸不能有效进行，大大增加了复杂几何形状TiNi样品的制备难度；4.机械加工剩下的边角料，由于合金成分在重新熔铸过程中会发生变化，不能再次利用，这就造成了极大的浪费。为解决上文所述熔铸法存在的一系列问题，粉末冶金法被开发用来制备TiNi合金。粉末冶金法具有净成形性，在制备复杂几何形状的TiNi合金样品方面有巨大的优势。进一步研究新型粉末冶金法对拓宽TiNi合金的应用范围有积极影响，对TiNi合金的产业化升级有重大意义，可以为我国的高新技术发展提供强有力的保障。

粉末冶金法制备TiNi合金的原料有两种，分别为：Ti、Ni元素粉末，或直接采用TiNi合金粉末制备。以Ti、Ni元素粉末为原料制备TiNi合金，由于科肯达尔效应、热爆反应以及反应物与产物之间存在较大的体积差，导致制备的TiNi合金样品孔隙率高。高孔隙率的TiNi合金力学性能比致密TiNi合金力学性能差，而TiNi合金的形状记忆效应非常依赖于TiNi合金的力学性能，这就导致Ti、Ni元素粉末制备TiNi合金的方法不能得到工业化应用(郑弃非，谢水生，袁冠森，由元素粉末直接制备TiNi形状记忆合金管接头的方法，北京有色金属研究总院，中国，2003)。以TiNi合金粉末为原料制备TiNi合金常见于增材制造法(李周，龚深，肖自安，肖柱，文杰斌，刘晶,CN201110095542-一种孔结构参数可控的多孔TiNi形状记忆合金的制备方法，中南大学，中国，2012)，这种粉末只能制备特定成分的TiNi合金，且由于TiNi相有较宽的成分范围(Ni：49.5at.％～55.0at.％)，导致特定成分的TiNi合金粉末制备难度非常大，从而成本也居高不下，TiNi合金粉末的高制备成本阻碍了相关TiNi合金制备方法的发展。

随着材料制备技术的发展，越来越多的粉末冶金法被开发，并被用来制备TiNi合金，但这些粉末冶金法都需要昂贵的实验仪器与苛刻的实验条件。如郑弃非等采用冷压成型后，在制件外部包裹外保套进行后续处理(郑弃非，谢水生，袁冠森,由元素粉末直接制备TiNi形状记忆合金管接头的方法,北京有色金属研究总院，中国，2003.)，该方法所需工艺、设备条件苛刻，且对于制件尺寸有限制；还例如采用冷等静压压制坯体，并将坯体进行外保套、真空包装，很明显的增大了制备难度(郑弃非，谢水生，袁冠森,由元素粉末直接制备TiNi基形状记忆合金的方法,北京有色金属研究总院，中国，2001.)。另外有一些新型制备方法，例如放电等离子烧结(马维刚，起华荣，冯中学，王效琪，史庆南，杨钢，陈亮维,等离子体烧结制备TiNi合金的表征，稀有金属材料与工程45(7)1793-1797.)，在极短时间内，通过直接在原料粉末内部加载电流，辅以施加压力，使原料粉末在电火花的作用下发生反应，形成TiNi相，该方法制备的TiNi合金成分均匀性好，具有良好的形状记忆效应，但受限于其昂贵的放电等离子烧结炉，该方法只适用于实验室小规模制备；热压烧结是最有希望工业化的TiNi合金制备方法(李婧,热压烧结镍钛合金的微观结构与力学性能，中南大学学报43(5)1678-1683.)，该方法需要样品与模具共同进行长时间的高温烧结，因此TiNi合金的热压模具要求具有良好的热稳定性，而且不能在高温下与高活性的Ti发生反应，这种模具造价高，因此热压烧结不适合工业化生产。

相比以上多种方法，传统粉末冶金法具有制备工艺简单，设备要求低等特点，更能够满足工业化生产TiNi合金的要求，因此本发明的发明人将目光重新聚焦于传统粉末冶金法上。通过查阅文献及实际实验总结，传统粉末冶金法制备TiNi合金工艺步骤主要为：配料、压制、烧结。该方法工艺流程短，普通模具及真空烧结炉即可满足制备要求。但传统以Ti、Ni元素粉末为原料制备TiNi合金的方法如上所述，具体存在以下问题：

如说明书附图1所示，Ti与Ni分别位于二元相图两侧，从富Ti端至富Ni端依次为Ti、Ti

Ti+Ni→TiNi+67kj/mol公式1

2Ti+Ni→Ti

Ti+3Ni→TiNi

Ti

此外，Ti与Ti

Ti、Ni元素粉末合金化时金属原子重新成键会引起体积收缩，这部分体积收缩会以裂纹及孔洞的形式存在于TiNi合金中，这些裂纹及孔洞产生的具体原因如下：Ni原子在Ni中的扩散系数约1.3×10

综上所述，以Ti、Ni元素粉末为原料制备TiNi合金，由于反应路径过长、热爆反应、合金化体积收缩、科肯达尔效应的问题，大大提升了制备高纯度、净成形性好、高致密度TiNi合金的难度，阻碍了粉末冶金法TiNi合金的发展。

因此，若具有一种低成本且高效生产TiNi合金的工艺方法，将极大的有利于促进TiNi合金的产业化升级。

发明内容

为了解决上述背景技术中的问题，本发明提供一种利用Ti

为实现上述目的，本发明是采用由以下技术措施构成的技术方案来实现的。

一种利用Ti

(1)选择包括粒径不大于74μm的Ti

(2)将步骤(1)所得混合物料通过压制处理为压坯；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体或真空条件下进行烧结处理，烧结温度为900～1050℃，保温时间为1～16h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

通常地，步骤(1)所述Ti

其中，步骤(1)所述Ti

还需指出的是，因Ti

同样，因制备工艺差异，在制备Ti

进一步优选地，上述杂相的摩尔百分占比应不高于1％，以避免在称料时造成过大误差。

为了更好地说明本发明，并提供一种可供参考的Ti

一种主要包括Ti

(Ⅰ)选择粒径不大于100μm的Ti或TiH

(Ⅱ)将步骤(Ⅰ)所得混合物料通过压制处理为压坯；

(Ⅲ)将步骤(Ⅱ)所得压坯在惰性气体或真空条件下进行两阶段烧结，一阶段烧结温度为700～900℃，保温时间为1～2h；二阶段烧结温度为400～700℃，保温时间为1～16h，得到由Ti

(Ⅳ)将步骤(Ⅲ)所得混合合金产物降温至450～550℃，待温度稳定后，进行氢化处理：充入氢气至压强达到100～250KPa，保温0.5～1h，保温期间补充氢气维持压强稳定，保温完毕后，降温至室温，并将氢气排出，充入保护气体至常压，得到混合氢化合金产物；

(Ⅴ)将步骤(Ⅳ)所得混合氢化合金产物进行破碎处理，得到粒径不大于100μm的混合氢化合金粉末；

(Ⅵ)将步骤(Ⅴ)所得混合氢化合金粉末在真空条件下脱氢，脱氢温度为600～720℃，保温时间为1～2h，最后得到由Ti

通过上述所提供的Ti

经本发明的发明人长期研究经验总结发现，当以Ti、Ni为原料并采用粉末冶金法制备Ti

但是不同于Ti

本发明的发明人通过实验实证发现，在Ti-Ni系合金中，除了Ti、Ti

通过上述技术方案，可以有效解决纯Ti

因此，基于上述发明原理，上述技术方案采用了两阶段烧结的方式，以达到尽量降低混合合金产物中TiNi相含量的作用。在一阶段烧结中，若烧结温度低于700℃，Ti、Ni单质合金化速率极慢，而在本发明所限定的700～900℃下进行烧结保温可以使Ti、Ni单质快速转变为Ti

这里需要额外说明的是，虽然TiNi为本发明所需制备得到的合金产物，但直接由TiNi相的粉末制备TiNi合金，TiNi合金的致密度会非常依赖于压坯致密度，(以Ti

基于两阶段烧结的工艺方式，制备所得由Ti

为了进一步适配Ti

需要说明的是，制备所得由Ti

因此基于上述梯度实验总结的变量对于Ti

为了更好地说明本发明，并提供几种可供参考的技术方案及其对应的Ti

其中一种技术方案中，为获得Ti

(Ⅰ)选择粒径不大于38μm的Ti或TiH

(Ⅱ)将步骤(Ⅰ)所得混合物料在惰性气体保护下冷压成型为压坯，冷压压力为100MPa；

(Ⅲ)将步骤(Ⅱ)所得压坯在惰性气体保护下进行两阶段烧结，一阶段烧结温度为790℃，保温时间为2h；二阶段烧结温度为600℃，保温时间为8h，得到由Ti

(Ⅳ)将步骤(Ⅲ)所得混合合金产物降温至500℃，待温度稳定后，进行氢化处理：充入氢气至压强达到190KPa，保温1h，保温期间补充氢气维持压强稳定，保温完毕后，降温至室温，并将氢气排出，充入保护气体至常压，得到混合氢化合金产物；

(Ⅴ)将步骤(Ⅳ)所得混合氢化合金产物进行破碎处理，得到粒径不大于74μm的混合氢化合金粉末；

(Ⅵ)将步骤(Ⅴ)所得混合氢化合金粉末在真空条件下脱氢处理，脱氢温度为700℃，保温时间为2h，最后得到由Ti

其中一种技术方案中，为获得Ti

(Ⅰ)选择粒径不大于38μm的Ti或TiH

(Ⅱ)将步骤(Ⅰ)所得混合物料在惰性气体保护下冷压成型为压坯，冷压压力为50MPa；

(Ⅲ)将步骤(Ⅱ)所得压坯在真空条件下进行两阶段烧结，一阶段烧结温度为840℃，保温时间为2h；二阶段烧结温度为620℃，保温时间为8h，得到由Ti

(Ⅳ)将步骤(Ⅲ)所得混合合金产物降温至550℃，待温度稳定后，进行氢化处理：充入氢气至压强达到150KPa，保温0.5h，保温期间补充氢气维持压强稳定，保温完毕后，降温至室温，并将氢气排出，充入保护气体至常压，得到混合氢化合金产物；

(Ⅴ)将步骤(Ⅳ)所得混合氢化合金产物进行破碎处理，得到粒径不大于74μm的混合氢化合金粉末；

(Ⅵ)将步骤(Ⅴ)所得混合氢化合金粉末在真空条件下脱氢处理，脱氢温度为680℃，保温时间为2h，最后得到由Ti

需要说明的是，上述主要包括Ti

进一步地，为了获得纯度、致密度尽可能高的TiNi合金，步骤(1)中所述Ti

进一步地，为了尽量保证混合均匀的效果，步骤(1)中所述在惰性气体保护下混合均匀，通常混料时间应不低于1h。

其中，步骤(2)中所述将步骤(1)所得混合物料通过压制处理为压坯，目的是将混合物料通过压制处理为具有一定致密度的压坯，其中所述压制处理可选择包括现有技术中各类压制成型技术，包括但不限于冷压成型、热压成型、感应热压、热等静压、冷等静压等现有技术中压制坯体的常规技术。需要指出的是，因本发明在实验室中具体加工条件受限，在下述发明内容及具体实施方式中都采用的是冷压成型和热压成型，但这并不意味着本发明步骤(2)中仅能通过这两种工艺方式进行压制处理。因制备所得TiNi合金致密度越高，其工业价值越高的特性，本领域技术人员可自行选择适宜的压制处理方式以提高压坯的致密度。

为了更好地说明本发明，并提供可供参考的技术方案：

其中，步骤(2)所述压制处理，具体是将步骤(1)所得混合物料在惰性气体保护下冷压成型为压坯，冷压压力为100～600MPa；

或是，

将步骤(1)所得混合物料在惰性气体或真空条件保护下热压成型为压坯，加热温度为500～1000℃，保温时间为1～30min，施加压力为30～300MPa。

进一步优选地，步骤(3)中所述烧结处理，烧结温度为900～1050℃，保温时间为1～16h。

本发明的主要原理如下公式4所示：

2Ti

本发明所提供的技术方案中，将传统粉末冶金法所采用的Ti、Ni元素粉末替换为Ti

本发明提供的技术方案中，由于反应过程中不涉及Ti单质，Ti单质相关的所有反应也不存在，即没有α-Ti向β-Ti的转化，也没有β-Ti与Ti

本发明提供的技术方案中，避开了合金化带来的体积收缩，理论上可制备最高100％致密的TiNi合金。除此之外，Ti

本发明具有如下有益效果：

1、本发明提供了一种高纯度、高形状稳定性、高致密度TiNi合金的制备方法，且本发明技术方案适用于各类TiNi合金的制备；

2、本发明解决了现有粉末冶金法中，反应路径长、反应产物多、反应过程不稳定、合金化有体积收缩、科肯达尔效应严重等问题，为高纯度、高形状稳定性、高致密度合金的制备提供了新思路。

3、本发明技术方案提供了一种适合工业化生产高纯度、高形状稳定性、高致密度TiNi合金的制备方法，该方法扎根于现有工业基础，延续了传统粉末冶金法制备工艺简单的特点，避免对现有工业设备进行大规模改动，或添置昂贵的加工设备，有巨大的工业化生产潜力与良好的市场应用前景。

附图说明

图1为通过Ti、Ni反应生成TiNi合金的二元相图。

图2为本发明采用粉末冶金法制备的Ti

图3为本发明通过粉末冶金法制备所得Ti

图4为本发明通过粉末冶金法制备所得Ti

图5为本发明实施例3(a)、实施例4(b)、实施例5(c)中制备所得TiNi合金块体的照片。可以看出，制备得到的TiNi合金外观没有明显孔洞与坍塌。

图6为本发明实施例6(a)、实施例7(b)中制备所得TiNi合金块体的照片。可以看出，制备得到的TiNi合金外观没有明显孔洞与坍塌。

图7为本发明实施例5～7中制备所得TiNi合金的XRD图。可以看出，不同制备工艺条件下制备得到的TiNi合金物相较稳定，主相为TiNi相，另外有少量未反应的Ti

图8为本发明对比例1(a)、对比例2(b)中制备所得TiNi合金块体的照片。可以看出，对比例1中由Ti、Ni元素粉末制备的TiNi合金块体表面坍塌严重，这主要是由较大粒径的Ti、Ni元素粉末，在较高升温速率的情况下发生热爆反应造成的；对比例2中由于采用了38um粒径的Ti、Ni元素粉末进行制备，可一定程度上避免热爆反应的发生，但由于合金化体积收缩及科肯达尔效应，TiNi合金块体出现大量孔洞。

图9为本发明对比例1、2中制备所得TiNi合金的XRD图。可以看出，对比例1制备的TiNi合金主相为Ti

图10为本发明对比例1(a、c)、实施例3(b、d)中制备所得TiNi合金的SEM图。对比例1制备所得TiNi合金致密度为78.9％，实施例3制备所得TiNi合金致密度为98.8％。可以看出，图(a)低倍镜下Ti、Ni元素粉末制备的TiNi合金块体不致密，基体上有大量孔洞，图(c)高倍镜下，该TiNi合金的局部区域物相不均匀，其中白色部分为富Ni相，暗灰色区域为TiNi相。相比较而言，图(b)、(d)可以看出该TiNi合金块体的局部区域物相分布较为均匀，其中亮灰色基体为TiNi相，暗灰色网状组织为富Ti相。相比Ti、Ni元素粉末制备的TiNi合金，Ti

图11为对比例1中制备所得TiNi合金的合金裂纹位置的元素分布情况。由图可知，TiNi合金裂纹形成的位置为富Ti相区域，并且多数为Ti

图12为本发明对比例2(a、c)、实施例4(b、d)中制备所得TiNi合金块体的SEM图。对比例2制备所得TiNi合金致密度为83.6％，实施例4制备所得TiNi合金致密度为97.5％。在局部区域，裂纹仍然存在于富Ti区域。由图(b)、(d)可知，实施例4制备所得TiNi合金基体连续性比对比例2好，且孔洞数量少；局部区域元素分布均匀，除少量Ti

图13为本发明对比例1与实施例3中制备所得TiNi合金的DSC曲线对比图。在降温的过程中，两种方法制备的TiNi合金均会由奥氏体转变为马氏体，其中对比例1在降温过程中只有一个放热峰；实施例3在降温曲线上先由奥氏体转变为R相，再由R相转变为马氏体相，但两相转变峰差值较小。对比例1在马氏体相变受阻时只能通过降低温度来获得更大的相变驱动力，而实施例3制备的TiNi合金则可以通过R相进行转变，可极大的提升TiNi合金形状记忆效应。

图14为本发明对比例2与实施例4中制备所得TiNi合金的DSC曲线对比图。由图可以看出，降温过程中，对比例2有两个明显的相转变峰，而实施例4只有一个相转变峰。对比例2受合金化体积收缩、热爆反应、科肯达尔效应的影响，形成了大量宏观或微观孔洞与裂纹，因此其降温曲线仍有两个明显放热峰。实施例4则受上述因素影响较小，且由于采用冷成型的方式制备压坯，虽然致密度稍有降低，但物相均匀化速率加快，制备的TiNi合金已经可以顺利的进行奥氏体到马氏体的转变，不需要R相转变进行过渡。

图15为本发明对比例1与实施例3中制备所得TiNi合金的力学性能测试对比曲线图。可以看出，对比例1在压缩应变为10％时的压缩应力为501MPa，实施例3的压缩应变为10％时的压缩应力为528MPa。相同压缩应变下，实施例3的压缩应力比对比例1的压缩应力高27MPa，造成这一差距的原因是实施例3受合金化体积收缩、热爆反应、科肯达尔效应的影响较小，致密度较高。

图16为本发明对比例2与实施例4中制备所得TiNi合金的力学性能测试对比曲线图。对比例2在压缩应变为8％时，压缩应力为436MPa，实施例4的压缩应变为9％时，压缩应力为621MPa，8％压缩应变时，压缩应力为571MPa。同样由于致密度的差异，实施例4的压缩应力远超过对比例2。

图17为本发明中以步骤(3)烧结温度为变量，制备所得TiNi合金物相的含量变化对比图。由图可以看出，随着温度的升高，TiNi相含量增加，Ti

图18为本发明中以步骤(3)烧结温度为变量，制备所得TiNi合金物相随温度的变化。由该图可知，Ti

图19为本发明中以步骤(2)成型处理的压力为变量，制备所得TiNi合金物相变化对比图。可以看出，随着冷成型压力的增加，TiNi合金物相几乎没有明显变化，说明Ti

图20为本发明中以步骤(2)成型处理的压力为变量，制备所得TiNi合金物相的含量变化对比图。由图可以看出，TiNi合金物相中多了TiNi(B19相)，该相的出现说明TiNi合金马氏体相转变过程中受到阻碍，要先通过B19相进行过度，再转变为B19`-TiNi相，该相的出现也侧面说明TiNi合金中出现了R相。由图可以看出，随着热成型压力的升高，TiNi合金物相几乎没有发生明显的变化，这一点与冷成型制备的TiNi合金一致。Ti

图21为本发明中以步骤(3)烧结处理的保温时间为变量，制备所得TiNi合金物相的含量变化对比图。由图可以看出，TiNi合金的Ti

图22为本发明中以步骤(3)烧结处理的保温时间为变量，制备所得TiNi合金物相的含量变化对比图。由图可以看出，TiNi合金的Ti

图23为本发明所提及不同工艺条件制备的TiNi合金致密度对比图。由图可以看出，以Ti、Ni元素粉末为原料或以TiH

具体实施方式

下面通过实施例并结合附图对本发明作进一步说明。值得指出的是，给出的实施例不能理解为对本发明保护范围的限制，该领域的技术人员根据本发明的内容对本发明作出的一些非本质的改进和调整仍应属于本发明保护范围。

下述实施例及对比例所采用的原料规格如下表1所示：

表1实施例主要原材料

下述实施例及对比例产品的表征测试方法如下：

样品密度测量

采用Archimedes“排水法”原理测量TiNi合金致密度，液体介质为蒸馏水，密度计算公式为：

式(2-1)中，

ρ

ρ

m

m

物相组成分析

XRD物相分析使用的X射线衍射仪的型号为DX-2700，测试参数为：Cu靶K

利用Jade软件的半定量计算功能对制备的Ti

显微组织分析

采用型号为JEOL JSM-6490的场发射扫描电子显微镜(Field Emission ElectronScanning Microscopy)搭配能谱分析仪(Energy Dispersive Spectrum，EDS)对Ti

混合粉末粒径是通过随机统计扫描电子显微镜100倍视场下500个粉末粒径得到的最大值、最小值以及平均值。

差热分析

本发明采用德国耐驰公司生产的型号为STA449F3差示扫描量热仪对Ti

力学性能测试

力学性能测试使用的是Instron 5567万能力学试验机，TiNi合金样品的室温等轴压缩及压缩回弹实验均采用该仪器进行测试。本文制备的抗压力学性能检测的TiNi合金样品尺寸为

δ

实施例1

本实施例中先利用Ti、Ni元素粉末制备得到Ti

(Ⅰ)选择粒径为38μm的Ti和Ni粉末，按照Ti：Ni摩尔比为50：50的比例称料，在惰性气体保护下混合均匀，作为混合物料；

(Ⅱ)将步骤(Ⅰ)所得混合物料在惰性气体保护下冷压成型为压坯，冷压压力为200MPa；

(Ⅲ)将步骤(Ⅱ)所得压坯在惰性气体或真空条件下进行两阶段烧结，一阶段烧结温度为800℃，保温时间为2h；二阶段烧结温度为600℃，保温时间为8h，得到由Ti

(Ⅳ)将步骤(Ⅲ)所得混合合金产物降温至550℃，待温度稳定后，进行氢化处理：充入氢气至压强达到200KPa，保温1h，保温期间补充氢气维持压强稳定，保温完毕后，降温至室温，并将氢气排出，充入保护气体至常压，得到混合氢化合金产物；

(Ⅴ)将步骤(Ⅳ)所得混合氢化合金产物进行破碎处理，得到粒径不大于38μm的混合氢化合金粉末；

(Ⅵ)将步骤(Ⅴ)所得混合氢化合金粉末在真空条件下脱氢处理，脱氢温度为700℃，保温时间为2h，最后得到由Ti

然后利用所得Ti

(1)将步骤(Ⅵ)所得Ti

(2)将步骤(1)所得混合物料在惰性气体保护下冷压成型为压坯，冷压压力为200MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体或真空条件下进行烧结处理，烧结温度为1000℃，保温时间为2h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为92.3％，致密度为95.3％。

实施例2

本实施例中先利用Ti、Ni元素粉末制备得到Ti

(Ⅰ)选择粒径为38μm的Ti和Ni粉末，按照Ti：Ni摩尔比为50：50的比例称料，在惰性气体保护下混合均匀，作为混合物料；

(Ⅱ)将步骤(Ⅰ)所得混合物料在惰性气体保护下冷压成型为压坯，冷压压力为200MPa；

(Ⅲ)将步骤(Ⅱ)所得压坯在惰性气体或真空条件下进行两阶段烧结，一阶段烧结温度为800℃，保温时间为2h；二阶段烧结温度为600℃，保温时间为8h，得到由Ti

(Ⅳ)将步骤(Ⅲ)所得混合合金产物降温至550℃，待温度稳定后，进行氢化处理：充入氢气至压强达到200KPa，保温1h，保温期间补充氢气维持压强稳定，保温完毕后，降温至室温，并将氢气排出，充入保护气体至常压，得到混合氢化合金产物；

(Ⅴ)将步骤(Ⅳ)所得混合氢化合金产物进行破碎处理，得到粒径不大于38μm的混合氢化合金粉末；

(Ⅵ)将步骤(Ⅴ)所得混合氢化合金粉末在真空条件下脱氢处理，脱氢温度为700℃，保温时间为2h，最后得到由Ti

然后利用所得Ti

(1)将步骤(Ⅵ)所得Ti

(2)将步骤(1)所得混合物料在惰性气体保护下热压成型为压坯，热压温度为800℃，保温时间为5min，热压压力为200MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体或真空条件下进行烧结处理，烧结温度为1000℃，保温时间为2h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为90.8％，致密度为97.4％。

实施例3

利用Ti

(1)选择包括粒径不大于38μm的Ti

(2)将步骤(1)所得混合物料通过热压成型制备成压坯，热压温度为800℃，保温时间5min，热成型压力为200MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体条件下进行烧结处理，烧结温度为1000℃，保温时间为2h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为93.4％，致密度为98.8％。

实施例4

利用Ti

(1)选择包括粒径不大于38μm的Ti

(2)将步骤(1)所得混合物料通过冷压成型制备成压坯，冷成型压力为200MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体条件下进行烧结处理，烧结温度为1000℃，保温时间为1h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为91.1％，致密度为97.5％。

实施例5

利用Ti

(1)选择包括粒径不大于74μm的Ti

(2)将步骤(1)所得混合物料通过热压成型制备成压坯，热压温度为800℃，保温时间5min，热成型压力为200MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体条件下进行烧结处理，烧结温度为1000℃，保温时间为1h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为87.1％，致密度为96.7％。

实施例6

利用Ti

(1)选择包括粒径不大于38μm的Ti

(2)将步骤(1)所得混合物料在惰性气体保护下冷压成型为压坯，冷压压力为100MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体或真空条件下进行烧结处理，烧结温度为1050℃，保温时间为16h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为92.6％，致密度为87.4％。

实施例7

利用Ti

(1)选择包括粒径不大于38μm的Ti

(2)将步骤(1)所得混合物料在惰性气体保护下冷压成型为压坯，冷压压力为600MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体或真空条件下进行烧结处理，烧结温度为1000℃，保温时间为2h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为91.8％，致密度为96.9％。

实施例8

利用Ti

(1)选择包括粒径不大于38μm的Ti

(2)将步骤(1)所得混合物料通过热压成型制备成压坯，热压温度为500℃，保温时间30min，热成型压力为50MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体条件下进行烧结处理，烧结温度为900℃，保温时间为2h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为88.6％，致密度为84.9％。

实施例9

利用Ti

(1)选择包括粒径不大于38μm的Ti

(2)将步骤(1)所得混合物料通过热压成型制备成压坯，热压温度为900℃，保温时间5min，热成型压力为300MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体条件下进行烧结处理，烧结温度为1000℃，保温时间为4h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为86.8％，致密度为98.2％。

对比例1

利用Ti、Ni单质粉末制备TiNi合金的方法，主要包括以下步骤：

(1)将Ti、Ni构成的摩尔比为50:50的混合合金粉末过筛至粒径不大于74μm，在惰性气体保护下混合均匀，作为混合物料；

(2)将步骤(1)所得混合物料通过热压成型制备成压坯，热压温度为800℃，保温时间5min，热成型压力为200MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体条件下进行烧结处理，烧结温度为1000℃，保温时间为2h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为89.2％，致密度为78.9％。

对比例2

利用Ti、Ni单质粉末制备TiNi合金的方法，主要包括以下步骤：

(1)将Ti、Ni构成的摩尔比为50:50的混合合金粉末过筛至粒径不大于38μm，在惰性气体保护下混合均匀，作为混合物料；

(2)将步骤(1)所得混合物料通过冷压成型制备成压坯，冷成型压力为200MPa；

(3)将步骤(2)所得压坯在惰性气体条件下进行烧结处理，烧结温度为1000℃，保温时间为2h，保温结束后冷却至室温，即得TiNi合金。

经测试，本实施例制备所得TiNi合金的纯度为83.9％，致密度为80.3％。