TiAl基金属间化合物的发展
２８卷第１期
２００９年１月
中国材料进展
ＭＡＴＥＲＩＡＬＳＣＨＩＮＡ
ｖｏＬ２８Ｎ。．１
Ｊａｎ．２００９
ＴｉＡｌ基金属间化合物的发展
林均品，陈国良
（北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京１０００８３）
摘要：介绍了普通ＴｉＡｉ基金属间化合物的发展过程，特别是北京科技大学开发的高Ｎｂ—ＴｉＡｌ金属问化合物的成分一组织
一性能一制备关系，Ｎｂ对ＴｉＡＩ合金相关系和抗氧化性的影响，Ｎｂ的强化机理和工程合金的制备和性能。最后简单总结了ＴｉＡＩ基金属问化合物的发展趋势。
关键词：Ｔｍ金属问化合物；高Ｎｂ—ＴｉＡＩ金属间化合物；抗氧化性；强化机理
中图法分类号：ＴＧｌ４６．４
文献标识码：Ａ
文章编号：１６７４—３９６２（２００９）０１—００３１—０７
ＤｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆＴｉＡＩＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃＢａｓｅｄＣｏｍｐｏｕｎｄ
（Ｓｔａｔｅ
Ｋｅｙ
ＬＩＮＪｕｎｐｉｎ，ＣＨＥＮＧｕｏｌｉａｎｇ
ｈｂ．ｆｏｒＡｄｖａｎｃｅｄＭｅｔａｌｓａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓ，Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ
ａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ
ｏｆＳｃｉｅｎｃｅ
Ｂｅｉｊｉｎｇ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８３，Ｃｈｉｎａ）
ｗａｓ
Ａｂｓｔｒａｃｔ：’ｒｈｅｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｐｒｏｃｅｓｓｏｆｃｏｎｖｅｎｆｉｏｎＭＴｉ灿ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｃｏｍｐｏｕｎｄ
ｔｗｅｅｎ
ｉｎｔｒｏｄｕｃｅｄ．ａｎｄｔｈｅｒｅｌａｔｉｏｎｓｂｅ．
ｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄ
ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｆｏｒｈｉｇｈＮｂｃｏｎｔａｉｎｉｎｇＴｉＡｌ
ａｌｌｏｙｄｅｖｅｌｏｐｅｄｂｙＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ
ＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ，ｗｅｒｅｓｈｏｗｎｉｎｔｈｅｐａｐｅｒ．ＴｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆＮｂｏｎｔｈｅｐｈａｓｅｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐａｎｄｏｘｉｄａｔｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ，ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍ，ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｆｏｒｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇａｌｌｏｙｗｅｒｅｄｉｓｃｕｓｓｅｄ．Ｆｉｎａｌｌｙ，ｔｈｅｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｔｒｅｎｄｆｏｒＴｉＡＩａｌｌｏｙｓ
ｗａｓ
ｓｕｍｍａｒｉｚｅｄ．
Ｎｂｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ
Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：Ｔｉ灿ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｃｏｍｐｏｕｎｄ；ｈｉｇｈ
ｍｅｃｈａｎｉｓｍ
ＴｉＭ
ｉｎｔｅｒｍｅｔａＵｉｃ
ｃｏｍｐｏｕｎｄ；ａｎｔｉｏｘｉｄａｎｔ；ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ
１
发展概况
ＴｉＡＩ基金属间化合物（也称ＴｉＡＩ合金）是一种新型
合金¨。２］。
双相ｙ—ＴｉＭ合金的组织是影响宏观力学性能的一个重要因素。将铸态和热加工态Ｔ认ｌ合金在不同的温度区问进行热处理，可以产生４种不同的典型显微组织：等轴近ｙ组织、双态组织、近片层组织、全片层组织¨’。ＴｉＡＩ合金组织对拉伸性能有着巨大影响，小晶粒的双态组织的塑性高、断裂韧性低，而大晶粒的全片层组织正相反。全片层组织常是大晶粒的片层组织，大晶粒使强度和塑性都降低，而片层组织使韧性增高。当晶粒尺寸太大时导致低塑性。等轴近ｙ组织晶粒较大，又无片层组织，导致塑性和韧性均低¨。１。大尺寸变形的Ｔ认ｌ合金中很难得到均匀细小的全片层组织，因此国际上的发展趋势是利用均匀细小的双态组织或不同比例片层团的双态组织，来控制ＴｉＡＩ合金的组织并根据使用条件及制备技术优选ＴｉＡＩ合金组织。
对工程ＴｉＡｌ合金的成分来说，首先要控制铝含量，为得到双相合金，对铝含量必须小于４８％，单相ｙ—ＴｉＡｌ合金室温拉伸延伸率一般小于１％，合金化后双相ＴｉＡＩ合金室温拉伸延伸率可达ｌ％一４％，室温屈服强度一般在５００—６００ＭＰａ。将合金进一步用ｗ，Ｓｉ，Ｃ，
轻质的高温结构材料，密度不到镍基合金的５０％，具有轻质、高比强、高比刚、耐蚀、耐磨、耐高温以及优异的抗氧化性等优点，并具有优异的常温和高温力学性能，使用温度可达到７００—１０００℃，成为当代航空航天工业、兵器工业以及民用工业等领域的优秀候选高温结构材料之一，具有重要的工程化应用潜力。
ＴｉＡｌ合金的研究从５０年代初开始，首次测量了铸造合金的性能，由于室温塑性太差而放弃。１９７５～１９８３年美国空军材料实验室开发了单相ＴｉＭ合金。随后发现了具有工业应用前景的含Ａｌ较低（４８％，除特殊标注外文中全为原子分数）Ｏｔ：＋７两相ＴｉＡｌ合金。双相ｙ—ＴｉＡｌ合金的强度和塑性都明显优于单相７一Ｔｉ灿
收稿日期：２００８—１２一Ｏｌ
基金项目：国家自然科学基金资助项目（５０７７１０１３）。（５０ｓ７１１２７）；
８６３计划联合资助（２００６ＡＡ０３２５１１）
作者简介：陈国良，男，１９３４年生，中国工程院院士
３２
中国材料进展
第２８卷
Ｂ合金化，可进一步提高高温强度，细化晶粒¨ｄ１。
—１
２００℃之间４个温度下的成分一抗氧化性图，指出
在过去的年代里，全世界范围内发展了很多不同的ＴｉＡＩ合金。一般来讲，工程用＾ｙ—ＴｉＡＩ合金的成分范围分范围可以描述为：Ａ１＝５５％一６４％，Ｔｉ／Ｎｂ＝２—５。
可以合并一起表示为Ｔｉ一４５（４５—４８）Ａｌ一（０～２）（Ｃｒ，它们在１１００℃和１２００℃，１００ｈ的氧化增重分别为
Ｍｎ）一（１～８）Ｎｂ—ｘＢ—ｙｃ—ｚＳｉ。在发展过程中Ａｌ含量１—２
ｍｇ／ｃｍ２和２—３ｍｇ／ｃｍ２水平。而ＴｉＡｌ在１１００℃、
逐渐降低，而Ｎｂ含量则逐渐升高，这反映在使用温１００ｈ的增重就已达到１２０ｍｇ／ＣＥｒｌ引”１。１９９３年又发表
度的不断提高上。硼元素的添加逐渐变得普遍，作为了三元基合金的抗氧化性研究文章¨“。后来美国Ｋｉｍ
Ｙ
一种晶粒细化的途径，硼在锻造合金中的添加量要稍ｗ和日本的ＹｏｓｈｉｈａｒａＭ系统对比了各种ＴｉＡＩ合金的抗微少于在铸造合金中的添加量。低Ｎｂ合金化的ＴｉＡＩ氧化性，并与抗氧化性最好的Ｎｉ基高温合金Ｉｎｃｏｎｅｌ合金中有时添加少量碳或硅元素来提高合金的蠕变７１３Ｃ相比ｍ］，进一步确定高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金具有优异的抗力‘“。
抗氧化性，达到Ｉｎｃｏｎｅｌ７１３Ｃ水平。例如对比８７０℃氧化速率墨值和２００ｈ后的膜厚Ｈ值，现已进入使用阶级别，高温ＴｉＡＩ合金（高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金）和普通ＴｉＡｌ合段的４８２２（ＧＥ）和４５ＸＤ（Ｈｏｗｍｅｔ）合金的砟分别为
金，基础合金成分主要差别是在Ｎｂ含量上：Ｔｉ一４８ＡＩ１．１３，３．８５
９２ｍ。ｈ～，膜厚日分别为１３—２０ｔｉｍ和１３
一２Ｎｂ为普通Ｔｉｍ合金；Ｔｉ一４５Ａ１一（５—１０）Ｎｂ为高
—１５¨ｍ，而Ｔｉ一４５ＡＩ一１０Ｎｂ和Ｔｉ一４５Ａｌ一８Ｎｂ合金坼
Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金。
则为０．１，０．５３９２ｍ“ｈ～，膜厚Ｈ为３—６ｔｚｍ和７—１０
１９８７年，在国家８６３计划的支持下，北京科技大学Ｉｔｍ。如果与ＴｉＡｌ相比，其抗氧化性就更好了，在相同陈国良等选择Ｔｉ—ＡＩ—Ｎｂ系中的高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金相区的氧化条件下，Ｔｉｍ在８７０℃氧化速率群值和２００ｈ后进行了大量基础研究。在１９９１年得到国家发明专利＂１。的膜厚Ｈ值，分别为６．５５９２ｍ－４ｈ“和一３０斗ｍ。高Ｎｂ１９９０年开始在国内外召开的国际会议上发表研究成果，—ＴｉＡｌ合金的抗氧化性是ＴｉＡＩ的１０倍多。这项研究发特别是１９９０年和１９９２年两次在美国召开的国际会议上现高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金经５００ｈ高温氧化后，可能出现一个做了系统的介绍，产生较大影响∞。７１。１９９５年第一届国氧化增加的现象Ⅲ１。进一步研究说明此现象可能与氧际ＴｉＭ金属问化合物合金会议主席美国Ｋｉｍ
Ｙ
Ｍ博士
化膜剥落有关。林均品、陈国良等研究了稀土元素Ｙ对在大会报告中提出要发展高温高性能ＴｉＡＩ合金，并指进一步提高高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金长时抗氧化性的作用∞１，
出高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金是发展高温高性能合金的“首例”，发现在不降低Ｎｂ量的情况下，Ｙ可改善氧化膜结合力，
可进一步提高高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金长时抗氧化性（图１）。
合金发展进入新阶段，室温屈服强度可达８００ＭＰａ，高
温强度（７６０℃）可达５５０ＭＰａ，同时保持原有室温拉伸
延伸率不降，特别是大幅度提高了合金的抗氧化性。目前，高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金的研究在国内外已经很广泛，成为发展高性能合金的重要途径。２
高Ｎｂ．ＴｉＡｌ合金的基础研究
高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金相关的基础研究工作主要包括：Ｔｉ
—Ａｌ—Ｎｂ三元系相图一““、成分一力性图、成分一抗图１Ｙ对高Ｎｂ—ＴｉＭ合金长时抗氧化性的影响
Ｆｉｇ．Ｉ
ＥｆｆｅｃｔｏｆＹ
ａｄｄｉｔｉｏｎ
ｏｎ
ｔｈｅｌｏｎｇ—ｒｅｆｉｌｌｏｘｉｄａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｆｏｒｈｉｓｈ
Ｂｉｂ
＋Ｎｂ系中原子分布的计算和实验研究、工程合金的发ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ
ＴｉＡＩａｌｌｏｙ
展等Ⅲ’。本文着重介绍几个重要研究方面的新进展。
高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金优良的抗氧化性与表面氧化膜的２．１
Ｎｂ提高■ＡＩ合金的抗氧化性的研究
组成和生长动力学相关联。研究指出呲１３１，Ｎｂ所以能陈国良等早就发现Ｎｂ能显著提高ＴｉＡＩ合金的抗氧
提高合金抗氧化性能是因为Ｔｉ灿氧化时生成细晶致密化性Ｍ】。后来又在Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ杂志¨３１及会议上做了系统
氧化膜和促进生成Ａｌ：Ｏ，膜层。在９００℃下，只要高Ｎｂ报道№。７Ｊ，指出铌能显著提高抗氧化性，并做了在９００
—Ｔｉ灿合金成分中的铝不少于４５％和Ｔｉ／Ｎｂ不大于５一
第１期
林均品等：ＴｉＡＩ基金属间化合物的发展
３３
６，ＡＩ：Ｏ，在氧化膜中的比例较高。当形成一层完整的３）。经过计算，８Ｎｂ可使氧和ｍ金属原子的扩散系数Ａ１２０，膜时，合金的抗氧化性就大大改善。其次，高Ｎｂ降低一个数量级。
—ＴｉＡｌ合金中的ＴｉＯ：能溶解Ｎｂ，成为（Ｔｉ，Ｎｂ）０：，Ｎｂ”替代ＴｉＯ：中的Ｔｉ“，会降低阴离子空位浓度，改ｒｎｉｎ
＋Ｏ
—●＿一Ｔｉ
善ＴｉＯ：的保护能力，提高抗氧化性。这一点对高温氧
化（如＞１
０００
ｏＣ）更重要，高温下（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｏ：氧化膜
的抗氧化性起重要作用。当合金含铌量过高时，出现ＡＩＮｂＯ。或Ｎｂ：Ｏ，，又会降低合金的抗氧化性。
一ｎ．
Ｓｕｂｓｔｒａｔｅ
：怂
近来，进一步研究了高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金的初始氧化
动力学ｍ１，在室温下，试样表面Ａ１就可与吸附氧结合，在表面生成ＡＩ，Ｏ，薄层，此时，Ａｌ向表面扩散为控
０
糖２
４
６
８
１０
制因素，形成亚表面低Ａｌ区，当Ｔｉ／Ａ１比增加到一定程
ＳｐｕｔｔｅｒＴｉｒｎｅ／ｍｉｎ
度，ＴｉＯ：和ＡＩ：Ｏ，同时生成，进入初始氧化第二阶段，图２
Ｔｉ４５Ａ１８Ｎｂ９００℃氧化３一
ｒａｉｎ样品ＡＥＳ深度剖析
Ｎｂ降低了Ｔｉ和Ａｌ的扩散，同时ＴｉＯ：中溶解Ｎｂ，成为Ｆｉ吕２
ＡＥＳｅｌｅｍｅｎｔａｌｄｅｐｔｈｐｒｏｆｉｌｅｓｆｏｒｔｈｅｓｐｅｃｉｍｅｎｓ
ｏｆＴｉ４５ＡＩＳＮｂ
（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｏ：，降低空位浓度和氧的扩散。初始氧化后ａｌｌｏｙｏｘｉｄｉｚｅｄ
ａｔ
９００℃ｉｎａｉｒｆｏｒ３ｍｉｎ．Ｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｅｂｅｔｗｅｅｎ
形成了以Ａｌ：Ｏ，和（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｏ：为主的氧化物层（图２，
ｔｈｅｏｘｉｄｅｌａｙｅｒａｎｄｔｈｅｓｕｂｓｔｒａｔｅａｒｅ
ｍａｒｋｅｄｂｙｓｏｌｉｄｌｉｎｅｓ
图３
氧化膜生长机制示意图
Ｆｉｇ．３
Ｓｃｈｅｍａｔｉｃｉｌｌｕｓｔｒａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｏｘｉｄｅ
ＩⅫｔｌｅ
２．２高Ｎｂ添加对Ｔ洲合金相关系的影响
（ｙ。）相时，出现新的有序相¨８．勰１。由此，实测了含ｙ。
Ｎｂ具有提高合金熔点和降低元素扩散的能力。加
相的Ｔｉ—Ａｌ—Ｎｂｉ元相图‘１７】。近来，Ｌｉｕ［２９，３０１证明了
入８—１０Ｎｂ对Ｔｉ灿合金的相关系产生很大影响哆“。
ｙ。相的存在及其结构（图４），同时根据含ｙ，相的Ｔｉ—
８Ｎｂ合金不改变Ｔｉ—Ａｌ二元相图的相关系形式，但扩大ＡＩ—Ｎｂ
ｉ元相图得到了有７。相沉淀强化的时效硬化
卢和ｙ相区到高含Ａｌ量，同时缩小ａ相区。由此显著提ＴｉＡＩ合金（图５）。当Ｎｂ量达到１０％，相关系发生变化，高固相线和液相线温度，测得固相线温度提高一可能得到７＋口双相合金。
１００℃。由于提高了熔点，有利于降低元素的扩散，提高铌合金化的另一重要作用是使整个ＪＢ和口包晶相高了高铌钛铝合金的使用温度。当Ｎｂ量提高到１０Ｎｂ，
区向高Ａｌ方向移动，使铸造高铌钛铝合金凝固时先结Ｔｉ一灿相图的相关系，出现口＋ｙ＋ａ：三相区，和口一
晶口相，成为／３相凝固合金。避免了有些ＴｉＡｌ合金的ａ相凝固，得到具有明显各向异性的铸态组织。Ｎｂ扩大口ａ：一７一口相变。电子通道增强显微分析技术（ＡＬＣＨＥ－（Ｂ２）相氏，降低死和Ｌ温度，有利于在较低温下热处ＭＩ）测定¨刮和带角度因子的坎入原子势（ＭＥＡＭ）模拟计理，有利于控制品粒大小。
算证明，当低铌合金化时，铌无序取代ＴｉＡＩ点阵中Ｔｉ２．３
Ｎｂ的强韧化作用机理
原子，此时合金的熔点没有明显变化。只有当高铌（一高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金具有远高于普通ＴｉＭ合金的强度，
７％）合金化后，在ｙ—ＴｉＡＩ合金点阵中的铌原子出现连特别是很高的高温强度（图６），同时保持相同的塑性。续有序分布的倾向，同时提高熔点。当接近Ｔｉ．Ｎｂ，Ａ１９
Ｎｂ强韧化的理论基础包括：①Ｎｂ降低ＴｉＡＩ合金的层
中国材料进展第２８卷
图４［ｏｌｏ］ｙ／／［１００］一沉淀相的高分辨透射电镜像，插入部分
为［００１］ｙ／／［００１］，ｌ沉淀相的傅立叶变换图
Ｆｉｇ．４
ＴｈｅＨＲＴＥＭ
ｉｍａｇｅ
ｏｆｔｈｅ
ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ
ｖｉｅｗｅｄ
ａｔ［０１０］，／／
［１００］，１；ｉｎ—ｓｅｔ（ａ）ｓｈｏｗｓ¨ＩＦＦＴｉｍａｇｅｏｆｔｈｅ
ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅ
ｖｉｅｗｅｄ
ａｔ［０１０］，／／［１００］一
周５
Ｔｉ一４８Ａｌ一１０
Ｎｂ合金中ｙｌ相的显微组织
Ｆ培５
Ｔｈｅｍｉｃ＇ｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅＴｉ一４８Ａｌ—ｌＯＮｂａｌｌｏｙ
ｔａｋｅｎ砒［１１０］
错能，从一９０ｍＪ／ｍ２降低到５０—６０ｍＪ／ｍ２［３１１；②Ｎｂ使７相中含Ａｌ量降低，亚Ａｌ量ＴｉＡＩ中含有高浓度的Ｎｂ／Ａｌ反位原子缺陷‘３２。引；③Ｎｂ促进普通位错的钉扎现象（图７），促进孪晶位错开动与交截（图８）。
图６高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金与普通ＴｉＭ合金在６７６—７６０℃和不同应
力下的最小蠕变速率对比
啦６
Ｍｉｎｉｍｕｍ
ｃｒｅｅｐｒａｔｅｓｏｆ
ｈｉｇｌｌＮｂ—ＴｔＡＩａｌｌｏｙａｎｄｃｏｎｖｅｎｔｉｏｎａｌ
ＴｉＡＩａｌｌｏｙｓａｔ
６７６—７６０℃ａｎｄｄｉｆｆｅｒｅｎｔａｐｐｌｉｅｄ
ｓｔｒｅｓｓｅｓ
图７普通位错１／２＜１１０］钉扎
Ｆｉｇ．７
Ｔｈｅ
ｐｉｎｎｉｎｇｏｆＩ／２＜１ｌＯ］ｏｒｄｉｎａｒｙ
ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｍ
图８孪晶变形和孪晶交截
Ｆｉｇ．８
Ｔｈｅ
ｔｗｉｎｎｉｎｇ
ａｎｄｔｗｉｎ
ｉｎｔｅｒｓｅｃｔｉｏｎ
由于Ｎｂ原子和Ａｌ原子的尺寸差异大，Ｎｂ／ＡＩ反位
效切变应力，从普通ＴｉＡＩ合金的２５ＭＰａ提高到
１２７
高了位错运动非热激活切变阻力（长程阻力），从普通
ＴｉＡｌ合金的１０ＭＰａ提高到６６ＭＰａ。Ｎｂ降低层错能促进
孪晶变形和孪品交截，导致应力集中松弛和提高断裂阻力，有利于提高韧塑性。低层错能ＴｉＡＩ合金具有高的塑性。
降低合金的Ａｌ含量是有利于强化的。一方面增加Ｎｂ／Ａｌ反位原子缺陷的数量，另一方面提高合金的组织稳定性，低灿合金的ａ相稳定性较高，有利于提高蠕变强度。总之，高Ｎｂ低Ａｌ是重要的合金化原则。
高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金的室温拉伸塑性可以达到２％以上。有序金属间化合物材料的拉伸塑性由于滑移系少而总是较低，但ＴｉＡＩ合金叶片在先进飞机发动机上的成功使用，证明了ＴｉＡＩ合金的室温拉伸塑性完全能够满足使用要求。近来我们研究室温拉伸缺口敏感性发现，
只要缺口半径大于０．５ｍｍ，高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金就没有室
温拉伸缺口敏感性（见图９）。３
高Ｎｂ・ＴｉＡｌ工程合金制备、组织和性能
控制高Ｎｂ—Ｔｉ灿合金的组织是很关键的。细晶全
第１期
林均品等：ＴｉＡＩ基金属间化合物的发展
３５
图９高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金的室温拉伸缺口敏感性与缺口半径的关系
曲线
Ｆ喀９
Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｏｆｔｈｅｎｏｔｃｈｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ
ａｎｄｎｏｔｃｈｒａｄｉｕｓ
ａｔｒｏｏｍ
ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ
ｔｅｎｓｉｏｎ
ｆｏｒｈｉ【ｇｈＮｂ
ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ
ＴｉＭａｌｌｏｙｓ
片层组织具有最佳综合性能，细晶全片层组织的强度和塑性、韧性都是较好的。在变形合金和铸造合金中都可以得到均匀的全片层组织，但晶粒（片层团大小）一般
只能达到１００～１５０Ｉｘｍ，片间距０．２～０．３斗ｍ。进一步细化晶粒比较困难，要有特殊的热处理才能得到更细的
晶粒。双态（ＤＰ）和近ｙ（ＮＧ）组织可以得到更细的晶粒，短时拉伸性能好但蠕变性能较差。在高Ｎｂ—ＴｉＡＩ工程合金的发展中，恰当的工艺得到合适的组织是很重
要的。
近年来在大尺寸高铌ＴｉＡＩ合金的制备和加工工艺方面取得了很大进展。普通ＴｉＡＩ合金一般采用真空自耗电弧炉熔炼和等离子冷床炉熔炼。在国外已经可以得
到３ｔ重的ＴｉＡＩ合金。我国因为企业介入ＴｉＡＩ合金研究
较少，目前只能利用真空自耗熔炼和等离子冷床炉熔炼
出小于１００ｋｇ铸锭。研究表明，当高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金铸锭尺寸较小时（１６０～２００ｍｍ），可以用真空白耗电弧炉
熔炼，得到成分和组织均匀的材料。当铸锭尺寸较大
时，需要注意发生开裂等问题。
高铌ＴｉＡ！合金铸锭显微偏析是一个重要问题，大尺寸铸锭显微偏析更加严重。无论采用２次凝壳熔炼和等离子冷床炉熔炼的高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金铸锭，都存在着３种显微偏析（图１０），凝固过程中产生枝晶问ｓ偏析，在ＪＢ—ａ相区产生卢偏析、由于理一ｙ＋ｄ：＋卢相变而产
生ａ偏析。枝晶问Ｓ偏析导致产生枝晶间高Ａｌ低Ｎｂ偏
析区，和枝晶问氧化物和硼化物富集区。口偏析产生高Ｎｂ低Ａｌ的｜ＩＢ相偏析，和高Ｎｂ偏析区，当Ｎｂ量高达１０％就会产生ａ—ｙ＋ａ２＋卢相变，导致ａ偏析，在ｙ＋ａ片层组织中局部出现了口片层。显微偏析会造成带状组织，和残余口相的存在，降低了合金性能。正确的工艺可消除偏析，使组织中无Ｂ２相和带状组织产生口引。
我们用多次等温锻造可得到大变形量的高质量饼材，锻件晶粒均匀细小，表现出优异的室温和高温力学性能Ⅲ。３８１。还成功地制备出挤压棒材和轧制板材。图１ｌ是经多次锻造的大变形量锻饼，锻件质量比较好。为双态组织，晶粒均匀细小，晶粒大小为２０斗ｍ左右（见图１１ｂ）。表现出优异的综合力学性能，图１２是多次锻造后的高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金的室温拉伸曲线，室温塑性达
到２．３％。
Ｆ培１０‰ｃａｔｅｇｏｒｉｅｓ
图ｌＯ高ＴｉＡｌ合金中３种铸锭显微偏析
ｏｆ
ｍｉｃｒｏ—ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎｓ：Ｓｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ，芦ｓｅｇ－
ｒｅｇａｔｉｏｎａｎｄ
ａ
ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎｆｏｒｈｉｇｈＮｂｃｏｎｔａｉｎｉｎｇ
ＴｉＭａｌｌｏｙ
图１１多次锻造后的高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金锻饼（ａ）及组织（ｂ）
Ｆｉｇ．１１
Ｍｕｌｔｉ—ｓｔｅｐｉｓｏｔｈｅｒｍａｌｆｏｒｇｉｎｇ
ｐａｎｃａｋｅｓ（ａ）ａｎｄｔｈｅｉｒ
ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ（ｂ）
中国材料进展
第２８卷
Ｓｔａｆｉｎ
８／％
图１２多次锻造后的高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金的室温拉伸曲线
Ｓｔｒｅｓｓ—ｓｔｒａｉｎ
ｅｎｌｗ＇ｅ
ｏｆｍｕｌｔｉ—ｓｔｅｐｉｓｏｔｈｅｒｍａｌｆｏｒｓｉｎｇｐａｎｃａｋｅｓ
高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金机械性能可达到的主要技术指标：（１）２０℃下，坼≥７８０
ＭＰａ，Ｒ。≥９００
ＭＰａ，Ａ
≥２％：
（２）７６０℃下，略≥５５０
ＭＰａ，Ｒ。≥７００ＭＰａ，Ａ
≥５％：
（３）８５０ｏＣ下，螂≥５００ＭＰａ，Ｒ。≥５５０
ＭＰａ，Ａ
≥１５％：
（４）Ｋｌｃ≥１５
ＭＰａ
ｉｎ∽；
（５）８１５℃下，Ｒ。＝７８０ＭＰａ，ｔ＝１００
ｈ，毋
≥１．５％。
ＴｉＡＩ合金的发展趋势
目前，美国ＧＥ公司的４８—２—２铸造合金已经在波
Ｙ
Ｗ发展了Ｋ５合金；
日本在跑车上用高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金做增压涡轮。日本和
—１ｗ合金。近期和ＧＫＳＳ合作发展了ＴＮＢ牌号高Ｎｂ
ＴｉＡＩ合金的应用领域正在扩展，在民用航空航天领—６Ｎｂ多孔材料在８００ｏＣ时的导热系数仅为１．２Ｗ／ｍＫ。
Ｒｅｆｅｒｅｎｃｅｓ
Ｃｕｏｌｉｎｎｇ（陈国良）．ＬｉｎＪｕｎｐｉｎ（林均品）．Ｐｈｙｓｉｃａｌ
Ｍｅｔ－
ａｌｌｕｒｇｙｆｏｒＯｒｄｅｒｅｄＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ（有序金属间化合物结构材料物理金属学基础）［Ｍ］．Ｂｅｉｊｉｎｇ：ＭｅｔａｌＪｕ画ｃａｌＩｎｄｕｓｔｒｙＰｒｅｓｓ，１９９９．
Ｆ，Ｗａｇｎｅｒ
Ｒ．ＭｉｃｍｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆＴｗｏ—
Ｐｈａｓｅｙ—ＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｕｍｉｎｉｄｅｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒＳｃｉＥｎｇ，１９９８（１１２２）：１８７—２６８．
［３］ＬｉｕｃＴ，ＭａｚｉｎｓｚＰＪ．ＭｉｃｍｓｔｒｕｃｔｕｒａｌＣｏｎｔｒｏｌａｎｄＭｅｃｈａｎｉｃａｌ
ＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＤｕａｌ—ＰｈａｓｅＴｉＡＩ
Ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．１删ａＵｉｃｓ，１９９８
（６）：６５３—６６１．［４］Ｋｉｍ
Ｙ
Ｗ（金永元），ＴａｄｅｕＣａｍｅｉｍ（大雕・卡内洛）．Ⅳ６
Ｈｉｇｈ
Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ
Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ（铌・高温应用）［Ｍ］．Ｂｅｉｊｉｎｇ：
ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃｏｌＩｎｄｕｓｔｒｙＰｒｅｓｓ，２００５：１６７—１８５．
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引证文献(7条)
1.杨婧.孔令艳.崔新宇.陶永山.熊天英 冷喷涂制备TiAl3-Al复合层及其抗高温氧化性能[期刊论文]-材料保护2012(4)
2.王芬.王晓凤.朱建锋.向六一.李栋 Er掺杂强韧化Al2O3/TiAl复合材料[期刊论文]-材料热处理学报 2011(6)3.吴宝红.刘沈阳.周丽丹.王红霞 2种冷速真空吸铸Ti-48Al合金的组织性能研究[期刊论文]-新技术新工艺2012(12)
4.高永.杨莉莉.郑立静.张虎 微量B和C对TiAl合金铸锭缩孔缩松的影响[期刊论文]-北京航空航天大学学报2010(10)
5.林均品.张来启.宋西平.叶丰.陈国良 轻质γ-TiAl金属间化合物的研究进展[期刊论文]-中国材料进展 2010(2)6.陈玉勇.张树志.孔凡涛.刘祖岩.林均品 新型β-γTiAl合金的研究进展[期刊论文]-稀有金属 2012(1)7.李飞.王飞.陈光.万柏方.戴炎麟.陆敏 熔模精密铸造TiAl基金属间化合物研究进展[期刊论文]-中国材料进展2010(2)
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