Ti-Al金属间化合物的研究进展
fe-al-ti-al和ni-a系金属间化合物多孔材料及研究进展
第21卷第4期中国有色金属学报2011年4月V ol.21 No.4The Chinese Journal of Nonferrous Metals Apr. 2011文章编号：1004-0609(2011)04-0784-12Fe-Al、Ti-Al和Ni-Al系金属间化合物多孔材料的研究进展李婷婷，彭超群，王日初，王小锋，刘兵，王志勇(中南大学材料科学与工程学院，长沙 410083)摘要：总结Fe-Al、Ti-Al、Ni-Al 3大系金属间化合物的物相结构和基本特性，论述Fe-Al、Ti-Al和Ni-Al 3大类金属间化合物多孔材料的制备方法、孔结构表征以及耐腐蚀性能，并指出孔结构参数的可控性研究、复合材料的制备和焊接性能的提高是金属间化合物多孔材料未来的研究重点。
关键词：金属间化合物；Fe-Al合金；Ti-Al合金；Ni-Al合金；多孔材料；耐腐蚀性能中图分类号：TG146.2文献标志码：AResearch progress in porous Fe-Al, Ti-Al and Ni-Al intermetalliccompound porous materialsLI Ting-ting, PENG Chao-qun, WANG Ri-chu, WANG Xiao-feng, LIU Bing, WANG Zhi-yong(School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)Abstract: The phase structures and elemental characteristics of Fe-Al, Ti-Al and Ni-Al intermetallic compound porous materials were summarized. The preparation methods, pore structures and corrosion resistances of these three kinds of intermetallic compound porous materials were discussed. The trends of development of porous Fe-Al, Ti-Al and Ni-Al intermetallics compound porous materials, the controllability of parameters of pore structure, the preparation of composite and the improvement of welding performance, were pointed out.Key words: intermetallic compound; Fe-Al alloy; Ti-Al alloy; Ni-Al alloy; porous material; corrosion resistance property多孔材料是指具有一定尺寸和数量孔隙结构的材料，通常孔隙率较大，孔隙结构作为有用的结构存在[1]。
TiAl基金属间化合物的发展
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。
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合金的成分范围可以合并一起表示为Ｔｉ一４５（４５—４８）Ａｌ一（０～２）（Ｃｒ，Ｍｎ）一（１～８）Ｎｂ—ｘＢ—ｙｃ—ｚＳｉ。
在发展过程中Ａｌ含量逐渐降低，而Ｎｂ含量则逐渐升高，这反映在使用温度的不断提高上。
硼元素的添加逐渐变得普遍，作为一种晶粒细化的途径，硼在锻造合金中的添加量要稍微少于在铸造合金中的添加量。
低Ｎｂ合金化的ＴｉＡＩ合金中有时添加少量碳或硅元素来提高合金的蠕变抗力‘“。
目前工程用ＴｉＡＩ合金已形成两个不同使用温度的级别，高温ＴｉＡＩ合金（高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金）和普通ＴｉＡｌ合金，基础合金成分主要差别是在Ｎｂ含量上：Ｔｉ一４８ＡＩ一２Ｎｂ为普通Ｔｉｍ合金；Ｔｉ一４５Ａ１一（５—１０）Ｎｂ为高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金。
１９８７年，在国家８６３计划的支持下，北京科技大学陈国良等选择Ｔｉ—ＡＩ—Ｎｂ系中的高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金相区进行了大量基础研究。
在１９９１年得到国家发明专利＂１。
１９９０年开始在国内外召开的国际会议上发表研究成果，特别是１９９０年和１９９２年两次在美国召开的国际会议上做了系统的介绍，产生较大影响∞。
７１。
１９９５年第一届国际ＴｉＭ金属问化合物合金会议主席美国ＫｉｍＹＭ博士在大会报告中提出要发展高温高性能ＴｉＡＩ合金，并指出高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金是发展高温高性能合金的“首例”，提出这是非常值得进行的工作１８１。
高Ｎｂ合金化使Ｔｉ舢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、成分一抗氧化性图等¨２’１引；高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金中形变诱导界面结构变化‘ｔｓ－２０３、形变诱导微区有序变化和诱导相变的高分辨研究心“２２１；形变孪晶和孪晶交截研究ｍ１；Ｔｉ—Ａｌ＋Ｎｂ系中原子分布的计算和实验研究、工程合金的发展等Ⅲ’。
TiAl金属间化合物的研究进展
αT i A l金属间化合物的研究进展3周怀营 湛永钟(广西大学材料科学研究所,南宁,530004;第一作者42岁,男,教授)摘要 综述了T i A l金属间化合物的研究进展.介绍T i A l合金室温脆性的解决办法,对其制备和加工的新工艺进行分类评述,并从基础理论研究、制备与加工新技术、类单晶T i A l及T i A l 基复合材料的研制等方面指出其今后的研究与开发动向.关键词 T i A l;金属间化合物;室温脆性分类号 T G13213+2许多金属间化合物由于具有比重轻、强度高、高温力学性能和抗氧化性优异等特点,而被认为是一种理想的待开发的航空航天用高温结构材料[1].与其他金属间化合物相比,T i A l系由于铝化合物本身所具有的极高的抗氧化性、较高的比熔点、较低的密度以及钛极高的比熔点,而成为近年来人们研究开发的焦点,目前正在研究开发的主要有T i3A l(Α2),T i A l(Χ)和T i A l3(Σ).室温脆性和难加工成形性是其实用化进程上的主要障碍[2].人们经过对T i3A l合金比较全面系统的研究,可以期望它最先接近实用化;T i A l3则由于室温塑性更差,目前只限于在日本、美国和中国等少数国家进行基础性研究.目前,研究的重点主要集中在T i A l合金上,试图通过合金化及热加工等手段来改善其室温脆性问题.1 T i A l金属间化合物室温脆性问题的解决办法T i A l是典型的Betho llide型化合物,任何温度下均呈有序状态.根据A l含量的高低,T i A l合金可分为Χ单相合金(≥49at%A l)和Χ+Α2双相合金(<49at%A l),而Χ+Α2双相合金按组织形态又可分为4类:(1)全片层组织(FL),由较大的层片块组成;(2)近片层组织(NL),由较大的层片块及较细的Χ+Α2等轴晶组成;(3)近Χ组织(N G),由粗大的Χ等轴晶及较细的Χ+Α2混合组成;(4)双态组织(D up lex),为细小的层片块和细小的Χ+Α2等轴晶的混合组织.由于T i A l晶体为面心四方结构(L10型),晶胞c a比值为1102,晶体对称性低,滑移系少,且共价键成分大,电子云分布不均匀,因此室温时呈脆性.目前用于改善T i A l合金室温脆性的方法可归纳为合金化法和热加工法[3].111 合金化法通过合金化来改善ΧT i A l金属间化合物室温脆性,是近年来T i A l合金研究的一个重要方向.目前发展的T i A l基合金的成分为T i(46～52)at%A l(1～10)at%M,其中M为C r,M n,V,M o,T a 等元素中的一种或几种.合金化法改善T i A l合金室温脆性的基本机制为:(1)细化晶粒,以提高合金的延展性;(2)调控合金显微组织,获得具有较大体积百分量的细小的全片层组织,以均衡提高T i A l合金室温拉伸性能和断裂韧性[4];净化合金,降低氧、氮等间隙式杂质元素的含量.近年来,通过添加C r来改善T i A l金属间化合物室温脆性的研究取得了显著的成果.添加C r后,可取代T i A l中的A l,有助于获得低A l的Χ相;同时降低了Α2相的稳定性,使片层Α2相变成粒状,形成了新生的细小的Χ+Α2晶体,因而可显著细化Χ+Α2两相合金铸态组织.K i m[5]认为,同时加入N b和C r对提高T i A l合金性能最为有效.曹名洲等人[6]的研究表明,在T i A l合金中添加M n后,使Χ相晶格a和c轴都减小,并使c a值接近1.M n促使Χ相中孪晶的形成,提高了T i A l合金的室温塑性.B lackburn等人[7]发现适量的V能有效地提高T i A l合金的塑性,并可降低韧脆转变温度.贺连龙[8]的研究表明,T i A l金1999年12月Journal of Guangx iU n iversity(N at Sci Ed)D ec.1999 α3国家自然科学基金(29771009)和广西自然科学基金(9824017)资助项目收稿日期:19990802属间化合物中加入少量Si 可使其电子云对称化,从而提高室温延性.计算结果表明,Si 比M n 的合金化效果更好.最近,有关T i A l 金属间化合物通过添加稀土元素改善室温脆性的研究也取得了长足的进展.刘昌明等人[9]发现N d 可明显增加铸锭柱状晶的长度和减小柱晶直径,同时细化了铸锭中心区的等轴晶粒.添加011at %N d 后,铸锭的平均晶粒尺寸由1400Λm 减小为450Λm .V asudevan 等人[10]在合金中加入014at %E r 后,发现由于形成E r 2O 3弥散粒子,降低了基体中杂质氧的含量,使塑性得以改善.陈仕奇等人[11]发现添加L a 也具有类似的效果.112 热加工法解决T i A l 室温脆性的另一重要途径是通过控制热加工工艺参数来达到的.这一方法的基本原理可归纳为:(1)获得细晶组织,减少滑移长度、增加非滑移系,从而提高塑性;(2)控制工艺参数,减少成分偏析和晶粒大小不均匀性.显微组织是影响T i A l 合金力学性能的重要因素.双态组织有利于提高合金的室温延性,但其高温抗蠕变强度低;而较粗大的全片层状组织具有优良的抗蠕变能力,但室温延性低.因而,为能在保证T i A l 基合金优良的高温力学性能的前提下解决其室温脆性的问题,细化其粗大全片层结构成为了近年来研究者追求的目标[9].K i m [12]报道了用等温热锻工艺可使T i A l 合金晶粒尺寸减小到500～1000Λm ;而采用复合热机械工艺破碎粗大片层组织,可使晶粒尺寸下降到20～30Λm ,从而获得性能优异的细晶组织,极大地改善了T i A l 合金室温塑性.H all 等人[13]研究发现,通过适当的热机械处理可获得具有层片状T i A l (Χ)+T i 3A l (Α2)组织的双相T i A l 合金,其室温塑性比单相T i A l 合金有明显改善.H ana m ura 等人[14]利用快速凝固技术研究了T i A l 基合金的显微组织.结果表明,在104～105K s 的冷却速度下可获得直径为1～3Λm 的细小晶粒,从而使该工艺成为一种解决T i A l 合金室温脆性的可能途径之一.在此基础上,曹名洲等人[15]采用气体雾化法制备了T i A l 合金的微晶粉末,其快冷态主要由Α2相和少量Χ.经900℃,2h 真空退火后,大部分Α2相转变成Χ相,使原来的组织更加细化.此外,蒲忠杰等[16]在同时加入C r 和V 的情况下,将T i A l 合金经1250℃再结晶处理,并适当控制冷却速度,获得了418%的室温延性.2 金属间化合物制备与加工新工艺目前,T i A l 合金尚未进入实用化阶段,但有关其制备技术的研究早已展开.除熔铸、粉末冶金等常规方法外,人们还根据材料自身的特点开发了许多种新的材料成型加工技术.(1)快速凝固法:该法将快速凝固技术与粉末冶金相结合,采用旋转盘雾化法,等离子旋转电极法或气体雾化法制得预合金粉末,而后装入钛合金包套中,经干燥,抽空和密封,再加热挤压成型[1].该法不但明显增加了B ,Si ,V 等溶质原子在基体中的固溶度极限,获得很好的固溶强化和沉淀强化效果,而且通过细化晶粒及第二相粒子,减少成分偏析,提高了强度和塑性.(2)机械合金化反应烧结:通过高能球磨使元素粉末在室温下通过固态反应生成合金粉末,甚至使互不相容的元素形成假合金.通过球磨,使成分分布均匀,晶粒及弥散颗粒比采用快速凝固法更不易长大,获得具有超塑性能的超细晶粒,有利于T i A l 合金室温脆性的改善.机械合金化处理后,T i A l 合金的室温延展性可达5%[17].(3)自蔓燃反应合成法(SH S ):该法利用物质反应热的自传导作用维持燃烧波的传播,使不同物质间发生化学反应,在极短时间内形成化合物.由于以单一金属粉末为原料,不必将材料全部熔化即可合成化合物,克服了金属间化合物制造上的困难.目前采用该法合成的T i A l 金属间化合物经H IP 可以制出致密的烧结坯,且性能和成本均达到了应用要求.(4)超塑性成形技术:超塑性成形技术是利用材料在一定温度和应变速率范围内表现出的超塑性进行材料成形的,其关键是要具有超细晶粒并选择合适的变形速率和变形温度.T i A l 合金超塑性的发现为解决其成形问题提供了广阔的前景.在5×10-5s -1的应变速率下,T i A l 合金晶粒尺寸可达2Λm ,而最大塑性超过了230%[1].3 研究及开发动向(1)基础理论研究.广泛测定T i A l X 系相图,寻找新的合金元素,确定合金的最优成分与组362第4期周怀营等:T i A l 金属间化合物的研究进展462广西大学学报(自然科学版)第24卷 织,以全面提高T i A l合金的综合性能;深入研究合金的塑性变形机理,掌握T i A l金属间化合物的超塑性变形机制,并寻求其实际应用途径;发展一套关于T i A l合金的系统的成分—组织—性能的理论体系.(2)开发制备与加工的新工艺.开发无污染熔炼、制粉工艺,降低氧、氮等杂质元素的有害作用;研究T i A l合金领域热等静压的条件、方式对压块的影响;确定合理的热处理工艺参数,改善合金微观组织,解决其室温脆性问题;利用冲击波、电、磁等手段解决成形问题.(3)类单晶T i A l合金及T i A l基复合材料的研制.研究类单晶T i A l的变形和断裂特征,利用其良好的塑性和高强度、高断裂韧性,在较短时间内能作为高温结构材料获得实际应用.寻找新的高质、价廉的共容增强颗粒,解决与T i A l基体间的相容性问题;加强T i A l基复合材料的优化设计,开发新的复合材料制备技术,为T i A l合金的广泛应用开拓更广阔的前景.参考文献1 曹 阳,李国俊.金属间化合物高温结构材料的研究动向.材料导报,1994,(4):14～182 N obuk iM,H ash i m o to K,T suji m o to K,et al.D efom ati on of T i A l in ter m etallic compound at elevated te mperatures.J Jpn In st M et,1986,50(9):840～8443 刘志坚,曲选辉,黄伯云.粉末冶金法制备T i A l合金的进展.材料导报,1995,(2):23～284 张继,张志宏,邹敦叙,等.T i A l合金细小全片层组织断裂机理.金属学报,1996,32A(10):1044～10485 K i m Y W.O rdered In ter m etallic A ll oys III.Gamm a T itan ium A lum in ides.JOM,1994,49(7):30～396 曹名洲,韩东,周敬,等.含M n的T i A l基合金的组织和性能.金属学报,1990,26(3):A223～A2277 B lackburn M J,S m ith M P.T itan ium A ll oys of the T i A l T ype.U S Pat,4294615.197907258 贺连龙,叶恒强,徐仁根,等.T i A l-V-Si合金中T i5Si3析出相与基体相的取向关系.金属学报,1994,30(4):A145～A1499 刘昌明,李华基,何乃军,等.钕对T i-44A l合金组织和晶粒尺寸的影响.材料工程,1998,(11):20～2310 V asudevan V K,Court S A,Kurath P,et al.Effect of purity on the defo r m ati on m echan is m in the in ter m etallic compound T i A l.Scri p ta M etall,1989,23(6):907～91211 陈仕奇,曲选辉,雷长明,等.T i A l+L a有序合金的室温力学性能.金属学报,1994,30(1):A20～A2412 K i m Y W.Effects of m icro structure on the defo r m ati on and fracture ofΧT i A l all oys.M ater Sci Eng,1995,A192-A193:519～53313 H all E L,H uang S C.Sto ich i om etry effects on the defo r m ati on of binary T i A l all oys.J M ater R es,1989,4(3):595～60214 H anam ura H,Sugai T,T an ino M.R ap idly Q uenched in ter m etallic compounds.T i A l and A l3T i.In:N i ppon Steel,ed.Sin tering′87.Tokyo:E lsevier A pp lied Science Poblishers,1988.617～62815 曹名洲,韩东,张涛,等.快速凝固T i A l基合金微晶的显微组织.金属学报,1992,28(10):A426～A42916 蒲忠杰,石建东,邹敦叙,等.T i A l基合金组织对拉伸性能的影响.金属学报,1993,29(8):A363～A36917 Suryanarayana C,F roes F H.M echan ical all oying of titan ium base all oys.A dv M ater,1993,5(2):96～106D evelop men t of Studi es on Ti A l I n ter metall i csZhou H uaiying Zhan Yongzhong(In stitute of M aterial Science ,Guangx iU n iversity,N ann ing,530004)Abstract T h is paper describes the status quo of studies on the T i A l in ter m etallic compound and in troduces the s o luti on s to its room brittle.It als o revie w s the ne w p roducti on and p rocesses by classificati on s. Further research directi on s,such as theo retical research,ne w p rocessing techno l ogies and single crystal like T i A l etc.is po in ted out.Keywords T i A l;in ter m etallic compound;room brittle(责任编辑 唐汉民)。
航空航天金属间化合物研究现状
航空航天金属间化合物的研究现状摘要：本文主要介绍金属间化合物的分类，现在的研究现状，以及金属间化合物的制备和工艺。
金属间化合物简称IMC(Intem~etallicsCompounds)，主要是指金属元素间、金属元素与类金属元素间形成的化合物，其特点是各元素间既有化学计量的组分，而其成分又可在一定范围内变化从而形成以化合物为基体的固溶体。
为了能在21吐纪保持在航空和航天领域的优势，大力推动了这方面的研究工作，并发展出一种能耐更高温度、比强度更高的新型金属间化合物高温结构材料，给新一代航空和航天器的发展开辟一个新时代。
关键字：航空航天、金属间化合物、引言由于金属间化合物材料在航天航空等国防尖端技术领域和机械、冶金、化工等一般工业领域均有着广阔的应用前景，因此，世界上工业发达的国家都投人大量的人力和资金进行金属间化合物材料的研究。
美国国防部关键技术计划和国家关键技术计划中均将金属间化合物材料列为关键材料之一。
德国和日本等国也有相应的计划。
美国是第一个对金属间化合物燃气轮机涡轮叶片进行试验的国家，在该技术领域居领先地位，而德国、法国和日本主要工作集中在金属间化合物的研究上，而不是应用上。
我国在国家自然科学基金、国家“863”高新技术及国家科技攻关项目中都将金属间化合物结构材料列为重要的研究课题。
金属间化合物是指以金属元素或类金属元素为主构成的二元或多元合金系中出现的中间相化合物。
按照用途可将其分为两类：一类是结构材料，主要是利用其强度、刚度、硬度、耐热性和抗高温蠕变等性能；另一类是功能材料，主要是利用其特殊的光学、电学、声学和热学等特征。
用做结构材料的金属间化合物有多种亚型，其中主要包括镍、铁和钛的铝化物，例如Ni3AI、NiAI、Ti3A1、Ti～及Fe3A1和Fe A1等，它们主要用做高温结构材料。
由于这类高温材料是具有有序结构相的金属间化合物，故又称高温有序合金或高温金属间化合物。
与镍基高温合金相比，这类材料的高温性能更好，可在更高的温度下工作，而且密度小，抗腐蚀能力强，抗蠕变、抗疲劳性能好，因而它们作为新一代飞机发动机、火箭推进系统和空间动力系统的高温结构材料有着极大的竞争力。
Ti_Al系金属间化合物的氢脆机理
Ti Al系金属间化合物的氢脆机理李 文1 关振中1 张瑞林2(1.中国科学院长春光学精密机械研究所 长春 130022)(2.吉林大学 长春 130023)摘 要 根据固体与分子经验电子理论分析计算了T i-A l系金属间化合物及含氢各相的价电子结构与解理能。
结果表明,T i3Al的氢脆是由于高氢含量下易生成 脆性相引起的,而T iA l的氢脆是由于固溶氢减弱了含氢T iA l晶胞主干键并降低了解理能引起的。
同时解释了一些尚有矛盾的实验结果,并提出了一些解决氢脆的实际方法。
关键词 T i-Al系 金属间化合物 价电子结构 氢脆 Ti-Al系金属间化合物有极好的高温力学性能,并且密度与价格又很低,因而是航空航天发动机新一代候选结构材料。
但室温脆性一直是Ti-Al系金属间化合物投入商用的主要障碍。
在一般使用的环境气氛下,特别是氢在温度等外因催化下将使这一问题更加严重,从而引起极其恶劣的所谓环境脆性(Environmental Embrittlem ent-EE)[1,2]。
已进行过一些关于氢对T i-Al系金属间化合物力学性质特别是脆性的影响研究。
结果表明,H与Ti 的亲和力极大而与Al的亲和力极小[3],因而TiAl3溶氢量最大,室温时引起脆性的可能性也最大,而Ti3Al 因难以溶氢几乎无氢脆问题,至于T iAl氢脆的危害程度甚至是否有氢脆,因为实验结果不一致,尚没有肯定的结论[2,4]。
本研究应用固体与分子经验电子理论(又称余氏理论,简称EET)[5]分析计算了氢对T i-Al系金属间化合物主要是Ti3Al和TiAl价电子结构的影响,试图弄清其氢脆机理,并提出解决氢脆的有效途径。
1 价电子结构分析由EET的键距差分析方法计算合金相的价电子结构必须已知晶体结构及晶格常数。
TiAl为Ll o型超结构,空间群为P4/mmm。
晶格常数a=0.40050nm, c=0.40707nm。
参照Ti-Al合金其它相的原子杂阶[6]可确定T iAl中Ti与Al的原子杂阶分别为 Ti=A14, A l=4,最后由键距差分析方法经过计算机处理求得TiAl的价电子结构。
真空熔炼TiAl金属间化合物过程中合金元素的挥发行为
真空熔炼TiAl金属间化合物过程中合金元素的挥发行为摘要：真空熔炼的目的是防止金属间化合物的污染。
但在真空中，钛和铝合金中铝的挥发性损失将影响金属间化合物的组成精度。
用钛和铝合金的活动系数计算了钛和铝合金中钛和铝元素的挥发性损失速率。
关键词：TiAl金属间化物；真空熔炼；元素挥发最初的TiA合金已经成为航空、汽车工业领域的新一代替代材料，因为它们的密度很低，而且在高温下性能很好。
然而它的应用受到环境温度低可塑性和初始合金高温氧化强度低的阻碍。
一、ＴｉＡｌ合金的特点及发展基本TiA合金的密度为3.85-4.2 g/cm3，低于纯钛，低于镍基热合金密度的50%。
它具有轻巧性、特殊强度、耐磨性、耐火性、抗氧化性等优点，在室温和高温下具有良好的热力学性能。
它有望应用于航空航天、武器制造和汽车工业。
在20世纪50年代早期，人们发现高质量的合金具有良好的抗氧化和高温性能，但由于其在环境温度下的低可塑性，研究进展非常缓慢。
直到80年代初，第一代TiAl合金，即在48Al 1V it-0.3 C在美国设计，以便除其他外，改善环境，TiAl破裂，但含有塑料总体业绩的弹性，未满足的合金的实际需要，因此从根本上改变它的实验室分析。
第二代以铸造TiAl合金为主，与第一代TiAl合金相比，表现突出的优势在760℃比强度、蠕变强度，抗氧化，改善高温的性能结构有望取代镍基高温合金。
第二代主要合金为ti-48al-2cr-2nb铸造合金，由美国空军和GE公司联合开发。
通过添加Cr和Nb元素，提高了合金在室温下的强度、塑性和抗氧化性。
目前，用该合金生产的零件已通过发动机试验。
此外，由Howmet开发的Ti-（45-47）al-2mn-2nb-0.8 TiB 2 XD是典型的第二代TiAl合金。
最初的TiAl合金被开发到第三代，由最初的锻造TiAl合金主导。
对合金成分设计的考虑更加全面，既提高了TiAl合金的室温可塑性，又提高了高温强度和氧化强度等性能。
TiAl金属间化合物工程实用化研究与进展
第29卷 第2期2010年2月中国材料进展MATER I A LS CH I NAV ol 129 N o 12Fe b 12010收稿日期:2009-11-30基金项目:科技部973计划项目(2007CB613304)通信作者:张 继,男,1961年生,教授特约专栏T iA l 金属间化合物工程实用化研究与进展张 继,仲增镛(钢铁研究总院高温材料研究所,北京 100083)摘 要:回顾了钢铁研究总院在提高T i A l 金属间化合物合金可靠性和部件制备技术两方面的研究结果,介绍了己开展的应用研究及减重效果研究,并对T i A l 合金今后的发展做了简要评述。
关键词:T i A l 合金;工艺技术;组织控制;力学性能;工程应用中图分类号:TG 14612+3 文献标识码:A 文章编号:1674-3962(2010)02-0009-05Research and Developm ent of T iA lInter m etallics -Based A lloysZ HANG J,i Z HONG Zengyong(H i gh T emperature M ate ria l s D i v isi on ,Ch i na Iron and S teel R esearch Institute G roup ,Be iji ng 100081,Ch i na)Abstrac:t Th is paper rev ie w s t he resea rch and deve lopm en t,as w e ll as t he app licati on ,of T i A l inter m e tallics a lloys based on the w ork i n Ch i na Iron and Stee l R esearch Instit u te G roup .The road ahead is a lso d i scussed b riefl y .Key w or ds :T iA l a lloys ;process techno l ogy ;m icro structure contro ;l m echan ical properties ;comm e rc ial app licati ons 1 前 言钛铝金属间化合物作为低密度高温结构材料应用于航空、航天及车用发动机将通过结构减重提高发动机的工作效率,具有重要的技术推动作用。
TiAl成分-工艺-组织-性能研究进展
稀土Y元素对TiAl合金的作用
Y 对 Ti-47Al-2Nb 合金枝晶间距的影响
Y 对 Ti-47Al-2Nb 合金压缩性能的影响
稀土Y元素对TiAl抗氧化性的研究
Y含量在0.3%会有最强的抗氧化性
稀土元素对TiAl合金的作用
Ti-47Al-2Nb-xY 合金的 SEM 照片(a)无Y (b) 0.1Y (c) 0.3Y (d) 0.5Y (e) 0.8Y (f) 1.6Y
440—700
1—4 10—600/870 12—35 750(DP) — 950(FL) 800(DP) — 950(FL)
1250—1450
3—25 20—80/870 30—100 800—1090 870—1090
TiAl合金的发展过程
合金成分（原子） 第一代 第二代 Ti-48Al-1V-0.3C Ti-47Al-2(Cr,Mn）-2Nb Ti-（45-47）Al-2Nb-2Mn-0.8%TiB2 Ti-47Al-3.5(Nb,Cr,Mn)-0.8(Si,B) Ti-47Al-2W-0.5Si Ti-46.2Al-2Cr-3Nb-0.2W(K5) 制备工艺 实验室研 究 铸造合金 铸造XD 铸造合金 铸造合金 锻造合金 研究者 M.Blackman GE公司 Howmet公司 GKSS公司 ABB公司 Y.W.Kim
第三代
Ti-47Al-5(Cr,Nb,Ta) Ti-(45-47)Al-(1-2)Cr-(1-5)Nb-(02)(W,Ta,Hf,Mo,Zr)-(0-0.2)B-(0.030.3)C-(0.03-0.2)Si-(0.1-0.25)O
铸造合金
锻造合金
GE公司
Y.W.Kim
已进入应用状态的铸造γ-TiAl合金的成分和性能
TiAl金属间化合物的合金设计及研究现状
TiAl金属间化合物的合金设计及研究现状摘要：介绍了TiAl合金的研究背景与应用前景；论述了该类台金的成分设计与组织设计，指出和金元素的加入对其性能的影响；分析了该类合金的几种常用成形方法，并指出了各自的优点和缺点。
关键词：TiAl合金合金设计相图计算成形技术1、前言高温结构材料的研究、发展和应用是和航空、航天工业的发展息息相关的，也是21世纪航空航天推进系统实现革命性变革和发展的关键因素。
对于航空发动机而言，发动机的温度和空气压缩比与燃料消耗速率和发动机的推力直接相关，提高工作温度和减轻发动机部件的质量足改善现有发动机的性能、研究高推重比新型发动机的两项主要措施。
TiAl合金有金属键和共价键共存，使之兼有金属与陶瓷的性能，如高熔点、低密度、高弹性模量、好的高温强度（700~900℃）、好的阻燃能力、好的抗氧化性等优点，是一种很具应用前景的新型轻质耐高温结构材料。
这主要体现在三个方面：第一，TiAl合金具有高弹性模量，比目前应用的结构材料高约50%，用TiAl合金制成的高温结构件能够承受更高频率的振动；第二，合金在600~800℃具有良好的抗蠕变能力，有潜力替代密度大的Ni基超合金作为一些部件的材料；第三，TiAl合金具有很好的阻燃性能，与Ni基超合金相当，可以替代价格昂贵的阻燃性Ti基合金部件。
TiAl合金主要应用于航空航天及汽车领域，如发动机用高压压缩机叶片、低压涡轮、过渡导管梁、排气阀、喷嘴等［1,2］。
适宜的合金成分和组织结构是获得好性能的前提，合理的成形技术是获得较好性能产品的必要手段。
近年来，通过成分优化、组织控制以及改善加工工艺等方法，使TiAl合金的室温塑性、强度、断裂韧性、蠕变性能以及抗氧化性能等都得到普遍提高［3,4］。
本文综述了TiAl合金成分结构设计、相图方法设计和成形技术，并提出其应用的研究现状。
2、TiAl合金成分设计工程应用的TiAl合金主要由大量的γ-TiAl（L10型结构）和少量的α2-TiAl （DO19型结构）组成。
多功能泡沫Ti-Al金属间化合物材料的制备工艺研究
多功能泡沫Ti-Al金属间化合物材料的制备工艺研究李先雨;郝刚领;王伟国;刘婷【摘要】在粉末烧结的基础上利用化学反应造孔和物理占位造孔这两种成孔机制,制备出新型多功能Ti-Al金属间化合物多孔材料.新型Ti-Al多孔材料含有微观孔(孔径尺寸微米量级)和宏观孔(孔径尺寸毫米量级)两种类型孔,具有良好的通孔性.%In the present paper,intermetallic compound porous materials based Ti-Al was prepared using the method of chemical reaction pore-forming and physical pore-forming on the basis of powder sintering.There are lots of macro and micro pores in the porous materials with favorable 3-D open cells network structure.【期刊名称】《延安大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2017(036)001【总页数】3页(P35-37)【关键词】Ti-Al;金属间化合物;多孔材料【作者】李先雨;郝刚领;王伟国;刘婷【作者单位】延安大学物理与电子信息学院,陕西延安716000;延安大学物理与电子信息学院,陕西延安716000;延安大学物理与电子信息学院,陕西延安716000;延安大学物理与电子信息学院,陕西延安716000【正文语种】中文【中图分类】TG146.2金属间化合物是指由两种或多种金属组分构成的具有特定组织结构的化合物[1]。
一般金属材料都是以相图中端际固溶体为基体，而金属间化合物材料则以相图中间部分的有序金属间化合物为基体。
金属间化合物可以具有特定的组成成分，也可以在一定范围内变化，从而形成以化合物为基体的固溶体。
TiAl金属间化合物力学性质及韧化机制的计算研究
TiAl金属间化合物力学性质及韧化机制的计算研究The Calculation of Mechanical Properties and Toughening Mechanisms of TiAl Intermetallic Compounds摘要随着航天、航空、原子能等发展，人们对材料的性能提出了越来越高的要求,金属间化合物重点开发应用的新型结构材料.在Ti-Al基金属化合物中，TiAl基合金具有密度小，高温性能好等诸多优点，深受大家的青睐.在超声速以及高声速飞行器中具有很好的应用前景，同时它的脆性和热稳定性等方面相对不利.目前都试图通过合金化及热加工等手段来改善其室温脆性的问题。
许多研究者对部分元素的合金化做了实验，如Kim [8 ]认为, 同时加入N b和Cr对提高TiAl合金性能最为有效。
本论文选择TiAl作为研究对象，以TiAl合金化的部分实验结果为依托背景，采用第一原理的研究方法，主要研究3d过渡元素对TiAl金属间化合物力学性质的影响来揭示TiAl的韧化机制。
本论文计算了富Ti和富Al的TiAl体系的平衡晶格常数、合金形成热、电子态密度、能带等，并与他人的计算值和实验值比较，发现都比较接近。
从合金形成热和电子态密度发现富Al状态的TiAl合金形成热最小，以判断其最稳定。
在这个基础上，对富Al的TiAl合金添加3d过渡元素（Zn、Co、Fe、Sc、Nb、V、Cu、Cr），从弹性模量的角度分析合金化后对TiAl力学性质的影响。
合金化后分别计算了8种元素分别替代TiAl的中心Al原子的总能量、合金形成热、电子态密度、弹性常数（与他人和实验值相比），对以上数据先分析了合金化后与合金化前的稳定性，而后计算了8种元素替代Al原子之后的弹性常数，通过杨氏模量E、剪切模量G及其与体模量B的比值G/B和泊松比 。
等来分析对TiAl合金的影响，从硬度、韧性和原子平均价键等方面得出改善TiAl金属间化合物脆性的元素。
轻质_TiAl金属间化合物的研究进展
typ ical T iA l alloys
第 2期
林均品等: 轻质 T iA l金属间化合物的研究进展
在过去年代里, 全世界 范围内 发展了很 多不同 的 T iA l合金, 表 1按照产生的年代顺序列出了一些代表性 的合金, 图 2是代表合金的性能。一般来讲, 工程用 T iA l合金的成分 范围可 以合并一 起表示 为 T i 45 ( 45 ~ 48) A l ( 0 ~ 2) ( C r, M n ) ( 1 ~ 8) N b xB yC zS。i 从 表 1 中可以看到, A l含量是逐渐降低的, 而 N b含量则逐渐 升高, 这点反映在使用温度的不断提高上。硼元素的添 加逐渐变得普遍, 作为一种晶粒细化的途径, 硼在锻造 合金中的添加量要稍微少于在铸造合金中的添加量。低 Nb合金化的 T iA l合金中有时添加少量碳或硅元素来提 高合金的蠕变抗力 [ 4] 。
T i ( 45, 47 ) A l 2N b 2M n 0 8v% T iB2
B lades / valves
P ro ce ssing C C
GK SS / R R A BB
P lansee 395MM AF K5
MH I P lan see /GK SS
T i 47A l 1 5N b 1M n 1C r 0 7( S ,i B ) T i 47A l 2W 0 5S i
收稿 日期: 2009- 11 - 01 基金 项目: 国家自 然科学基金 ( 50771013, 50 871121 ) 资助 通信 作者: 林均品 , 男, 19 63年生 , 教授
ti-al金属间化合物的力热性能及其能带计算
摘要Ti-Al合金是一类倍受人们关注的重要材料，由于它具有优异的物理性能，因此它在航空航天、汽车制造等领域有着广泛而重要的应用。
在Ti-Al合金的设计和应用中，往往需要对其有关力热性能和电子结构有较深入的了解和掌握，因此“Ti-Al金属间化合物的力热性能及其能带计算”论文具有重要的理论意义与价值。
本文针对Ti-Al合金中的TiAl、TiAl2、TiAl3、Ti3Al金属间化合物的有关力热性能和能带，采用基于密度泛函理论的第一性原理以及Materials Studio软件中的CASTEP软件包进行了理论计算。
在计算过程中，首先利用广义梯度近似（GGA）中的PBE方法，对晶体的结构进行了几何优化，得出了平衡晶格常数。
在此基础上，利用生成热和结合能相应的公式，计算得到了四种金属间化合物的生成热、结合能的具体数值。
利用广义梯度近似（GGA）中的PW91方法对Ti-Al合金的各个相的弹性系数进行计算。
以及对电子能带和电子态密度曲线进行了计算，并对计算结果进行了理论分析。
计算结果表明：在上述四种金属间化合物中，由生成热、结合能的计算结果比较得出，在Ti-Al合金的四个相中Ti3Al的合金化形成能力最强，而且结构也最稳定，通过对弹性系数的计算结果分析得出四种相的各种弹性系数，其中Ti3Al相呈韧性，且抗变形能力最强，刚性也最强，体现出良好的综合力学性能。
通过能带、态密度的计算与分析得出，上述四种合金都属于金属性材料，但是TiA13相的金属性较其另三种材料弱一些。
其结果与其他学者实验及理论研究的结果基本相符。
本文的计算结果为相关的理论及应用研究提供了有益的参考。
关键词：Ti-Al合金，密度泛函理论，第一性原理，热力性能，电子结构AbstractTi-Al alloy is one of the most important materials,which has been widely used because of its excellent physical properties.In the design and application of Ti-Al alloy, often need to have a deeper understanding and mastery of the relevant mechanical and thermal properties and electronic structure,Therefore,the paper has important theoretical significance and value in the calculation on mechanical and thermal propertiesand energy band of intermetallic compounds in Ti-Al.The mechanical and thermal properties and energy band of the intermetallic compounds TiAl,TiAl2,TiAl3and Ti3Al in the Ti-Al alloys were theoretically calculated based on density functional theory(DFT)and first principles,using the software package of CASTEP of Materials Studio.In the process of calculation,firstly,the crystal structure of GGA is optimized by using the PBE method in the generalized gradient approximation. On this basis,the formation enthalpy and cohesive energy of four kinds of intermetallic compounds were calculated by using the corresponding formulas of heat and energy.The elastic coefficient of each phase of Ti-Al alloy was calculated by the PW91method in the generalized gradient approximation(GGA).The electron energy band and electron state density curves are calculated,and the results are theoretically analyzed．The calculation results show that the compounds in the four kinds of metal,the heat of formation,the binding energy calculation results shows that the formation of the strongest in the four phase of Ti-Al alloy Ti3Al alloy,and the structure is the most stable,through the calculation of the elastic coefficient of the four phase of the analysis of various elastic coefficient.The Ti3Al phase is toughness,and anti deformation ability is the strongest, rigidity is also the strongest,shows good mechanical properties.Through the calculation and analysis of the energy band and the density of States,the above four kinds of alloys belong to metallic materials,but the metallicity of TiA13is weaker than that of the other three materials.These results are consistent with the conclusions given by other criteria.The results of this paper provide a useful reference for the relevant theoretical and applied research.Key words：Ti-Al alloy,density functional theory,first principle,thermal performance，electronic structure目录摘要 (I)Abstract (II)第1章绪论 (1)1.1钛铝合金的特点和研究现状 (1)1.1.1钛、铝的基本特点 (1)1.1.2钛合金的基本特点 (3)1.1.3钛铝合金的结构及分类 (4)1.1.4Ti-Al合金的研究与发现 (4)1.2Ti-Al合金的应用前景 (5)1.3本课题目的、意义与工作设想 (7)1.3.1本课题目的 (7)1.3.2选题意义 (7)1.3.3工作设想及目标 (8)第2章密度泛函理论及Materials Studio软件 (9)2.1多粒子体系的Schrdinger方程 (9)2.2玻恩-奥本海默近似 (10)2.3哈特利-福克近似 (10)2.4密度泛函理论 (12)2.4.1霍亨伯格—孔恩定理 (12)2.4.2孔恩-沈吕九方程 (13)2.5局域密度近似（LDA）和广义梯度近似（GGA） (13)2.5.1局域密度近似（LDA） (13)2.5.2广义梯度近似（GGA） (14)2.6常用赝势 (15)2.7第一性原理 (15)2.8Materials Studio计算软件 (15)第3章Ti-Al合金的力热性能的计算 (18)3.1计算方法 (18)3.2计算模型 (19)3.3力热性能计算结果与分析 (21)3.3.1平衡晶格常数 (21)3.3.2生成热与结合能 (22)3.3.3弹性性质计算结果与分析 (23)3.4小结 (24)第4章Ti-Al合金的电子结构的计算 (25)4.1TiAl合金的电子结构计算及其分析 (25)4.2TiAl2合金的电子结构计算及其分析 (27)4.3TiAl3合金的电子结构计算及其分析 (29)4.4Ti3Al合金的电子结构计算及其分析 (31)4.5小结 (33)第5章结论 (35)参考文献 (36)在学研究成果 (39)致谢 (40)第1章绪论1.1钛铝合金的特点和研究现状1.1.1钛、铝的基本特点钛作为一种重要的结构金属在上世纪五十年代得到了大力发展，钛合金因为具有耐高温、耐腐蚀性强、强度高等优异的物理性能，从而被许多国家广泛研究与应用。
Ti_Al系金属间化合物的价电子结构及其合金化行为
第20卷第2期1999年5月 兵工学报ACTA ARMAMEN TARIIVol.20No.2May 1999Ti-Al系金属间化合物的价电子结构及其合金化行为3李文 刘贵富 孔晓华 (长春大学,吉林长春,130022) (中国科学院长春应用化学研究所)摘要 由固体和分子经验电子理论(EET)分析了Ti-Al系金属间化合物合金化前后的价电子结构,再计算了该系合金各相的均匀变形因子α和解理能G c值,据此分析了合金化对该系金属间化合物脆性的影响。
结果表明,常量合金化元素Nb使Ti3Al基合金的α2相无序化,增加了韧的第二相,减弱了Ti-Ti共价键,综合导致α和G c值增大,使Ti3Al的脆性有本质改善;微量合金化元素Mn减弱了TiAl基合金的Al-Al共价键,并诱发孪生,使α和G c有所提高,在一定程度上降低了TiAl的脆性;TiAl3极低的α和G c导致恶劣的本征脆性,Mn也难以改变其脆性本质。
关键词 Ti-Al系;价电子结构;脆化;合金化Ti-Al系金属间化合物具有低密度、高强度和优良的高温性能,是最有前途的新型高温结构材料[1],其中Ti3Al又是目前唯一进入成熟应用阶段的一种[2]。
但它们也有其它金属间化合物普遍存在的缺点———室温脆性,因此对它们的脆性本质和韧化技术进行研究是解决其投入实际应用的基础和关键。
合金化是改善它们脆性的一个主要手段,但研究大多仍沿用传统的“试差法”(Trial and error method),事倍功半,且合金化的本质作用并不清楚。
目前,金属间化合物的研究已深入到电子结构层次,仅就Ti-Al系而言,研究了对TiAl、Ti3Al、TiAl3电子结构的影响[3～5]。
本文试图应用固体和分子经验电子理论[6](The empirical electron theory of solids and molecules,EET)在价电子结构层次分析合金化对Ti-Al系金属间化合物脆性的本质影响,也为在实际工艺中通过合金化改善其脆性提供理论参考。
Al_3Ti金属间化合物的研究进展
Al3Ti金属间化合物的研究进展惠林海1,耿浩然1,王守仁2,徐杰3(济南大学1.材料科学与工程学院;2.机械工程学院,山东济南250022;3.山东力诺瑞特新能源有限公司,山东济南250013)摘 要:综述了Al3Ti金属间化合物的研究进展,介绍了其室温脆性改善的方法,分析了合金化结构变异和复相强化对于材料塑性、韧性提高的机理,并对Al3Ti金属间化合物的制备方法和主要应用进行了分类评述,并指出了今后的研究和发展方向。
关键词:Al3Ti金属间化合物;合金化结构变异;复相强化中图分类号:T G146.2 文献标识码:A 文章编号:100023738(2007)0920001203Progress on the R esearch of Al3Ti IntermetallicsHUI Lin2hai1,GENG H ao2ran1,WANG Shou2ren2,XU Jie3(1,2.Jinan University,Jinan250022,China;3.Shandong Linuo Paradigma Co.Ltd,Jinan250013,China)Abstract:The progress on the research of Al3Ti intermetallics is reviewed.It introduces the methods to improve its brittleness under normal temperature and analyses the mechanism of the enhancement of its flexibility through structure2transformed treatment and multiphase reinforcement.It also reviews the production and application of Al3Ti intermetallics by classifications.Finally,f urther research directions are put forward.K ey w ords:Al3Ti intermetallic compound;L12modified titanium trialuminide;multiphase reinforcement0 引 言在众多的金属间化合物中,钛2铝系金属间化合物由于具有密度小、比强度高、高温力学性能和抗氧化性能优异等特点,成为近年来人们研究开发的热点,被认为是一类很有发展前景的航空航天、高温结构材料。
TiAl金属间化合物发展现状
金属间化合物的发展现状昆明理工大学材料科学与工程学院------以TiAl基金属间化合物为例摘要：本文通过对TiAl基金属间化合物的发展历史，显微组织，性能，最新的生产工艺、应用及未来发展趋势的简单介绍，阐述TiAl基金属间化合物的发展现状。
关键词：TiAl 金属间化合物发展史显微组织性能工艺应用发展趋势1、前言金属间化合物以其优异的耐高温、抗氧化、耐磨损等优良特性，受到材料界的青睐，被誉为半陶瓷材料，它是介于高温合金和陶瓷之间的最有希望的高温结果材料之一。
目前，世界各工业发达国家均投入了大量的人力与资金进行研究，我国也在国家自然科学基金，“863”等高技术研究发展计划中将金属间化合物的研究列为计划，而TiAl金属间化合物的研究又是其中的一热点，本文正是对TiAl 金属间化合物复合材料的发展现状进行了简单的介绍。
1.1 TiAl的概述TiAl基合金是一种新兴的金属化合物结构材料，γ-TiA1合金具有许多突出特点，例如：密度低，具有高的比强度和比弹性模量，在高温时仍可以保持足够高的强度和刚度，同时它还具有良好的抗蠕变及抗氧化能力等等，这使其成为航天、航空及汽车用发动机耐热结构件极具竞争力的材料，因此，TiA1合金的发展一直受到世界各国研究者的关注和重视。
TiAl基合金的室温延伸率通常在0.3-4％之间变化，屈服和拉伸强度则分别在250－600Mpa和300－700Mpa之间。
早期研究的TiAl基合金多为铸态。
通常铸态组织为粗大树枝晶，很容易产生疏松和成分偏析，因而其脆性极高，室温延性几乎为零。
在钛铝合金中存在几种金属间化合物, 它们相当于端位固溶体的超晶格, 而且一直被看成为制造轻量化高温材料的有利基础。
它们除了比常规钛合金的密度小以外, 由于有序化温度高,在高温下有高的强度, 而且因Al含量高, 而具有更好的抗腐蚀性。
过去20多年来, 钛铝合金结构材料都是六方DO19结构的α2 ( Ti3Al)相或是正方L10 结构的γ(Ti Al)相基础上形成的, 还具有正交结构的三元金属间化合物Ti 2Al Nb。
Ti_Al系金属间化合物脆性研究述评
附存在有不同的Cs 助催化的CO 状态,这种碱金属助催的CO 状态的分子振动能量有显著的减小,表明碱金属的助催化作用导致CO 分子键的显著弱化.对于CO 在Cs 预覆盖的Ru (0001)表面上的吸附,特别是在Ru (0001)-(2×2)-Cs 表面上的吸附,我们清楚地观察到了两个C O 伸缩振动分支.这两个分支起源于不同的CO 和Cs 的局域化学配比Cs (CO )n (n =1,2),表明Cs 与CO 的相互作用的局域行为.而这两个分支的振动能量,以及CO 在低覆盖度Cs 覆盖的Ru (0001)表面上的吸附时的各种不同的CO 物种,其中包括助催化的CO ,即畴态CO 和裸露表面上吸附的CO 等的分子振动能量均随着CO 覆盖度的增加而连续地增加,表明Cs 与CO 的相互作用又包含有长程行为.电荷重新分布模型可以解释我们实验中所观察到的每一个细节.CO 和Cs 的相互作用既包含有短程行为,又具有长程行为,而这种长程相互作用结果表明CO 和Cs 的相互作用只能是间接的、通过衬底的相互作用(TSI ).参考文献[1]K.H.K ingdon ,ngmuir ,Phys.Rev .,21(1923),380.[2]W.D.Mross ,Catal.Rev.Sci.Eng.,25(1983),591.[3]H.P.Bonzel ,S urf .Sci.Rep.,8(1988),1.[4] D.Heskett ,S urf .Sci.,199(1988),67.[5]G.D.Blyholder ,J.Phys.Chem.,68(1964),2772;79(1975),756.[6]G.D.Mahan ,A.A.Lucas ,J.Chem.Phys.,68(1979),1344.[7] F.M.Hoffmann ,S urf .Sci.Rep.,3(1983),107.[8]R.A.de Paola ,J.Hrbek ,F.M.Hoffmann ,J.Chem.Phys.,82(1985),2484.[9] E.Wimmer ,C.L.Fu ,A.J.Freeman ,Phys.Rev.Lett.,55(1985),2618.[10]G.Michalk ,W.Moritz ,H.Pfnur et al.,S urf .Sci.,129(1983),92.[11]H.Over ,W.Moritz ,G.Ertl ,Phys.Rev.Lett.,70(1993),315.[12]P.He ,H.Dietrich ,K.Jacobi ,S urf .Sci.,345(1996),241.[13]J.Hrbek ,S urf .Sci.,164(1985),139.[14]H.Over ,H.Bludau ,M.Skottke 2K lein et al.,Phys.Rev.B ,45(1992),8638.[15]P.He ,K.Jacobi ,Phys.Rev.B ,53(1996),3658.[16]H.Over ,H.Bludau ,R.K ose et al.,Phys.Rev.B ,51(1995),4661.[17]H.Over ,H.Bludau ,R.K ose et al.,S urf .Sci.,331/333(1995),62.[18]P.He ,Y.Xu ,K.Jacobi ,S urf .Sci.,352/354(1996),1.[19]P.He ,Y.Xu ,K.Jacobi ,J.Chem.Phys.,104(1996),8118.[20]P.He ,K.Jacobi ,J.Chem.Phys.,106(1997),3457.3 吉林省科技发展计划项目1997-12-29收到初稿,1998-03-17修回TiAl 系金属间化合物脆性研究述评3李 文 王晓光 靳学辉(长春大学机械学院,长春 130022) 摘 要 评述了近年来Ti -Al 系金属间化合物本征脆化和环境脆化的起源、机理及韧化途径、机制的研究进展.关键词 Ti -Al 系,金属间化合物,脆化,电子结构,韧化机制OVERVIEW OF STU DIES ON THE EMBRITT L EMENT OFTITANIUM AL UMINIDELi Wen Wang X iaoguang Jin Xuehui(Depart ment of Mechanics,Changchun U niversity,Changchun 130022)Abstract Recent advances in studies on the instrinsic and environmental embrittlement of titanium aluminide,the mechanisms involved and toughening methods are reviewed.K ey w ords titanium aluminide,embrittlement,electronic structure,toughening mechanism1 概述Ti-Al系金属间化合物具有较好的高温物理、化学和力学性能,较低的价格,特别是很低的密度,将来作为结构材料在航空、航天、汽车等领域具有广泛应用前景.然而,Ti-Al系金属间化合物也有其他金属间化合物普遍存在的脆性问题,成为制约其实际应用的最大障碍.为此,国内外在原材料、冶金、加工及热处理的实验和理论两方面都进行了大量研究,其进展集中反映在各种综合评论中[1—7].令人欣喜的是,我国科技工作者在Ti-Al系金属间化合物的脆性本质特别是实用塑化技术方面进行了广泛深入的研究,取得了许多令人瞩目的成就,一些极富特色的创新性成果已处于世界领先水平[6,7].结构材料的脆性往往由少子(如缺陷)行为决定,因而导致了脆性起源的复杂性和多重性.有序金属间化合物与传统无序合金在键特性上有本质差别,导致影响其脆性的因素更多,如晶体结构类型,有序度,解理强度,晶体缺陷(包括空位、超位错、反相畴界、层错、晶界等)及其与各种元素的相互作用,形变过程中各类晶体缺陷的产生和运动规律等.对一种具体的金属间化合物而言,只要其中一二种因素起主导作用就表现出脆性.相应地,目前改善脆性的方法也较多,主要有宏观合金化,微合金化,晶粒细化,原材料高纯化,热处理,施加静水压,诱发马氏体转变,形成复合材料或涂层等.从基本原理上讲,它们的韧化机理皆可概括为通过形成不同微观层次的韧化结构,特别是适于位错运动的微结构来降低脆性.针对Ti-Al系金属间化合物的脆性问题,目前国内外将研究深入到基础理论上并进而拓展工艺实验技术,表现出了以下几种重要趋势,这也是整个材料研究不断深化的必然.(1)微观层次深入到电子结构.由于金属间化合物原子有序排列的化学键特性起因于电子分布,对其脆性追塑到电子结构是必需的.同时,最新的高精密分析仪器和技术为在原子尺度研究位错芯、界面、电荷密度分布等精细结构提供了可能.(2)各种基础理论的介入并定量化.目前,研究在不同结构层次上由量子理论、统计力学、凝聚态物理学、材料科学、连续介质力学对与脆性有密切关系的电子结构、原子模拟、位错机制、显微组织以及应力应变等宏观量的本构关系进行了模型处理和(或)定量分析计算.其中, Y oo[3]和Eberhart等[8]由电子结构研究TiAl 等金属间化合物的力学性质特别是脆性的出色工作富有开创性和系统性.(3)新技术新工艺的开发和引入.根据脆性原因或塑化机理开发新工艺,如反应烧结和自蔓延合成工艺,可从冶金环节消除原始脆性.同时吸纳已获得广泛应用的新技术(如快速凝固技术)来细化晶粒,进而起到塑化作用.2 脆化行为及韧化途径Ti-Al系金属间化合物主要有Ti3Al,TiAl和TiAl3,其中Ti3Al和TiAl研究比较深入,Ti3Al作为航空发动机部件已成功地经受了试车考核.211 Ti3AlTi3Al具有DO19有序结构.由于没有5个独立滑移系,单相α2-Ti3Al室温延伸率δ只有015%.一般情况下,变形由柱面{1010},基面(0001)和棱锥面{1011}上的位错1/3<1120>滑移完成.由于滑移系数目有限,应力集中得不到松弛,局域剪切不稳定形成位错堆积,最后导致早期完全解理脆断.塑化Ti3Al常用方法是合金化.合金化可改变Ti3Al的键结构和电子分布,从根本上改善其脆性.其中宏观合金化元素Nb效果最好. Nb的增塑机制还不是很清楚.一般认为其作用是:(1)使α2组织变细,减小滑移长度;(2)能形成塑性好的β相;(3)能促进非基面滑移.但进一步的解释则几乎未见报道.Court等[9]推测Nb可取代Ti原子从而减弱Ti3Al中最强的Ti Ti共价键,使得阻碍位错的派纳力势能谷变浅,增加了特别是非基面位错的可动性.徐东生等[10]近来应用离散变分Xα原子簇方法计算了Ti3Al及加Nb后的电子结构,表明Nb改变了键级比例,利于位错滑移,因而起到韧化作用,支持了Court等的研究结果.多相Ti Al系金属间化合物的显微组织韧化机制可归纳为:(1)韧性相缓冲和钝化;(2)韧性相联桥;(3)剪切韧化;(4)裂纹单独长大韧化;(5)微裂纹韧化.根据这些韧化机制,设计匹配合适的显微组织是改善Ti3Al脆性最实用的方法.我国科研人员在这方面取得了重大进展,通过独创的合金成分设计并采用特殊热变形和热机械处理(TMP)工艺可有效地控制一次α2相、Ο相、原始β相以及二次β相和二次α2相的体积分数、形貌、尺寸及分布状态等,从而获得有足够室温塑性和韧性的Ti3Al基合金[10].Ti3Al的韧化途径还包括由复合技术、喷涂工艺、快速凝固工艺来形成复合材料、加入稀土氧化物、获得细晶组织等来提高塑性.除了固有本征脆性之外,Ti3Al在氧和氢作用下还表现出了恶劣的环境脆性(EE).氧介质下,由于O原子与Ti原子的强烈亲和作用,随温度升高易形成TiO2氧化层,导致严重的氧化腐蚀,CO2加快了腐蚀过程.氧化机理研究表明,氧化过程可分为三个阶段,氧化动力学曲线主要为抛物线类型.Ti3Al的氢脆也比较严重.金属间化合物氢脆机理大致可分为4种:(1)降低解离强度;(2)降低晶界强度;(3)降低位错的可动性和裂纹尖端的延性;(4)形成脆性氢化物.一般认为,Ti3Al的氢脆为第(4)种[4].但由于涉及到氢的产生、氢的扩散和在裂纹尖端的积累,氢对原子结合键、晶界强度、位错的发射和运动等的影响,氢化物的形成及其对延性的影响等,Ti3Al的氢脆机制还很不清楚.张跃等[11]研究了其细节,表明氢通过促进裂尖发射位错、增殖和运动,促进解理微裂纹在无位错区形核以及促进解理裂纹扩展并导致氢致解理脆断.212 TiAlTiAl在熔点1460℃以下一直保持L10超结构.由于TiAl的<101>型超位错和1/2<110>型普通位错难以同时开动,并且1/2<110>位错需要较高温度热激活才能开动,因而断裂表现为早期穿晶解理型,解理断裂应力很低.近年对TiAl的脆性本质进行了深入研究,Eberhart等[8]由实验给出TiAl的电荷密度空间分布,通过与Cu,CuAu,Ni3Al比较表明TiAl的本征脆性源于其极不均匀的电荷密度分布.Greenberg等[12]则由量子力学计算表明TiAl的Ti Ti方向电荷密度分布大, Al Al和Ti Al小,从而导致了脆性. Morinaga等[13]采用原子束Xα方法计算TiAl 的键级和键组成,表明Alp Tid共价键太强而d-d键太弱是TiAl脆性的本质原因.合金化也是塑化TiAl的最有效手段.蒲忠杰等[14]由上述TiAl脆性本质的研究结果出发,导出了预测塑化TiAl合金元素的热力学模型.以此为指导,在TiAl中加入大量(7at%—32at%)使β相无序化的合金元素如V,可使TiAl的断裂应变εf超过35%.另一个很有效的宏观合金化元素是Mn,而微合金化的Cr,Nb, W,Ag,Er,Sb对TiAl的塑性也有相当好处.合金元素的加入减小了TiAl单胞体积,提高了晶体结构对称性,利于位错滑移,并可促进孪生活动,但合金元素的微观本质作用并不清楚,只是Morinaga等[13]指出,Mn等合金元素可减弱Alp Tid键,因而有韧化作用.控制合金成分和显微组织也是改善TiAl 脆性的实用方法.除了适当匹配的组成相本身的韧化作用之外,多相界面的韧化作用不可忽视.采用特殊的制备和热加工工艺突出界面的有利作用,使界面成为位错源以便滑移可改善脆性的γ-TiAl相,目前这方面已有尝试.这表明热处理工艺韧化已从显微组织(合金相)控制向更精细结构深入.TiAl也有EE问题,但似乎并没有Ti3Al 严重.氢对TiAl的影响还有争议.Froes等[1]在其近期权威的评论文章中认为,TiAl因不形成氢化物甚至在高温和高压的情况下也几乎没有氢脆问题.Yamaguchi[2]的综述文章也认为TiAl对氢不是很敏感.但Nakamura等[15]最近的实验结果表明TiAl有氢脆,Thomposon[16]甚至认为TiAl也可形成氢化物,只是比Ti3Al要少,因而也有严重的氢脆.至于TiAl的氢脆机理则更不清楚.高克玮等[17]的新近研究表明可能是原子氢滞后脆断.由于TiAl的氢脆问题十分复杂,其细节尚待深入研究,加上TiAl合金中一般都包含α2-Ti3Al相,目前尚难以有针对性地消除TiAl的氢脆.213 TiAl3TiAl3具有DO22超结构.由于Al含量高,在Ti-Al系金属间化合物中它的密度最低,热稳定性最好,几乎没有环境介质侵蚀的问题. Yamaguchi等[18]首次研究了TiAl3的变形断裂行为,表明TiAl3高温时可通过(111)[112]孪生变形,低温拉伸时未出现屈服就发生早期解理脆断,延伸率δ几乎为0.由于TiAl3的四方DO22型结构不具备5个独立滑移系,加入Mn, Cr,Fe等合金元素虽可转变成对称性高的立方L12超结构,但仍表现出极大脆性.一般认为是出于以下原因:裂纹区位错发射的活化能太高;位错滑移柏氏矢量a<110>过大,导致迅速的加工硬化;本征解理强度极低.但上述原因很难对TiAl3的脆性本质以及变形、合金化行为给出一个圆满的解释.对此,Liu等[19]由第一原理出发建立起理论模型计算了TiAl3的电子结构.张津徐等[20]则采用X射线光电子能谱对TiAl3的成键性质进行了实验测试分析.结果都表明,TiAl3的本征脆性是由其键特性(电子结构)决定的,即使加入合金元素也难以改变其脆性本质.3 展望目前,Ti-Al系金属间化合物中,Ti3Al已进入实用化阶段,TiAl尽管在某些性能指标和价格上比Ti3Al更具有竞争力,但由于脆性问题复杂,一时难以解决,尚待进一步考核,而TiAl3基本上已被弃用.因此,今后研究和开发重点应合理布局,具有针对性.同时,对于具体金属间化合物的脆性,应首先区分是本征脆化还是环境脆化,或是其他因素导致的脆化,进而弄清每种脆化及其交互作用的机理,从而有针对性地提出改善的措施.为此,除了材料学家和冶金学家在传统的工艺技术开发和金属学唯象理论方面的研究尚需加强之外,还有待其他方面的学者如物理学家和化学家的参与,以求在基础理论研究上有所突破.参考文献[1] F.H.Frose et al.,J.M ater.Sci.,27(1992),5113.[2]M.Y amaguchi,M ater.Sci.Tech.,8(1992),299.[3]M.H.Y oo et al.,Acta.Metall.M ater.,41(1993),987.[4]朱逢吾、翁军,物理,25(1997),407.[5]李文等,材料导报,9-4,(1995),14.[6]仲增墉,韩雅芳,钢铁研究学报增刊,9(1997),1.[7]邹敦叙等,钢铁研究学报增刊,9(1997),46.(下转第694页) 利用介电函数一级微商谱,图2中(c)图峰值计算得到G a0150In0150P直接跃迁的禁带边E g在11859eV处,此值为能带结构中的E0,即Γ8→Γ1的跃迁.E0+Δ0在11965eV处,相当于价带自旋-轨道分裂Δ0以后较低价带顶Γ7到Γ1的跃迁.由图2中(d)图峰值数据计算得到G a0151In0149P掺Si样品的E0在11859eV 处,E0+Δ0在11937eV处.E0,E0+Δ0属于第一类临界点.5 结论由以上分析可得,由静态椭偏谱得到介电函数谱,再求其一级微商谱,从而得到波长调制反射谱.利用三点法可以高精度的确定各临界点的能量位置,使探测灵敏度和分辨率有了较大提高,精度可达01001eV,突出了临界点特性.此种方法特别适用于分析吸收边附近的跃迁,因为此处联合态密度较小,吸收系数不大,吸收谱和介电函数谱分析遇到困难.此法简便可行,值得推广使用.参考文献[1]R.M.A.Azzam,N.M.Bashara,Ellipsometry and Polar2ized Light,North-Holland Amsterdam,(1997).[2]胡其宏、陈树光、莫党,物理学报,30(1989),1245.[3] B.O.Seraphin,Optical Properties of S olids New Develop2ments,North-Holland,(1976).[4]何星飞、莫党、许跃生,中山大学学报,No.1(1988),71.[5]M.Erman,J.P.Andre,J.LeBris,J.A ppl.Phys.,59(1986),2019.[6] D.E.Aspnes,J.E.Rowe,Phys.Rev.Lett.,27(1971),188.[7]张淑芝等,光学学报,12(1992),941.[8]张淑芝等,红外研究,7A(1988),301.[9]M.Schubert,V.G ottschalch,C.M.Herzinger et al.,J.A ppl.Phys.,77(1995),3416.[10] C.A.Bert,G.Brdure,ugier et al.,Phys.Rev.B,6(1972),1301.(上接第679页)[8]M.E.Eberhart et al.,Phil.M ag.B,68(1993),455.[9]S.A.Court et al.,Phil.M ag.A,61(1990),109.[10]徐东生等,金属学报,29(1993),A349.[11]张 跃等,金属学报,31,(1995),B406.[12] B.F.Greenberg et al.,Scr.Metall.,22(1988),859.[13]M.Morinaga et al.,Acta Metall.M ater.,38(1990),25.[14]蒲忠杰等著,仲增墉,叶恒强主编,金属间化合物,机械工业出版社,(1992),199.[15]M.Nakamura et al.,J.M ater.Res.,8(1993),68.[16] A.W.Thomposon,M ater.Sci.Eng.,A153(1992),578.[17]高克玮等,金属学报,32(1996),29.[18]M.Y amaguchi et al.,Phil.M ag.A,55(1987),301.[19]S.Liu et al.,J.M ater.Sci.Technol.,12(1996),180.[20]张津徐等,金属学报,32(1996),231.。
钛铝金属间化合物的进展与挑战_杨锐
第51卷2015年2月V ol.51No.2ACTA METALLURGICASINICA第2期Feb.2015第129-147页pp.129-147钛铝金属间化合物的进展与挑战*杨锐(中国科学院金属研究所,沈阳110016)摘要按照起步(1974~1985年),热潮(1986~1995年),兴起(1996~2005年)和特定应用(2006年~)4个阶段回顾了钛铝金属间化合物的研发历程,评述了各阶段对钛铝合金发展起到主导作用的里程碑事件,简要总结了在合金化、显微组织类别、一次加工(熔炼)、二次加工(热加工)、性能、三次加工(成形)等6个方面的主要进展.提出了钛铝合金未来发展面临的5方面挑战:铸造合金与技术的进一步发展、低成本变形合金技术、第三代合金研制、基于新制备技术的新应用以及新成形工艺研发.关键词钛铝金属间化合物,低成本工艺,应用,技术挑战中图法分类号TG146.2文献标识码A文章编号0412-1961(2015)02-0129-19ADV ANCES AND CHALLENGES OF TiAl BASE ALLOYSYANG RuiInstitute of Metal Research,Chinese Academy of Sciences,Shenyang110016Correspondent:YANG Rui,professor,Tel:(024)23971512,E-mail:ryang@Manuscript received2014-07-18ABSTRACT The history of research and development of g-TiAl intermetallic alloys was outlined and divided into4stages:starting(1974~1985),revolutionary(1986~1995),emerging(1996~2005)and specialty materials (2006~).Major events and landmarks at the different stages were recounted to provide a framework for understand-ing scientific and technological progress.Key advances in the following6areas were reviewed:alloying,micro-structure type,primary processing(melting),secondary processing(hot working),properties(including creep,frac-ture and fatigue,and oxidation),and tertiary processing(forming,covering both investment casting and near-net shape powder metallurgy).Future challenges were identified as follows:improvement of centrifugal casting tech-nology,low-cost wrought process,development of third-generation alloys that meet design specifications,new ap-plications based on new technologies,and viability of new forming routes such as additive manufacturing.KEY WORDS g-TiAl intermetallic alloy,cost-effective processing route,application,future challenge1发展简史1.1起步阶段(1974~1985年)TiAl的密度仅为镍基高温合金的一半,在600~ 900℃温度区间有可能取代高温合金制作某些航空航天结构件以及地面动力系统转动或往复运动结构件,实现推力重量比值和燃油效率的大幅度提高.尽管上世纪50年代中期人们已经认识到g-TiAl 具有很好的高温强度和蠕变抗力,且其抗氧化性能可以通过添加Ta,Nb,Ag得到改善[1],但对g-TiAl的研究真正开始于70年代中期.Shechtman等[2]和Lip-sitt等[3]在研究g-TiAl的变形和断裂机制时发现,无论对Ti-50Al的合金采用怎样的退火处理,在透射电镜下看到的都是g-TiAl+a2-Ti3Al两相片层组织,不便用于确定g-TiAl相中的变形位错.因此,又制备了富Al侧的Ti-54Al单相合金用于确定g相的滑移系.关于Ti-50Al合金中出现了a2相的原因,Shecht-man等[2]当时觉得可能是因为Ti-50Al成分位于g+ a2两相区内.g相区边界的准确位置是多年来关于Ti-Al二元相图的争议之一.目前最权威的Ti-Al二元相图版本是Schuster和Palm[4]在评估了370余篇相关文献基础上,于2006年给出的,见图1.由图可见,Ti-50Al合金位于g单相区内,但因为该合金首先凝固的是a相(经有序化反应成为a2相),g作为次生相在晶界出现,伴随着Al的偏析.只有当Al含量*收稿日期:2014-07-18作者简介:杨锐,男,1965年生,研究员DOI:10.11900/0412.1961.2014.00396金属学报第51卷大于55%(原子分数,下同)时g 才是初生相[5].g 相的体积分数与凝固速度有关:对于Ti-50Al 合金,电孤熔炼钮扣锭中仅约为0.3,熔模铸造合金锭中约为0.5.因此,相图上g 相区边界位置的准确性取决于Al 偏析导致的非平衡显微组织能否有效消除.此外,如果杂质元素(如O)在两相中的溶解度差别较大,相界位置也与合金中杂质的含量有关.更大的争议涉及高温区域,2个与有序化反应相关的问题至今仍无确定答案:一是在Ti-Al 二元系中,b 相是否会有序化为B2相,一些研究[6,7]认为该有序化反应存在,但另一些研究[8]认为不可能存在,图1选择了后者;二是虽然确认a 相转变成了a 2相,但到底是通过a +b →a 2包析反应[6]还是通过成分全等的有序化反应[8,9]形成的尚无定论.这些问题充分说明了Ti-Al 二元相图的复杂性,Witusiewicz 等[10]随后于2008年评估的Ti-Al 二元相图与图1并不完全一致.1974~1982年,普惠航空发动机公司开展了第一轮TiAl 材料研究[11],于1979年筛选出第一个具有实用价值的合金成分:Ti-48Al-1V-0.1C,并开展了一系列力学性能、成形工艺和典型试验件研究,通常认为这是第一代TiAl 合金的代表.该合金断裂韧性较好,可机械加工,可铸造,但室温塑性和冲击性能较低,铸件易产生表面疏松.采用该合金铸造的典型结构件包括F100发动机压气机叶片毛坯[11]和JT9D 发动机低压涡轮叶片[12].1974~1985年,全世界只有约15篇关于g -TiAl 的公开发表的论文[12],这些早期开拓性的工作为下一阶段的爆发式研究奠定了基础并指出了大致方向.先进材料,特别是应用于苛刻环境的结构材料,从概念到应用一般认为会经历4个阶段(图2)[13].在研究热潮阶段,材料被描述为革命性的.当热潮冷却下来便进入了研究活动低谷的攻坚阶段,此时材料被描述为即将兴起,这一阶段通常是漫长的,事实上多数先进材料走不出这个“死亡谷”[14].一旦材料的技术难题被攻克并在某个重要需求拉动下首次应用,即进入实现特定应用的第3阶段,只有当材料的稳定性、成本、供应链诸问题妥善解决以后才会成为商品材料,或称为货架材料.在这2个阶段,材料逐渐走向成熟.到目前为止,g -TiAl 合金的发展历史基本符合图2所示的规律.基于首先在GE 公司发动机上获得工业化应用的4822合金(Ti-48Al-2Cr-2Nb)的发展史,可以确定g -TiAl 合金各发展阶段的大致时间节点.1.2热潮阶段(1986~1995年)Aoki 和Izumi[15]于1979年发现,B 可以改善Ni 3Al 的室温塑性,进一步研究表明B 改善Ni 3Al 塑性的效应十分显著[16],由此掀起了金属间化合物研究热潮.在Ti-Al 系中,早期对于Ti 3Al 的期望比TiAl 要大得多,但随着研发的深入,TiAl 的重要性超过了Ti 3Al [17].热潮阶段始于2个典型第二代g -TiAl 合金的问世,即4822合金和45XD (Ti-45Al-2Mn-2Nb-0.8vol%TiB 2),结束于美国矿冶∙金属∙材料学会(TMS)主办的第一届g -TiAl 国际会议的召开[18],这10年间,4822和45XD 均走完了从合金熔炼到典型结构件测试的一个循环,研究进展见文献[5,19~23].4822是GE 公司研发的迄今室温塑性最高的g -TiAl 合金.1988年,GE 公司认识到该合金具有工程开发价值,并经过全面比较确定铸造为首选工艺,于1989年开始铸造工艺研究.GE90发动机的减重需求推动了对g -TiAl 合金重要性的认识,从而决定在CF6-80C 发动机计划中开展采用4822合金制造第5级低压涡轮叶片的实验研究[24],由Howmet 公司铸造出叶片毛坯,采用电化学方法加工出净尺寸叶图1Ti-Al 二元相图[4]Fig.1Ti-Al binary phase diagram[4]图2先进材料的发展阶段[13]Fig.2Typical stages of development of advanced materials[13]130第2期片,于1993~1994年进行了1529循环周次发动机试车.1995~1996年制造了F414发动机封严支撑环并进行试车.45XD合金起源于美国国家空天飞机计划(NASP)中由洛克希德-马丁公司等15家单位联合承担的研发项目.从20世纪80年代中期到90年代中期,Howmet公司和罗罗公司采用该合金针对典型部件进行了应用研发,Howmet公司开展了该合金的精密铸造技术研究[25],并积累了大量关于该合金的材料性能、工艺和结构件设计与制造数据.同一时期,ABB公司开发了47WSi合金(Ti-47Al-2W-0.5Si),并针对工业燃汽轮机叶片和汽车发动机部件进行了应用研究和部件测试[18].上述3个合金均属于第二代g-TiAl合金,具有各自的性能特点[18]:4822室温塑性最高;45XD可铸性好,铸态组织最佳,高温强度和疲劳性能好; 47WSi合金的高温(760℃)蠕变性能优异.1.3兴起阶段(1996~2005年)在这一阶段,研究内容更加集中于针对特定应用的工艺与加工方法研究.例如,美国的PRET项目[26]主要研究g-TiAl基础研究成果的技术转化途径,研究内容包括:铸造与成形过程中的缺陷与杂质,微观组织演化与表征,性能的分散性及其原因,单向加载条件下缺口强化与尺寸效应,表面损伤与外物损伤,以及不同类型显微组织的疲劳行为. NASA支持的g-TiAl合金耐久性研究内容包括冲击疲劳,冲击过程模拟和磨损[27].表面完整性也是重要的研究主题[28].这些均是g-TiAl合金作为航空发动机转动部件材料所必须解决的关键问题.g-TiAl合金部件在汽车增压器叶轮和排气阀等高温往复运动或转动部件上的应用取得了进展.日本率先在赛车等高档汽车上采用了g-TiAl铸造增压器叶轮[29],多个国家特别是德国研究了铸造和变形工艺制备的g-TiAl排气阀.在欧盟第六框架计划支持下,德国TRW公司、英国伯明翰大学和中国科学院金属研究所联合研究了陶瓷坩埚熔炼浇注排气阀部件工艺[30,31],采用陶瓷坩埚取代水冷金属坩埚使得O 含量提高,塑性下降,但可提高熔液过热度和成品率,降低熔炼过程中能量消耗和制造成本[32].成本是限制g-TiAl汽车发动机部件应用的主要因素.从这个角度考虑,铸造是优选工艺.但至目前为止,g-TiAl 合金在汽车行业的大规模应用尚未实现.针对航空发动机叶片的第二代g-TiAl合金稳定使用的温度为650℃.欲进一步提高服役温度,则需要研制第三代合金.在此阶段,各国研究者提出了很多种成分,但合金综合性能得到全面研究的并不多,综合性能达到应用要求的极少.这些合金大体上可以分为3大类[33]:高铌合金、b凝固合金和块状转变合金.高铌合金是北京科技大学Chen等[34]最早提出的,德国GKSS研究中心对这类合金开展了大量工作[35].高铌合金的特点是高温蠕变和抗氧化性能好,缺点是室温塑性低,难以铸造.采用变形工艺可在一定程度上提高室温塑性,但Al偏析问题仍有待解决[36].块状转变合金是中等冷速(约102K/s)条件下,高温a相不经扩散直接转变为g相的合金.Ti-46Al-8Nb合金显微组织和冷却速率的关系见图3[37].可见,随冷速增大,该合金依次得到片层组织(包括魏氏片层组织和羽毛状片层组织)、块状转变g相和过冷保留的a2相.当在a2+g两相区热处理时,片状a 相会遵从Blackburn位向关系[38]从g相的4个{111}面上析出[39],获得接近各向同性的细晶组织.利用块状转变可有效细化铸态合金晶粒,改善织构状态,但通常需要较高冷速,合金有可能因热应力而开裂.英国伯明翰大学系统研究了g-TiAl合金中块状转变的条件和影响因素,发现因添加B形成的细晶合金[40]和O含量高的合金[41]均难以发生块状转变.由于块状转变是不发生扩散的位移型相变,添加难以扩散的难熔金属通常可以促进块状转变,但难熔金属均具有高密度,作为合金元素会导致g-TiAl合金的密度增大.b凝固合金首先由Naka等[42]明确提出,即初始凝固相为b,且b相为唯一与液相共存的相.实际上,很多高铌合金也属于这类合金.应该指出,前述第二代合金45XD已经是b凝固合金,只不过当时图3Ti-46Al-8Nb合金显微组织和冷却速率的关系[37]Fig.3Relationship between microstructure and coolingrate of Ti-46Al-8Nb alloy[37]杨锐:钛铝金属间化合物的进展与挑战131金属学报第51卷没有突出强调而已.如果初始凝固相为b,则由于Burgers位向关系[43],a相的基面会平行于b相的6个{110}面析出,从而获得近似各向同性的细晶组织,这与块状转变合金细化晶粒的原理类似.随后经a→a+g相变,可得到弱织构的细晶片层组织.Kim 等[44]将这类合金称为b-g合金.德国和奥地利的大学、研究机构、材料公司和发动机公司组成的联合研究组对b凝固合金开展了深入的研究[45,46],发展了Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B合金(TNM).其指导思想是通过合金化在高温获得较高的b相体积分数,利用b相较易变形的特性使合金可以利用常规设备锻造.在应用温度如700℃附近,b相的平衡体积分数很低,以利于尽量消除此相,以免降低合金的蠕变抗力.实际上,视合金成分不同,某些合金中b相很难完全消除,导致室温塑性降低,在应用温度下长期服役,b相中易形成w相,至使合金进一步脆化[47].1.4特定应用阶段(2006年~)2006年6月,GE公司宣布将在GEnx发动机中采用4822合金制造第6,7两级低压涡轮叶片[48],这是g-TiAl合金制造的关键结构件的首次应用,标志着经过约30年的研发,这个材料终于突破藩篱进入特殊材料阶段.随着第二代g-TiAl合金的工业应用,与产品制造工艺、供应链、质量稳定性相关的科学与技术问题成为研究重点.从应用成本等角度考虑,目前唯一可接受的制造工艺是铸造.但因为净尺寸精密铸造难度很大,PCC精密铸造公司为GE公司生产的4822合金叶片采用的工艺是先重力铸造出超尺寸毛坯,再进行加工得到最终尺寸叶片[49].由于叶型为曲面,且TiAl加工难度较大,致使制造成本仍然较高.至2014年,PCC公司制造TiAl叶片的年产量已达到近4万片[50].在工业生产条件下积累相关数据和应用经验需要基础研究的有力支撑.针对航空发动机g-TiAl 合金涡轮叶片等应用目标,欧盟第六框架启动了IMPRESS项目[51,52],对金属间化合物关键应用开展历时5年(2005~2009年)的纵向集成和横向集成研究.欧洲通过IMPRESS项目使分散、碎片化的g-TiAl基础研究集成起来,进入国际前列[53].2011年,我国973计划启动了轻质高温TiAl金属间化合物主题的项目.2主要研究进展经过近40年的研究,g-TiAl合金无论在基础科学还是应用技术方面均取得了巨大进展.除了大量期刊论文外,5次国际会议的论文集比较集中地记载了这些阶段性研究进展[18,54~57].2011年,Appel等[33]出版了《g-TiAl合金:科学与技术》专著,对该领域研究工作进行了较为系统的总结.这些文集与专著较全面地介绍了g-TiAl合金的研究现状.本文仅从合金化、显微组织类别、一次加工(凝固)、二次加工(热加工)、性能和三次加工(成形)等6个方面对主要研究进展加以简要回顾.2.1合金化针对g-TiAl合金的成分设计,首先是选择2个主元素之一的Al的含量,根据需要,Al含量可以在42%~48%内变化.随Al含量提高,合金抗氧化性能提高、强度降低、室温塑性总体呈提高趋势.但对于不同的合金体系和加工工艺,情况较复杂,塑性数据没有明显规律.这主要是因为显微组织类别和织构对室温塑性也有很大影响.总地看来,Al含量最明显的作用是影响合金的凝固类别,只有低Al含量的合金才可能实现b凝固,具体的Al含量界限则取决于添加的其他元素及其含量.一般可将g-TiAl中的合金元素分为3类[17,33],它们在周期表中具有确定的位置.第一类位于Ti的右方(V,Cr,Mn),它们可提高合金塑性,但机理各异且至今无定论.例如,V被认为会提高中温塑性,但对室温塑性作用不明显[11].Mn被认为利于孪晶变形[58],而Cr则降低g相晶胞c/a比,减弱共价键方向性,减小a2相体积分数,细化晶粒[59,60].第二类合金元素是位于Ti的右下方的难熔金属(Nb,Mo,Ta,W).这些均属于慢扩散元素,少量添加这类元素可改善g-TiAl合金的高温性能,如强度、抗氧化能力和蠕变抗力.这些难熔金属均具有bcc结构,均具有b稳定作用,若大量添加则易形成b/b0相(b0相具有B2结构),对合金高温性能的影响比较复杂[61,62],因为其中析出了w相或类w相[63,64].这些元素又可分为2种:Mo,Ta,W主要溶于a2相,而Nb则在g和a2两相中近乎均等地配分[42];Mo,Ta,W 等对高温蠕变性能的影响与它们在a2相中的选择配分有关.由于g-TiAl合金中存在a→g+a2包析反应,对于除包析点之外的合金成分,在冷至包析反应温度以下时g的体积分数会突然增大[33].但实际过程中冷速较快,无法达到相平衡,造成合金中a/a2相的实际体积分数高于平衡体积分数,在使用温度长期热暴露时a2相会逐渐分解[63].研究[65]表明,蠕变时因a2相溶解W偏聚在a2/g界面上,从而减缓a2相的溶解.尤其当a2相主要以台阶的界面扫动方式溶132第2期解时,台阶附近W的偏聚尤其明显,甚至诱导B2相的析出,这些因素均阻碍a2相的溶解,提高片层组织的稳定性.Nb的情形不一样,也更复杂.Nb元素的强化作用,特别是高铌含量合金中Nb的强化机制一直存在争议.已提出的机制包括:低Al含量强化[66]、Nb 的固溶强化[67]和反结构桥(anti-structural bridges, ASBs)强化[68].但Woodward等[69]的计算表明,Al的反位原子强化作用显著,Ti反位原子则很弱.Nb的固溶强化作用同样较弱.这样低Al含量强化和Nb 的固溶强化作用均难以解释高铌合金的高强度. ASBs的强化作用类似于Snoek气团,由一个反位原子和一个空位结合构成,它们吸引并阻碍位错运动.但计算结果[70]表明,富Ti侧的两类ASBs均导致系统能量升高,ASBs在富Al侧反而容易形成,因此ASBs机制也难以解释高铌合金的高强度.当Nb含量较低时,实验和计算结果均表明,Nb在TiAl中占据Ti亚点阵位置[71].当Nb含量较高时,计算结果[70]表明,Nb会转而占据Al亚点阵位置,并且会在该亚点阵上形成短程有序.这种短程有序对合金具有显著强化作用,且可保持到高温,因此这个强化机制可以较好地解释高铌合金的高强度[70,72].第三类元素位于周期表的右上方,包括B,C, Si,在某种意义上O,N也可视为合金化元素.B是一个重要的元素,Bryant等[73]首先报道了将TiB2加入铸造g-TiAl合金中具有细化晶粒的效果,将纯B加入可形成TiB2,具有同样的细化晶粒的效果.但晶粒细化的机理复杂[74],其效果不仅与Al含量有关[75],也与其它合金元素有关[76].随合金体系和反应动力学等因素不同,硼化物具有复杂多变的结构和不同的形貌[77].Hecht等[76]研究了低B含量对高铌合金的晶粒细化效果,发现在b凝固合金中,只要B含量超出它在b相中的溶解度,形成的硼化物便可向a相提供异质形核核心,从而使a相晶粒显著细化.但一旦出现包晶α相,则细化效果大打折扣.C可大幅度提高g-TiAl合金的蠕变抗力,如添加0.2%的C可使Ti-48Al-1V的蠕变抗力提高6倍[11],在TNM合金中添加0.2%的C具有类似效果[78].但C显著降低合金的室温塑性,特别是对铸造合金.C的强化作用主要来源于MAX相析出物[79,80],经过热机械处理,MAX相碳化物尺寸可细化至几十纳米,它们甚至可以成为纳米孪晶的异质成核核心,从而释放应力集中,改善塑性变形[81].C对铸态合金的脆化作用可能主要源于碳化物的粗大尺寸和分布形态.少量Si(1%以下)在g-TiAl合金中主要形成Ti5Si3相,从而提高蠕变强度,通过阻碍动态再结晶增强显微组织稳定性[82,83].虽然Ti5Si3与g-TiAl的晶体结构差别较大,但几何分析和电镜观察表明,两者具有几乎完全共格的界面[84].低的界面能使Ti5Si3具有较高的稳定性,不易发生Ostwald熟化,即便长大也不会轻易失去与g-TiAl的共格关系.O和N对g-TiAl合金性能的作用与C类似,例如O被用于增强蠕变抗力[23].O在g相中的溶解度仅约为0.03%(原子分数)[85,86],因此,不同含量的O 对g-TiAl合金具有固溶强化和析出强化(Al2O3)作用,但会使室温塑性恶化.例如:加入0.3%的Ｏ会使Ti-50Al合金的室温和高温屈服强度提高1.5倍,而当Ｏ含量从0.03%增至0.08%时,延伸率降低约2~3倍[87,88].其他元素(如Zr,Re,Fe等)在g-TiAl合金中不常见,但也有相关研究.Zr在周期表中与Ti同族,加入g-TiAl中会使g相c/a比减小,从而增进各向同性变形[89].同时,Zr的原子体积小于Ti,具有固溶强化效应,且Zr使g相中成键的方向性略有增大,提高位错滑移的点阵阻力,也具有强化作用.从电子结构角度看,Fe具有较强烈的效应,因为Fe-Ti键和Fe-Al键具有相似的键强[71],因此,添加Fe有可能降低g-TiAl合金性能对Al含量的敏感性.日本IHI公司研发的Ti-45Al-1.3Fe-1.1V-0.25B合金中就添加了Fe.Re在单晶高温合金中是极为关键的贵重元素,由于价格和比重的原因,其作为g-TiAl的合金化元素则极罕见,只有法国国家航天航空研究中心研制的G4合金(Ti-47Al-1Re-1W-0.2Si)采用[90].值得一提的是,Re和W同为难熔元素,但晶体结构不同(Re 具有hcp结构),对g-TiAl合金的强化机理也大相径庭.具有最低蠕变速率的G4合金其蠕变抗力并不取决于片层组织,而取决于变形亚结构;富集Re的枝晶间g相决定了该合金具有高的蠕变抗力[91].2.2显微组织类别g-TiAl合金与其他金属间化合物一样,其性能除了取决于显微组织,还敏感地依赖于凝固和热加工造成的缺陷.对于某些形态的显微组织而言,织构致使性能具有强烈的各向异性.本文对于显微组织的讨论将结合凝固反应和热加工展开,不设专节论述.但为叙述方便起见,对g-TiAl合金的显微组织类别简介如下.对于g+a2两相合金,一般可以得到近g,双态,近片层和全片层4类显微组织.这4类组织可分别杨锐:钛铝金属间化合物的进展与挑战133金属学报第51卷通过在图1中g+a两相区不同温度热处理获得[19].对于任一成分,其垂直线与a/g+a相界的交点温度为Tα,共晶温度为T e(图1中为1120℃),则在Tα至T e 的线段上可分为上、中、下3段.在下段温度区间热处理时,通常得到近g组织,由较粗大的g相和被a2颗粒钉住的尺寸较小的g相组成.在中段温度区间热处理得到双态组织,g和a 两相的体积分数近似相等,其竞争生长导致较细小的晶粒尺寸.在上段温度区间热处理得到近片层组织,由粗大a片层晶粒和少量g晶粒组成.在高于Tα短时热处理后冷却,得到全片层的g+a2两相组织.片层面平行于a2相的基面和g相的{111}面,g相从a 中的析出符合Blackburn位相关系[38].这个反应正好与块状相变相反(块状相变是a相从快速冷却获得的亚稳g相中析出).2.3熔炼与凝固反应由原料和中间合金经熔炼得到合金锭是一切后续加工和成形的基础.它直接影响铸态合金的显微组织、织构和合金元素的分布,对于等温锻造和热挤压等热加工和粉末冶金过程也有重要影响.从图1可以看出,g-TiAl合金的高温区在相对较窄的Al含量范围内存在2个包晶反应,这使显微组织对Al含量变化很敏感,进而导致性能对成分特别是Al含量很敏感.宏观成分偏析主要与熔炼方法和熔炼参数的控制有关,微观偏析和织构则主要与凝固反应有关.熔炼方法,特别是工业规模的熔炼方法是建立材料供应链的一个关键环节,对于g-TiAl合金的研发与应用具有重要意义.一个著名的实例是GE公司在上世纪90年代前期采用4822合金试制CF6-80C低压涡轮叶片时遇到的困难.为保证4822合金的性能一致性,要求将Al含量控制在±0.75%(质量分数)范围内,但当时Howmet公司和Timet公司的真空自耗熔炼(V AR)技术只能实现±3%Al(质量分数)的均匀性.由于成分均匀性不满足要求,GE公司不得不研发了一种特殊的热处理工艺使铸造叶片的性能满足要求[24].后来Allvac公司通过研发改进V AR工艺,才使Al含量波动范围达到GE公司的要求,从而建立了4822合金的工业规模熔炼技术,消除了g-TiAl合金应用的拦路虎.目前适用于g-TiAl合金的熔炼方法主要有3种:V AR,等离子电弧熔炼(PAM)和感应凝壳熔炼(ISM).这3种方法各有优缺点:V AR可熔炼大锭型,但若存在高、低密度夹杂则不易消除;PAM可以消除高、低密度夹杂,但可能卷入气泡,不宜作为末次熔炼方法;ISM成分均匀,但锭型小,过热度低,一般仅约20℃.因此,对于变形合金所需的大锭型,末次熔炼宜采用V AR;对于部件铸造,只能采用ISM方法.这样熔炼变形合金的可能组合为:V AR+ V AR(+V AR),或PAM+V AR,或ISM+V AR.精密铸造的可能组合为:V AR(+V AR)+ISM,或PAM+ISM.视具体用途对合金锭质量的要求,括号内的熔炼步骤可有可无.从合金质量和经济性来衡量,无论对于形变合金(末次熔炼为V AR)还是铸造所用母合金的制备(末次熔炼为ISM),首次熔炼采用PAM均是最佳选择.PAM铸锭从心部到外缘的成分变化问题不大,因为在末次熔炼过程中均可以进一步均匀化,但从锭头到锭尾的宏观成分偏析则无法消除(V AR的熔池小,只是局部熔化;ISM需将一个母合金锭切成数段浇成不同的零件).易挥发的Al的含量最难控制,且作为轻元素对其进行准确的定量分析也非常困难.Howmet公司对PAM锭的研究[92]表明,Al含量分析误差对45XD和47WSi合金而言,分别占到技术指标许可范围的32%和47%,显然难以达到控制指标(特别是对47WSi合金).成分偏差等熔炼质量也与熔池深度、熔液驻留时间、中间合金质量、进料方式和速度等熔炼参数有关[33].例如,对于47WSi合金[92],当所用W-Al中间合金为细颗粒时, PAM锭沿锭长的Al含量变化量达2.5%(质量分数,约3.1%(原子分数)),而当采用粗颗粒中间合金时,沿2.5m锭长的Al含量变化量仅为0.6%(原子分数).g-TiAl合金凝固时形成的初始相及其织构与成分和冷速都有关系.Witusiewicz等[10]的实验结果表明,Ti-Al二元合金在常规冷速下,Al含量在45%以下时为b凝固;Al含量在49%以上时a是初始凝固相;Al含量在45%~49%之间时b枝晶首先形成,随后a相以包晶反应方式形成.从De Graef等[93]的结果推测,次生的a相与初生的b并不遵从Burgers位相关系[43].对于4822合金,冷速较高时a相的[0001]沿热流方向,导致随后按Blackburn位相关系[38]形成的g{111}片层面垂直于热流方向;慢冷时,平行于热流的方向变成了<101ˉ0>,导致g相{202}面垂直于热流方向.Johnson等[94]因此提出,包晶a相并不依附于初生b相成核,而是从熔液中直接成核凝固.Ti-48Al合金在凝固过程中涉及2个包晶反应,因此,在枝晶间很短的距离内Al的微观偏析高达9%[95],这是由于包晶a相中扩散较慢的缘故.相对134。
Ti-Al金属间化合物的力热性能及其能带计算
Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｉｎｏｒｄｅｒｔｏｃｏｍｐａｒｅｔｈｅｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅｓｉｎｔｈｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌａｎｄｔｈｅｒｍａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ，ｔｈｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｅｎｔｈａｌｐｙ，ｃｏｈｅｓｉｖｅｅｎｅｒｇｙ，ｅｌａｓｔｉｃｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔ，ｅｌｅｃｔｒｏｎｅｎｅｒｇｙｂａｎｄａｎｄｄｅｎｓｉｔｙｏｆ ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓｔａｔｅｓｆｏｒｔｈｅＴｉＡｌ， ＴｉＡｌ２， ＴｉＡｌ３ ａｎｄ Ｔｉ３Ａｌｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｃｏｍｐｏｕｎｄｓｉｎ ＴｉＡｌａｌｌｏｙ ｗｅｒｅ ｃａｌｃｕｌａｔｅｄ．Ｉｎａｄｄｉｔｉｏｎ，ｔｈｅｆｉｒｓｔｐｒｉｎｃｉｐｌｅｓｂａｓｅｄｏｎｄｅｎｓｉｔｙｆｕｎｃｔｉｏｎａｌｔｈｅｏｒｙａｎｄｔｈｅｓｏｆｔｗａｒｅｐａｃｋａｇｅ ＣＡＳＴＥＰｉｎｔｈｅＭａｔｅｒｉａｌｓＳｔｕｄｉｏｓｏｆｔｗａｒｅｗｅｒｅａｄｏｐｔｅｄ．Ｔｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗ ｔｈａｔａｍｏｎｇｆｏｕｒｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ，ｔｈｅａｌｌｏｙｉｎｇａｂｉｌｉｔｙｏｆＴｉ３Ａｌｉｓｔｈｅｓｔｒｏｎｇｅｓｔ，ａｎｄｉｔｓｓｔｒｕｃｔｕｒｅｉｓｔｈｅｍｏｓｔｓｔａｂｌｅ．Ｍｏｒｅｏｖｅｒ，ｔｈｅ Ｔｉ３Ａｌｉｓｄｕｃｔｉｌｅ，ａｎｄｈａｓｔｈｅｂｅｓｔｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅａｎｄｒｉｇｉｄｉｔｙ．Ａｌｌｆｏｕｒｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｃｏｍｐｏｕｎｄｓｈａｖｅ ｎｏｅｎｅｒｇｙｆｏｒｂｉｄｄｅｎｂａｎｄ，ａｎｄｂｅｌｏｎｇｔｏｔｈｅｍｅｔａｌｌｉｃｍａｔｅｒｉａｌｓ．ＴｈｅｍｅｔａｌｌｉｃｉｔｙｏｆＴｉ３Ａ１ｉｓｔｈｅｓｔｒｏｎｇｅｓｔ， ａｎｄｔｈａｔｏｆＴｉＡ１３ ｉｓｔｈｅｗｅａｋｅｓｔ．
温合金等．很多学者针对 ＴｉＡｌ二元系合金进行 了多方面研究［１］，例如利用 ＦＳ模型分别计算了 ＴｉＡｌ相的晶 格 常 数、结 合 能、弹 性 常 数 和 点 缺 陷 形成能；利用第一性原理对 ＴｉＡｌ相的基本物理性 能以及 ＴｉＡｌ合金的结构稳定性、电子和弹性性 质进行了研究；采用 ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｔｕｄｉｏ软件与第一
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Ti-Al基金属间化合物的研究进展课程：新型金属结构材料学院：材料学院学号：2009200615姓名：王永福Ti-Al基金属间化合物的研究进展摘要: 因密度、比刚度、高温比强度和阻燃性等方面的优势，Ti-Al基金属间化合物被认为是最有应用潜力的新一代航空及高温结构材料。
本文在介绍Ti-Al基金属化合物基本性质及组织的基础上，讨论γ-TiAl基金属化合物力学性质与显微组织的关系。
指出γ-TiAl基金属化合物存在的室温脆性，高温氧化性不足等问题，并提出合金化，材料复合化等相应的解决方法。
关键词: TiAl, γ-TiAl, 金属间化合物随着航空航天技术的不断发展，为了提高发动机的热效率和减轻零部件的自重，并满足材料在航空航天中的服役条件，要求使用的材料具有高的高温强度、良好的抗蠕变性和抗氧化性以及低的密度。
TiAl基金属间化合物具备以上提出的性能要求，与目前使用的Ni基超合金相比较，除了室温塑性较低之外，TiAl基合金其他方面的力学性能与Ni基超合金相当。
然而，TiAl基合金的密度却不及Ni基超合金的一半。
与钛合金相比，TiAl基合金的高温性能高出许多[1]。
所以TiAl基合金作为高温结构材料的最大优势在于，在具有良好的高温性能的前提下，密度很低。
所以TiAl基金属间化合物所具有的特性，使其作为一种理想的、有待开发的新型航空航天用高温结构材料一直倍受研究者的重视。
1 Ti-Al基化合物性质及α2+γ双相合金常见组织特征1.1 Ti-Al基金属间化合物的基本性质TiAl基合金密度低，具有高的比强度和比弹性模量，在高温时仍可以保持足够高的强度和刚度，同时它还具有良好的抗蠕变及抗氧化能力。
经过第1代TiAl 基合金（Ti48Al4V0.1C）以及第2代TiAl基合金（Ti48Al2(Cr，Mn)2Nb）的发展，在此基础上，近年来，研究者又开发出了第3、4代合金，通过合金化和组织控制使拉伸性能、断裂韧性，蠕变性能以及抗氧化性能等都得到普遍提高[2]。
随着对Ti-Al基金属化合物研究的深入，目前得到的大家比较公认的Ti-Al二元相图如图1所示[3]：图1 Ti-Al二元相图Fig.1 Ti-Al binary phase diagram由图1可知：Ti-Al系中的主要金属间化合物相有：Ti3Al相(α2)，γ-TiAl相，δ-TiAl3相。
Ti3Al相(α2)具有D019的超点阵结构，密排六方，空间群为P63/mmc α2相具有较宽的成分范围：22-39Al% (Atomic percent) ；γ-TiAl相是典型的Berthollide型化合物，具有很宽的成分范围，从48%（原子）Al到69.5%（原子）Al，在熔点（～1465℃）以下温度一直稳定。
γ-TiAl具有L10有序超点阵结构，为正方点阵，Al和Ti交替地排列在(002)面上，c/a约为1.02；δ-TiAl3相具有较低的熔点（1340℃），并具有非常窄的成分范围。
因其具有更高的Al 含量，密度更低，抗氧化性能更好。
它们的晶胞结构如图2所示：（a）（b）（c）图2 Ti3Al(a),TiAl(b),TiAl3(c)的单胞及主要的滑移位错矢量TiAl基金属间化合物中，δ-TiA13基合金曾经引起人们的兴趣，然而这些合金在室温拉伸时很脆，到目前为止尚无改善的办法。
α2-Ti3Al基合金和其复合材料曾经是一类有希望的高温结构材料，但是它们仍然存在着结构不稳定以及在恶劣环境和循环载荷下开裂的问题。
γ-TiA1基合金性能比α2-Ti3Al基合金性能更优越，这是由于该合金具有更高的高温强度、高温抗氧化性及更低的材料密度[4]。
因此，目前钛铝化合物的研究焦点放在γ-TiAl基化合物的研究和开发上。
这类合金成分为Ti-(45～50)%（原子）Al- (1～10)%（原子）M，M为V, Cr, Mn, Nb, Ta, W和Mo等。
1.2 α2+γ双相合金组织特征富铝的单相合金几乎没有室温塑性，Huang等提出，在TiAl基合金的显微组织中，如果含有一定量的α2-Ti3Al相，其室温塑性明显的提高[8]。
通过控制合金成分，引入少量α2相，形成双相TiAl基合金，以此来提高塑性。
因此，具有实用化前景的TiAl基合金是由α2和γ两相组成的合金。
然而，TiAl基合金在实用化过程中面临的室温塑性低是其主要的缺陷，TiA1基合金的室温力学性能受其显微组织的影响显著，得到细小、均匀的显微组织是获得较好室温力学性能特别是较高室温延性的前提条件[5]。
含铝46~50的TiAl基合金缓冷态接近平衡的组织为γ+(α2/γ)双相复合组织。
将铸态和热加工态的铝含量在46％~48％范围内的TiAl基合金作为当前重点研究的内容在不同温度区间进行热处理，可得到4种典型的室温双相显微组织（如图3）。
它们分别为：①等轴γ单相组织(singleγ-phase)；②双态组织(duplexmicrostructure)；③近层片状组织(near-lamellar microstructure)；④全层片状组织(full-1amellar microstructure)[6]。
与单相合金相比，几种双相组织的室温塑性都有不同程度的提高。
图3 γ -TiAI基合金经不同热处理所得的四种典型的显微组织[6-8](a)等轴γ单相组织;(b)双态组织;(c)近全层片组织;(d)全层片组织4种典型的显微组织中，其中双态组织有最好的塑性，但由于γ相的解理能低，抗裂纹扩展能力差，造成合金表现出较低的室温断裂韧性和蠕变抗力较差；近全片层组织合金有最好的强度，并有一定的塑性，但塑性与双态组织相比要低得多；由γ-TiAl板条和α2-Ti3Al板条组成的全层片晶团组织由于存在大量γ/α2相界面，能有效地阻碍裂纹的扩展，使合金有较高的断裂韧性，但其粗大的晶粒及层片组织力学性能各向异性将导致合金室温延性差；而等轴γ相组织晶粒大，无层片组织，因而塑性、断裂韧性等各方面综合性能都较差。
2 粉末冶金制备TiAl基合金材料目前TiAl合金的制备方法主要有：1)铸造；2)铸锭冶金；3)粉末冶金。
图4为这几种加工方法的工艺过程示意图。
图4 TiAl基合金常用加工方法及工艺过程粉末冶金制备TiAl基合金的具体方法主要有：机械合金化、自蔓燃—高温合成、反应烧结、等离子喷射成形、爆炸合成等。
而这些方法并不是独立的，常常两种或多种方法结合在一起，是很难区分开的。
本文主要介绍元素反应烧结方法制备TiAl基合金的一般过程。
先进行单质粉末的固结，随后进行成形加工，如低温挤压，轧制成片材，或锻造成近型的零部件，然后进行烧结，以完成金属间化合反应，最终产品通常还需进行热等静压加工，以消除残留的孔洞。
2.1 Ti/Al复合粉坯料制备工艺机械球磨作为一种细化粉体材料组织极其有效的方法，可用来制备具有极细层片结构、细晶Ti/Al机械复合粉。
Ti/Al混合粉末经高能机械球磨，粉末颗粒尺寸发生了明显的变化。
在球磨初期，Ti、Al粉末在高速磨球的碾压轧制和冷镦作用下，相互焊合团聚在一起，形成了片层状Ti－Al二元复合粉，此时因粉末加工硬化程度很小，粉末中的缺陷较少，Ti、Al粉末的塑性均比较好，两种粉末只是简单的粘合在一起，并不发生粉末的断裂，因此粉末尺寸出现急速增加现象；随着球磨时间的延长，加工硬化作用急剧增加，复合粉塑性变形显著增大，在复合颗粒中造成了极大的应力、应变，使得其中产生了大量缺陷，这些缺陷的存在很容易诱发微裂纹，并由于加工硬化粉末变得越来越脆，从而复合粉在进一步的球磨中因磨球的冲击作用发生了断裂，断裂后的粉末又在磨球的作用下重新焊合。
焊合－断裂－再焊合，这样反复循环，当首次出现断裂和焊合频率相等，则复合粉的尺寸达到最大，此时粉末尺寸可达原始粉末的4～5倍，个别颗粒甚至高达10倍左右。
球磨时间的增加使得断裂程度增大，所以复合粉的尺寸又会迅速下降，当再次达到焊合与断裂平衡时，粉末颗粒尺寸将不再随时间呈明显变化，此时粉末颗粒可细化至十几个微米。
同时随着球磨时间的延长，粒度分布的范围逐渐变窄，这是因为大于平均粒度的颗粒被减小，减小的速率与小于平均粒度的颗粒的碎片通过与较小颗粒和摩搓产生的磨损产生的磨损碎屑联接而长大的速率相同。
机械球磨的进行，使得Ti/Al复合粉末形成了层片结构，并随着球磨时间的延长层片结构逐渐细化[9]。
为了最终获得具有较细微观组织致密烧结构件，有必要利用烧结前复合粉硬度低、易致密这一优点，在烧结前预致密，可通过塑性加工来实现。
粉末烧结前的塑性变形加工有两个目的，一是将预制坯制成所需要的形状；一是提高预制坯密度，从而提高最终烧结密度和烧结材料的力学性能。
2.2 烧结Ti/Al复合粉坯料制备完成后，就要对粉体坯料进行低温无压真空反应烧结和高温真空反应烧结，将Ti/Al机械混合物组织转变为TiAl基合金组织。
烧结的基本过程粉末体的高温烧结过程大致可以分为以下三个阶段，如图5所示。
图5 粉末体烧结过程示意图（a）粘结阶段（b）烧结颈长大阶段（c）、（d）闭孔隙球化和缩小阶段(1) 粘结阶段：烧结初期，颗粒间的原始接触点或面转变成晶体结合，即通过形核、结晶长大等原子迁移过程形成烧结颈。
在这一阶段中，颗粒内的晶粒不发生变化，颗粒外形也基本不变，烧结体不发生收缩，密度增加也极微，但是烧结体的强度由于颗粒结合面增大而有明显增加。
对于挤压固结后的Ti/Al复合粉坯，因起始密度比较高，所以在这一阶段，粉末颗粒间以及颗粒内部的Ti/Al层片间均在较大面积上发生了由机械结合向晶体结合的转变，但原子的扩散即使在界面局部形成了Ti-Al金属间化合物，其含量也非常少。
(2) 烧结颈长大阶段：原子向颗粒结合面的大量迁移使烧结颈扩大，颗粒间距离缩小，形成连续的孔隙网络。
同时由于晶粒长大，晶界越过孔隙移动，而被晶界扫过的地方，孔隙大量消失。
烧结体收缩，密度和强度增加是这个阶段的主要特点。
在这一阶段，压制固结后的Ti/Al复合粉坯已基本上由起始的单质Ti、Al经扩散反应转变为金属间化合物；坯料因孔隙的大量消失以及反应为体积收缩类反应，密度应进一步上升。
(3) 闭孔隙球化和缩小阶段：对大多数材料，当烧结体密度达到90%以后，多数孔隙被完全分隔，闭孔数量大为增加，孔隙形状趋近球形并不断缩小。
在这个阶段，整个烧结体仍可缓慢收缩，但主要是靠小孔的消失和孔隙数量的减少来实现。
这一阶段可以延续很长时间，但是仍残留少量的隔离小孔隙不能消除。
对于Ti/Al复合粉坯的烧结，因起始密度较高，在粘结阶段就已出现多数孔隙被分隔的现象；在烧结颈长大阶段则孔隙已发生了球化和缩小。
Ti/Al复合粉压制坯的烧结过程同大数粉体材料一样也可分为三个阶段。
然而该坯料烧结时还具有自身的一些特点：1)压制的Ti/Al复合粉坯即烧结坯初始相对密度高；2)烧结反应生成的金属间化合物在烧结过程中存在组织转变。