1、 Ti2Al相 研 究 较 少 ， 而 且 它 周 围 相 区 的 情 况 还 不 十 分 确 定 。 TiAl3相 具有DO22超点阵结构，可看作是L12超点阵的派生结构，即在L12超点阵结构的(001)面引入位移矢量为1/2的反相畴界获得。TiAl3的点阵常数a=0.3848nm，c=0.8596，c/a=2.23。*熔点较低，1340*密度低，3.4g/cm3*抗氧化性能好，Al含量为75，是Ti-Al系中唯一能在空气中生成Al2O3氧化膜的金属间化合物。*比强度，比模量高 TiAl3 TiAl Ti3Al Ti Al E/ 0.63 0.47 0.28 0.27 0.26*作为新型高温
2、轻质材料一直受到关注缺点：室温下很脆微合金化：用微合金化来促进DO22结构TiAl3的111112孪生或(001)110滑移，从而改善塑性，但未获成功。宏合金化：加入第三元素，改变四方的DO22结构，使其成为L12，从立方晶体所具有的独立滑移系数目来看，对TiAl3变形性能的改善是十分有利的。事实上，TiAl3中加入第四周期中从Cr到Zn以及某些第五、第六周期元素，都能实现结构转变，在室温下都有相当程度的压缩塑性。尽管国内外进行了十多年努力，立方结构的TiAl3基合金仍然太脆，加上它的高温强度也不高，因而无法实际应用。 Ti3Al ：后面讲 TiAl ：后面讲 DO22结构密度低，3.7-3.
3、9g/cm3，仅及Ni基高温合金的一半，Ni基合金的比重为7.9-9.5g/cm3。对航空航天发动机高温零件减轻重量十分有利。 比刚性高，较航空发动机其他常用结构材料(包括高温合金)高50。高刚性有利于要求低间隙的部件，如箱体、构件以及支撑件等。同时可以将噪声震动移至较高频率而提高叶片等部件的寿命。 600-700良好的抗蠕变性能，比强度高，可能替换某些Ni基高温合金部件，如涡轮盘、涡轮叶片等，重量还可以减轻一半。 TiAl合金具有良好的阻燃能力，可替代一些昂贵的阻燃Ti合金。缺点：较低的抗损伤能力，其较低的室温塑性、断裂韧性和高的裂纹扩展速率增加了失效的可能性。 航空发动机应用 1993年，
4、美国GE发动机公司开始将Howmat公司铸造的Ti-47Al-2Cr-2Nb合金低压压气机叶片装在CF680C2做1000个模拟飞行周次考核，台架试车，结果叶片完整无损，TiAl合金的延伸率仅0.5%左右。 1996年，NASA的“AITP”计划，作GE90发动机5级和6级低压压气机叶片，取代Rene 77叶片，降低总重量80kg。 此外，TiAl合金作为机匣、涡轮盘、支撑架、导梁等应用也在逐步展开。汽车应用 日本京都大学和川崎重工株式会社新开发的Ti-47Al-Fe-B合金用作汽车用废气增压涡轮，外径80mm，代替镍基高温合金重量减轻一半，台架试车结果表明，以TiAl合金增压的发动机加速响应
5、时间显著减少。这对于改善车用发动机的加速瞬态响应特性，减少燃烧不充分造成废气污染具有重要意义。 -TiAl的晶体结构及基本特性 晶体结构：L10结构， 空间群为P4/mmm，它是由001方向上只有Al原子或者只有Ti原子组成的原子面交替重叠排列而成，每个晶胞有4个原子，2个Ti原子，2个Al原子。100、010方向上的点阵常数与001方向上的不同。-TiAl晶体是一种面心四方结构，a=0.398nm，c=0.404nm，c/a=1.015，随Al含量增加在1.01-1.03之间变化。 滑移系：滑移面为111，滑移方向有110、101和112。111面上的位错有1/2110和1/2112普通位错
6、，以及011超位错。1/2 110 的柏氏矢量最短，011超位错可分解为两个1/2011偏位错夹一片反相畴(APB)。原子沿三个不同位移矢量，即沿bA(1/2101)、bc(1/b 211)和bs(1/6112)运动就分别产生反相畴(APB)、复杂层错(CSF)和内禀层错(SISF)。 孪晶：TiAl L10结构有两种孪晶：真孪晶：所有原子的种类和位置都是孪晶对称的。第一原理计算的真孪晶界为50-60J/mol。伪孪晶：原子的位置是严格的孪晶对称的，原子种类不符合严格的孪晶对称要求，因此存在APB，伪孪晶界能高达530mJ/mol。 有序畴的位向关系： TiAl L10结构中111上两个相邻的
7、有序畴可能有6种位向关系(和表示平行和反向平行)： (A)的情况下，两个有序畴之间或者没有界面，或者形成一个平移有序层错畴界。(B)和(C)是等价的，其界面是120旋转有序层错畴界。相邻两个有序畴的c轴互相垂直。(a)的情况是相当两相邻畴具有111关系，是一种真孪晶关系。(b)和(c)是等价的，是一种伪孪晶关系，下图给出了伪孪晶关系的原子排列和电子衍射图。双相TiAl合金中的2-Ti3Al和-TiAl的结晶学关系为：20110211)111()0001(/22两相TiAl合金2与的结晶学关系： 相应也有六种变体，见表13-4。 0110211)111()0001(/22从液态TiAl冷却时可以
8、有三种完全不同的凝固路线1. 相凝固 多数TiAl基合金含Al量为4647，由液相冷却时将首先形成相，并择优沿其C轴生长，形成柱状晶组织，在随后冷却过程中，从柱状晶中析出相，形成2板条组织：两者保持确定位向关系： 相共析反应分解也是形成2相板条组织。由于相和相之间的位向关系，所有的板条将垂直于相的c轴方向(柱状晶的生长方向)，最终得到的铸态组织有明显的各向异性特征。当铸造具有复杂的形状TiAl部件时，这种柱状晶织构将导致铸件不同部位性能的差异。 110/111/1120)0001(22和 相凝固 相凝固组织的柱状晶特征较之相凝固要弱的多。沿方向择优凝固的相有三个等同的方向。冷却转变为相时两相间
9、满足位向关系： 所以将可能形成十二种不同取向的变体，最终在每个晶粒中得到取向完全不同的板条团。相应地，具有这种组织的部件的机械性能比较一致。 相凝固：得到单相组织 0211111)0001(011/,/ 计量比影响* TiAl基合金缓冷态接近平衡的组织随成分而异，Al含量大于50的TiAl合金热处理时多处于单相区，冷却至室温后将得到单相组织。*Al含量为4650(原子分数)的合金在两相区处理后缓冷至室温将得到两相组织，该组织由晶粒和板条晶粒所组成，其中板条晶粒是由高温相中析出的2和层片所构成。该类组织被称为双态(duplex)组织。*第三种组织是Al含量小于46的合金在单相区处理后缓冷所得到的
10、全板条(fully-lamellar)组织。 TiAl基合金先在单相区固溶处理后，随着冷却速度不同可得到不同的相分解产物。如图134所示。*极缓慢冷却条件下将得到胞状(cellular)组织；*在炉冷等较低的冷速下(0.05-3/s)，将得到全板条组织；*中等冷速如空冷将得到魏氏组织(Widmanstatten)或羽毛状(feathery)组织；*水淬可将得到块状(massive)组织。*进一步提高冷速和增加过冷度将抑制相的分解而直接有序化而得到单相2组织。 2相板条组织不仅可以通过从相中析出相形成，相共析反应分解也是形成2相板条组织。试验表明，典型的共析反应实际上是很难发生的。因为2和相形核
11、的难易程度有很大区别：2仅为有序相变(成分变化不大)，而为扩散型相变。 相的析出较之有序相变要缓慢得多。通常，-TiAl合金中所得到的2板条组织，是通过相由相或有序2相析出而形成。依Al含量的不同，板条组织的形成有两种不同的方式：(1)高Al合金中相首先析出板条及随后层片有序化为2； L()L(2)，其中L代表板条组织，(2)低Al合金中相首先有序化为2随后再析出板条2L(2)有人认为Al含量大于43时按前者进行，Al含量小于43时按后者进行。 板条组织的形成与层错有关，基体上的层错可以成为片状相的析出核心。层片以短程扩散的台阶移动机制生长。板条组织的板条间距(L)取决于冷却速度(dT/dt=
12、R)，并可表示为：L-(R)-1/2，图13-16为不同Al含量的合金的板条间距与冷速的关系。 基本的显微组织控制 综合性能较好的组织特征 组织类型：全板条(FL)。 2/的平均体积分数在0.05-0.25之间。 晶粒尺寸(GS):50-250m。 板条间距():0.05m1400；处理温度对K5合金的晶粒大小有影响，其相的含量随温度增加而增加，从而有效阻碍晶粒长大。 沿晶界的高温相冷却时转变为细小相，RFL (K5)合金较之细晶双态组织和粗晶全板条组织具有明显优越的综合性能，但其晶界细小相对蠕变性能不利。 热形变板条组织(MTPL)。TMPL组织是指在高温热挤压而得到的各种形态及晶粒尺寸的全
13、板条组织。 若热挤压温度稍低于Ta，则可得到细晶、均匀分布有极少量晶粒的TMPL组织，见图13-21c。 若挤压温度高于Ta，则得到有一定取向的粗晶板条组织。TMPL组织具有优异的高温强度，如TMPL(K5)合金室温屈服强度为700-800MPa，并有约2的室温伸长率。 TMPL组织的特例是锻造织构(TMPAL)组织，其形成是由于锻造时导致织构形成，而随后冷却时板条组织在基体定向析出而得到的。其组织类型为对应于锻面的110纤维织构，TMPAL组织具有优越的高温屈服强度。 多孪晶合成晶体(polysynthetically twinned crystals-PST)是由定向生长而得到的具有单一取
14、向的全片层(或全板条)晶体，片层由大量孪晶片和片组成，其典型的组织结构职图1538所示。 因PST晶体只有一个板条团所组成，没有板条团界存在、所以是研究全板条组织的力学行为及变形特征的最佳材料。图1539和1540是PST晶体室温下屈服强度及延伸率随承载角的变化曲线，是外加载荷轴与板条界面间的夹角，如0表示外加载荷方向平行于板条界面。 PST晶体的屈服强度和延伸率明显取决于承载角，或者说，板条组织的力学性能具有明显的各向异性。当外加载荷垂直于板条界时屈服强度最高而延伸率最低，外加载荷平行于板条界时次之，而中间角度时正相反，屈服强度很低而延伸率高达20。当板条界面平行于或垂直于压缩载荷时，相沿1
15、11面的剪切形变与板条界面相截(硬变形)，因此剪切形变必须通过孪晶界、2/界面和2片，形变阻力大；而中间角度时，相沿111面的剪切形变与板条界面平行(软形变)，因此，板条界及2片对剪切形变而言都不是直接的障碍，变形阻力小。另外，从软形变方向板条的高延伸率来看，与2板条相平衡的相本身具有很好的可变形能力。无论角度的大小，断裂总是以没有颈缩的解理脆断方式发生，即使延伸率超过10时仍是如此。主裂纹方向总是垂直于外应力方向，表明正应力对萌发裂纹具有重要的作用。 DP组织的塑性高，断裂韧性低，因为晶粒小，强度高，塑性高 FL组织的断裂韧性高，塑性低，因大晶粒使强度低，塑性低，而片层组织使韧性高各种组织强
16、度和塑性取决于晶粒尺寸和层片间距，晶粒细化，缩短滑移带长度，减少滑移面位错运动长度和位错堆积，降低滑移面交截处和晶界的应力集中，不利于裂纹形核，有利于强度和塑性提高。片层界面对裂纹扩展有阻力，片层组织的断裂抗力高于相，增加片层含量，提高塑性和强度。 FL和NL片层含量高，断裂韧性高，但晶粒尺寸太大，塑性低。 NG无片层组织，晶粒粗大，塑性韧性均低，DP组织晶粒细小，塑性高，韧性低。 室温塑性和屈服强度均随晶粒度的增大而降低。晶粒尺寸由250m增加到2500m，室温塑性由2.5%降低0.5%。 各种组织的屈服强度与晶粒尺寸之间满足Hall-Petch公式，但H-P强化系数Ky值不同。 dkyy2
17、/10 室温， 800TiAl合金的塑性和韧性间的反常关系可以从试样拉伸时宏观整体和裂纹尖端的不同屈服行为来理解。多晶材料的拉伸塑性主要是由其宏观可屈服程度所控制的，晶粒越小则塑性越好。但是，在粗晶(500m)全板条合金的韧性试验中，裂纹尖端塑变区(400m)仅仅涉及到裂尖前的一个晶粒，形变行为只与裂尖微区特性有关。应用拉伸性能和断裂韧性间的经典方程(15-2)可以估算塑变区内微观的拉伸应力应变曲线，如图15-47(b)所示。式中C为常数，n为局部加工硬化系数，E为弹性模量，y为材料的屈服强度，lf为局部失效真应变，相当于所测裂纹尖端的最大有效应变。lfyCCnEK21计算所用双态和全板条组织
18、的KIC值分别为10.5MPa m1/2和16MPa m1/2。对比粗晶全板条合金和细晶双态合金裂尖塑变区内微观的以及拉伸试样宏观的应力应变曲线(图15-47(a)。双态组织的微观和宏观应力应变曲线相似，对晶粒尺寸大于500m的全板条组织却极不同。 用公式rp=a(KIC/y)2计算裂纹尖端的塑变区尺寸，双态和全板条组织分别为400500m和300m。大晶粒的全板条组织的裂尖塑变区是在一个晶粒尺度内，裂尖塑性区组织相当于PST组织的情况，其局部失效应变平均值约1520，与试验所测的PSTTiAl合金的最大拉伸应变相吻合。对双态组织而言，其塑变区(约300m)内含有许多随机取向的细小晶粒，意味着
19、塑变区内的材料是完全各向同性的，与宏观组织相似，其裂尖应力应变曲线基本上与宏观拉伸曲线相同，失效应变与材料的宏观失效应变(3%)相当(如图1547)。 Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的抗氧化性较差，500h氧化后氧化皮剥落。 K5和Alloy 7抗氧化性较好，但500h后氧化增重曲线呈直线关系，也产生了退化过程。氧化膜结构：TiAl在高温氧气中可以生成连续的Al2O3膜层，但在空气中却只生成TiO2和Al2O3混合膜，其含铝量不足以生成连续的Al2O3层，这是其抗氧化性不足的原因。 TiAl基合金大约在750800以下具有抗氧化性。 氮对TiAl合金的氧化行为有重大影响，在纯氧气中有连续的
20、Al2O3膜，氧化很慢，氮气起明显的加速氧化作用。一种解释是在氧化初期，TiN就已生成，形成Al2O3和TiN交替结构，而TiN可以进一步氧化生成TiO2。从而最终形成TiO2和Al2O3混合膜。这种解释的证明是900、1h氧化后在氧化膜和金属基体界面处TEM观察到TiN和Al2O3。 提高TiAl合金抗氧化性的要素是获得连续的Al2O3膜，加入少量合金元素，如Cr、Mn、Y等可以提高其抗氧化性，但并不能生成连续的Al2O3膜。铌能有效地改善TiAl合金的抗氧化性，具有最佳抗氧化性的合金成分范围可以描述为：Al=55%-64%(原子)、Ti/Nb=25。此时氧化膜的含有连续的Al2O3保护层。
21、另外，氧化物TiO2可以被改变成(Ti,Nb)O2，Nb+5替代TiO2中的Ti+4，会降低阴离子空位浓度，改善TiO2的保护能力。当合金含铌过多时，出现AlNbO4或Nb2O5，使膜疏松而降低膜的保护能力。用防护涂层提高TiAl合金的抗氧化性的有效性与涂层成分有关，Cr-Al-Y是有效的高温合金涂层，但对TiAl合金有较严重的基体反应和热膨胀系数差别，对TiAl不是很匹配。用Ti-Al-Cr(8%10%)涂层，可以得到连续的Al2O3保护层。 TiAl基合金的发展50年代初期，美国学者首先对Ti-50Al二元合金的性能进行了研究，结果因为TiAl合金室温塑性太差而放弃。十五年后，即19751
22、982年，美国P&W实验室对近100种不同成分的TiAl合金加以研究，最后发现具有最佳性能的合金是：Ti-48Al-1V-0.3C(原子)，此即第一代TiAl合金，其室温塑性可高达2，但由于各种原因，TiAl基合金并未被作为工程合金而得到发展。直到80年代末，美国GE公司发展了第二代TiAl合金(Ti-48Al-2Cr-2Nb)并证明了其良好的综合性能，才引起对TiAl基合金世界范围的广泛兴趣。 变形TiAl-V-Cr合金 Ti-46.5Al-2.5V-1.0Cr (1) 细小全层片组织(FFL)可全面提高力学性能首先将热变形组织在合金共析线以下温度充分再结晶为晶粒尺寸小于200m的等轴近组织
23、，然后将其重新加热到高于合金Ta点的温度，使高温/层片结构在相基体上形成。组织分析发现，面心正方结构的相中四种取向的111面均可作为片状相析出的惯习面，即相层片可在一个相晶粒内多取向析出，使在单相区高温下形成的/层片团的尺寸小于相基体晶粒尺寸。这种在相对细小的相晶粒内生成的尺寸更小的层片团在冷却过程中被保留下来，其中相原位有序化为2相，就形成了层片团尺寸小于100m的FFL组织。 该合金FFL组织具有均衡的室温拉伸性能和断裂韧性(表15-12)。这种细化全层片组织的工艺对钛铝合金的实用具有重要意义。 TiAl合金的高温变形性能对热加工温度和变形速率均很敏感，热加工窗口较小。试验发现，添加微量M
24、g(如0.007%)可显著提高TiAl-V-Cr合金的热加工性能，使其可热加工工艺参数范围明显增大(图15-74)。这里的可热加工是指热模拟试验中，热压试样应变达到80后，在100倍光学显微镜下检查表面无裂纹的工艺条件。 经高于Ta点均匀化处理(真空热处理或HIP)，得到粗大全层片组织，经多步热处理(MHT)，可得到FFL组织。热处理的第一步是在900或950至略高于合金共析线的温度间循环热处理，以在完整的层片结构中引入大量层片间断点。 根据Ti-Al二元相图可以推算，当TiAl合金由900升温到共析温度或由共析温度降温至900，合金中将有约36体积的2相发生溶解或析出相变。另一方面，在此温度
25、区间内原本平直的层片会在表面能驱动下发生形状扰动，进而产生瑞利分解(图1577)。试验证明，在循环热处理过程中存在的溶解、析出相变可以促使层片在更多位置上的失稳扰动达到瑞利分解的临界值，增加层片形状失稳扰动致层片间断发生的普遍性和均匀性。 第二步热处理是在略高于共析线温度，如1150温度，等温处理。由于吉布斯汤姆斯效应(Gibbs-Thomson effect)，分布有间断点的层片分段发生连续粗化，结果使粗大层片团的层片组织分解并等轴化为晶粒尺寸较小的近组织(图1578)。 热处理的最后一步是在略高于合金Ta点温度短时保温后空冷下来，形成铸造TiAl合金的FFL组织(图1579) 铸造TiAl
26、-V-Cr合金的室温塑性尚不能通过单一热处理显著提高，而需经多步长时热处理才能得到明显改善。 高Nb的TiAl合金，已被国内外承认为发展高性能TiAl合金的首例，目标是在800以上使用。高铌TiAl合金可以在较低的温度处理得到较细晶粒全板条组织。采取适当的热处理得到NG、DP、NFL和FL典型组织，各种组织的参数见表1517。 图中列出K5合金的数据作为参考。可以看出，高铌合金化显著提高了TiAl合金的屈服强度。 Ti-47Al-2W-0.5Si蠕变行为和变形机理研制制备：铸锭变形；铸造；粉末冶金 35 2SiTiwLLTi3Al合金的发展Ti3Al金属间化合物与普通钛合金相比，其密度相当而使
27、用温度更高，因此引起人们很大的兴趣和关注。从20世纪50年代开始，一些国家就开展了Ti3Al金属间化合物的研究，但由于脆性问题迟迟未被突破，曾一度处于低潮。 60年代，人们试图通过Nb元素的添加去克服室温脆性。直到70年代后期，第一个呈现一定室温塑性的Ti3Al合金Ti-24Al-11Nb,%(原子)问世，使Ti3Al合金走出低谷。 80年代初，在室温和高温强度等方面更具优越性的超2合金Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo,%(原子)被发明。高压压气机匣、高压涡轮支承环等典型零件先后通过发动机试车以及3.2t重量级铸锭等产品的研制成功，标志着Ti3Al合金的发展已进入应用研究阶段。 其后，包
28、括中国、俄罗斯在内的世界各国广泛地开展Ti3Al合金的研究，并取得重要进展。中国在强韧化机制、合金化、制造工艺、组织性能研究基础上发展而成的TD2Ti-24.5Al-10Nb-3V-1Mo,%(原子)、TAC-1Ti-24Al-14Nb-3V-0.5Mo,%(原子)合金都已进入应用研究阶段，作为转子零件的TD2合金的涡轮导风板也成功地经受了发动机试车考验。利用TAC-1合金优异的超塑性和良好的焊接性能，已制作成功宇航用涡轮体组件、卫星波纹板以及姿态发动机部件等多个试验件。 80年代末和90年代，美国又在上述2相为基的合金研究基础上，发展了以O相(Ti2AlNb)为基的合金，其中有代表性的合金有
29、Ti-24.5Al-23.5Nb、Ti-22Al-27Nb等。 Ti3Al具有DO19结构，是-Ti结构的有序结构，亦称2相。当量成分Ti3Al的密度为4.2，而Ti3Al基合金的密度为4.1-4.7。Ti3Al基合金的杨氏模量在100145GPa。杨氏模量对成分和结构都比较敏感，其实测值的波动范围较大。过当量成分Ti3Al(26Al)的测量值为149GPa，剪切模量为58GPa，泊松比为0.29。 最有效的强韧化元素是Nb，随含Nb量增加，Ti3Al基合金的强度和塑性同时得到提高。因此，现代Ti3Al基合金都以Ti-(23-25)Al-(10-30)Nb为基础成分，再进一步合金强化。Nb显著
30、提高Ti3Al基合金塑性的机理尚不完全清楚，少量Nb是取代Ti的位置，并促进更多滑移系开动，因而有利于塑性，但此时只是略为提高塑性。当Nb量较多时促进相或有序的B2相析出，它将可能进一步提高塑性。 再增加Nb量，以致有O相析出，则进一步改善强度和塑性。含Nb的Ti3Al基合金基本上有三种类型，Nb含量1012的2合金或超2合金；Nb含量1417时的2+两相合金和高Nb量(23%-27%)的O相为基的多相合金。提高合金的含Al量也有利于提高强度,不同Al含量合金,具有网栏状组织。在不同Al-Nb含量的Ti-Al-Nb基础合金中加入其他稳定元素(V、Mo等)可以进一步提高强度，不同元素复合强化效果
31、较好。 控制组织是得到最佳综合性能的关键。Ti3Al基合金的热处理显微组织及性能与普通Ti合金有许多相似之处。只是Ti3Al因是有序结构而更脆一些。 2-Ti3Al基合金高温进入相区，冷却下来可以得到不同的显微组织。例如Ti-25Al-7.5Nb合金自高温冷却下来经相转变可以得到几种不同组织： 等轴组织带有较多的一次2相； 魏氏组织基体及少量一次2相； 粗大的全魏氏组织2相； 细小的全魏氏组织2等。 热机械过程(TMP)能更有效地控制显微组织，包括晶粒的形状与分布，一次2相的尺寸与数量，二次2片的形态及厚度(间距)等，一种是区热机械加工(加工)，一种2相区热机械加工(2+加工)，此种方法可以控
32、制一次2相的数量及大小，魏氏组织2相一般较细小。调整一次2相的大小、数量、2相及相的比例和形态可以得到最佳的强度塑性配合，含有最少相的网栏状2相组织蠕变性能最好，增加相有利于塑性但降低蠕变强度。可以看出，B2相不利于蠕变强度，O相合金的蠕变强度比2相合金要好，22Al-27Nb(O+B2)和27Al-21Nb(O相)合金的蠕变速率比高温合金IN718还低。目前，O相合金是发展的重点。图1310 具有2B2、2、O2、O相组织的Ti3Al基合金的蠕变性能对比，图中列出IN718高温合金的数据作参考 对于Ti-24/25Al-低Nb基合金系列，当成分为25Al及约12%稳定元素总量时蠕变强度最好。
33、 用V、Mo合金化得到Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo合金(超2合金)具有极好的蠕变强度，尤其是得到固溶处理后的片状团(colony type)组织后有最佳的蠕变强度。这个合金的蠕变速率应力指数n随温度升高而下降，是一种攀移型蠕变和晶界滑动蠕变的混合蠕变。随温度升高和应力降低，晶界滑动在混合蠕变中的贡献更大。进一步研究其蠕变性能认为，还可以进一步用Si、Zr提高蠕变强度。增加Nb含量(原子分数)到17为2O双相合金，进一步用Mo强化得到的Ti-25Al-17Nb-1Mo是2O双相合金，并优化两相组织，可以使强度和塑性同时不断提高。具有极高的蠕变强度，比Ti-25Al-17Nb合金和2两相
34、Ti3Al合金都好，而且其塑性也优于Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo超2合金，但其塑性还不是很高。为此可以进一步增加Nb含量，得到更多的O相，进而提高强度和塑性。例如，表中高Al高Nb合金属于O2相Ti3Al合金(Ti-22Al-23Nb）合金含有40(体积分数) 260(体积分数)O(B2)混合相),在具有相同强度的情况下往往有较高塑性。Ti-22Al-20Nb-5V合金有最好的韧性。 普通钛合金的工作温度迄今仍限于600以下，因此，国内外都在发展能在600750使用的Ti3Al基合金。由于其密度低，模量高又具有良好的高温性能，适合于制作航天航空飞行器中承受较高温度的结构件，相比于镍基
35、高温合金，能减重40左右，从而不仅能极大地提高发动机单位重量的推力，而且能改善发动机的其它性能。在美国，Ti3Al合金已接近实际应用。GE公司采用Ti3Al基合金取代镍基合金制成了高压涡轮定子支承环，并在GE29发动机上成功地经受了考验；Ti3Al基合金高压压气机机匣成功地试车了65h；P&W公司F100发动机Ti3Al基合金加热燃烧室扩张型喷管封口也成功地进行了试车。近期也有报道，美国已用Ti3Al基合金(超3)制成发动机零件，在空军战斗机上进行适用性试验。美国空军、海军、国家宇航局在内的七个部门和公司都对Ti3Al金属间化合物为基、SiC纤维增强复合材料研究投入了极大的兴趣和力量。因为这些
36、复合材料与Ti-24Al-11Nb合金相比，不仅具有更高的比模量和比强度，而且在断裂韧性和抗裂纹扩展能力上也具有明显优势，是用于制造未来高推重比发动机和超音速航天飞行器蒙皮、机身结构部件的理想材料。美国的TEXTRO复合材料研究中心已将Ti-24Al-11Nb合金与SiC增强纤维制成了复合材料。但是，由于Ti-24Al-11Nb合金本身室温塑性较低(延伸率为24)，加上2与SiC纤维的热膨胀系数相差也较大，以及纤维与基体界面之间的化学反应等问题，致使该类复合材料的横向性能较低、环境抗力也较差。一般认为，发展一种比2具有更高强度和塑性、抗氧化的基体材料与SiC纤维复合是最具前景的解决方案之一。美
37、国又在研制高Nb含量的三相（ 2+B2+O)合金，如Ti-25Al-17Nb-1Mo，和以O相(Ti2AlNb)为基的(O+B2)两相合金，如Ti-22Al-27Nb等。这类合金比2、超2有更高的高温屈服强度、蠕变抗力以及断裂韧性。这些合金已轧成箔材与SiC纤维制成了复合材料。其强度、韧性及其它性能都优于以Ti-24Al-11Nb、2超为基体的复合材料。 钢铁研究总院研制的TAC-1合金制成了航天火箭发动机，涡轮壳体组件试验件。该壳体组件由14个零件经焊接而成，对材料要求多规格、多品种，制造工艺复杂。其中包括350mm盘件的锻造、热轧、冷轧、薄板的制备，板材的超塑气胀成型以及焊接等。该试验件已
38、经打压检验，各项核技术指标均合格，拟在地面台架试车中进行考核。由于航天飞行器部件一次工作寿命较短，一般为数千秒，Ti3Al是一个很合适的轻比重高温结构材料。此外，0.3mm厚的TAC-1薄板材采用超塑气胀成形工艺加工制成了波纹板试验件，拟作卫星高弹性模量部件。航空材料研究院对Ti-24.5Al-10Nb-3V-1Mo(TD-2)合金也进行了系统地研究，得出最佳热机械处理工艺，使合金的主要性能超过美国超2合金。并采用新型均匀化熔炼技术，最佳锻造和热处理工艺制成某航空发动机涡轮导向板和涡流结合环，已经受了首次28h49min长期试车考验。近年来，航空材料研究院也开展了新一代Ti3Al基合金的研究，并已优选出两种在抗氧化性、断裂韧性和高温持久性能均有显著改善的无钒Ti3Al合金(TD3,TD4)。
