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
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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。