２８卷第１期２００９年１月中国材料进展ＭＡＴＥＲＩＡＬＳＣＨＩＮＡｖｏＬ２８Ｎ。．１Ｊａｎ．２００９ＴｉＡｌ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—０７ＤｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆＴｉＡＩＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃＢａｓｅｄＣｏｍｐｏｕｎｄ（ＳｔａｔｅＫｅｙＬＩＮＪｕｎｐｉｎ，ＣＨＥＮＧｕｏｌｉａｎｇｈｂ．ｆｏｒＡｄｖａｎｃｅｄＭｅｔａｌｓａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓ，ＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅＢｅｉｊｉｎｇ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８３，Ｃｈｉｎａ）ｗａｓＡｂｓｔｒａｃｔ：’ｒｈｅｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｐｒｏｃｅｓｓｏｆｃｏｎｖｅｎｆｉｏｎＭＴｉ灿ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｃｏｍｐｏｕｎｄｔｗｅｅｎｉｎｔｒｏｄｕｃｅｄ．ａｎｄｔｈｅｒｅｌａｔｉｏｎｓｂｅ．ｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ，ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｆｏｒｈｉｇｈＮｂｃｏｎｔａｉｎｉｎｇＴｉＡｌａｌｌｏｙｄｅｖｅｌｏｐｅｄｂｙＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ，ｗｅｒｅｓｈｏｗｎｉｎｔｈｅｐａｐｅｒ．ＴｈｅｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆＮｂｔｈｅｐｈａｓｅｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐａｎｄｏｘｉｄａｔｉｏｎｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ，ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍ，ｆａｂｒｉｃａｔｉｏｎａｎｄｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｆｏｒｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇａｌｌｏｙｗｅｒｅｄｉｓｃｕｓｓｅｄ．Ｆｉｎａｌｌｙ，ｔｈｅｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｔｒｅｎｄｆｏｒＴｉＡＩａｌｌｏｙｓｗａｓｓｕｍｍａｒｉｚｅｄ．ＮｂｃｏｎｔａｉｎｉｎｇＫｅｙｗｏｒｄｓ：Ｔｉ灿ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｃｏｍｐｏｕｎｄ；ｈｉｇｈｍｅｃｈａｎｉｓｍＴｉＭｉｎｔｅｒｍｅｔａＵｉｃｃｏｍｐｏｕｎｄ；ａｎｔｉｏｘｉｄａｎｔ；ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ１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，中国工程院院士万方数据 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。—１２００℃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在Ｔｉ—Ａｌ—Ｎｂ三元系中，具有最佳抗氧化性的合金成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—２ｍｇ／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ＫｉｍＹ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℃氧目前工程用ＴｉＡＩ合金已形成两个不同使用温度的化速率墨值和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一４８ＡＩ１．１３，３．８５９２ｍ。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—１０１９８７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美国ＫｉｍＹＭ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，提出这是非常值得进行的工作１８１。高Ｎｂ合金化使Ｔｉ舢可进一步提高高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图１Ｙ对高Ｎｂ—ＴｉＭ合金长时抗氧化性的影响分辨研究心“２２１；形变孪晶和孪晶交截研究ｍ１；Ｔｉ—ＡｌＦｉｇ．ＩＥｆｆｅｃｔｏｆＹａｄｄｉｔｉｏｎｔｈｅｌｏｎｇ—ｒｅｆｉｌｌｏｘｉｄａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｆｏｒｈｉｓｈＢｉｂ＋Ｎｂ系中原子分布的计算和实验研究、工程合金的发ｃｏｎｔａｉｎｉｎｇＴｉＡＩａｌｌｏｙ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２．１Ｎｂ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５一万 方数据第１期林均品等：ＴｉＡＩ基金属间化合物的发展３３６，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＞１０００ｏＣ）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２４６８１０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２Ｔｉ４５Ａ１８Ｎｂ９００℃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２ＡＥＳｅｌｅｍｅｎｔａｌｄｅｐｔｈｐｒｏｆｉｌｅｓｆｏｒｔｈｅｓｐｅｃｉｍｅｎｓｏｆＴｉ４５ＡＩＳＮｂ（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｏ：，降低空位浓度和氧的扩散。初始氧化后ａｌｌｏｙｏｘｉｄｉｚｅｄ９００℃ｉｎａｉｒｆｏｒ３ｍｉｎ．Ｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｅｂｅｔｗｅｅｎ形成了以Ａｌ：Ｏ，和（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｏ：为主的氧化物层（图２，ｔｈｅｏｘｉｄｅｌａｙｅｒａｎｄｔｈｅｓｕｂｓｔｒａｔｅｍａｒｋｅｄｂｙｓｏｌｉｄｌｉｎｅｓ图３氧化膜生长机制示意图Ｆｉｇ．３ＳｃｈｅｍａｔｉｃｉｌｌｕｓｔｒａｔｉｏｎｏｆｔｈｅｏｘｉｄｅＩⅫｔｌｅ２．２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—Ｎｂｉ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Ｔｉ２．３Ｎｂ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，Ａ１９Ｎｂ强韧化的理论基础包括：①Ｎｂ降低ＴｉＡＩ合金的层万 方数据中国材料进展第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．４ＴｈｅＨＲＴＥＭｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｖｉｅｗｅｄａｔ［０１０］，／／［１００］，１；ｉｎ—ｓｅｔ（ａ）ｓｈｏｗｓ¨ＩＦＦＴｉｍａｇｅｏｆｔｈｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｖｉｅｗｅｄａｔ［０１０］，／／［１００］一周５Ｔｉ一４８Ａｌ一１０Ｎｂ合金中ｙｌ相的显微组织Ｆ培５Ｔｈｅｍｉｃ＇ｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｔｈｅＴｉ一４８Ａｌ—ｌＯＮｂａｌｌｏｙｔａｋｅｎ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６ＭｉｎｉｍｕｍｃｒｅｅｐｒａｔｅｓｏｆｈｉｇｌｌＮｂ—ＴｔＡＩａｌｌｏｙａｎｄｃｏｎｖｅｎｔｉｏｎａｌＴｉＡＩａｌｌｏｙｓａｔ６７６—７６０℃ａｎｄｄｉｆｆｅｒｅｎｔａｐｐｌｉｅｄｓｔｒｅｓｓｅｓ万 方数据图７普通位错１／２＜１１０］钉扎Ｆｉｇ．７ＴｈｅｐｉｎｎｉｎｇｏｆＩ／２＜１ｌＯ］ｏｒｄｉｎａｒｙｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｍ图８孪晶变形和孪晶交截Ｆｉｇ．８Ｔｈｅｔｗｉｎｎｉｎｇａｎｄｔｗｉｎｉｎｔｅｒｓｅｃｔｉｏｎ由于Ｎｂ原子和Ａｌ原子的尺寸差异大，Ｎｂ／ＡＩ反位原子缺陷引起明显固溶强化，提高了位错运动热激活有效切变应力，从普通ＴｉＡＩ合金的２５ＭＰａ提高到１２７ＭＰａ。由于Ｎｂ促进普通位错的位错割阶钉扎，提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合金具有高的高温蠕变强度，高Ｎｂ—Ｔｉ灿合金具有很高的蠕变断裂塑性。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９Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｏｆｔｈｅｎｏｔｃｈｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙａｎｄｎｏｔｃｈｒａｄｉｕｓａｔｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｔｅｎｓｉｏｎｆｏｒｈｉ【ｇｈＮｂｃｏｎｔａｉｎｉｎｇＴｉＭａｌｌｏｙｓ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。万 方数据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ｏｆｍｉｃｒｏ—ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎｓ：Ｓｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎ，芦ｓｅｇ－ｒｅｇａｔｉｏｎａｎｄｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎｆｏｒｈｉｇｈＮｂｃｏｎｔａｉｎｉｎｇＴｉＭａｌｌｏｙ图１１多次锻造后的高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金锻饼（ａ）及组织（ｂ）Ｆｉｇ．１１Ｍｕｌｔｉ—ｓｔｅｐｉｓｏｔｈｅｒｍａｌｆｏｒｇｉｎｇｐａｎｃａｋｅｓ（ａ）ａｎｄｔｈｅｉｒｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ（ｂ）中国材料进展第２８卷Ｓｔａｆｉｎ８／％图１２多次锻造后的高Ｎｂ—ＴｉＡｌ合金的室温拉伸曲线Ｓｔｒｅｓｓ—ｓｔｒａｉｎｏｆｍｕｌｔｉ—ｓｔｅｐｉｓｏｔｈｅｒｍａｌｆｏｒｓｉｎｇｐａｎｃａｋｅｓ高Ｎｂ—ＴｉＡＩ合金机械性能可达到的主要技术指标：（１）２０℃下，坼≥７８０ＭＰａ，Ｒ。≥９００ＭＰａ，Ａ≥２％：（２）７６０℃下，略≥５５０ＭＰａ，Ｒ。≥７００ＭＰａ，Ａ≥５％：（３）８５０ｏＣ下，螂≥５００ＭＰａ，Ｒ。≥５５０ＭＰａ，Ａ≥１５％：（４）Ｋｌｃ≥１５ＭＰａｉｎ∽；（５）８１５℃下，Ｒ。＝７８０ＭＰａ，ｔ＝１００ｈ，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ＹＷ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ＮｂＴｉＡＩ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。ＲｅｆｅｒｅｎｃｅｓＣｕｏｌｉｎｎｇ（陈国良）．ＬｉｎＪｕｎｐｉｎ（林均品）．ＰｈｙｓｉｃａｌＭｅｔ－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，ＷａｇｎｅｒＲ．ＭｉｃｍｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆＴｗｏ—Ｐｈａｓｅｙ—ＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｕｍｉｎｉｄｅｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒＳｃｉＥｎｇ，１９９８万 方数据（１１２２）：１８７—２６８．［３］ＬｉｕｃＴ，ＭａｚｉｎｓｚＰＪ．ＭｉｃｍｓｔｒｕｃｔｕｒａｌＣｏｎｔｒｏｌａｎｄＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＤｕａｌ—ＰｈａｓｅＴｉＡＩＡｌｌｏｙｓ［Ｊ］．１删ａＵｉｃｓ，１９９８（６）：６５３—６６１．［４］ＫｉｍＹＷ（金永元），ＴａｄｅｕＣａｍｅｉｍ（大雕·卡内洛）．Ⅳ６ＨｉｇｈＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＡｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ（铌·高温应用）［Ｍ］．Ｂｅｉｊｉｎｇ：ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃｏｌＩｎｄｕｓｔｒｙＰｒｅｓｓ，２００５：１６７—１８５．［５］ＣｈｅｎＧｕｏｌｉａｎｇ（陈国良），ＺｈａｎｇＷｅｉｊｕｎ（张卫军），ＳｕｎＺｕｑｉｎｇ（孙祖庆），ｅｔａ１．Ｎｂ—ｎ—ＡｌＩｎｔｅｒｒｎｅｔａｌｌｉｃｓｆｏｒ峨咖Ｔｅｍｐｅｒａ—ｌｕｒｅＵｓｅ（铌钛孳ｆ｛系金属间化合物耐热高温材料），Ｃｈｉｎａ，ＺＬ９１１１１９５２．３［Ｐ］．１９９１—１２—３１．［６］ＣｈｅｎＧ，ＳｕｎＺ，Ｘｉｅｘ．ＡｄｖａｎｃｅｄＳｔｒｕｃｔｕｒａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ［Ｍ］．Ａｍｓｔｅｒｄａｍ，Ｎｏａｈ—ＨｏＨａｎｄ。Ｅｌｓｅｒｖｉｅｒ，１９９０：８０３—８１１．［７］ＣｈｅｎＧＬ，ＺｈａｎｇＷＪ，ＷａｎｇＹＤ，ｅｔａ１．ＳｔｒｕｃｔｕｒａｌＩｎｔｅｒｍｅｔａｌ－１／ｃ＿ｌｆＭ３．ＮｅｗＹｏｒｋ：１１ＩｌｓＰｕｂｌｉｃａｔｉｏｎ，１９９３：３１９—３２４．［８］ＫｉｍＹＷ．ＧａｍｍａＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｕｍｉｎｉｄｅｓ［Ｍ］．Ｗａｒｒｅｎｄａｌｅ，ＰＡ：ＴＭＳ，１９９５：６３７—６５４．［９］ＣｈｅｎＧｕｏｌｉａｎｇ（陈国良）．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ（金属间化合物）［Ｍ］．Ｂｅｉｊｉｎｇ：ＭｅｃｈａｎｉｃａｌＩｎｄｕｓｔｒｙＰｒｅｓｓ，１９９２．［１０］ＣｈｅｎＧＬ，ＷａｎｇＸＴ，ＮｉＫＱ，ｅｔａ１．Ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｔｈｅ１０００．１１５０ａｎｄｌ４００℃ＩｓｏｔｈｅｒｍａｌＳｅｃｔｉｏｎｏｆｔｈｅＴｉ—ＡＩ—ＮｂＳｙｓｔｅｍ［Ｊ］．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，１９９６（４）：１３—２２．［“］ＣｈｅｎＧＬ，ＷａｎｇＪＧ，ＷａｎｇＸＴ．Ｒｅｐｌｙｔｏｔｈｅ“ＣｏｍｍｅｎｔＩｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｔｈｅ１０００，ｌ１００，１４００℃ＩｓｏｔｈｅｒｍａｌＳｅｃｔｉｏｎｏｆｔｈｅＴｉ—Ａｌ—ＮｂＳｙｓｔｅｍ”ＰａｒｔＩ，ＯｒｄｅｒｉｎｇｏｆＮｂｉｎｙ—ＴｉＭａｎｄｙｌＰｈａｓｅ［Ｊ］．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａ／／／ｃｓ，１９９８（６）：３２３—３２７．［１２］ＣｈｅｎＧＬ，ＳｕｎｚＱ，ＺｈｏｕＸ．ＯｘｉｄａｔｉｏｎａｎｄＭｅｃｈａｎｉｃａｌＢｅ·ｈａｖｉｏｒｏｆＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｅＡｌｌｏｙｓｉｎｔｈｅＴｉ—Ｎｂ—Ａ１ＴｅｒｎａｒｙＳｙｓｔｅｍ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，１９９２（１５３）：５９７—６０１．［１３］ＣｂｅｎＧ，ＳｕｎＺ，Ｚｈｏｕｘ．ＯｘｉｄａｔｉｏｎｏｆＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓＡｌｌｏｙｓｉｎＴｉ—Ａｌ—ＮｂｔｅｒｎａｒｙＳｙｓｔｅｍ［Ｊ］．Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ，１９９２（４８）：９３９—９４６．［１４］ＺｈａｎｇＷＪ，ＣｈｅｎＧＬ，ＷａｎｇＹＤ，ｅｔａ１．ＣｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆＨｅａｔＲｅｓｉｓｔａｎｔＡｌｌｏｙｓＴｉｌＯＮｂ４５ＡＩａｎｄＴｉ４８ＮＩＭ８ＡＩ［Ｊ］．Ｓｏ＇Ｃ，ｌｕＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａ，１９９３（２８）：ｌｌｌ３一１１１８．［１５］ＺｈａｎｇＷＪ，ＣｈｅｎＧＬ，ＳｕｎｚＱ．ＯｘｉｄａｔｉｏｎｏｆＴｅｒｎａｒｙＴｉｌ８Ｎｂ４８Ａ１ａｎｄＴｉｌ０Ｎｂ４５Ａｌ［Ｊ］．蛳Ｍｅｔａａｕｒｇ／ｍ，１９９３（２８）：５６３—５６７．［１６］ＷａｎｇＪＧ，ＣｈｅｎＧＬ。ＳａｎＺＯ，ｅｔａ／．ＣｏｎｔｉｎｕｏｕｓＯｒｄｅｒｉｎｇｉｎｔｈｅＴｉＭ＋ＮｂＳｙｓｔｅｍ［Ｊ］．１ａｔｅｒｍａａＵｉｃｓ，１９９４（２）：３１—３６．［１７］ＷａｎｇＪＧ，ＣｈｅｎＧＬ．ＳｕｎＺＱ．ＰｈａｓｅＲｅｌａｔｉｏｎｓｉｎＴｉＭ＋ＮｂＳｙｓｔｅｍ［Ｊ］．ＪＭａｔｅｒＳｃｉＴｅｃｈｎｏｌ，１９９４（１０）：３５９—３３６．ＪＧ，ＳｕｎＺＱ．ＣｈｅｎＧＬ．ＳｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＮｅｗＯｒｄｅｒｅｄＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｅＣｏｍｐｏｕｎｄｉｎＴｉＡｌ＋ＮｂＳｙｓｔｅｍ［Ｊ］．ＡａａＭｅｔａＵＳｉｎｉｃａ。１９９４（３０）：５２５—５３０．ＧＬ，ＷａｎｇＪＧ，ＺｈａｎｇＬＱ，珂ａ１．ｓｔｒａｉｎＩｎｄｕｃｅｄ．ｓｔ３ｔｌｌｅ·ｒｕｒａｌＴｒａｎｓｉｔｉｏｎｏｆＩｎｔｅｒｆａｃｅｓａｎｄＴｗｉｎｉｎＨｏｔＤｅｆｏｒｍｅｄＤｕａｌ—ＰｈａｓｅｎＡｌＡｌｌｏｙ［Ｊ］．ＡｃｔａＭａａＵｕｒｇ／ｃａＳ／ｎ／ｃａ，１９９５（８）：Ｆｉｇ．１２４音７８７发动机上使用。美国Ｋｉｍ欧洲的一些国家用ＴｉＡＩ合金的排气阀，Ｒ—Ｒ公司早期发展４５—２—２ＸＤ铸造合金，后发展为Ｔｉ一４６Ａ１—５Ｎｂ低Ａｌ的ＴｉＡｌ合金叶片。域，除了叶片外，非转动部件、非受力轮盘、蒙皮等都可能应用。汽车的增压涡轮和排气阀等应用也成为发展的重点。近来又发展了多孔ＴｉＡｌ材料ｍ－４０ｌ。Ｔｉ一４８Ａ１抗氧化耐腐蚀新型ＴｉＡＩ合金Ｈ¨抗液锌腐蚀的能力约是传统材料的１０倍。参考文献（１８］Ｗａｎｇ［Ｉ］Ｃｈｅｎ［１９］Ｃｈｅｎ［２］Ａｐｐｅｌ第１期林均品等：ＴｉＡＩ基金属间化合物的发展３７２７３—２８６．［２０］ＺｈａｎｇＬＱ，ＣｈｅｎＧＬ，ＷａｎｇＪＧ，甜ａ／．Ｈｏｔ—Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ—Ｉｎｄｕｃｅｄｎ２／ＴＩｎｔｅｒｒａｃｉａｌＳｔｒｕｃｔｕｒｅｉｎＴｗｏ—Ｐｈａｓｅｙ—ＴｉＡＩ—ＢａｓｅｄＡｌｌｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＬｅｔｔｅｒｓ，１９９８（３６）：１３２—１３６．［２１］ＺｈａｎｇＬＱ，ＷａｎｇＪＧ，ＣｈｅｎＧＬ，ｅｔａ１．ＳｔｒｕｃｔｕｒａｌＣｈａｎｇｅｏｆＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎＴｗｉｎＢｏｕｎｄａｒｉｅｓｉｎＨｅａｖｉｌｙＤｅｆｏｒｍｅｄｙ—ＴｉＡｉ—ｂａｓｅｄＡｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ‰，２０００（４５）：３２０—３２５．［２２］ＺｈａｎｇＬＱ，ＷａｎｇＪＧ，ＣｈｅｎＧＬ．ｅｔａ１．Ｔｗｉｎ—Ｉｎｔｅｒｓｅｃｔｉｏｎ—ＲｅｌａｔｅｄＮａｎｏｔｗｉｎｎｉｎｇｉｎＨｅａｖｉｌｙＤｅｆｏｒｍｅｄｙ—ＴｉＡＩ—ＢａｓｅｄＡＨｏｙ［Ｊ］．ＰｈｉｌｏｓｏｐｈｉｃａｌＭａｇａｚｉｎｅＬｅｔｔｔｍ￥，１９９９（７９）：４９—５４．【２３］ＺｈａｎｇＬＱ，ＣｈｅｎＧＬ．ＴＥＭＩｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｏｆＴｗｉｎＩｎｔｅｒｓｅｃｔｉｏｎＩｎＴｉ－４５Ａ１—９Ｎｂ一２．５ＭｎＡｌｌｏｙＤｅｆｏｒｍｅｄａｔＲｏｏｍＴｅｍｐｅｒａ－ｔｕｒｅ［Ｊ］．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，２０００（８）：５３９—５４４．［２４］ＹｏｓｈｉｈａｒａＭ，ＫｉｍＹＷ．ＯｘｉｄａｔｉｏｎＢｅｈａｖｉｏｒｏｆＧａｍｍａＡｌｌｏｙｓＤｅｓｉｇｎｅｄｆｏｒＨｉｓｈＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＡｐｐｆｉｃａｆｉｏｎｓ［Ｊ］．１ｍｅｒｍｔｍｌｌｉｃｓ，２００５（１３）：９５２—９５８．【２５］ＺｈａｎｇＮｉｎｇ（张宁），ＬｉｎＪｕｎｐｉｎ（林均品），ＣｈｅｎＧｕｏｌｉａｎｇ（陈围良）．合金元素Ｙ对高铌ＴｉＡＩ高温长期抗氧化性的影响［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｅｒｏｎａｕｔｉｃａｌＭａｔｅｒｉａｌｓ（航空材料学报），２００６（２６）：４２—４５．［２６］ＺｈａｏＬＬ，ＬｉｎＪＰ，ＷａｎｇＹＬ，ｅｔａ１．Ｔｉ５０Ａ１和Ｔｉ４５Ａ１８Ｎｂ合金高温初期抗氧化性研究［Ｊ］．ＡｃｍＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａＳｉｎｉｃａ（金属学报），２００８（４４）：５５７—５６４．［２７］ＣｈｅｎＧＬ，ＺｈａｎｇＷＪ，ＬｉｕｚＣ，ｄａ１．ＧａｍｍａＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｕ．ｍｉｎｉｄｅｓ１９９９［Ｍ］．耽融如ＰＡ：ＴＭＳ，１９９９：３７１—３８０．［２８］ＣｈｅｎＧＬ，ＷａｎｇＪＧ，ＮｉＸＤ，ｅｔａ１．ＡＮｅｗＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃＣｏｍｐｏｕｎｄｉｎＴｉＡＩ＋ＮｂＣｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎＡｒｅａｏｆｔｈｅＴｉ—Ａｌ—ＮｂＴｅｒｎａｒｙＳｙｓｔｅｍ［Ｊ］．ＩｎｔｅｒｍｅｔａＵｉｅｓ，２００５（１３）：３２９—３３６．［２９］ＬｉｕＨＷ，ＹｕａｎＹ，ＬｉｕｚＧ，ｅｔａ１．ＴＥＭＣｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎｏｆｔｈｅＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎＲｅａｃｔｉｏｎｉｎＴｉ一４８Ａ１—１０ＮｂＡＨｏｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒ胁ＥｎｇＡ。２００５（４１２）：３２８—３３５．［３０］ＩｊｕＨＷ，ＬｕｏＣＰ，ＹｕａｎＹ，ｅｇａ１．ＩｎｔｅｒｐｒｅｔａｔｉｏｎｏｆｔｈｅＭｏｒ－ｐｈｏｌｏｇｙａｎｄＣｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｙｏｆＰｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｙｌ—Ｔｉ４Ｎｂ３Ａ１９ｉｎＬ１０一ＴｉＡｌ（Ｎｂ）一ＢａｓｅｄＩｍｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓｂｙＩｎｖａｒｌａｎｔＬｉｎｅＴｈｅｏｒｙ［Ｊ］．Ｉｎｕｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，２００７（１５）：ｌ４９７—１５０３．［３１］ＳｏｎｇＸＰ，ＣｈｅｎＧＬ．ＤｅｔｅｒｍｉｎａｔｉｏｎｏｆｔｈｅＳｔａｃｋｉｎｇＦａｕｈＥｎｅｒ－ｇｙｉｎＩＩｉｇｌｌ—Ｎｂ—ＴｉＡＩ［Ｊ］．Ｊｏｌ舢ｚ矿ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅＬｅｔｔｅｒｓ，万 方数据２００１（２０）：６５９—６６１．［３２］ＶｉｇｕｉｅｒＢ，ＨｅｍｋｅｒⅪ，ＢｏｎｎｅｖｉｌｌｅＪ，ｅｔａ１．ＭｏｄｅｌｌｉｎｇｔｈｅＦｌｏｗＳｔｒｅｓｓＡｎｏｍａｌｙｉｎｙ—ＴｉＡｌ．Ｉ．ＥｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌＯｂｓｅｒｖａｔｉｏｎｓｏｆＤｉｓｌｏｃａｔｉｏｎＭｅｃｈａｎｉｓｍｓ［Ｊ］．ＰｈｉｌＭａｇＡ，１９９５（７１）：ｌ２９５一ｌ３１２．［３３］Ｆｒｏ＂‘ｂｅｌＵ，ＡｐｐｅｌＦ．ＳｔｒａｉｎＡｇｅｉｎｇｉｎ７（ＴｉＡｌ）一Ｂａｓｅｄａｎｄａ２（ＴＤＡＩ）ＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｕｍｉｎｉｄｅｓ［Ｊ］．Ｉｎｔｅｒｍｅｍ／／ｉｃｓ，２００６（１４）：ｌ１８７—１１９３．［３３］ＸｕＸＪ，ＬｉｎＪＰ，ＷａｎｇＹＬ，ｅｔａ１．ＯｎｔｈｅＭｉｃｒｏｓｅｇｒｎｇａｔｉｏｎｏｆＴｉ一４５Ａ１一（８—９）Ｎｂ一（Ｗ，Ｂ，Ｙ）ＡＨｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＬｅｔ—ｔｅｒｓ，２００７（６１）：３６９—３７３．［３４］ＸｕＸＪ，“ｎＪＰ，ＷａｎｇＹＬ，ｅｔａ１．ＤｅｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙａｎｄＭｉｃｒｏ－ｓｔｒｕｃｔｕｒｅＴｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆＰｉｌｏｔＩｎｇｏｔｏｆＴｉ一４５Ａ！一（８—９）Ｎｂ一（Ｗ，Ｂ，Ｙ）ＡＨｏｙ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇ／ｎｅｅｒ／ｎｇＡ，２００６（４１６）：９８—１０３．［３５］ＬｉｎＪＰ，ＸｕＸＪ，ＷａｎｇＹＬ，ｅｔａ１．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＴｅｎｓｉｌｅＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＡｓ—ＣａｓｔＴｉ一４５Ａ１一（８—９）Ｎｂ一（Ｗ，Ｂ，Ｙ）Ａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，２００６（４１４）：１３１一１３６．［３６］ＸｕＸＪ，ＬｉｎＪＰ，ＷａｎｇＹＬ，以ａ１．ＥｆｆｅｃｔｏｆＦｏＩｇｉｎｇＭｉｃｒｏ．ｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＴｅｎｓｉｌｅＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉ一４５ＡＩ一（８—９）Ｎｂ一（Ｗ，Ｂ，Ｙ）Ａｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆａｌｂｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，２００６（４１４）：１７５—１８０．［３７］ＸｕＸＪ，ＸｕＬＨ，ＬｉｎＪＰ，ｅｔａ／．ＰｉｌｏｔＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇａｎｄＭｉｃｒｏ－ｓｔｒｕｃｔｕｒｅＣｏｎｔｒｏｌｌｉｎｇｏｆＨｉｇｈＮｂＣｏｎｔａｉｎｉｎｇＴｉＡＩＡＨｏｙ［Ｊ］．ＩｎｔｅｒｍｅｔａＵｉｃｓ，２００５（１３）：３３７—３４１．［３８］ＬｉｕｚＣ，ＬｉｎＪＰ，“ＳＪ，ｅｔａ１．ＥｆｆｅｃｔｏｆＡ１ａｎｄＮｂＣｏｎｔｅｎｔｓｔｈｅＭｉｃｍｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓａｎｄＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉＡｉＢａｓｅｄＡｌｌｏｙｓ［Ｊ］．ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，２００２（１０）：６５３—６５９．［３９］ＷａｎｇＹＨ，ＬｉｎＪＰ。ＨｅＹＨ，甜ａ１．ＥｆｆｅｃｔｏｆＮｂＰｏｒｅＳｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＴｅｎｓｉｌｅＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉ一４８Ａ１ＣｅｌｌｕｌａｒＡｌｌｏｙ［Ｊ］．ＪＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ，２００８（４５６）：２９７—３０３．［加］ＨｅＹＨ，ＪｉａｎｇＹ，ＨｕａｎｇＢＹ，ｅｔａ１．ＦａｂｒｉｃａｔｉｏｎｏｆＴｉ—Ａ１Ｍｉｃｒｏ／ＮａｎｏＳｉｚｅｄＰｏｒｏｕｓＡｌｌｏｙｓＴｈｒｏｕｇｈｔｈｅＫｉｒｋｅｎｄａｌｌＥｆｆｅｃｔ［Ｊ］．ＡｄｖａｎｃｅｄＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００７（１９）：２１０２—２１０６．［４１］ＷａｎｇＷＪ，ＬｉｎＪＰ，ＷａｎｇＹＬ，ｅｔａ／．ＩｓｏｔｈｅｒｍａｌＣｏｒｒｏｓｉｏｎＴｉＡＩ—ＮｂＡｌｌｏｙｉｎＬｉｑｕｉｄＺｉｎｃ［Ｊ］．ＭａｔｅｒＳｃｉＥｎｇＡ，２００７（４５２—４５３）：１９４—２０１．TiAl基金属间化合物的发展
作者：作者单位：刊名：英文刊名：年，卷(期)：被引用次数：
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