耐熱鈦合金

適于在400℃以上使用的鈦合金。耐熱鈦合金在高溫下具有足夠高的瞬時拉伸、蠕變和疲勞強度，還具有密度低、高溫長時間暴露合金組織結構穩定、抗氧化和抗熱鹽應力腐蝕等特點。耐熱鈦合金具有的這些性能和特點，決定它可用于制造航空發動機風扇、壓氣機葉片、盤、鼓筒，以及飛機結構件。(見彩圖插頁第12頁)已得到使用的耐熱鈦合金有固溶強化的a+B型、近a型鈦合金。a+B型耐熱鈦合金含有釩、鉬、鈮等B穩定元素，在平衡狀態下，合金有較多數量的體心立方B相(一般體積分數不超過10％)，因此使合金在高溫下不僅顯示高的強度，而且具有足夠的塑性。已得到使用的d+B型耐熱合金有Ti一5Al一2cr一2Mo一1Fe(前蘇聯的BT3—1、中國的TC6)和Ti一6.5A1—3.5Mo一2Zr—0.3Si(前蘇聯BT9、中國的Tcll)等合金。與a+B型合金比較，近a型合金含有少量的B穩定元素，在平衡狀態下合金有更多數量的六方a相。a相具有致密的六方結構，其擴散激活能較高，擴散系數要比B相低2個數量級，因此近a型合金具有良好的抗蠕變、結構穩定和抗氧化性能。少量的B穩定元素可提高合金在高溫下的強度和塑性。由于近a型合金具有這些良好的綜合性能，而使其成為耐熱鈦合金的主要合金體系，在耐熱鈦合金中占有多數，如：Ti一8A1—1Mo一1V(美國的Ti一811)、Ti一2.25Al—llSn一：5Zr一1Mcr0.2Si(英國的IMl679)、Ti一6Al一2Sn一4z卜2Mc}(美國的Ti一6242)和Ti一6Al一3Zr一3Sn一1Nb一0.5Mo—0.3Si(英國的IMl829)合金。

固溶強化的耐熱鈦合金在向使用溫度高于550℃的發展過程中遇到了一定的困難。對近a型合金來說，為保證合金在較高溫度下具有足夠的熱強性，則需要添加較高含量的鋁、錫、硅等合金元素，但同時由于鋁、錫促使有序結構a2相的形成，硅促使硅化物的析出和長大，而使合金的室溫拉伸塑性大幅度下降。在更高溫度下，合金中殘留B相分解和合金表面氧化，形成較厚富氧層，也是導致合金室溫拉伸塑性下降的重要原因。發展使用溫度高于550℃的固溶強化耐熱鈦合金，最重要的課題是解決合金熱強性與熱穩定性的矛盾。在這方面的研究中，20世紀70年代，美國羅森堡提出的經驗鋁當量公式：％Al+1／3(％Sn)+1／6(％zr)+4(％sD+10(％0)≤8，可使合金的熱強性和熱穩定性得到兼頤。根據該公式并通過硅、碳等合金元素的強化作用以及熱加工和熱處理工藝控制，先后研制出幾種500～600℃使用的耐熱鈦合金，如已得到使用的Ti一6Al一3Zi一3Sn一1Nb—0.5Mo—0.3Si(英國的IMl829)，其最高使用溫度可達540℃。正在進行裝機試驗的Ti一6Al一4.5Sn一4Zr1Nb—0.5Mo—0.4si0.02Fe—0.05C(英國的IMl834)，其最高使用溫度可達600℃；正在進行材料評價的Ti一6Al一2.27Sn～4Zr一0.4Mo—0.05Si—0.02F、e(美國的Ti1100)。

隨著溫度提高，固溶強化耐熱鈦合金的熱強性下降趨勢劇增，合金組織結構更加不穩定，合金表面氧化也更加嚴重。因此，發展溫度高于600℃的耐熱鈦合金，受到固溶強化方式的限制。人們期望采用Ti3Al，TiAl等金屬間化合物作為新型耐熱鈦合金的基體。它們具有高的彈性模量、強度、抗蠕變和抗氧化性能。TbAl有可能使用到。700℃以上，而TiAl有可能使用到900℃以上。但是，Ti3Al(DO19)和TiAl(L10)的長程有序結構，不能提供足夠的滑移系和位錯運動困難，而使合金在室溫下表現為脆性。這是妨礙這種新型材料應用的關鍵問題。對Ti3A1和TiAl的韌化是當代材料科學研究中的一個重要課題。使Ti3A1合金的室溫拉伸伸長率達到2％～5％，甚至大于5％的途徑是通過添加鈮、鉬、釩等B穩定元素，使合金成為a：+B兩相合金，并通過熱加工和熱處理工藝控制，使合金晶粒和組織得到細化。有代表性的兩個合金是：美國研制的Ti一14Al一21Nb和Ti一14Al一21Nb一3V一2Mo合金。用它們制備的一些典型結構件已在航空發動機上進行試車。可使TiAl合金的室溫拉伸伸長率達到1％～3％的途徑是，在含有少量a2的a2+7兩相合金中添加少量的釩、錳、鉻等元素，使合金的組織得到細化，并通過形變熱處理控制顯微組織。

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