耐热钛合金

适于在400℃以上使用的钛合金。耐热钛合金在高温下具有足够高的瞬时拉伸、蠕变和疲劳强度，还具有密度低、高温长时间暴露合金组织结构稳定、抗氧化和抗热盐应力腐蚀等特点。耐热钛合金具有的这些性能和特点，决定它可用于制造航空发动机风扇、压气机叶片、盘、鼓筒，以及飞机结构件。(见彩图插页第12页)已得到使用的耐热钛合金有固溶强化的a+B型、近a型钛合金。a+B型耐热钛合金含有钒、钼、铌等B稳定元素，在平衡状态下，合金有较多数量的体心立方B相(一般体积分数不超过10％)，因此使合金在高温下不仅显示高的强度，而且具有足够的塑性。已得到使用的d+B型耐热合金有Ti一5Al一2cr一2Mo一1Fe(前苏联的BT3—1、中国的TC6)和Ti一6.5A1—3.5Mo一2Zr—0.3Si(前苏联BT9、中国的Tcll)等合金。与a+B型合金比较，近a型合金含有少量的B稳定元素，在平衡状态下合金有更多数量的六方a相。a相具有致密的六方结构，其扩散激活能较高，扩散系数要比B相低2个数量级，因此近a型合金具有良好的抗蠕变、结构稳定和抗氧化性能。少量的B稳定元素可提高合金在高温下的强度和塑性。由于近a型合金具有这些良好的综合性能，而使其成为耐热钛合金的主要合金体系，在耐热钛合金中占有多数，如：Ti一8A1—1Mo一1V(美国的Ti一811)、Ti一2.25Al—llSn一：5Zr一1Mcr0.2Si(英国的IMl679)、Ti一6Al一2Sn一4z卜2Mc}(美国的Ti一6242)和Ti一6Al一3Zr一3Sn一1Nb一0.5Mo—0.3Si(英国的IMl829)合金。

固溶强化的耐热钛合金在向使用温度高于550℃的发展过程中遇到了一定的困难。对近a型合金来说，为保证合金在较高温度下具有足够的热强性，则需要添加较高含量的铝、锡、硅等合金元素，但同时由于铝、锡促使有序结构a2相的形成，硅促使硅化物的析出和长大，而使合金的室温拉伸塑性大幅度下降。在更高温度下，合金中残留B相分解和合金表面氧化，形成较厚富氧层，也是导致合金室温拉伸塑性下降的重要原因。发展使用温度高于550℃的固溶强化耐热钛合金，最重要的课题是解决合金热强性与热稳定性的矛盾。在这方面的研究中，20世纪70年代，美国罗森堡提出的经验铝当量公式：％Al+1／3(％Sn)+1／6(％zr)+4(％sD+10(％0)≤8，可使合金的热强性和热稳定性得到兼颐。根据该公式并通过硅、碳等合金元素的强化作用以及热加工和热处理工艺控制，先后研制出几种500～600℃使用的耐热钛合金，如已得到使用的Ti一6Al一3Zi一3Sn一1Nb—0.5Mo—0.3Si(英国的IMl829)，其最高使用温度可达540℃。正在进行装机试验的Ti一6Al一4.5Sn一4Zr1Nb—0.5Mo—0.4si0.02Fe—0.05C(英国的IMl834)，其最高使用温度可达600℃；正在进行材料评价的Ti一6Al一2.27Sn～4Zr一0.4Mo—0.05Si—0.02F、e(美国的Ti1100)。

随着温度提高，固溶强化耐热钛合金的热强性下降趋势剧增，合金组织结构更加不稳定，合金表面氧化也更加严重。因此，发展温度高于600℃的耐热钛合金，受到固溶强化方式的限制。人们期望采用Ti3Al，TiAl等金属间化合物作为新型耐热钛合金的基体。它们具有高的弹性模量、强度、抗蠕变和抗氧化性能。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)的长程有序结构，不能提供足够的滑移系和位错运动困难，而使合金在室温下表现为脆性。这是妨碍这种新型材料应用的关键问题。对Ti3A1和TiAl的韧化是当代材料科学研究中的一个重要课题。使Ti3A1合金的室温拉伸伸长率达到2％～5％，甚至大于5％的途径是通过添加铌、钼、钒等B稳定元素，使合金成为a：+B两相合金，并通过热加工和热处理工艺控制，使合金晶粒和组织得到细化。有代表性的两个合金是：美国研制的Ti一14Al一21Nb和Ti一14Al一21Nb一3V一2Mo合金。用它们制备的一些典型结构件已在航空发动机上进行试车。可使TiAl合金的室温拉伸伸长率达到1％～3％的途径是，在含有少量a2的a2+7两相合金中添加少量的钒、锰、铬等元素，使合金的组织得到细化，并通过形变热处理控制显微组织。

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