第8章TiAl系金属间化合物

TiAl系金属间化合物球型预合金粉末制备及粉末冶金工艺研究
TiAl系金属间化合物球型预合金粉末制备及粉末冶金工艺研究
成功制备了Ti-46Al-2Cr-2Nb-0.2B-0.1W(原子分数)球型预合金粉末,并对粉末的特性进行了研究.在随后的粉末冶金技术研究中,运用热等静压技术得到了组织细小、均匀的粉末TiAl系金属间化合物,但材料的伸长率很低.经热处理后,材料的伸长率达到了2.5%.
作者：郎泽保崔玉友王亮徐磊张绪虎 Lang Zebao Cui Yuyou Wang Liang Xu Lei Zhang Xuhu 作者单位：郎泽保,王亮,张绪虎,Lang Zebao,Wang Liang,Zhang Xuhu(航天材料及工艺研究所,北京,100076)
崔玉友,徐磊,Cui Yuyou,Xu Lei(中国科学院金属研究所,沈阳,110016)
刊名：宇航材料工艺ISTIC PKU英文刊名：AEROSPACE MATERIALS & TECHNOLOGY 年，卷(期)：2007 37(6) 分类号：V4 关键词：TiAl金属间化合物球型预合金粉末粉末冶金。

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’。

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)。

收稿日期:2007-09-30作者简介:郎泽保,1975年出生,硕士,主要从事粉末冶金的研究T iA l 系金属间化合物球型预合金粉末制备及粉末冶金工艺研究郎泽保1崔玉友2王 亮1徐 磊2张绪虎1(1 航天材料及工艺研究所,北京 100076)(2 中国科学院金属研究所,沈阳 110016)文 摘 成功制备了T i-46A l-2Cr-2Nb-0.2B -0.1W (原子分数)球型预合金粉末,并对粉末的特性进行了研究。

在随后的粉末冶金技术研究中,运用热等静压技术得到了组织细小、均匀的粉末T i A l 系金属间化合物,但材料的伸长率很低。

经热处理后,材料的伸长率达到了2.5%。

关键词 T i A l 金属间化合物,球型预合金粉末,粉末冶金Production of Pre -A lloyed Ga mma T itani u m A lu m i ni deSpherical Po wder and P /M Processi ngLang Zebao 1Cui Yuyou 2W ang L iang 1Xu Lei 2Zhang Xuhu1(1 A erospace R esearch Institute o fM ater i a ls&P rocessi ng T echno l ogy ,Be iji ng 100076)(2Institute ofM e tal R esearch Ch i nese A cademy o f Science ,Shenyang 110016)Abst ract Pre -alloyed ga mm a titaniu m alu m inide spherical po w ders w ith co m position T i-46A l-2Cr-2Nb-0.2B-0.1W (a%t )have been successfully produced by PI G A.The characteristics of prealloyed ga mm a titan i u m alum i n i d e po w ders have been investigated .I n t h e further P /M processi n g ,ga mm a titani u m alum i n i d e co m pact w ith fi n e and ho m ogeneous m icrostr ucture has been obta i n ed by H I P ,alt h ough elongati o n of the co m pact is poor .A fter heat treat m en,t the elongati o n of the co m pact has reached 2.5%.K ey w ords T itan i u m alum i n i d e ,Spherical pre -all o yed po w ders ,P /M 1 前言T i A l 系金属间化合物具有轻质、高强,900 下抗氧化性能好等特点,因此被认为是研制超音速飞行器中最合适的备选材料之一[1~3]。

TiAl金属间化合物的合金设计及研究现状摘要：介绍了TiAl合金的研究背景与应用前景；论述了该类台金的成分设计与组织设计，指出和金元素的加入对其性能的影响；分析了该类合金的几种常用成形方法，并指出了各自的优点和缺点。

关键词：TiAl合金合金设计相图计算成形技术1、前言高温结构材料的研究、发展和应用是和航空、航天工业的发展息息相关的，也是21世纪航空航天推进系统实现革命性变革和发展的关键因素。

对于航空发动机而言，发动机的温度和空气压缩比与燃料消耗速率和发动机的推力直接相关，提高工作温度和减轻发动机部件的质量足改善现有发动机的性能、研究高推重比新型发动机的两项主要措施。

TiAl合金有金属键和共价键共存，使之兼有金属与陶瓷的性能，如高熔点、低密度、高弹性模量、好的高温强度（700~900℃）、好的阻燃能力、好的抗氧化性等优点，是一种很具应用前景的新型轻质耐高温结构材料。

这主要体现在三个方面：第一，TiAl合金具有高弹性模量，比目前应用的结构材料高约50%，用TiAl合金制成的高温结构件能够承受更高频率的振动；第二，合金在600~800℃具有良好的抗蠕变能力，有潜力替代密度大的Ni基超合金作为一些部件的材料；第三，TiAl合金具有很好的阻燃性能，与Ni基超合金相当，可以替代价格昂贵的阻燃性Ti基合金部件。

TiAl合金主要应用于航空航天及汽车领域，如发动机用高压压缩机叶片、低压涡轮、过渡导管梁、排气阀、喷嘴等［1,2］。

适宜的合金成分和组织结构是获得好性能的前提，合理的成形技术是获得较好性能产品的必要手段。

近年来，通过成分优化、组织控制以及改善加工工艺等方法，使TiAl合金的室温塑性、强度、断裂韧性、蠕变性能以及抗氧化性能等都得到普遍提高［3,4］。

本文综述了TiAl合金成分结构设计、相图方法设计和成形技术，并提出其应用的研究现状。

2、TiAl合金成分设计工程应用的TiAl合金主要由大量的γ-TiAl（L10型结构）和少量的α2-TiAl （DO19型结构）组成。

摘要Ti-Al合金是一类倍受人们关注的重要材料，由于它具有优异的物理性能，因此它在航空航天、汽车制造等领域有着广泛而重要的应用。

在Ti-Al合金的设计和应用中，往往需要对其有关力热性能和电子结构有较深入的了解和掌握，因此“Ti-Al金属间化合物的力热性能及其能带计算”论文具有重要的理论意义与价值。

本文针对Ti-Al合金中的TiAl、TiAl2、TiAl3、Ti3Al金属间化合物的有关力热性能和能带，采用基于密度泛函理论的第一性原理以及Materials Studio软件中的CASTEP软件包进行了理论计算。

在计算过程中，首先利用广义梯度近似（GGA）中的PBE方法，对晶体的结构进行了几何优化，得出了平衡晶格常数。

在此基础上，利用生成热和结合能相应的公式，计算得到了四种金属间化合物的生成热、结合能的具体数值。

利用广义梯度近似（GGA）中的PW91方法对Ti-Al合金的各个相的弹性系数进行计算。

以及对电子能带和电子态密度曲线进行了计算，并对计算结果进行了理论分析。

计算结果表明：在上述四种金属间化合物中，由生成热、结合能的计算结果比较得出，在Ti-Al合金的四个相中Ti3Al的合金化形成能力最强，而且结构也最稳定，通过对弹性系数的计算结果分析得出四种相的各种弹性系数，其中Ti3Al相呈韧性，且抗变形能力最强，刚性也最强，体现出良好的综合力学性能。

通过能带、态密度的计算与分析得出，上述四种合金都属于金属性材料，但是TiA13相的金属性较其另三种材料弱一些。

其结果与其他学者实验及理论研究的结果基本相符。

本文的计算结果为相关的理论及应用研究提供了有益的参考。

关键词：Ti-Al合金，密度泛函理论，第一性原理，热力性能，电子结构AbstractTi-Al alloy is one of the most important materials,which has been widely used because of its excellent physical properties.In the design and application of Ti-Al alloy, often need to have a deeper understanding and mastery of the relevant mechanical and thermal properties and electronic structure,Therefore,the paper has important theoretical significance and value in the calculation on mechanical and thermal propertiesand energy band of intermetallic compounds in Ti-Al.The mechanical and thermal properties and energy band of the intermetallic compounds TiAl,TiAl2,TiAl3and Ti3Al in the Ti-Al alloys were theoretically calculated based on density functional theory(DFT)and first principles,using the software package of CASTEP of Materials Studio.In the process of calculation,firstly,the crystal structure of GGA is optimized by using the PBE method in the generalized gradient approximation. On this basis,the formation enthalpy and cohesive energy of four kinds of intermetallic compounds were calculated by using the corresponding formulas of heat and energy.The elastic coefficient of each phase of Ti-Al alloy was calculated by the PW91method in the generalized gradient approximation(GGA).The electron energy band and electron state density curves are calculated,and the results are theoretically analyzed．The calculation results show that the compounds in the four kinds of metal,the heat of formation,the binding energy calculation results shows that the formation of the strongest in the four phase of Ti-Al alloy Ti3Al alloy,and the structure is the most stable,through the calculation of the elastic coefficient of the four phase of the analysis of various elastic coefficient.The Ti3Al phase is toughness,and anti deformation ability is the strongest, rigidity is also the strongest,shows good mechanical properties.Through the calculation and analysis of the energy band and the density of States,the above four kinds of alloys belong to metallic materials,but the metallicity of TiA13is weaker than that of the other three materials.These results are consistent with the conclusions given by other criteria.The results of this paper provide a useful reference for the relevant theoretical and applied research.Key words：Ti-Al alloy,density functional theory,first principle,thermal performance，electronic structure目录摘要 (I)Abstract (II)第1章绪论 (1)1.1钛铝合金的特点和研究现状 (1)1.1.1钛、铝的基本特点 (1)1.1.2钛合金的基本特点 (3)1.1.3钛铝合金的结构及分类 (4)1.1.4Ti-Al合金的研究与发现 (4)1.2Ti-Al合金的应用前景 (5)1.3本课题目的、意义与工作设想 (7)1.3.1本课题目的 (7)1.3.2选题意义 (7)1.3.3工作设想及目标 (8)第2章密度泛函理论及Materials Studio软件 (9)2.1多粒子体系的Schrdinger方程 (9)2.2玻恩-奥本海默近似 (10)2.3哈特利-福克近似 (10)2.4密度泛函理论 (12)2.4.1霍亨伯格—孔恩定理 (12)2.4.2孔恩-沈吕九方程 (13)2.5局域密度近似（LDA）和广义梯度近似（GGA） (13)2.5.1局域密度近似（LDA） (13)2.5.2广义梯度近似（GGA） (14)2.6常用赝势 (15)2.7第一性原理 (15)2.8Materials Studio计算软件 (15)第3章Ti-Al合金的力热性能的计算 (18)3.1计算方法 (18)3.2计算模型 (19)3.3力热性能计算结果与分析 (21)3.3.1平衡晶格常数 (21)3.3.2生成热与结合能 (22)3.3.3弹性性质计算结果与分析 (23)3.4小结 (24)第4章Ti-Al合金的电子结构的计算 (25)4.1TiAl合金的电子结构计算及其分析 (25)4.2TiAl2合金的电子结构计算及其分析 (27)4.3TiAl3合金的电子结构计算及其分析 (29)4.4Ti3Al合金的电子结构计算及其分析 (31)4.5小结 (33)第5章结论 (35)参考文献 (36)在学研究成果 (39)致谢 (40)第1章绪论1.1钛铝合金的特点和研究现状1.1.1钛、铝的基本特点钛作为一种重要的结构金属在上世纪五十年代得到了大力发展，钛合金因为具有耐高温、耐腐蚀性强、强度高等优异的物理性能，从而被许多国家广泛研究与应用。

第20卷第2期1999年5月 兵工学报ACTA ARMAMEN TARIIVol.20No.2May　1999Ti-Al系金属间化合物的价电子结构及其合金化行为3李文　刘贵富 孔晓华 (长春大学,吉林长春,130022) (中国科学院长春应用化学研究所)摘要　由固体和分子经验电子理论(EET)分析了Ti-Al系金属间化合物合金化前后的价电子结构,再计算了该系合金各相的均匀变形因子α和解理能G c值,据此分析了合金化对该系金属间化合物脆性的影响。

结果表明,常量合金化元素Nb使Ti3Al基合金的α2相无序化,增加了韧的第二相,减弱了Ti-Ti共价键,综合导致α和G c值增大,使Ti3Al的脆性有本质改善;微量合金化元素Mn减弱了TiAl基合金的Al-Al共价键,并诱发孪生,使α和G c有所提高,在一定程度上降低了TiAl的脆性;TiAl3极低的α和G c导致恶劣的本征脆性,Mn也难以改变其脆性本质。

关键词　Ti-Al系;价电子结构;脆化;合金化Ti-Al系金属间化合物具有低密度、高强度和优良的高温性能,是最有前途的新型高温结构材料[1],其中Ti3Al又是目前唯一进入成熟应用阶段的一种[2]。

但它们也有其它金属间化合物普遍存在的缺点———室温脆性,因此对它们的脆性本质和韧化技术进行研究是解决其投入实际应用的基础和关键。

合金化是改善它们脆性的一个主要手段,但研究大多仍沿用传统的“试差法”(Trial and error method),事倍功半,且合金化的本质作用并不清楚。

目前,金属间化合物的研究已深入到电子结构层次,仅就Ti-Al系而言,研究了对TiAl、Ti3Al、TiAl3电子结构的影响[3～5]。

本文试图应用固体和分子经验电子理论[6](The empirical electron theory of solids and molecules,EET)在价电子结构层次分析合金化对Ti-Al系金属间化合物脆性的本质影响,也为在实际工艺中通过合金化改善其脆性提供理论参考。

钛铝金属间化合物钛铝金属间化合物的分类钛的熔点为1720℃，钛存在两种同素异构体，当温度低于882℃时其晶格结构呈密排六方排列，称为α钛；当温度达到882℃以上时呈体心立方结构，称为β钛[24]。

在钛的上述两种结构同素异构体的基础上，添加适当的Al、Sn、Zr、V、Mo、Mn、Fe、Cr、Cu、Si等合金元素，使其相组分含量逐渐改变可得到不同类型的钛铝金属间化合物。

图1-1为钛铝金属间化合物的二元合金相位图。

图1-1 钛铝金属间化合物的二元合金相位图如图1-1所示，Al原子百分含量小于10%的金属间化合物称为钛基合金。

钛基合金分为以下三类：α钛合金，（α+β）钛合金和β钛合金。

目前，世界上已研制出的钛基合金有数百种，较常用的合金有20～30种，如Ti-6Al-4V、Ti-5Al-2.5Sn、Ti-2Al-2.5Zr、Ti-32Mo、Ti-Mo-Ni等。

Al原子百分含量大于10%的金属间化合物称为钛铝基合金。

钛铝基合金有多种金属间化合物，主要有Al含量较少的Ti3Al（α2）和Al含量较多的TiAl（γ）两种。

根据Al原子百分含量的不同，TiAl又可分为γ单相合金(原子分数x(Al) ≥49%)和γ+α双相合金(x(Al)<49%)[25]。

其中Ti3Al由于钛的百分含量较多，密度(4.2g／cm3)比TiAl重，且抗氧化性差。

但Ti3Al加入Nb等化合物后可以使延性变好，在美国已作为制造发动机部件的材料[27]。

Ti和Al的原子比为1：1的γ-TiAl 是钛铝金属间化合物的代表化合物，晶体结构属于有序面心正方结构。

γ-TiAl的密度低、强度高、高温性能好，但其室温脆性极其显著。

典型的钛铝金属间化合物除了TiAl和Ti3Al之外还有TiAl3。

TiAl3是含铝量最多的钛铝金属间化合物，其密度(3.3g／cm3)比TiAl还轻，其抗氧化性能随着Al含量的增加也都得到了明显的改善，但由于其固溶范围非常狭窄又难于制作，延性也不好，所以该合金现在还处于基础研究阶段，尚未实现应用[28]。

项目名称：轻质高温TiAl金属间化合物合金及其制备加工的科学技术基础首席科学家：林均品北京科技大学起止年限：2011.1至2015.8依托部门：教育部二、预期目标1总体目标：获得新型轻质高温TiAl合金及其制备与加工技术基础，促进其产业化和应用，满足国家经济和社会发展对轻质高温材料的重大需求。

即采用低密度的新型高温材料替代现有的高温合金，以降低重量；另一方面采用新型轻质高温材料可以大幅度降低燃料消耗。

发展新型轻质高温材料可以大幅度提升我国民用工业和航空航天等工业的水平，有效减少能源消耗、实现社会可持续发展。

在高温TiAl合金设计理论基础及强韧化机制、高温TiAl合金凝固过程组织及缺陷的调控机制、高温TiAl合金粉末冶金制备过程的流变塑变理论、针对金属间化合物特性建立性能表征方法和评价体系研究上获得突破。

在此基础上，发展和形成高温TiAl合金材料制备与成形加工整套技术的科学基础，主要包括：高温TiAl合金不同使用条件下材料成分和组织优化，高洁净度铸锭的制备新熔炼技术基础、铸锭的热加工新技术、部件熔模精密铸造特殊技术、冷坩埚定向凝固新技术、高性能粉末冶金板材的新技术。

同时制备出各种全尺寸样件，为进一步向部件性能测试试验发展打下基础。

以铸造叶片为重点，突破从小试样到批量生产的瓶颈关键技术基础。

针对铸造、热变形和粉末冶金三类加工技术发展的高温TiAl合金的材料成分范围为：Ti-（44-46）Al - （6-9）Nb-（0 -2.5）W, B, Y, Mn （这些元素都是微量元素，只有Mn可高到2.5）对于铸造合金：Nb 含量取低限，添加B（稍高含量）、Y 和Mn等；对于变形合金：Nb 含量取中间值，添加W、B（较低含量）、Y等；对于粉末冶金板材：Nb 含量取高限，添加W、Y，Mn等。

高温TiAl合金使用温度达到900 ℃，900 ℃的抗氧化性按航标达到抗氧化级，对于三种典型部件：铸造叶片样件: 尺寸为长350-400mm、宽50-70mm900 ℃强度达到450 MPa，室温拉伸塑性1-2%；锻件: 尺寸为直径400-600mm、厚50-100mm900 ℃强度达到400 MPa，室温拉伸塑性大于2%；粉末板材：宽度400-500mm、厚1-2mm；900 ℃强度达到400 MPa，室温拉伸塑性2-3%。

金属间化合物的发展现状昆明理工大学材料科学与工程学院------以TiAl基金属间化合物为例摘要：本文通过对TiAl基金属间化合物的发展历史，显微组织，性能，最新的生产工艺、应用及未来发展趋势的简单介绍，阐述TiAl基金属间化合物的发展现状。

关键词：TiAl 金属间化合物发展史显微组织性能工艺应用发展趋势1、前言金属间化合物以其优异的耐高温、抗氧化、耐磨损等优良特性，受到材料界的青睐，被誉为半陶瓷材料，它是介于高温合金和陶瓷之间的最有希望的高温结果材料之一。

目前，世界各工业发达国家均投入了大量的人力与资金进行研究，我国也在国家自然科学基金，“863”等高技术研究发展计划中将金属间化合物的研究列为计划，而TiAl金属间化合物的研究又是其中的一热点，本文正是对TiAl 金属间化合物复合材料的发展现状进行了简单的介绍。

1.1 TiAl的概述TiAl基合金是一种新兴的金属化合物结构材料，γ-TiA1合金具有许多突出特点，例如：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等等，这使其成为航天、航空及汽车用发动机耐热结构件极具竞争力的材料，因此，TiA1合金的发展一直受到世界各国研究者的关注和重视。

TiAl基合金的室温延伸率通常在0.3-4％之间变化，屈服和拉伸强度则分别在250－600Mpa和300－700Mpa之间。

早期研究的TiAl基合金多为铸态。

通常铸态组织为粗大树枝晶，很容易产生疏松和成分偏析，因而其脆性极高，室温延性几乎为零。

在钛铝合金中存在几种金属间化合物, 它们相当于端位固溶体的超晶格, 而且一直被看成为制造轻量化高温材料的有利基础。

它们除了比常规钛合金的密度小以外, 由于有序化温度高,在高温下有高的强度, 而且因Al含量高, 而具有更好的抗腐蚀性。

过去20多年来, 钛铝合金结构材料都是六方DO19结构的α2 ( Ti3Al)相或是正方L10 结构的γ(Ti Al)相基础上形成的, 还具有正交结构的三元金属间化合物Ti 2Al Nb。

附存在有不同的Cs 助催化的CO 状态,这种碱金属助催的CO 状态的分子振动能量有显著的减小,表明碱金属的助催化作用导致CO 分子键的显著弱化.对于CO 在Cs 预覆盖的Ru (0001)表面上的吸附,特别是在Ru (0001)-(2×2)-Cs 表面上的吸附,我们清楚地观察到了两个C O 伸缩振动分支.这两个分支起源于不同的CO 和Cs 的局域化学配比Cs (CO )n (n =1,2),表明Cs 与CO 的相互作用的局域行为.而这两个分支的振动能量,以及CO 在低覆盖度Cs 覆盖的Ru (0001)表面上的吸附时的各种不同的CO 物种,其中包括助催化的CO ,即畴态CO 和裸露表面上吸附的CO 等的分子振动能量均随着CO 覆盖度的增加而连续地增加,表明Cs 与CO 的相互作用又包含有长程行为.电荷重新分布模型可以解释我们实验中所观察到的每一个细节.CO 和Cs 的相互作用既包含有短程行为,又具有长程行为,而这种长程相互作用结果表明CO 和Cs 的相互作用只能是间接的、通过衬底的相互作用(TSI ).参考文献[1]K.H.K ingdon ,ngmuir ,Phys.Rev .,21(1923),380.[2]W.D.Mross ,Catal.Rev.Sci.Eng.,25(1983),591.[3]H.P.Bonzel ,S urf .Sci.Rep.,8(1988),1.[4] D.Heskett ,S urf .Sci.,199(1988),67.[5]G.D.Blyholder ,J.Phys.Chem.,68(1964),2772;79(1975),756.[6]G.D.Mahan ,A.A.Lucas ,J.Chem.Phys.,68(1979),1344.[7] F.M.Hoffmann ,S urf .Sci.Rep.,3(1983),107.[8]R.A.de Paola ,J.Hrbek ,F.M.Hoffmann ,J.Chem.Phys.,82(1985),2484.[9] E.Wimmer ,C.L.Fu ,A.J.Freeman ,Phys.Rev.Lett.,55(1985),2618.[10]G.Michalk ,W.Moritz ,H.Pfnur et al.,S urf .Sci.,129(1983),92.[11]H.Over ,W.Moritz ,G.Ertl ,Phys.Rev.Lett.,70(1993),315.[12]P.He ,H.Dietrich ,K.Jacobi ,S urf .Sci.,345(1996),241.[13]J.Hrbek ,S urf .Sci.,164(1985),139.[14]H.Over ,H.Bludau ,M.Skottke 2K lein et al.,Phys.Rev.B ,45(1992),8638.[15]P.He ,K.Jacobi ,Phys.Rev.B ,53(1996),3658.[16]H.Over ,H.Bludau ,R.K ose et al.,Phys.Rev.B ,51(1995),4661.[17]H.Over ,H.Bludau ,R.K ose et al.,S urf .Sci.,331/333(1995),62.[18]P.He ,Y.Xu ,K.Jacobi ,S urf .Sci.,352/354(1996),1.[19]P.He ,Y.Xu ,K.Jacobi ,J.Chem.Phys.,104(1996),8118.[20]P.He ,K.Jacobi ,J.Chem.Phys.,106(1997),3457.3　吉林省科技发展计划项目1997-12-29收到初稿,1998-03-17修回TiAl 系金属间化合物脆性研究述评3李　文 王晓光 靳学辉(长春大学机械学院,长春　130022) 摘　要 评述了近年来Ti -Al 系金属间化合物本征脆化和环境脆化的起源、机理及韧化途径、机制的研究进展.关键词 Ti -Al 系,金属间化合物,脆化,电子结构,韧化机制OVERVIEW OF STU DIES ON THE EMBRITT L EMENT OFTITANIUM AL UMINIDELi Wen　Wang X iaoguang　Jin Xuehui(Depart ment of Mechanics,Changchun U niversity,Changchun　130022)Abstract Recent advances in studies on the instrinsic and environmental embrittlement of titanium aluminide,the mechanisms involved and toughening methods are reviewed.K ey w ords titanium aluminide,embrittlement,electronic structure,toughening mechanism1　概述Ti-Al系金属间化合物具有较好的高温物理、化学和力学性能,较低的价格,特别是很低的密度,将来作为结构材料在航空、航天、汽车等领域具有广泛应用前景.然而,Ti-Al系金属间化合物也有其他金属间化合物普遍存在的脆性问题,成为制约其实际应用的最大障碍.为此,国内外在原材料、冶金、加工及热处理的实验和理论两方面都进行了大量研究,其进展集中反映在各种综合评论中[1—7].令人欣喜的是,我国科技工作者在Ti-Al系金属间化合物的脆性本质特别是实用塑化技术方面进行了广泛深入的研究,取得了许多令人瞩目的成就,一些极富特色的创新性成果已处于世界领先水平[6,7].结构材料的脆性往往由少子(如缺陷)行为决定,因而导致了脆性起源的复杂性和多重性.有序金属间化合物与传统无序合金在键特性上有本质差别,导致影响其脆性的因素更多,如晶体结构类型,有序度,解理强度,晶体缺陷(包括空位、超位错、反相畴界、层错、晶界等)及其与各种元素的相互作用,形变过程中各类晶体缺陷的产生和运动规律等.对一种具体的金属间化合物而言,只要其中一二种因素起主导作用就表现出脆性.相应地,目前改善脆性的方法也较多,主要有宏观合金化,微合金化,晶粒细化,原材料高纯化,热处理,施加静水压,诱发马氏体转变,形成复合材料或涂层等.从基本原理上讲,它们的韧化机理皆可概括为通过形成不同微观层次的韧化结构,特别是适于位错运动的微结构来降低脆性.针对Ti-Al系金属间化合物的脆性问题,目前国内外将研究深入到基础理论上并进而拓展工艺实验技术,表现出了以下几种重要趋势,这也是整个材料研究不断深化的必然.(1)微观层次深入到电子结构.由于金属间化合物原子有序排列的化学键特性起因于电子分布,对其脆性追塑到电子结构是必需的.同时,最新的高精密分析仪器和技术为在原子尺度研究位错芯、界面、电荷密度分布等精细结构提供了可能.(2)各种基础理论的介入并定量化.目前,研究在不同结构层次上由量子理论、统计力学、凝聚态物理学、材料科学、连续介质力学对与脆性有密切关系的电子结构、原子模拟、位错机制、显微组织以及应力应变等宏观量的本构关系进行了模型处理和(或)定量分析计算.其中, Y oo[3]和Eberhart等[8]由电子结构研究TiAl 等金属间化合物的力学性质特别是脆性的出色工作富有开创性和系统性.(3)新技术新工艺的开发和引入.根据脆性原因或塑化机理开发新工艺,如反应烧结和自蔓延合成工艺,可从冶金环节消除原始脆性.同时吸纳已获得广泛应用的新技术(如快速凝固技术)来细化晶粒,进而起到塑化作用.2　脆化行为及韧化途径Ti-Al系金属间化合物主要有Ti3Al,TiAl和TiAl3,其中Ti3Al和TiAl研究比较深入,Ti3Al作为航空发动机部件已成功地经受了试车考核.211　Ti3AlTi3Al具有DO19有序结构.由于没有5个独立滑移系,单相α2-Ti3Al室温延伸率δ只有015%.一般情况下,变形由柱面{1010},基面(0001)和棱锥面{1011}上的位错1/3<1120>滑移完成.由于滑移系数目有限,应力集中得不到松弛,局域剪切不稳定形成位错堆积,最后导致早期完全解理脆断.塑化Ti3Al常用方法是合金化.合金化可改变Ti3Al的键结构和电子分布,从根本上改善其脆性.其中宏观合金化元素Nb效果最好. Nb的增塑机制还不是很清楚.一般认为其作用是:(1)使α2组织变细,减小滑移长度;(2)能形成塑性好的β相;(3)能促进非基面滑移.但进一步的解释则几乎未见报道.Court等[9]推测Nb可取代Ti原子从而减弱Ti3Al中最强的Ti Ti共价键,使得阻碍位错的派纳力势能谷变浅,增加了特别是非基面位错的可动性.徐东生等[10]近来应用离散变分Xα原子簇方法计算了Ti3Al及加Nb后的电子结构,表明Nb改变了键级比例,利于位错滑移,因而起到韧化作用,支持了Court等的研究结果.多相Ti Al系金属间化合物的显微组织韧化机制可归纳为:(1)韧性相缓冲和钝化;(2)韧性相联桥;(3)剪切韧化;(4)裂纹单独长大韧化;(5)微裂纹韧化.根据这些韧化机制,设计匹配合适的显微组织是改善Ti3Al脆性最实用的方法.我国科研人员在这方面取得了重大进展,通过独创的合金成分设计并采用特殊热变形和热机械处理(TMP)工艺可有效地控制一次α2相、Ο相、原始β相以及二次β相和二次α2相的体积分数、形貌、尺寸及分布状态等,从而获得有足够室温塑性和韧性的Ti3Al基合金[10].Ti3Al的韧化途径还包括由复合技术、喷涂工艺、快速凝固工艺来形成复合材料、加入稀土氧化物、获得细晶组织等来提高塑性.除了固有本征脆性之外,Ti3Al在氧和氢作用下还表现出了恶劣的环境脆性(EE).氧介质下,由于O原子与Ti原子的强烈亲和作用,随温度升高易形成TiO2氧化层,导致严重的氧化腐蚀,CO2加快了腐蚀过程.氧化机理研究表明,氧化过程可分为三个阶段,氧化动力学曲线主要为抛物线类型.Ti3Al的氢脆也比较严重.金属间化合物氢脆机理大致可分为4种:(1)降低解离强度;(2)降低晶界强度;(3)降低位错的可动性和裂纹尖端的延性;(4)形成脆性氢化物.一般认为,Ti3Al的氢脆为第(4)种[4].但由于涉及到氢的产生、氢的扩散和在裂纹尖端的积累,氢对原子结合键、晶界强度、位错的发射和运动等的影响,氢化物的形成及其对延性的影响等,Ti3Al的氢脆机制还很不清楚.张跃等[11]研究了其细节,表明氢通过促进裂尖发射位错、增殖和运动,促进解理微裂纹在无位错区形核以及促进解理裂纹扩展并导致氢致解理脆断.212　TiAlTiAl在熔点1460℃以下一直保持L10超结构.由于TiAl的<101>型超位错和1/2<110>型普通位错难以同时开动,并且1/2<110>位错需要较高温度热激活才能开动,因而断裂表现为早期穿晶解理型,解理断裂应力很低.近年对TiAl的脆性本质进行了深入研究,Eberhart等[8]由实验给出TiAl的电荷密度空间分布,通过与Cu,CuAu,Ni3Al比较表明TiAl的本征脆性源于其极不均匀的电荷密度分布.Greenberg等[12]则由量子力学计算表明TiAl的Ti Ti方向电荷密度分布大, Al Al和Ti Al小,从而导致了脆性. Morinaga等[13]采用原子束Xα方法计算TiAl 的键级和键组成,表明Alp Tid共价键太强而d-d键太弱是TiAl脆性的本质原因.合金化也是塑化TiAl的最有效手段.蒲忠杰等[14]由上述TiAl脆性本质的研究结果出发,导出了预测塑化TiAl合金元素的热力学模型.以此为指导,在TiAl中加入大量(7at%—32at%)使β相无序化的合金元素如V,可使TiAl的断裂应变εf超过35%.另一个很有效的宏观合金化元素是Mn,而微合金化的Cr,Nb, W,Ag,Er,Sb对TiAl的塑性也有相当好处.合金元素的加入减小了TiAl单胞体积,提高了晶体结构对称性,利于位错滑移,并可促进孪生活动,但合金元素的微观本质作用并不清楚,只是Morinaga等[13]指出,Mn等合金元素可减弱Alp Tid键,因而有韧化作用.控制合金成分和显微组织也是改善TiAl 脆性的实用方法.除了适当匹配的组成相本身的韧化作用之外,多相界面的韧化作用不可忽视.采用特殊的制备和热加工工艺突出界面的有利作用,使界面成为位错源以便滑移可改善脆性的γ-TiAl相,目前这方面已有尝试.这表明热处理工艺韧化已从显微组织(合金相)控制向更精细结构深入.TiAl也有EE问题,但似乎并没有Ti3Al 严重.氢对TiAl的影响还有争议.Froes等[1]在其近期权威的评论文章中认为,TiAl因不形成氢化物甚至在高温和高压的情况下也几乎没有氢脆问题.Yamaguchi[2]的综述文章也认为TiAl对氢不是很敏感.但Nakamura等[15]最近的实验结果表明TiAl有氢脆,Thomposon[16]甚至认为TiAl也可形成氢化物,只是比Ti3Al要少,因而也有严重的氢脆.至于TiAl的氢脆机理则更不清楚.高克玮等[17]的新近研究表明可能是原子氢滞后脆断.由于TiAl的氢脆问题十分复杂,其细节尚待深入研究,加上TiAl合金中一般都包含α2-Ti3Al相,目前尚难以有针对性地消除TiAl的氢脆.213　TiAl3TiAl3具有DO22超结构.由于Al含量高,在Ti-Al系金属间化合物中它的密度最低,热稳定性最好,几乎没有环境介质侵蚀的问题. Yamaguchi等[18]首次研究了TiAl3的变形断裂行为,表明TiAl3高温时可通过(111)[112]孪生变形,低温拉伸时未出现屈服就发生早期解理脆断,延伸率δ几乎为0.由于TiAl3的四方DO22型结构不具备5个独立滑移系,加入Mn, Cr,Fe等合金元素虽可转变成对称性高的立方L12超结构,但仍表现出极大脆性.一般认为是出于以下原因:裂纹区位错发射的活化能太高;位错滑移柏氏矢量a<110>过大,导致迅速的加工硬化;本征解理强度极低.但上述原因很难对TiAl3的脆性本质以及变形、合金化行为给出一个圆满的解释.对此,Liu等[19]由第一原理出发建立起理论模型计算了TiAl3的电子结构.张津徐等[20]则采用X射线光电子能谱对TiAl3的成键性质进行了实验测试分析.结果都表明,TiAl3的本征脆性是由其键特性(电子结构)决定的,即使加入合金元素也难以改变其脆性本质.3　展望目前,Ti-Al系金属间化合物中,Ti3Al已进入实用化阶段,TiAl尽管在某些性能指标和价格上比Ti3Al更具有竞争力,但由于脆性问题复杂,一时难以解决,尚待进一步考核,而TiAl3基本上已被弃用.因此,今后研究和开发重点应合理布局,具有针对性.同时,对于具体金属间化合物的脆性,应首先区分是本征脆化还是环境脆化,或是其他因素导致的脆化,进而弄清每种脆化及其交互作用的机理,从而有针对性地提出改善的措施.为此,除了材料学家和冶金学家在传统的工艺技术开发和金属学唯象理论方面的研究尚需加强之外,还有待其他方面的学者如物理学家和化学家的参与,以求在基础理论研究上有所突破.参考文献[1] F.H.Frose et al.,J.M ater.Sci.,27(1992),5113.[2]M.Y amaguchi,M ater.Sci.Tech.,8(1992),299.[3]M.H.Y oo et al.,Acta.Metall.M ater.,41(1993),987.[4]朱逢吾、翁军,物理,25(1997),407.[5]李文等,材料导报,9-4,(1995),14.[6]仲增墉,韩雅芳,钢铁研究学报增刊,9(1997),1.[7]邹敦叙等,钢铁研究学报增刊,9(1997),46.(下转第694页) 利用介电函数一级微商谱,图2中(c)图峰值计算得到G a0150In0150P直接跃迁的禁带边E g在11859eV处,此值为能带结构中的E0,即Γ8→Γ1的跃迁.E0+Δ0在11965eV处,相当于价带自旋-轨道分裂Δ0以后较低价带顶Γ7到Γ1的跃迁.由图2中(d)图峰值数据计算得到G a0151In0149P掺Si样品的E0在11859eV 处,E0+Δ0在11937eV处.E0,E0+Δ0属于第一类临界点.5　结论由以上分析可得,由静态椭偏谱得到介电函数谱,再求其一级微商谱,从而得到波长调制反射谱.利用三点法可以高精度的确定各临界点的能量位置,使探测灵敏度和分辨率有了较大提高,精度可达01001eV,突出了临界点特性.此种方法特别适用于分析吸收边附近的跃迁,因为此处联合态密度较小,吸收系数不大,吸收谱和介电函数谱分析遇到困难.此法简便可行,值得推广使用.参考文献[1]R.M.A.Azzam,N.M.Bashara,Ellipsometry and Polar2ized Light,North-Holland Amsterdam,(1997).[2]胡其宏、陈树光、莫党,物理学报,30(1989),1245.[3] B.O.Seraphin,Optical Properties of S olids New Develop2ments,North-Holland,(1976).[4]何星飞、莫党、许跃生,中山大学学报,No.1(1988),71.[5]M.Erman,J.P.Andre,J.LeBris,J.A ppl.Phys.,59(1986),2019.[6] D.E.Aspnes,J.E.Rowe,Phys.Rev.Lett.,27(1971),188.[7]张淑芝等,光学学报,12(1992),941.[8]张淑芝等,红外研究,7A(1988),301.[9]M.Schubert,V.G ottschalch,C.M.Herzinger et al.,J.A ppl.Phys.,77(1995),3416.[10] C.A.Bert,G.Brdure,ugier et al.,Phys.Rev.B,6(1972),1301.(上接第679页)[8]M.E.Eberhart et al.,Phil.M ag.B,68(1993),455.[9]S.A.Court et al.,Phil.M ag.A,61(1990),109.[10]徐东生等,金属学报,29(1993),A349.[11]张　跃等,金属学报,31,(1995),B406.[12] B.F.Greenberg et al.,Scr.Metall.,22(1988),859.[13]M.Morinaga et al.,Acta Metall.M ater.,38(1990),25.[14]蒲忠杰等著,仲增墉,叶恒强主编,金属间化合物,机械工业出版社,(1992),199.[15]M.Nakamura et al.,J.M ater.Res.,8(1993),68.[16] A.W.Thomposon,M ater.Sci.Eng.,A153(1992),578.[17]高克玮等,金属学报,32(1996),29.[18]M.Y amaguchi et al.,Phil.M ag.A,55(1987),301.[19]S.Liu et al.,J.M ater.Sci.Technol.,12(1996),180.[20]张津徐等,金属学报,32(1996),231.。

[转载]金属间化合物高温材料1、Ti－Al系金属间化合物结构材料Ti-Al系金属间化合物合金由于其密度低，比强度、比刚度高以及优良的高温性能是航空、航天飞行器理想的新型高温结构材料。

研制成功的Ti-Al系金属间化合物材料包括：Ti3Al基、Ti2AlNb基和TiAl基等金属间化合物。

合金的综合力学性能和工艺性能均达到了国际先进水平。

这类新型的轻质高性能高温结构材料已应用于我国航天、航空和兵器等领域。

新研制的在500℃使用的Ti-Al-Mo-Cr-V钛合金在高温强度、抗热冲击和抗疲劳断裂等方面也具有独特的优势。

2、Ti3Al基系列合金Ti-Al中心研制成功两种Ti3Al基合金（TAC-1和TAC-1B），这两种Ti3Al基合金的力学性能和工艺性能全面超过美国的同类合金水平.TAC-1B在-100℃的低温条件下仍有良好的拉伸塑性。

因此该合金使用的温度范围为：-100℃～700℃。

TAC-1和TAC-1B合金具有优良的热、冷加工性能、机械切削性能，能加工成饼、棒、管、板箔等各种型材，并具有优异的超塑成形、扩散连接以及熔化焊接性能。

它们已是具有工程意义的先进高温轻质结构材料，在航天航空等领域应用极具潜力。

3、Ti2AlNbTi-22Al-24Nb-3Ta、Ti-22Al-20Nb-7T a和Ti-22Al-25Nb等Ti2AlNb基系列合金具有工程应用意义的Ti2AlNb基合金具有高强、高韧、高蠕变抗力和低缺口敏感等特点，可部分替代高温合金制作宇航高性能发动机的涡轮盘，减重35～40％，从而能大大提高航空发动机的推重比。

Ti2AlNb 基合金箔材与SiC纤维增强制做复合材料，可作为航天飞机的蒙皮及发动机部件用材，其成本和重量都低于传统设计。

钢铁研究总院Ti-Al中心研发的Ti2AlNb基系列合金、其综合性能均好于美国的类似合金。

目前可以为用户提供不同规格尺寸的棒材、饼材和薄板材。

4、TiAl基合金TAC-2（Ti-46.5Al-2.5V-1Cr (at%)）5项发明专利钢铁研究总院TiAl研究中心研制的TAC-2合金（密度为3.9g/cm3）具有很高的塑性水平,有利于工程化应用。