gA第三章高温金属结构材料

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1、gA第三章 高温金属结构材料 Still waters run deep.流静水深流静水深,人静心深人静心深 Where there is life,there is hope。有生命必有希望。有生命必有希望1.航空航天飞行器的工作条件十分复杂。大部分构件在高复合应力、高温及环境侵蚀下服役。所以对航空航天材料的主要要求是耐高温、高比强度、高比刚度、抗疲劳、耐腐蚀、长寿命和低成本。2.发动机中涡轮盘、叶片要具有在高温下有足够的强度、抗高温介质腐蚀、抗侵蚀、高的热导率、低膨胀系数、良好的工艺性能等。它们一般由镍基、铁基高温合金制成的。3.2 航空航天高温结构部件的工作特点及对材料的要求1.航空航天

2、高温结构材料应用最集中的部分是它们的动力装置。航空发动机处于高转速、高负荷(高压力)和高温环境下工作，本身结构非常复杂，工作情况及外部使用环境(尤其军机)都十分苛刻。推重比的提高是基于涡轮前温度的增加，推重比10的F119的涡轮前温度已接近1800度，任何在此条件下服役的部件均面临严酷的考验。随推重比和涡轮前温度的不断提高，以及压气机和涡轮的级数逐渐减少，单级负荷不断增大，零件的应力水平越来越高，工作环境日趋恶劣，叶片等关键零件的结构也越趋复杂，必须寻求更先进、更可靠的材料和工艺才能满足发动机的设计要求。2.制造航空燃气涡轮发动机涡轮叶片用的材料就提出了非常严格的要求：高的抗氧化能力，即高的热

3、稳定性；足够的热强性，即能在更高的温度下具有抗蠕变和断裂的能力；满意的塑性和韧性；更高的热疲劳性能，即对能引起热应力的热交换的敏感性要低；足够高的低循环疲劳强度；良好的抗腐蚀能力，以保持叶片的空气动力性能；高的导热性和低的热膨胀系数；良好的工艺性能、即良好的焊接性能、锻造性能及铸造性能等。3.疲劳也是航空材料一个很突出的问题.大量事实说明,在飞机,发动机发生的失效事故中,无论是热学的原因,还是机械原因,所造成的零,部件疲劳损伤是最常见的,也是最主要的失效形式,在失效事故中,它所占的比例在80%以上.4.第二代航天航空天飞机的总体设计，将防热系统的主体结构和防热材料向一体化方向发展，即一种特殊的

4、结构材料，它既是结构材料又是防热材料，既承载又防热。NASA将这种材料称为热结构材料(TSM)，如钛合金蜂窝、钛合金夹层板、碳碳化硅夹层板、碳碳材料渗硅及先进碳/碳材料等都属于这类材料。热结构材料能减轻重量，可以多次重复使用，提高了可靠性和降低了造价。5.在航天航空领域里,高温金属结构材料的使用是有限的,从图可以反映出,在承受高温能力及比强度方面,高温金属材料远次于碳/碳及陶瓷材料.3.2.2先进高温结构材料的设计原则1.2.实现航空发动机高推重比,50以上的技术要依靠新材料和与之相应的新结构、新工艺来支撑。由于燃烧室温度大幅度提高，出口温度可达2200K2500K，且由于设计与结构上的原因，

5、可用于冷却的空气很少.因此要提高发动机综合性能70-80要靠材料的改进。3.预测,传统的铝合金及结构钢,在发动机中的用量会进一步减少,高温合金,钛合金等特种金属材料到21世纪初叶也会能所降低,代之而来的是将是陶瓷基和金属基复合材料.4.在航空航天材料中,高温材料占有关键地位,涡轮,喷嘴,燃烧室各系统中的主导部件均在高温下工作,承受着发动机工作状态的最高温度.先进发动机涡轮叶片的工作温度约在18502500K所受负荷极大，应力状态甚为复杂，工作条件非常恶劣。低周疲劳、热疲劳、高温蠕变及它们之间耦合造成的复杂型损伤，常常是致命的，加上高温氧化与腐蚀的作用，使得对材料的要求极为严苛。如图所示,是涡轮

6、元件服役情况下，各种负载的环境作用对元件寿命的影响，可以看出，在较低温度，主要影响寿命的因素是热腐蚀(硫化)及热疲劳，而在1000度以上，元件寿命则主要受蠕变及氧化的制约.5.高温及应力作用下，材料的组织结构会不断发生变化。比如在高温合金中发生的显微结构的不稳定性，包括金属间相的析出相的分解(碳化物、硼化物、氮化物)相的聚集和粗化，相的溶入和再析出，有序-无序的转变，材料氧化，应力-腐蚀裂纹，它们均是时间的函数。因此材料的力学性能也必然随服役时间的延长而降低。6.先进发动机材料的选择、研究、开发及使用应当建立在充分认识发动机材料服役的基本环境与要求的基础上，它们的基本特点是：高温，高载荷，高氧

7、化腐蚀高性能重量比，高可靠性与长寿命。针对服役的特点，以下基本性能应是选择材料的出发点：可承受的最高温度;高温比强度与比寿命;高温抗氧化能力;韧性;导热性;加工性;7.此图是各类材料系统在六个基本性能方面所显示的特征。该图以六个坐标轴代表相应的基本性能，将各类材料进行对比，显示各自的优势和缺点。可以看出，作为高温结构材料的超合金是具有耐高温、高强韧、抗氧化、易于加工成形和良好导热性的材料，具有效全面的综合性能。但随发动机涡轮进口温度的不断提高，超合金由于熔点的限制可能的最高使用温度已不能满足需要。与超合金相比，金属间化合物与陶瓷可以在更高的温度下工作。图(A)还显示，金属间化合物虽然最高耐温性

8、低于陶瓷，但其韧性、可加工性与导热性远优于陶瓷材料，总体来看，有可能比陶瓷更早的用于发动机承动载荷的关键部件。图(B)是各类金属间化合物及其复合材料之间的对比显示了各自的长处及不足。显然从使用温度的要求看，NiAl基优于TiAl基，而MoSi2基又远优于前两者。3.3高温钛合金1.钛合金有密度小,强度高,耐高温,抗腐蚀等优点.通常钛合金按其主要合金化元素可分为 近 亚稳 和 合金。钛合金中铝是最重要的元素，它不仅在钛中有高的溶解度，且有高的强化作用，而且其密度只有钛的一半，可以起到提高材料强度，减轻重量的作用。然而必须注意，铝加入量不宜超过9，否则将容易形成有序化合物Ti3Al，导致增大合金脆

9、性.3.3.1高温钛合金应用概况1.钛合金仅含有稳定 相和强化合金的元素。由于强度水平较低，且存在易受腐蚀的问题，故少有应用。现有钛合金中工作温度最高的是近 钛合金，一般含有5-6的铝，并以Zr、Sn稳定组织和强化，并加入少量 相稳定元素。此类合金是目前在中温下获得广泛应用的材料，具有好的抗蠕变及抗氧化性能。合金中普遍加入少量Si，它可以细小的硅化物沉淀析出，阻碍位错攀移，而提高抗蠕变性能。2.不断提高钛合金的工作温度和强度,以代替较重的镍基高温合金,提高发动机的推重比,应是新型钛合金研究的重点.在先进航空发动机上钛合金的发展目标是除高温涡轮部分的零部件外,用在所有中,高温及高负载的构件上,代

10、替高强合金及高温合金.3.多合金代表钛合金系中具有最高综合性能的一类材料，Ti-6Al-4V虽是50年代的合金，迄今与Ti-6A1-2Sn-4Zr-2Mo(Ti16242)高温钛合金仍属于应用最广泛的太合金，Ti-6Al-4V用于制造工作温度不超过400度的各种飞机结构和发动机零部件，Ti6424合金用于制造工作温度在500度以下的高压压气机零部件。Ti-6A1-4V合金具有最好的综合性能.3.3.2高温钛合金合金化历程1.美国于1954年研制成功的钦合金Ti-6A1-4v，该合金可在350400度工作，由于兼具 多两相特征，因此，作为高温结构合金，得到了广泛的应用。60年代，开发了Mo含量较

11、高的Ti-6246和Ti-6242合金，将使用温度提高到450500左右。Ti-6246合金的 稳定化程度进一步提高，固溶时效和双重退火后的低周疲劳强度明显高于相应的Ti-64(Ti-6A1-4v)合金，同时具有较高高温蠕变强度和瞬时强度。70年代，通过添加Si元素，开发了使用温度超过500度的Ti-6242S合金，Si的加入提高了合金的蠕变性能，使之在565温度下具有高强度、高刚度、抗蠕变和好的热稳定性，广泛应用于涡轮发动机部件。2.7080年代期间，英美分别研究开发了以改善疲劳强度为主的IMl829、IMl834和Ti-1100合金，前者居于Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Nb-Si合金系I

12、Ml834还含有0.06C.这样的成分使合金的抗氧化能力和抗蠕变性能大大提高，而且有效地细化了宏观和微观组织，工作温度可望达到近600度。IMl829合金是 处理的组织是针状 +少量转变 使合金具有最好的抗蠕变性能和断裂韧性;IMl834合金是 处理的近 合金其组织是针状转变 +少量的初生 。Neal认为：当组织为5 相95针状转变 时合金具有高温蠕变性能和疲劳性能的最佳结合.3.BT18T和BT 18Y是典型的近 型钛合金。采用高含Al量、高合金化作为热强合金的基础，在Ti-Al(68)基体合金的基础上以提高热强性为目标，综合合金化。这些合金中，与Al同时加入的有Sn和Zr，Sn提高抗蠕变性

13、能，并且有与 -Ti形成有序固溶体的倾向;Zr与Ti形成 无限固溶体，它们与Al共同对热强性发挥有利作用.4.BT36合金是俄罗斯目前耐热温度最高的高温钛合金，可在600度工作。与BT18Y合金在成分上的差别在于用5W代替了1Nb，钨的熔点(34l0度)和蠕变极限(95MPa)都比铌要高得多(2000度，43MPa)，W的加入有利于提高合金的室温强度、持久强度和抗蠕变性能.3.3.3新型高温钛合金的发展思路1.纯钛的熔点为1682,比镍的熔点1455高出227 ,镍基耐热合金的使用温度高达9001000 ,而高温钛合金的使用温度最高只有600左右。因此，仅就熔点而言，钛合金的耐热温度还有可提高

14、的潜力。2.发展高温钛合金的主要问题是如何解决热强性和热稳定性之间的矛盾，而在650 以上温度，双优几乎难以兼顾，尤其是热稳定性不够理想导致组织和性能的不稳定。其原因在于：首先，追求强度而采取的高合金化促使生成非平衡亚稳组织，合金长时间工作后脆性相析出，导致不稳定；高温下氧的渗入，在合金表面形成一个富氧层，导致了合金表面的不稳定。这两种不稳定因素是高温钛合金发展的严重障碍。因此，提高基体蠕变抗力，稳定性和表面抗氧化能力是高温钛合金向更高使用温度发展的基本原则。3.Si在高温钛合金中的特殊作用:加少量Si(0.10.5)可大大提高合金的高温抗蠕变性能，并能提高任何温度下的强度。弥散分布的Si化物

15、颗粒对位错的运动有阻隔作用，这一位错滑移受阻机制的认识使一系列新型高温钛合金的设计获得成功.4.由于Re(稀土)在 钛中有一定的固溶度，ReO2又是稳定的高熔点化合物，所以Re加入纯钛后，主要起内部氧化作用。ReO2在钛的晶界上呈弥散分布，这些弥散质点与基体的热胀系数不同，冷却时在弥散质点附近形成位错环，可进一步强化基体。所以，Re的加入能大大提高基体的高温瞬时强度和持久强度。稀上元素Nd在强化合金基体的同时，还可有效地细化合金表面氧化膜晶粒，使氧化膜在冷热循环产生应力情况下不易破裂。另外，稀土元素Nd可促进ZrO2,SiO2,SnO2在氧化膜中的选择性析出，使氧化膜基体的结合力得以改善。3.

16、3.4阻燃钛合金1.常规钛合金在一定的空气压力和高温条件下会发生燃烧。飞机性能的提高对发动机提出了更高的要求，应用于发动机中的钛合金，其工作环境的温度、压力和气流速度越来越高，在这种情况下，钛合金的自燃特性在很大程度上限制了钛及其合金的应用。2.经合金元素抗氧化性分析，Cr是极为引人注意的元素，Cr对材料的阻燃起了重要作用。资料报导，合金元素Cr含量大于11，钛合金的阻燃性能明显改善，大于15效果更明显，如图中Ti40所示。但应指出的是，小于10 Cr的Ti-Cr二元合金并不具有阻燃性能，原因在于Ti-Cr合金燃烧产物表面，由于 相与Ti Cr2相热膨胀系数的差异导致生成的氧化物之间的膨胀，使

17、氧化层疏松开裂。较高Cr量的加入(大于10)，生成的氧化物比较致密，可减低开裂倾向。在Ti-Cr二元基础上进一步合金化可有效提高合金的阻燃能力。3.3.5铸造热强钛合金目前钛合金熔模铸造过程中一般采用三种型壳系统,即纯石墨型壳系统,钨面层型壳系统和氧化物陶瓷型系统.第一种型壳系统导热率高,易产生流痕和浇不足等缺陷.第二种型壳系统的原材料昂贵,来源困难,生产周期长.第三种即氧化物陶瓷型壳系统的原材料来源丰富,制壳工艺简单,特别是型壳导热率低,能够浇注形状十分复杂,壁厚小到1.5mm的薄壁钛合金铸件.钛合金铸件的热等静压处理已经被视为必不可少的工艺,其目的是愈合内部缺陷,改善塑性和减少疲劳性能的分

18、散性.2.决定镍基高温合金优异性能的是其显微组织特征，关键的强化作用来自有序面心立方金属间化合物相rNi3(Al、Ti)。r相为高温合金中的主要强化相，是Cu3Au型面心立方有序结构，铝原子位于角上，镍原子位于中心。它的有效强化作用主要在于：它们在基体中的固溶度随温度的改变有显著变化,经恰当的热处理后,可以大量析出;以均匀的高度弥散状态析出,且与基体共格;r相具有一定塑性,并在高温下硬度降低很少,仍能保持其强化效果;具有较高的高温稳定性,在高温长时作用下,粗化和凝聚现象较小.3.r相的成分对其强化能力有很大影响.当r相中含铌,钽,钨,铼等难熔元素数量增加时,r相强度及稳定性也不断提高.4.镍基

19、高温合金随温度升高至600800度，常会出现强度的颠峰，这是出于r的有序特性，迫使位错以成对方式移动导致额外反相界的硬化。镍基合金的r基体通常多以高熔点金属W、Ta、Mo固溶强化并存在有各类的碳化物的强化作用，同时以B、Zr等元素进行晶界强化。5.镍基铸造高温合金通常加人少量Hf(铪)提高合金的中温塑性。一般还采用热等静压来减少铸造组织中的疏松并增高抗蠕变和疲劳强度。但Cr的减低有损于热腐蚀抗力，因而需要开发防护涂层以满足高温工作的需要。6.高温服役的失效通常发生于晶界，故而力促形成碳化物以强化晶界。然而长期使用会形成脆的沿晶析出相，损害持久性能。所以研究者提出可采用两种途径:50年代后期将大

20、气熔炼改变为真空熔炼，减低损害合金性能的化学偏析、脆性金属间化合物或低熔点共晶的数量，采用新的真空熔炼技术，如电子柬冷床精炼或者离子柬电弧熔炼正在不断发展以进一步提高高温合金的洁净度。发展定向凝固技术以形成柱晶的高温合金而消除弱的横向晶界。3.4.2变形及粉末冶金高温合金1.用粉末冶金制取的高温合金由于粉末细小,冷速极快,合金成分均匀,无宏观偏析,因而制件性能稳定,热加工变形性能较好,合金化程度可以提高,尤其是合金的屈服强度和疲劳性能有较大提高.粉末冶金作为减低偏析的工艺方法,起始是采用热等静压工艺,可获得近终形制品,2.制粉工艺多种多样，其中较有代表性且应用广泛的是氩气雾化法及旋转电极法。粉

21、末冶金高温合金对粉末质量要求十分严格。气体含量要低，其中氧含量100 x10-6，氮含量50 xl0-6，氢含量 10 x10-6。要求粉末粒度在50150微米加范围内，夹杂物含量20粒kg粉。因此，制出的粉末必须经过系列处理才能使用。3.4.3弥散强化高温合金1.弥散强化(ODS)是一种将超细、稳定的第二相质点，十分均匀地引入合金中使其强化的方法。弥散强化高温合金系指在高温合金中引入超细氧化物质点使其在更高的温度下仍维持较高的强度，使用温度可提高150度的超强高温材料。在各种强化方法中，氧化物弥散强化(ODS)属第二相强化的一种.2.作为强化相的氧化物具有很好的热力学和化学稳定性，极小的尺寸

22、和恒定的相量。这种经过精制的氧化物质点几乎在接近基体熔点时也不溶入基体，因而在更高的温度下仍不失其强化作用。此外，弥散强化还有不降低基体熔点和细化晶粒等间接强化的优点.3.机械合金化(MA)方法,研制了多元ODS高温合金,成分范围扩大到现有高温合金的所有元素.机械合金化工艺的发明使ODS高温合金首次实现因溶,时效和弥散强化的一体化.4.机械合金化是将两种以上的金属粉末或金属粉末与中间合金粉置入高能球磨机中球磨一定时间后制成合金粉末的方法。这种合金化的方法不同于一般的熔炼、粉末烧结，其原理基于冷焊，即两种极平的纯净金属表面在冷态压力下可焊接在一起，冷焊时两种金属原子间不仅有互相作用而且伴随有原子

23、扩散，因而能形成永久联结，这意味着联结点或局部表面的合金化。机械合金化的过程正是依靠球磨对金属粉末的碾压，塑性粉末发生形变并以十分纯净的表面彼此接近到原子作用力的距离，于是在球表面产生冷焊层，脆性粉末被破碎并同氧化物质点一起被挤进冷焊层。一定厚度的冷焊层由于不断的加工硬化而被磨落、破碎，接着又被冷焊，如此反复并伴随扩散过程，最终达到均匀合金化。3.4.4定向及单晶高温合金1.涡轮叶片是直接利用高温、高速燃气作功的关键零件，温度高、负荷大、应力复杂、工作环境非常恶劣，要求材料具有足够的热强性、冲击性、抗疲劳性、耐腐蚀能力及损伤容限特性。涡轮叶片早期是用变形高温合金，采用锻造方法制造的，由于发动机

24、设计与精铸技术的发展，发动机涡轮叶片从变形合金发展为铸造合金，从实心发展为空心，从多晶发展为单晶。从而大大提高了叶片的耐温性能.大量研究与实验结果表明定向凝固能大幅度提高材料或零件的综合性能,延长使用寿命.80年代单晶叶片的发展,大幅度地提高了发动机的进口温度及承受载荷.2.涡轮叶片采用定向柱晶组织的基本设想是尽可能消除横向晶界.综上所述，用定向凝团技术生产的定向往晶及单品涡轮零件，显示了巨大的优越性，主要有：优越的高温蠕变强度；抗热疲劳性能；较长的疲劳寿命；较长的蠕变寿命：中温塑性优异；好的薄壁性能。3.单晶高温合金是在定向高温合合的基础上发展而来的，其特征之一是无晶界，因而不需要加入晶界强

25、化元素B,C,Zr,Hf等；特征之二是Mo,Ta,W,Cr,Co等难熔元素含量增加，因而高温性能提高，与相近成分的定向合金相比，工作温度提高30以上高温持久寿命和疲劳寿命提高二倍以上，抗高温氧化和腐蚀性能明显改善。4.第一代单晶合金化学成分的重要特点是：与定向合金相比，去除了晶界强化元素、另外添加了大量的高熔点元素Ta等,因而提高了合金的初熔温度和蠕变强度.第二代单晶合金的化学成分重要特点是:在第一代合金中加入 3左右的铼元素，进行r基体固溶强化阻止r相粗化.第二代单晶合金的使用温度在1070度.第三代单晶合金化学成分的重要特点之一是:铼含量提高到6，大大抑制了r强化相的粗化，并起到了强化r相

26、的作用；特点之二是难熔合金元素(Ta、W、Mo)总量高达20以上，比第一、二代合金要高很多，并调整了相互配比，从而使合金具有更高的高温蠕变强度。3.5金属间化合物1.TiAl,NiAl及难熔金属硅化物等金属间化合物，由于晶体中金属键与共价健共存，使其有可能同时兼有金属的韧性和陶瓷的高温性能，但金属间化合物比陶瓷具有更多的优势，其中两个重要特点是金属间化合物具有较好的热传导性，因而作为高温结构材料使用其冷却效率较高而热应力较小；其次，某些金属间化合物(TiAl,NiAl)可以采用常规的冶金方法进行生产，这是与其他新型材料进行成本竞争的一个重要条件。3.5.1Ti-Al系金属间化合物1.钛铝化合物

27、为基的高温钛合金的研究取得了重大突破。它们的主要特点是高温性能好、抗氧化能力强、耐腐蚀和重量轻，是制造高压压气机和低压涡轮零件的理想材料.Ti3Al为基的 2型合金和以TiAl为基的r型合金具有密度小,高温强度高,抗氧化性强和刚性好的特点.3.5.1.1 Ti3Al系2.Ti3Al中 2基合金,增加Nb含量可导致材料大部分性能的提高，但蠕变性能除外。取代Ti原子和增加滑移系统的Nb可用以下不同元素来取代以获得所需的性能，Mo、Ta、Cr、V可提高强度，Mo可提高蠕变抗力，Ta、M、Cr可提高抗氧化性。良好的高温强度、蠕变抗力和环境抗力相结合的优化成分是高Al、适度的 稳定元素(Mo、V、Ta、

28、Nb、Cr、Fe、Cu等)加入量和低V，同时要十分注意氧含量，因为它影响钛合金的韧-脆转化温度3.Ti3Al呈现室温脆性的主要原因是有序六方的DO19晶体结构不能提供足够的滑移系和其室温变形机制是平面滑移。改善其室温塑性的主要途径首先是细化晶粒。这可以减少滑移长度，从而延缓裂纹的起始，并把裂纹扩展长度控制在临界尺寸之内而不致于过早地穿晶解理断裂，直到众多的细小晶粒均匀地获得一定变形后才最终破断。细化晶粒的具体方法是：添加Nb等 稳定元素，降低马氏体转变的开始温度，抑制片状。在 2+区热变形和热处理，再结晶成细小等轴组织。改善Ti3Al基合金室温塑性的第二个途径是产生塑性第二相。具体方法是添加N

29、b、Mo、V等多稳定元素，使Ti3Al基合金从原来的单相 2改变为 (有序或无序)。其三，通过添加Nb实现激活非基面的滑移。其四为减少成分偏析。3.5.1.2 TiAl系1.r-TiAl基合金不仅具有良好的耐高温、抗氧化件能和小的密度，而且弹性模量、抗蠕变性能均比钛合金好得多、甚至优于Ti3Al基合金而与Ni基高温合金相当，并且其密度还不到Ni基合金的一半，在航空发动机上的使用将显著地降低发动机的重量并改善其性能。TiAl的使用温度可望达到900度，甚至更高.2.r-TiAl相的结构具有L10型、不同于面心和体心立方结构的是其中的位错可同时以普通位错和超位锗形态存在。在室温下普通位错不能交滑移

30、，往往以面滑移方式进行，因而极易出现低压力下的解理，导致室温塑性低。在高温下，普通位错的交滑移容易实现，表现出较好的塑性和高温强度。3.钛铝合金中合金元素的作用可归纳为三类：V、Mn、Cr这类合金元素提高合金的塑性，但对抗氧化能力有害；W、Nb、Ta、Mo、Sb这类合金元素对合金的塑性没有明显影响，但可以提高合金的抗氧化能力；Si、B、N、P、Se、Te、Ni、Mo、Fe，这类合金元素作用比较复杂。C、N有利于提高抗蠕变强度，Si、B、Ni、Fe降低合金的粘度，Si还可以提高合金的抗氧化能力、塑性少量的P、Te、Se就可以显著提高合金的抗氧化能力，少量的B、Si还可以细化显微组织.4.Si在钛

31、铝合金中有一定的固溶度，而且过虽的Si与Ti形成Ti 5Si3的相，它提高合金的屈服强度和高温蠕变强度。对于铸态r钛铝合金添加0.51(原子)Si可以显著提高合金的抗蠕变强度，但过多的si不仅降低合金的抗蠕变强度还降低合金的断裂韧性。添加Nb可以提高合金的抗氧化能力。5.Ti-Al合金的制备可采用铸造，铸锭冶金，粉末冶金及其他新的方法。熔炼工艺包括感应凝壳熔炼、真空电弧及离子束熔炼等.6.经合金成分、加工方法、组织和晶粒尺寸的控制，r-TiAl合金的室温延伸率在0.34之间变化，屈服强度和抗拉强度分别在250600MPa和300700MPa之间。均匀细小双态组织的材料拉伸塑性最好，加工状态的断

32、裂应变为24。7.图中是TiAl合金各种力学性能与显微组织关系的示意图，可以看出，除强度外，几乎所有性能都有明显提高。强度在宽范围内变化也表明需要更好地控制加工成型过程。8.在发展铸造r-TiAl合金时，用适量硼与钛在高温形成硼化钛细化层片状晶粒并控制层片厚度的工艺得到充分发展。0.5%B就能细化晶粒。0.2B可使晶粒细化到100微米。但过多的硼化物对断裂韧性和疲劳裂纹扩展抗力不利。这是因为呈点/条状弥散分布的硼化物会限制裂纹尖端的塑性变形。3.5.2Ni-Al金属间化合物3.5.2.1Ni3Al系1.Ni3Al单晶具有很高塑性,但Ni3Al多晶材料却很脆,在室温下表现出强烈的沿晶断裂倾向.B

33、,Mn,Fe都能改善Ni3Al的室温塑性.加9%Mn或15%Fe效果最佳,但提高塑性同时具有损害Ni3Al强度与温度的反常关系特性.Ni3Al添加Cr则大大改善合金的中温塑性.2.铸造Ni3Al基合金是Ni3Al基高温结构材料发展的一个重要方向。定向凝固Ni3Al基合金，具有密度小、强度高、塑性好，有优异高温抗蠕变性能等特点，是一个具有广泛应用前景的高温结构材料。该合金适合于在9501100温度范围内使用，可用作航空发动机的涡轮导向叶片材料。其工作温度比K3铸造高温合金提高50100 ，在1100 持久强度超过美国EX-7合金，在1100、100h的持久断裂强度达到90MPa。室温拉伸强度为1

34、200MPa，屈服强度为800MPa，室温延伸率达到14.3.在Ni3Al的合金化方面,我国科技工作者也着重研究了在Ni3Al中添加微量硼合金化的微观机理，发现硼对Ni3Al的韧化首先是由于B在晶界处的偏聚增加了晶界的结合强度、并使位错易穿过晶界，这种双重作用的结果韧化了晶界.首次发现微量Zr显著提高地从的室温塑性，可替代硼的作用，加Zr韧化还有另外的作用，即不降低合金的初熔温度，有利于提高高温强度.4.为了进一步提高Ni3Al基合金的硬度、屈服强度和高温耐磨性能，研制成功了TiC分布弥散颗粒强化的Ni3Al基合金。经过反复变形和退火，晶粒细化及TiC呈弥散分布，稳定性好，提高了室温强度和硬度

35、及850高温强度。3.5.2.2 NiAl系1.Ni-Al系中另一个重要金属间化合物NiAl具有高熔点和高抗氧化能力，并以其密度、热导率、抗氧化而优于高温合金。与Ni基高温合金相比，NiAl有更高的熔点(1638度)、较低的密度、极高的结构稳定性、良好的热传导性、出色的抗氧化性等。此外,NiAl的塑性向脆性的转变温度在所有金属间化合物中是最低的,约为400度.NiAl的蠕变抗力与高温合金相差不多,但NiAl室温塑性很低.2.NiAl合金的热膨胀系数非常接近于单晶高温合金.而它的导热系数又远高于单晶高温合金.同多晶一样,随温度升高,NiAl单晶的屈服应力表现出减小的趋势.NiAl单晶的断裂韧性近

36、似或稍大于NiAl多晶值.3.NiAl合金的高温强度也是借助于固溶强化、沉淀强化、弥散强化和消除晶界而取得的.NiAl在40%60%Ni的范围为均匀单相,NiAl的有序度很高,使得位错的移动甚为困难.合金元素如铁,钴和钛在NiAl中有较大的溶解度,可以提供显著的固溶强化.3.5.3钼硅系金属间化合物 硅系金属间化合物与镍和钛基合金的对比表明，其熔点平均比镍基单晶合金高约40密度约低30，而它们的热膨胀系数比镍基合金小约23，这就决定了从材料固有性能上,MoSi2可能具有小于或相当于镍基同温合金的热机械疲劳性能.而从导热性来讲,MoSi2也优于高温合金.3.6难熔金属及其合金3.6.1钼及其合金

37、1.钼及其合金有良好的导热、导电性和低的膨胀系数，在11001650度的高温下有高的比强度。与钨相比,易加工且塑性好，因而在航天工业中得到应用。2.钼合金的主要强化途径可通过加工硬化,固溶强化,和沉淀强化.工业生产的钼合金中Mo-Re系合金具有好的塑性,在大量Re元素的圆圈入合金不仅改善了塑性,而且其高温强度也很高,如1650度时其抗拉强度可达420MPa.3.6.2钽合金1.钽具有最低韧脆性转变温度,在-196度的温度下依然保持塑性.钽系合金具有较高的高温强度,易变形加工和良好的焊接性.纯钽塑性好,屈服强度约为150MPa.2.工业中Ta-10W的钽合金具有良好的高温强度和适宜和综合性能.钽及其合金铸锭制备方法主要采用真空自耗电弧和电子束熔炼工艺制取。电子束熔炼主要用于提纯，而真空电弧炉则为了得到成分均匀、晶粒细、截面尺寸大的铸锭。3.6.3铌基合金 铌的密度(8.6gcm3)最小，熔点(2467度)最低，在11001250温度下铌具有最高的比强度及较低的韧性脆性转变温度，较好的焊接性能和耐蚀性能，高温下与氧反应，故作高温结构树料使用需加防护层。3.6.4钨合金钨合金具有良好的抗烧蚀性和抗热震性,被用于喷管喉衬和导弹的燃气舵等.