D0I:10.13374/i.i8sn1001t53.2010.04.011 第32卷第4期 北京科技大学学报 Vol 32 No 4 2010年4月 Journal of Un iversity of Science and Techno logy Beijing Apr.2010 Ti44A-5V-1Cr-0.3Ni0.1Hf-0.15Gd合金的微观 组织和拉伸性能 静永娟昌霞张继 北京钢铁研究总院高温材料研究所，北京100081 摘要针对变形量达86%的锻造Ti44A-5V-1Cr-0.3N0.1H0.15Gd(原子分数，%)合金，对其进行热处理获得近层 片组织，研究变形合金及其近层片组织的微观组织特征，并进行了室温、700℃和800℃拉伸实验·组织观察发现，近层片组织 由层片团、分布于层片团界的B相以及弥散分布于基体的椭圆状Gd析出物组成，层片团的平均尺寸为40层片组织、B相 和Gd析出物的体积分数分别为93.79%、5.25%和1.02%.拉伸结果显示，室温下合金试样的平均抗拉强度为865MPa平均 延伸率可达4.17%，700℃时其平均抗拉强度和延伸率分别为643MPa和22%.T44A5V-1Cr0.3N0.1H0.15Gd合金 不仅具有与高B相TA哈金相当的塑性变形能力，且室温塑性也得到显著提高，这主要归因于阝相体积分数的下降和Gd化 合物对微观组织室温塑性的贡献· 关键词TA哈金；微观组织：拉伸性能：温度 分类号TG146.2 M icrostructure and tensile properties of Ti44A 15V -1Cr0.3N i0.1H f0.15Gd alloy JING Yong-jan CHANG Xia ZHANG Ji High Temnpemture Materials D ivision Beijng Iron and SteelResearch Institte Gmoup Beijng 100081.China ABSTRACT Ti-44A 15V-1Cr0.3Ni0.1H f0.15Gd (atom fraction %alloy that forged by 86%was heat treated to be near fiully lmellarm icrostructure (NFL).The m icrostructures of the defomed alloy and NFL were investigated Tensile tests at moom tempera- ture 700C and 800C were carried out The results show that NFL consists of lamellarm icmostnucture B phase that locates at lamel lar boundaries and elliptical Gd-compound that disperses in the matrix The averge grain size of the lamellar is 40m.The volme fraction of the kmellar phase and Gd compound is 93.73.5.25%and 1.02.respectively The tensile tests indicate that the average tensile elongation at moom temperature is up to4.17%and the tensile strength is 865MPa At700C.the average tensile elon- gation is 22%and the tensile strength is 643MPa Compared Ti-44A 15V-1Cr0.3N i0.1H f0.15Gd alloy w ith TiAlalloys that contain moreB phase the hot defomability ismaintained and the mon tensile ductility of the studied alloy ismuch more elevated It is due to the lowerB phase and Gd-compound of the m icrostnucture KEY W ORDS TiAl alloys m icrostructures tensile properties tem perature TiA1合金的密度低(3.87gam-3),高温下素[5-).且近年来开发出低A1高B相稳定元素 力学性能和抗氧化性能良好，是极具应用潜力的 (如VMn和Nb)的TiA哈金-)，当热加工温 高温结构材料；但其室温塑性和热加工性不高， 度位于α十B相区时，TA哈金的热加工性能可 不利于工程应用山，研究发现，通过合金化和组 得到明显改善[9-a1).例如，对T42AP10V合 织调整可以改善其室温塑性2)，如添加稀土元 金，在大挤压比条件下进行一次挤压后，锻造该 收稿日期：2009-07-31 作者简介：静永娟(1982)，女，博士，Email jingyong加an8213@sina cam en
第 32卷 第 4期 2010年 4月 北 京 科 技 大 学 学 报 ＪｏｕｒｎａｌｏｆＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ Ｖｏｌ．32Ｎｏ．4 Ａｐｒ．2010 Ｔｉ--44Ａｌ--5Ｖ--1Ｃｒ--0∙3Ｎｉ--0∙1Ｈｆ--0∙15Ｇｄ合金的微观 组织和拉伸性能 静永娟 昌 霞 张 继 北京钢铁研究总院高温材料研究所北京 100081 摘 要 针对变形量达 86％的锻造 Ｔｉ--44Ａｌ--5Ｖ--1Ｃｒ--0∙3Ｎｉ--0∙1Ｈｆ--0∙15Ｇｄ（原子分数％ ）合金对其进行热处理获得近层 片组织研究变形合金及其近层片组织的微观组织特征并进行了室温、700℃和 800℃拉伸实验．组织观察发现近层片组织 由层片团、分布于层片团界的 β相以及弥散分布于基体的椭圆状 Ｇｄ析出物组成．层片团的平均尺寸为 40μｍ层片组织、β相 和 Ｇｄ析出物的体积分数分别为 93∙73％、5∙25％和 1∙02％．拉伸结果显示室温下合金试样的平均抗拉强度为 865ＭＰａ平均 延伸率可达 4∙17％700℃时其平均抗拉强度和延伸率分别为 643ＭＰａ和 22％．Ｔｉ--44Ａｌ--5Ｖ--1Ｃｒ--0∙3Ｎｉ--0∙1Ｈｆ--0∙15Ｇｄ合金 不仅具有与高 β相 ＴｉＡｌ合金相当的塑性变形能力且室温塑性也得到显著提高这主要归因于 β相体积分数的下降和 Ｇｄ化 合物对微观组织室温塑性的贡献． 关键词 ＴｉＡｌ合金；微观组织；拉伸性能；温度 分类号 ＴＧ146∙2 ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉ-44Ａｌ-5Ｖ-1Ｃｒ-0∙3Ｎｉ-0∙1Ｈｆ-0∙15Ｇｄ ａｌｌｏｙ ＪＩＮＧＹｏｎｇ-ｊｕａｎＣＨＡＮＧＸｉａＺＨＡＮＧＪｉ ＨｉｇｈＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＭａｔｅｒｉａｌｓＤｉｖｉｓｉｏｎＢｅｉｊｉｎｇＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅＧｒｏｕｐＢｅｉｊｉｎｇ100081Ｃｈｉｎａ ＡＢＳＴＲＡＣＴ Ｔｉ-44Ａｌ-5Ｖ-1Ｃｒ-0∙3Ｎｉ-0∙1Ｈｆ-0∙15Ｇｄ（ａｔｏｍｆｒａｃｔｉｏｎ％ ） ａｌｌｏｙｔｈａｔｆｏｒｇｅｄｂｙ86％ ｗａｓｈｅａｔｔｒｅａｔｅｄｔｏｂｅｎｅａｒｆｕｌｌｙ ｌａｍｅｌｌａｒｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ（ＮＦＬ）．ＴｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆｔｈｅｄｅｆｏｒｍｅｄａｌｌｏｙａｎｄＮＦＬｗｅｒｅｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ．Ｔｅｎｓｉｌｅｔｅｓｔｓａｔｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａ- ｔｕｒｅ700℃ ａｎｄ800℃ ｗｅｒｅｃａｒｒｉｅｄｏｕｔ．ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔＮＦＬｃｏｎｓｉｓｔｓｏｆｌａｍｅｌｌａｒｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅβｐｈａｓｅｔｈａｔｌｏｃａｔｅｓａｔｌａｍｅｌ- ｌａｒｂｏｕｎｄａｒｉｅｓａｎｄｅｌｌｉｐｔｉｃａｌＧｄ-ｃｏｍｐｏｕｎｄｔｈａｔｄｉｓｐｅｒｓｅｓｉｎｔｈｅｍａｔｒｉｘ．Ｔｈｅａｖｅｒａｇｅｇｒａｉｎｓｉｚｅｏｆｔｈｅｌａｍｅｌｌａｒｉｓ40μｍ．Ｔｈｅｖｏｌｕｍｅ ｆｒａｃｔｉｏｎｏｆｔｈｅｌａｍｅｌｌａｒβｐｈａｓｅａｎｄＧｄｃｏｍｐｏｕｎｄｉｓ93∙73％5∙25％ ａｎｄ1∙02％ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ．Ｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｔｅｓｔｓｉｎｄｉｃａｔｅｔｈａｔｔｈｅ ａｖｅｒａｇｅｔｅｎｓｉｌｅｅｌｏｎｇａｔｉｏｎａｔｒｏｏｍｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｉｓｕｐｔｏ4∙17％ ａｎｄｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈｉｓ865ＭＰａ．Ａｔ700℃ｔｈｅａｖｅｒａｇｅｔｅｎｓｉｌｅｅｌｏｎ- ｇａｔｉｏｎｉｓ22％ ａｎｄｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｎｇｔｈｉｓ643ＭＰａ．ＣｏｍｐａｒｅｄＴｉ-44Ａｌ-5Ｖ-1Ｃｒ-0∙3Ｎｉ-0∙1Ｈｆ-0∙15ＧｄａｌｌｏｙｗｉｔｈＴｉＡｌａｌｌｏｙｓｔｈａｔｃｏｎｔａｉｎ ｍｏｒｅβｐｈａｓｅｔｈｅｈｏｔｄｅｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙｉｓｍａｉｎｔａｉｎｅｄａｎｄｔｈｅｒｏｏｍｔｅｎｓｉｌｅｄｕｃｔｉｌｉｔｙｏｆｔｈｅｓｔｕｄｉｅｄａｌｌｏｙｉｓｍｕｃｈｍｏｒｅｅｌｅｖａｔｅｄ．Ｉｔｉｓｄｕｅｔｏ ｔｈｅｌｏｗｅｒβｐｈａｓｅａｎｄＧｄ-ｃｏｍｐｏｕｎｄｏｆｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ． ＫＥＹＷＯＲＤＳ ＴｉＡｌａｌｌｏｙｓ；ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ；ｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ；ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ 收稿日期：2009--07--31 作者简介：静永娟 （1982— ）女博士Ｅ-ｍａｉｌ：ｊｉｎｇｙｏｎｇｊｕａｎ8213＠ｓｉｎａ．ｃｏｍ．ｃｎ ＴｉＡｌ合金的密度低 （3∙87ｇ·ｃｍ —3 ）高温下 力学性能和抗氧化性能良好是极具应用潜力的 高温结构材料；但其室温塑性和热加工性不高 不利于工程应用 ［1］．研究发现通过合金化和组 织调整可以改善其室温塑性 ［2--4］如添加稀土元 素 ［5--8］．且近年来开发出低 Ａｌ、高 β相稳定元素 （如 Ｖ、Ｍｎ和 Ｎｂ）的 ＴｉＡｌ合金 ［9--12］当热加工温 度位于 α＋β相区时ＴｉＡｌ合金的热加工性能可 得到明显改善 ［9--1013］．例如对 Ｔｉ--42Ａｌ--10Ｖ合 金在大挤压比条件下进行一次挤压后锻造该 DOI :10．13374／j．issn1001—053x．2010．04．011
第4期 静永娟等：Ti厂44A广5V-lCr-0.3N0.Hf-0.15Gd合金的微观组织和拉伸性能 ,473. 合金获得了完整的叶片[；Ti42A5Mn合金经 3h140MP的等静压处理后，将其加热到1200℃， 过多步锻造后，通过轧制获得5mm厚度的板 经两步锻造得到总变形量为86%的锻造饼坯，沿锻 片).然而，这些低A1高B相稳定元素TA哈 坯径向取样以保留锻造组织；自锻坯的同等位置取 金的室温塑性仍然较低，例如尽管变形Ti42A下 样，并同时切取拉伸试棒九根，进行1310℃hh热 10V合金的晶粒尺寸已小至9m,但其室温延伸 处理以获得近层片组织，而后将试棒机械加工为 率仅为0.35%).可见，有必要进行研究以平衡 中5mmX25mm标距的标准拉伸试样. TA合金的室温塑性和热加工性能. 通过扫描电子显微镜观察锻造组织和近层片组 研究表明，B相影响TA1合金的室温塑 织，利用背散射电子像对合金中相的体积分数进行 性4-，而T一42A广10V类合金中B相体积分数接 半定量统计，其中近层片组织和锻造组织的金相试 近30%.因而，可通过适当调节A元素和B相稳 样经$℃水砂纸研磨和机械抛光制得，将九根标准 定元素的含量以控制合金微观组织中B相的体积 拉伸试样分为三组，分别在NSTRON1186试验机上 分数，并尝试添加微量稀土元素，以期平衡TA1合 进行室温、700℃和800℃拉伸是实验，拉伸速率为 金的热加工性能和室温塑性，本文以Ti44A5V- 1.0mm-min 1Cr0.3Ni0.1Hf0.15Gd(原子分数，%)为实验 2结果与讨论 合金，经两步锻造达到86%的总变形量后，对锻坯 和锻坯热处理后的近层片组织(near fully lamellar 2.1锻造组织和近层片组织的特征 m icrostmucture NFL)s-进行观察，对近层片组织 合金的锻造饼坯如图1所示，锻坯表面完好、 的室温、高温拉伸性能进行测试和分析 未见裂纹，如图1(a)所示；观察锻坯径向取样的金 相组织和其在背散射电子下的成像，如图1(b)、 1实验方法 (c)所示，锻造后合金的微观组织较均匀，即在总变 对名义成分为Ti44A5V-1Cr0.3Ni0.1H 形量为86%时的热变形过程中合金的流变行为较 0.15Gd的合金采用冷干锅感应悬浮熔炼，浇铸成直 好，其热变形能力可与高B相TA哈金的热变形能 径为60mm的铸锭.铸锭在氩气中进行1280℃/ 力相当. (b) a 3 cm 100nm 图1锻坯的外观和组织，()锻坯的外观；(b)锻坯的宏观组织；（©）锻坯的背散射电子像 Fig I Appearance (a).macmostruchure (b)and BSE inage (c)of the forged alboy 合金在锻造过程无组织转变，因而可利用变形 素的原子分数约为44.%，V元素和C元素的含量 前的等静压组织进行微观组织组成的确定，等静压 均低于合金成分中相应元素的含量：灰色相中A元 后，铸锭的背散射电子像主要由黑色相和灰色相组 素的原子分数约为30.0%，TiV和Cr元素的原子 成，还有少量呈长条状或椭圆状、弥散分布的白色 分数分别约为55.0%、10.0%和2.4%；白色相富含 相，如图2所示.能谱分析(energy dispersive spec~ Gd可见，灰色相中富含T元素和B相稳定元素， tm,EDS结果（表1和表2）表明：黑色相中A1元 这与已有TA哈金B相中元素含量的报道结果相
第 4期 静永娟等： Ｔｉ--44Ａｌ--5Ｖ--1Ｃｒ--0∙3Ｎｉ--0∙1Ｈｆ--0∙15Ｇｄ合金的微观组织和拉伸性能 合金获得了完整的叶片 ［9］；Ｔｉ--42Ａｌ--5Ｍｎ合金经 过多 步 锻 造 后通 过 轧 制 获 得5ｍｍ厚 度 的 板 片 ［10］．然而这些低 Ａｌ、高 β相稳定元素 ＴｉＡｌ合 金的室温塑性仍然较低例如尽管变形Ｔｉ--42Ａｌ-- 10Ｖ合金的晶粒尺寸已小至 9μｍ但其室温延伸 率仅为 0∙35％ ［9］．可见有必要进行研究以平衡 ＴｉＡｌ合金的室温塑性和热加工性能． 研 究 表 明β 相 影 响 ＴｉＡｌ合 金 的 室 温 塑 性 ［14--15］而 Ｔｉ--42Ａｌ--10Ｖ类合金中 β相体积分数接 近30％ ［9］．因而可通过适当调节 Ａｌ元素和 β相稳 定元素的含量以控制合金微观组织中 β相的体积 分数并尝试添加微量稀土元素以期平衡 ＴｉＡｌ合 金的热加工性能和室温塑性．本文以Ｔｉ--44Ａｌ--5Ｖ-- 1Ｃｒ--0∙3Ｎｉ--0∙1Ｈｆ--0∙15Ｇｄ（原子分数％ ）为实验 合金经两步锻造达到 86％的总变形量后对锻坯 和锻坯热处理后的近层片组织 （ｎｅａｒｆｕｌｌｙｌａｍｅｌｌａｒ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅＮＦＬ） ［16--19］进行观察对近层片组织 的室温、高温拉伸性能进行测试和分析． 1 实验方法 对名义成分为Ｔｉ--44Ａｌ--5Ｖ--1Ｃｒ--0∙3Ｎｉ--0∙1Ｈｆ-- 0∙15Ｇｄ的合金采用冷干锅感应悬浮熔炼浇铸成直 径为 60ｍｍ的铸锭．铸锭在氩气中进行1280℃／ 3ｈ／140ＭＰａ的等静压处理后将其加热到 1200℃ 经两步锻造得到总变形量为86％的锻造饼坯．沿锻 坯径向取样以保留锻造组织；自锻坯的同等位置取 样并同时切取拉伸试棒九根进行 1310℃／1ｈ热 处理以获得近层片组织而后将试棒机械加工为 ●5ｍｍ×25ｍｍ标距的标准拉伸试样． 通过扫描电子显微镜观察锻造组织和近层片组 织利用背散射电子像对合金中相的体积分数进行 半定量统计其中近层片组织和锻造组织的金相试 样经 ＳｉＣ水砂纸研磨和机械抛光制得．将九根标准 拉伸试样分为三组分别在 ＩＮＳＴＲＯＮ1186试验机上 进行室温、700℃和 800℃拉伸是实验拉伸速率为 1∙0ｍｍ·ｍｉｎ —1． 2 结果与讨论 2∙1 锻造组织和近层片组织的特征 合金的锻造饼坯如图 1所示．锻坯表面完好、 未见裂纹如图 1（ａ）所示；观察锻坯径向取样的金 相组织和其在背散射电子下的成像如图 1（ｂ）、 （ｃ）所示锻造后合金的微观组织较均匀即在总变 形量为 86％时的热变形过程中合金的流变行为较 好其热变形能力可与高 β相 ＴｉＡｌ合金的热变形能 力相当． 图 1 锻坯的外观和组织．（ａ） 锻坯的外观；（ｂ） 锻坯的宏观组织；（ｃ） 锻坯的背散射电子像 Ｆｉｇ．1 Ａｐｐｅａｒａｎｃｅ（ａ）ｍａｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ（ｂ） ａｎｄＢＳＥｉｍａｇｅ（ｃ） ｏｆｔｈｅｆｏｒｇｅｄａｌｌｏｙ 合金在锻造过程无组织转变因而可利用变形 前的等静压组织进行微观组织组成的确定．等静压 后铸锭的背散射电子像主要由黑色相和灰色相组 成还有少量呈长条状或椭圆状、弥散分布的白色 相如图 2所示．能谱分析 （ｅｎｅｒｇｙｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅｓｐｅｃ- ｔｒｕｍＥＤＳ）结果 （表 1和表 2）表明：黑色相中 Ａｌ元 素的原子分数约为44∙0％Ｖ元素和 Ｃｒ元素的含量 均低于合金成分中相应元素的含量；灰色相中 Ａｌ元 素的原子分数约为 30∙0％Ｔｉ、Ｖ和 Ｃｒ元素的原子 分数分别约为 55∙0％、10∙0％和 2∙4％；白色相富含 Ｇｄ．可见灰色相中富含 Ｔｉ元素和 β相稳定元素 这与已有 ＴｉＡｌ合金 β相中元素含量的报道结果相 ·473·
.474 北京科技大学学报 第32卷 吻合[-).参考T一A一V三元相图)，分析认为该 异而呈现不同衬度的成像原理，黑色相为α2H层 成分合金的凝固过程为L→L十B→B十a→a>a十 片组织，灰色相应为残留的高温B相，而白色相为 Y→α2十￥，结合背散射电子成像是根据原子序数差 Gd析出物 25m 10m 图2铸锭等静压后微观组织的背散射电子相.(a)低倍下；(b)高倍下；(c)Gd析出物 Fg2 BSE mnages ofm iemstmucu in the HIPed alby:(a)bw magnification (b)high magnification (c)Gd precipitates 表1在图2(b微观组织中相的能谱分析结果（原子分数） 中层片团的平均尺寸为40m层片团、B相和Gd Table 1 EDS results of phases in the m icmstnichre of Fig 2(b)% 析出物的体积分数分别为93.73%、5.25%和 采样点 Al Ti Cr 1.02%.B相的体积分数明显低于变形Ti42A 1 30.81 56.05 10.69 2.46 10V合金中B相的体积分数(30%).稀土相的圆度 2 44.18 51.61 3.60 0.61 系数F=4πAP.式中，A为等效圆面积，m2;P 3 44.46 51.41 3.51 0.63 为周长，m圆度系数值为0~1，数值越大则稀土 4 31.01 55.76 10.80 2.44 相越接近圆形，数值越小则稀土相的形状越不规则， 计算结果表明：铸态稀土相的平均圆度系数为 表2在图2（•）微观组织中白色相的能谱分析结果（原子分数） 0.520.63最小圆度系数为0.078~0.127，标准 Table 2 EDS reaults of the write phase in the microstnucture of Fig 2 偏差为0.040.219：而锻态稀土相的平均圆度系 (c) % 数为0.630.71最小圆度系数为0.34~0.4标准 采样点 Al Ti Cr Gd 0 偏差为0.13~0.16.由统计结果和对比观察可见， 1 30.81 56.0510.692.46 23.250.23 近层片组织中层片团的体积分数明显增加，阝相的 2 44.1851.613.600.6124.87 0 体积分数显著降低，Gd析出物出现球化现象 般认为，在钛合金和TA基合金中添加稀土 锻坯热处理后的近层片组织由层片团、位于层 元素形成了稀土氧化物，如ReOg·也有研究表明， 片团界的B相和弥散分布于基体的Gd析出物组 在TA中添加Y形成了稀土铝化物YA2).本实 成，如图3和图4所示.统计结果表明，近层片组织 验中Gd析出物的总量很少，因而通过能谱半定量 a 图3近层片组织的背散射电子像。(a)低倍下；(b)高倍下 Fig 3 BES inages of the NFL m icmstnicture (a)low mnagnification (b)high magnification
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 吻合 ［9—12］．参考 Ｔｉ--Ａｌ--Ｖ三元相图 ［9］分析认为该 成分合金的凝固过程为 Ｌ→Ｌ＋β→β＋α→α→α＋ γ→α2＋γ结合背散射电子成像是根据原子序数差 异而呈现不同衬度的成像原理黑色相为 α2／γ层 片组织灰色相应为残留的高温 β相而白色相为 Ｇｄ析出物． 图 2 铸锭等静压后微观组织的背散射电子相．（ａ） 低倍下；（ｂ） 高倍下；（ｃ） Ｇｄ析出物 Ｆｉｇ．2 ＢＳＥｉｍａｇｅｓｏｆｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｉｎｔｈｅＨＩＰｅｄａｌｌｏｙ：（ａ） ｌｏｗ-ｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ；（ｂ） ｈｉｇｈ-ｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ；（ｃ） Ｇｄ-ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ 表 1 在图 2（ｂ）微观组织中相的能谱分析结果 （原子分数 ） Ｔａｂｌｅ1 ＥＤＳｒｅｓｕｌｔｓｏｆｐｈａｓｅｓｉｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＦｉｇ．2（ｂ） ％ 采样点 Ａｌ Ｔｉ Ｖ Ｃｒ 1 30∙81 56∙05 10∙69 2∙46 2 44∙18 51∙61 3∙60 0∙61 3 44∙46 51∙41 3∙51 0∙63 4 31∙01 55∙76 10∙80 2∙44 表 2 在图 2（ｃ）微观组织中白色相的能谱分析结果 （原子分数 ） Ｔａｂｌｅ2 ＥＤＳｒｅｓｕｌｔｓｏｆｔｈｅｗｒｉｔｅｐｈａｓｅｉｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆＦｉｇ．2 （ｃ） ％ 采样点 Ａｌ Ｔｉ Ｖ Ｃｒ Ｇｄ Ｏ 1 30∙81 56∙05 10∙69 2∙46 23∙25 0∙23 2 44∙18 51∙61 3∙60 0∙61 24∙87 0 图 3 近层片组织的背散射电子像．（ａ） 低倍下；（ｂ） 高倍下 Ｆｉｇ．3 ＢＥＳｉｍａｇｅｓｏｆｔｈｅＮＦＬｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ：（ａ） ｌｏｗ-ｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ；（ｂ） ｈｉｇｈ-ｍａｇｎｉｆｉｃａｔｉｏｎ 锻坯热处理后的近层片组织由层片团、位于层 片团界的 β相和弥散分布于基体的 Ｇｄ析出物组 成如图 3和图 4所示．统计结果表明近层片组织 中层片团的平均尺寸为 40μｍ层片团、β相和 Ｇｄ 析出 物 的 体 积 分 数 分 别 为 93∙73％、5∙25％ 和 1∙02％．β相的体积分数明显低于变形Ｔｉ--42Ａｌ-- 10Ｖ合金中 β相的体积分数 （30％ ）．稀土相的圆度 系数 Ｆ＝4πＡ／Ｐ 2．式中Ａ为等效圆面积μｍ 2；Ｐ 为周长μｍ．圆度系数值为 0～1数值越大则稀土 相越接近圆形数值越小则稀土相的形状越不规则． 计算结果表明：铸态稀土相的平均圆度系数为 0∙52～0∙63最小圆度系数为 0∙078～0∙127标准 偏差为 0∙04～0∙219；而锻态稀土相的平均圆度系 数为 0∙63～0∙71最小圆度系数为 0∙34～0∙4标准 偏差为 0∙13～0∙16．由统计结果和对比观察可见 近层片组织中层片团的体积分数明显增加β相的 体积分数显著降低Ｇｄ析出物出现球化现象． 一般认为在钛合金和 ＴｉＡｌ基合金中添加稀土 元素形成了稀土氧化物如 Ｒｅ2Ｏ3．也有研究表明 在 ＴｉＡｌ中添加 Ｙ形成了稀土铝化物 ＹＡｌ2 ［20］．本实 验中 Ｇｄ析出物的总量很少因而通过能谱半定量 ·474·
第4期 静永娟等：Ti44A5V-1Cr-0.3Ni0.1Hf-0.15Gd合金的微观组织和拉伸性能 ,475. 2.2近层片组织的拉伸性能和讨论 近层片组织Ti44A厂5V-1Cr-0.3Ni0.1H 0.15Gd合金的拉伸性能测试结果见表3.从表中可 以看出，室温下延伸率的最低值为3.5%，平均值可 达4.17%，平均抗拉强度为865MPa即该合金的室 温拉伸塑性达到了传统TA合金变形后的拉伸塑 性水平.根据大多数燃气涡轮部件的设计，有研究 对TA哈金在缺口根部理论应力集中系数K,为 1.3~2.4时进行模拟计算和实验，结果表明，缓解 图4近层片组织在光学显微镜下的成像 缺口K,为2.4时缺口根部的应力集中需要TA哈 Fig4 mage of the NFL m icmostmuctue by optical m icmoscopy 金的室温拉伸塑性达到1%[212).因而，3.%的塑 性水平足以使部件在服役过程中释放应力集中和避 地测定其中元素的含量，观察近层片组织的背散射 免受损， 电子像发现，Gd析出物呈现两种衬度：EDS分析结 研究表明，TA哈金点阵参数的变化、杂质、孪 果表明，白亮的Gd析出物含有氧元素、灰白色的Gd 晶和位错活动性以及层片组织的差别均在不同程度 析出物中无氧元素；并且发现多数含氧Gd析出物 上与TA哈金的塑性相关，但以上因素多取决于成 依附干无氢(Gd析出物而存在，如图5所示. 分和加工过程，是不易控制的因素，TA合金的塑 性主要受合金成分和微观组织的影响，当合金成分 一定时，杂质元素（如氧、碳）十分影响Y合金的塑 性，关于双相T48A1合金的实验表明：当氧质量 分数由0.08%降至0.03%时，室温延伸率由1.9% 增至2.%.与Y相相比，α2相具有更高的氧溶解 度，因此2相将从Y相中夺走氧元素，由于任一相 的氧溶解度未知，因而不能推断出氧元素的分配， 2,e8018m 不过可以做出这样的假设，即整体氧含量的降低将 进一步减少作为主要变形组织的Y相中的氧含 图5近层片组织中的Gd析出物 量).因而，实验中近层片组织的含氧Gd析出 Fig 5 Gdprecipitates n the NFL m cmstucture 物有利于净化组织基体，利于提高室温塑性 表3Ti44A-5V-1Cr0.3Ni0.1H0.15Gd合金的拉伸性能 Table 3 Tensile pmoperties ofTi44A F5V-1Cr0.3Ni0.1H f0.15Gd alloy GL MPa G.MIPa 6% 温度C 实验值 平均 实验值 平均 实验值 平均 25 875860860 865 675670680 675 4.05.03.5 4.17 700 645645.640 643 525.525.525 525 221826 22 800 480.450 465 390.380 385 3860 和 此外，两相TA哈金的塑性优于单相TA哈金 1%6%时，Ti/A1值为1.2~1.5，而L结构的y 的塑性的事实说明对于提高塑性，微观组织也十分 相的Ti/A值为1.01~1.1由于点阵的正方度十 重要，对于一定成分的两相TA合金，塑性主要取 分影响滑移系的开动，因而TiA1值对室温塑性的 决于L的体积比和晶粒尺寸，有研究认为，两相 影响较大，B2相在室温下较硬、较脆，在高温下较 TA哈金的塑性最佳时LH的体积比为0.3~0.4， 软，这对室温塑性和高温下的强度和蠕变性能均十 而塑性通常随着晶粒尺寸的减小而提高).对于 分不利四.本实验近层片组织中层片组织和B相 三相TA哈金，高温B相在低温时发生有序化转变 的体积分数分别为93.73%和5.25%，相应高B相 后成为bcc结构的B2相；B2相富集B相稳定元素， TA合金中层片组织和B相的体积分数分别为 其TiA值比较大，当B相稳定元素（原子分数）为 70%和30%，因而层片组织的体积分数增加，即作
第 4期 静永娟等： Ｔｉ--44Ａｌ--5Ｖ--1Ｃｒ--0∙3Ｎｉ--0∙1Ｈｆ--0∙15Ｇｄ合金的微观组织和拉伸性能 图 4 近层片组织在光学显微镜下的成像 Ｆｉｇ．4 ＩｍａｇｅｏｆｔｈｅＮＦＬｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｂｙｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ 地测定其中元素的含量．观察近层片组织的背散射 电子像发现Ｇｄ析出物呈现两种衬度；ＥＤＳ分析结 果表明白亮的 Ｇｄ析出物含有氧元素、灰白色的 Ｇｄ 析出物中无氧元素；并且发现多数含氧 Ｇｄ析出物 依附于无氧 Ｇｄ析出物而存在如图 5所示． 图 5 近层片组织中的 Ｇｄ析出物 Ｆｉｇ．5 Ｇｄ-ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎｔｈｅＮＦＬｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ 2∙2 近层片组织的拉伸性能和讨论 近层片组织 Ｔｉ--44Ａｌ--5Ｖ--1Ｃｒ--0∙3Ｎｉ--0∙1Ｈｆ-- 0∙15Ｇｄ合金的拉伸性能测试结果见表 3．从表中可 以看出室温下延伸率的最低值为 3∙5％平均值可 达 4∙17％平均抗拉强度为 865ＭＰａ即该合金的室 温拉伸塑性达到了传统 ＴｉＡｌ合金变形后的拉伸塑 性水平．根据大多数燃气涡轮部件的设计有研究 对 ＴｉＡｌ合金在缺口根部理论应力集中系数 Ｋｔ为 1∙3～2∙4时进行模拟计算和实验结果表明缓解 缺口 Ｋｔ为 2∙4时缺口根部的应力集中需要 ＴｉＡｌ合 金的室温拉伸塑性达到 1％ ［21--22］．因而3∙5％的塑 性水平足以使部件在服役过程中释放应力集中和避 免受损． 研究表明ＴｉＡｌ合金点阵参数的变化、杂质、孪 晶和位错活动性以及层片组织的差别均在不同程度 上与 ＴｉＡｌ合金的塑性相关但以上因素多取决于成 分和加工过程是不易控制的因素．ＴｉＡｌ合金的塑 性主要受合金成分和微观组织的影响．当合金成分 一定时杂质元素 （如氧、碳 ）十分影响 γ合金的塑 性．关于双相 Ｔｉ--48Ａｌ合金的实验表明：当氧质量 分数由 0∙08％降至 0∙03％时室温延伸率由 1∙9％ 增至 2∙7％．与 γ相相比α2 相具有更高的氧溶解 度因此 α2相将从 γ相中夺走氧元素．由于任一相 的氧溶解度未知因而不能推断出氧元素的分配． 不过可以做出这样的假设即整体氧含量的降低将 进一步减少作为主要变形组织的 γ相中的氧含 量 ［1823］．因而实验中近层片组织的含氧 Ｇｄ析出 物有利于净化组织基体利于提高室温塑性． 表 3 Ｔｉ--44Ａｌ--5Ｖ--1Ｃｒ--0∙3Ｎｉ--0∙1Ｈｆ--0∙15Ｇｄ合金的拉伸性能 Ｔａｂｌｅ3 ＴｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＴｉ-44Ａｌ-5Ｖ-1Ｃｒ-0∙3Ｎｉ-0∙1Ｈｆ-0∙15Ｇｄａｌｌｏｙ 温度／℃ σｂ／ＭＰａ σｓ／ＭＰａ δ／％ 实验值 平均 实验值 平均 实验值 平均 25 875860860 865 675670680 675 4∙05∙03∙5 4∙17 700 645645640 643 525525525 525 221826 22 800 480450 465 390380 385 3860 49 此外两相 ＴｉＡｌ合金的塑性优于单相 ＴｉＡｌ合金 的塑性的事实说明对于提高塑性微观组织也十分 重要．对于一定成分的两相 ＴｉＡｌ合金塑性主要取 决于 Ｌ／γ的体积比和晶粒尺寸．有研究认为两相 ＴｉＡｌ合金的塑性最佳时 Ｌ／γ的体积比为 0∙3～0∙4 而塑性通常随着晶粒尺寸的减小而提高 ［18］．对于 三相 ＴｉＡｌ合金高温 β相在低温时发生有序化转变 后成为 ｂｃｃ结构的 Ｂ2相；Ｂ2相富集 β相稳定元素 其 Ｔｉ／Ａｌ值比较大当 β相稳定元素 （原子分数 ）为 1％ ～6％时Ｔｉ／Ａｌ值为 1∙2～1∙5而 Ｌ10结构的 γ 相的 Ｔｉ／Ａｌ值为 1∙01～1∙1．由于点阵的正方度十 分影响滑移系的开动因而 Ｔｉ／Ａｌ值对室温塑性的 影响较大．Ｂ2 相在室温下较硬、较脆在高温下较 软这对室温塑性和高温下的强度和蠕变性能均十 分不利 ［24］．本实验近层片组织中层片组织和 β相 的体积分数分别为 93∙73％和 5∙25％相应高 β相 ＴｉＡｌ合金中层片组织和 β相的体积分数分别为 70％和 30％因而层片组织的体积分数增加即作 ·475·
,476 北京科技大学学报 第32卷 为主要变形组织一Y相的体积分数增加，同时B (刘昌明，李华基.轧对T4A哈金组织和晶粒尺寸的影响， 相体积分数减少，对提高基体的强度有益.另外，Gd 重庆大学学报：自然科学版，1999,2219) 析出物对微观组织起到细化作用4-]，也对室温塑 [8]Xia K.LiW.Effects of addition of mare earth elment Gd on the kmellar gmin size of a binary Ti44Alalby Scripta Mater 1999 性和强度的提高有利， 41(1):67 在高温下，700℃时合金的延伸率增至18%以 [9]TetsuiT Shindo K.KobayashiS et al Strengthening a high- 上，而800℃时合金的最大延伸率为60%，已报道的 strngth TiAl alby by hot-forging Intemetallics 2003 11(4): 高B相TA1合金在700℃时的延伸率仅为 299 21%[),因此本实验合金在类似于压气机叶片的 [10]TetsuiT Shindo K.Kobayashis et al A new ly developed hot worked TiA l alloy for blades and stmuctural camnponents Scripta 使用温度下可具有足够的塑性，700℃时合金抗拉 Maer200247(6):399 强度的平均值为643MPa而800℃下平均抗拉强度 [11]Xu X J Lin J P.Wang Y L et al Defomability and micmo- 降至465MPa可见，若该合金保持较好性能，其使 stnuicture transfomation of pilot ngot of Ti-45A(89)Nb(W, 用温度应低于800℃. B.Y)allboy Mater SciEng A 2006.416(1/2):98 [12]W ang Y H.Lin JP.He Y H.etal Microstnuchure and mechan- 3结论 ical pmoperties of as-cast Ti45A18.5Nb(W.B Y)alby with industrial scale Mater Sci Eng A 2007.471(12):82 (1)在总变形量为869%时的热变形过程中Ti [13]KobayashiS Takeyama M.MotegiT et al M icmstnucture con tml using B-titanim phase for wrought ganma TiAl based allbys 44A5V-1Cr0.3Ni0.1H0.15Gd合金的流变行 //Gamma Titanim Akm inies 2003 Califomia 2003:165 为较好，其热变形能力可与高B相TA哈金的热变 [14]Sun FS Cao C X.Yan MG.etal Albyingmechanis of beta 形能力相当. stabilizers in a TiAl alloy Meta llMaterTrans A 2001 32(7): (2)该变形合金的NFL组织晶粒尺寸细小，平 1573 均层片团尺寸为40m,B相体积分数约为2.5%： [15]Huang L Liaw P K.Li C T Microstructural control of TiAl NbW B albys Metall MaterTmns A 2007.38(13):2290 与变形合金T42A厂10V相比，其微观组织中B相 [16]Wu X H.Revicw of alboy and process deve bpment of TiAl al 的体积分数降低了约25%. oys Intemetallics2006,14(10/h1):1114 (3)NFL组织合金的平均室温延伸率达到 [17]Lupic V.MarthionniM,Onofrio G.et al M icmostnuicture stdy 4.17%,明显高于传统高B相TA1合金的室温塑 of a yTiAl based alby containing W and St Gamma Titanim 性：这归因于B相体积分数减少以及Gd析出物对 Ahm inides 1999 Califomia 1999:349 [18]Kin Y W.Strength and ductility in TiAl alloys Intemetallics 微观组织的细化作用，其中含氧Gd析出物对基体 19986(78):623 的净化作用也十分重要. [19]SkmtkiB Crystallogmaphic aspects of defomation w inning and consequences for plastic defomation pmcesses in yTiAl Acta 参考文献 Maer200048(4):851 [1]Nobuki M.Vanderschueren D.Nakanum M.H igh temperature [20]Chen YY.Kong F T Han JC et al Infhence of yttrim on mechan ical properties of vanadim alloyed y base titanimahm in- m icmostmchim mechanical pmperties and defomability of Ti- ides Acta Meta llMater 1994.42(8):2623 43A19V alloy Itemetallics 2005.13(3A):263 [2]Appel F.Ochring M.W agner R.Novel design concepts for gim- [21]Knaul A.BeuthjL Milkej G.Modeling and measunment of mabase titanim ahm inile alloys Intemetallics 2000 8 1283 the notched strength of gamma TiA l under monotonic loading [3]Loria E A.Ganma titanim akminies as pmospective stmuctural Meta llMaterTmans A 1999 30(4):949 materials Intemetallics 2000 8 1339 [22]Biery N.De G maefM.Pollck T M.Stdy of localized strain at [4]Huang SC Hall E L Plastic defomation and fracture of binary notches in gamma-TiAl alboys usng displcement mapping and TiA lbase alloys MetallTmans A 1991 22.427 m icmstnicml chamcterization//Gamma Titanim Ahm inides [5]Wu Y.The effect of yttrim on m icmstmuctre and dislocation be- 1999.Califomia1999:557 havior of elmental powdermetallurgy processed TiA lbased nter [23]Huang SC.EmestL H.On the temperature dependence ofyiel metallics Mater Lett 2004.58 2067 stress in TiAl base alloys Scripta Metall Mater 1991.25(8): [6]Wu Y.Influence of Yaddition on the oxidation behav ior of A l-rich 1805 Y-TiAl alboys In temetallics 2004.12 519 [24]Sun FS CaoCX.Yan M C et al Albyingmechanism of beta [7]Liu C M,LiH J Effects ofGd on structures and grain sizes ofTi- stabilizers in a TiA l alloy Meta llMater Tnans A 2001 32(7): 44A1Alby J Chongqing Univ Nat SeiEd 1999 22.19 1573
北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 为主要变形组织———γ相的体积分数增加同时 β 相体积分数减少对提高基体的强度有益．另外Ｇｄ 析出物对微观组织起到细化作用 ［14--15］也对室温塑 性和强度的提高有利． 在高温下700℃时合金的延伸率增至 18％以 上而800℃时合金的最大延伸率为60％已报道的 高 β 相 ＴｉＡｌ合 金 在 700℃ 时 的 延 伸 率 仅 为 2∙1％ ［9］因此本实验合金在类似于压气机叶片的 使用温度下可具有足够的塑性．700℃时合金抗拉 强度的平均值为 643ＭＰａ而 800℃下平均抗拉强度 降至 465ＭＰａ．可见若该合金保持较好性能其使 用温度应低于 800℃． 3 结论 （1） 在总变形量为 86％时的热变形过程中Ｔｉ-- 44Ａｌ--5Ｖ--1Ｃｒ--0∙3Ｎｉ--0∙1Ｈｆ--0∙15Ｇｄ合金的流变行 为较好其热变形能力可与高 β相 ＴｉＡｌ合金的热变 形能力相当． （2） 该变形合金的 ＮＦＬ组织晶粒尺寸细小平 均层片团尺寸为 40μｍβ相体积分数约为 2∙55％； 与变形合金 Ｔｉ--42Ａｌ--10Ｖ相比其微观组织中 β相 的体积分数降低了约 25％． （3） ＮＦＬ组织合金的平均室温延伸率达到 4∙17％明显高于传统高 β相 ＴｉＡｌ合金的室温塑 性；这归因于 β相体积分数减少以及 Ｇｄ析出物对 微观组织的细化作用其中含氧 Ｇｄ析出物对基体 的净化作用也十分重要． 参 考 文 献 ［1］ ＮｏｂｕｋｉＭＶａｎｄｅｒｓｃｈｕｅｒｅｎＤＮａｋａｍｕｒａＭ．Ｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｖａｎａｄｉｕｍａｌｌｏｙｅｄγｂａｓｅｔｉｔａｎｉｕｍ-ａｌｕｍｉｎ- ｉｄｅｓ．ＡｃｔａＭｅｔａｌｌＭａｔｅｒ199442（8）：2623 ［2］ ＡｐｐｅｌＦＯｅｈｒｉｎｇＭＷａｇｎｅｒＲ．Ｎｏｖｅｌｄｅｓｉｇｎｃｏｎｃｅｐｔｓｆｏｒｇａｍ- ｍａ-ｂａｓｅｔｉｔａｎｉｕｍａｌｕｍｉｎｉｄｅａｌｌｏｙｓ．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ20008：1283 ［3］ ＬｏｒｉａＥＡ．Ｇａｍｍａｔｉｔａｎｉｕｍ ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓａｓｐｒｏｓｐｅｃｔｉｖｅｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ ｍａｔｅｒｉａｌｓ．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ20008：1339 ［4］ ＨｕａｎｇＳＣＨａｌｌＥＬ．Ｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｆｒａｃｔｕｒｅｏｆｂｉｎａｒｙ ＴｉＡｌ-ｂａｓｅａｌｌｏｙｓ．ＭｅｔａｌｌＴｒａｎｓＡ199122：427 ［5］ ＷｕＹ．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｙｔｔｒｉｕｍｏｎｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｂｅ- ｈａｖｉｏｒｏｆｅｌｅｍｅｎｔａｌｐｏｗｄｅｒｍｅｔａｌｌｕｒｇｙｐｒｏｃｅｓｓｅｄＴｉＡｌ-ｂａｓｅｄｉｎｔｅｒ- ｍｅｔａｌｌｉｃｓ．ＭａｔｅｒＬｅｔｔ200458：2067 ［6］ ＷｕＹ．ＩｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆＹ-ａｄｄｉｔｉｏｎｏｎｔｈｅｏｘｉｄａｔｉｏｎｂｅｈａｖｉｏｒｏｆＡｌ-ｒｉｃｈ γ-ＴｉＡｌａｌｌｏｙｓ．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ200412：519 ［7］ ＬｉｕＣＭＬｉＨＪ．ＥｆｆｅｃｔｓｏｆＧｄｏｎｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓａｎｄｇｒａｉｎｓｉｚｅｓｏｆＴｉ- 44ＡｌＡｌｌｏｙ．ＪＣｈｏｎｇｑｉｎｇＵｎｉｖＮａｔＳｃｉＥｄ199922：19 （刘昌明李华基．钆对 Ｔｉ-44Ａｌ合金组织和晶粒尺寸的影响． 重庆大学学报：自然科学版199922：19） ［8］ ＸｉａＫＬｉＷ．ＥｆｆｅｃｔｓｏｆａｄｄｉｔｉｏｎｏｆｒａｒｅｅａｒｔｈｅｌｅｍｅｎｔＧｄｏｎｔｈｅ ｌａｍｅｌｌａｒｇｒａｉｎｓｉｚｅｏｆａｂｉｎａｒｙＴｉ-44Ａｌａｌｌｏｙ．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒ1999 41（1）：67 ［9］ ＴｅｔｓｕｉＴＳｈｉｎｄｏＫＫｏｂａｙａｓｈｉＳｅｔａｌ．Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇａｈｉｇｈ- ｓｔｒｅｎｇｔｈＴｉＡｌａｌｌｏｙｂｙｈｏｔ-ｆｏｒｇｉｎｇ．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ200311（4）： 299 ［10］ ＴｅｔｓｕｉＴＳｈｉｎｄｏＫＫｏｂａｙａｓｈｉＳｅｔａｌ．Ａｎｅｗｌｙｄｅｖｅｌｏｐｅｄｈｏｔ ｗｏｒｋｅｄＴｉＡｌａｌｌｏｙｆｏｒｂｌａｄｅｓａｎｄｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｃｏｍｐｏｎｅｎｔｓ．Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒ200247（6）：399 ［11］ ＸｕＸＪＬｉｎＪＰＷａｎｇＹＬｅｔａｌ．Ｄｅｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙａｎｄｍｉｃｒｏ- ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆｐｉｌｏｔｉｎｇｏｔｏｆＴｉ-45Ａｌ-（8-9）Ｎｂ-（Ｗ ＢＹ） ａｌｌｏｙ．ＭａｔｅｒＳｃｉＥｎｇＡ2006416（1／2）：98 ［12］ ＷａｎｇＹＨＬｉｎＪＰＨｅＹＨｅｔａｌ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｍｅｃｈａｎ- ｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆａｓ-ｃａｓｔＴｉ-45Ａｌ-8∙5Ｎｂ-（ＷＢＹ） ａｌｌｏｙｗｉｔｈ ｉｎｄｕｓｔｒｉａｌｓｃａｌｅ．ＭａｔｅｒＳｃｉＥｎｇＡ2007471（1／2）：82 ［13］ ＫｏｂａｙａｓｈｉＳＴａｋｅｙａｍａＭＭｏｔｅｇｉＴｅｔａｌ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｃｏｎ- ｔｒｏｌｕｓｉｎｇβ-ｔｉｔａｎｉｕｍｐｈａｓｅｆｏｒｗｒｏｕｇｈｔｇａｍｍａＴｉＡｌｂａｓｅｄａｌｌｏｙｓ ∥ＧａｍｍａＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｕｍｉｎｉｄｅｓ2003．Ｃａｌｉｆｏｒｎｉａ2003：165 ［14］ ＳｕｎＦＳＣａｏＣＸＹａｎＭＧｅｔａｌ．Ａｌｌｏｙｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｂｅｔａ ｓｔａｂｉｌｉｚｅｒｓｉｎａＴｉＡｌａｌｌｏｙ．ＭｅｔａｌｌＭａｔｅｒＴｒａｎｓＡ200132（7）： 1573 ［15］ ＨｕａｎｇＬＬｉａｗＰＫＬｉｕＣＴ．ＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｃｏｎｔｒｏｌｏｆＴｉ-Ａｌ- Ｎｂ-Ｗ-Ｂａｌｌｏｙｓ．ＭｅｔａｌｌＭａｔｅｒＴｒａｎｓＡ200738（13）：2290 ［16］ ＷｕＸＨ．ＲｅｖｉｅｗｏｆａｌｌｏｙａｎｄｐｒｏｃｅｓｓｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔｏｆＴｉＡｌａｌ- ｌｏｙｓ．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ200614（10／11）：1114 ［17］ ＬｕｐｉｃＶＭａｒｔｈｉｏｎｎｉＭＯｎｏｆｒｉｏＧｅｔａｌ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｔｕｄｙ ｏｆａγ-ＴｉＡｌｂａｓｅｄａｌｌｏｙｃｏｎｔａｉｎｉｎｇＷ ａｎｄＳｉ∥ＧａｍｍａＴｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓ1999．Ｃａｌｉｆｏｒｎｉａ1999：349 ［18］ ＫｉｍＹＷ．ＳｔｒｅｎｇｔｈａｎｄｄｕｃｔｉｌｉｔｙｉｎＴｉＡｌａｌｌｏｙｓ．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ 19986（7／8）：623 ［19］ ＳｋｒｏｔｚｋｉＢ．Ｃｒｙｓｔａｌｌｏｇｒａｐｈｉｃａｓｐｅｃｔｓｏｆｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｗｉｎｎｉｎｇａｎｄ ｃｏｎｓｅｑｕｅｎｃｅｓｆｏｒｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｐｒｏｃｅｓｓｅｓｉｎγ-ＴｉＡｌ．Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒ200048（4）：851 ［20］ ＣｈｅｎＹＹＫｏｎｇＦＴＨａｎＪＣｅｔａｌ．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｙｔｔｒｉｕｍｏｎ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓａｎｄｄｅｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙｏｆＴｉ- 43Ａｌ-9Ｖａｌｌｏｙ．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ200513（3／4）：263 ［21］ ＫｎａｕｌｄＡＢｅｕｔｈｊＬＭｉｌｋｅｊＧ．Ｍｏｄｅｌｉｎｇａｎｄｍｅａｓｕｒｅｍｅｎｔｏｆ ｔｈｅｎｏｔｃｈｅｄｓｔｒｅｎｇｔｈｏｆｇａｍｍａＴｉＡｌｕｎｄｅｒｍｏｎｏｔｏｎｉｃｌｏａｄｉｎｇ． ＭｅｔａｌｌＭａｔｅｒＴｒａｎｓＡ199930（4）：949 ［22］ ＢｉｅｒｙＮＤｅＧｒａｅｆＭＰｏｌｌｏｃｋＴＭ．Ｓｔｕｄｙｏｆｌｏｃａｌｉｚｅｄｓｔｒａｉｎａｔ ｎｏｔｃｈｅｓｉｎｇａｍｍａ-ＴｉＡｌａｌｌｏｙｓｕｓｉｎｇｄｉｓｐｌａｃｅｍｅｎｔｍａｐｐｉｎｇａｎｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ∥ ＧａｍｍａＴｉｔａｎｉｕｍ Ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓ 1999．Ｃａｌｉｆｏｒｎｉａ1999：557 ［23］ ＨｕａｎｇＳＣＥｒｎｅｓｔＬ．Ｈ．Ｏｎｔｈｅｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｄｅｐｅｎｄｅｎｃｅｏｆｙｉｅｌｄ ｓｔｒｅｓｓｉｎＴｉＡｌｂａｓｅａｌｌｏｙｓ．ＳｃｒｉｐｔａＭｅｔａｌｌＭａｔｅｒ199125（8）： 1805 ［24］ ＳｕｎＦＳＣａｏＣＸＹａｎＭＣｅｔａｌ．Ａｌｌｏｙｉｎｇｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｂｅｔａ ｓｔａｂｉｌｉｚｅｒｓｉｎａＴｉＡｌａｌｌｏｙ．ＭｅｔａｌｌＭａｔｅｒＴｒａｎｓＡ200132（7）： 1573 ·476·