O相合金Ti2AlNb的研究進(jìn)展

杜 剛，崔林林，雷 強(qiáng)，杜玉俊，齊 銳，王瑋東，付寶全

(西部超導(dǎo)材料科技股份有限公司，陜西 西安 710016)

1 前 言

經(jīng)過60年的發(fā)展，通過對合金成分、冶煉和熱加工工藝、組織控制等的不斷優(yōu)化，鈦合金的長時(shí)使用溫度已經(jīng)從以Ti-6Al-4V 為代表的350 ℃提高到了目前的600 ℃[1]。憑借在比強(qiáng)度、比蠕變強(qiáng)度和比疲勞強(qiáng)度方面的優(yōu)勢，采用近α型高溫鈦合金代替鎳基高溫合金制造服役溫度低于600 ℃的高壓壓氣機(jī)盤、葉片等鍛件，在保持強(qiáng)度和服役性能相同的情況下，其結(jié)構(gòu)重量可減輕1.7倍，有效提高了航空發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比和使用性能。目前先進(jìn)發(fā)動(dòng)機(jī)上鈦合金的用量僅次于高溫合金， 占發(fā)動(dòng)機(jī)總質(zhì)量的25%～40%；另一方面，當(dāng)前使用的IMI834和Ti-1100等近α型高溫鈦合金，受制于表面氧化和長期組織穩(wěn)定性差等因素的制約，其使用溫度的上限短期內(nèi)難以突破600 ℃[2]。在使用溫度高于600 ℃時(shí)，高溫鈦合金在比強(qiáng)度和比蠕變強(qiáng)度方面已經(jīng)失去了同鎳基高溫合金競爭的優(yōu)勢。

增加鈦合金中Al的含量可以顯著增加合金的抗氧化性和高溫強(qiáng)度，在此基礎(chǔ)上發(fā)展起來的α2-Ti3Al基合金具有更高的比強(qiáng)度，但其塑性和韌性較差[3]。添加元素Nb可顯著改善Ti3Al合金的塑性，當(dāng)Nb含量高于17%時(shí)，α2相轉(zhuǎn)化為有序斜方晶系的O相(Orthorhombic Phase)，化學(xué)結(jié)構(gòu)式為Ti2AlNb。以Ti2AlNb相為基的Ti-Al-Nb系合金即為Ti2AlNb合金。1991年，美國通用電氣公司申請了第一份Ti2AlNb基合金的專利，隨后多種成分的 Ti2AlNb合金相繼問世。Ti2AlNb合金的研制已經(jīng)成為美國、日本等國家新材料領(lǐng)域研究的熱點(diǎn)之一，其目標(biāo)是替代 Inconel 718合金(國內(nèi)對應(yīng)牌號(hào)為GH4169)作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)的零部件，可減重35%左右，從而大大提高發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比。Ti2AlNb合金相比于γ-TiAl合金具有更高的強(qiáng)度和更好的斷裂韌性[4]，其優(yōu)異的性能滿足未來航空發(fā)動(dòng)機(jī)對高比強(qiáng)度、高比剛度的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料的迫切要求，對于降低飛行器的自重、提高燃油效率和高溫服役性能具有重要意義。

我國在Ti2AlNb合金的研究方面基本與歐美國家同步，在國家對Ti-Al系新型金屬材料研究的大力支持下，對該合金的合金化和組織結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)方面進(jìn)行了系統(tǒng)的研究。應(yīng)用研究方面，Ti2AlNb合金已經(jīng)在衛(wèi)星、導(dǎo)彈發(fā)動(dòng)機(jī)等領(lǐng)域獲得了突破[5]，今后的研究重點(diǎn)將向航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的靜止部件和轉(zhuǎn)動(dòng)部件推進(jìn)[6]。

本文介紹了Ti2AlNb合金的發(fā)展概況， 重點(diǎn)介紹了近年來我國在Ti2AlNb合金的工程制備技術(shù)和應(yīng)用研究方面所取得的最新進(jìn)展以及存在的主要問題，并展望了Ti2AlNb合金的發(fā)展前景。

2 成分和顯微組織

Ti2AlNb合金是Ti-Al系金屬間化合物中Nb含量最高的一類合金[7]。當(dāng)Nb的含量大于15%時(shí)，高溫β相分解形成O相顆粒或板條析出相。當(dāng)Nb含量在15%～25%時(shí)，合金室溫組織中存在β/B2+O+α2三種相，一般稱為第一代Ti2AlNb合金，典型的合金成分主要有Ti-25A1-17Nb和Ti-21A1-22Nb。當(dāng)Nb含量大于25%時(shí)，室溫組織中的α2相完全轉(zhuǎn)變?yōu)镺相，一般稱為第二代Ti2AlNb合金，典型的合金成分主要有Ti-22A1-25Nb和Ti-22A1-27Nb。該合金的特點(diǎn)為高Nb低Al，其相組成為B2+O相。第二代Ti2AlNb合金具有較高的室溫塑性、良好的斷裂韌性與抗蠕變性能，其可加工性也遠(yuǎn)遠(yuǎn)優(yōu)于γ-TiAl、Ti3Al等金屬間化合物。

近年來，國內(nèi)外研究單位對Ti2AlNb合金化學(xué)成分的優(yōu)化工作主要以Ti-22Al-25Nb和Ti-22Al-27Nb合金為基礎(chǔ)，探索了以W，Ta，Mo等元素來取代部分Nb元素，以期降低合金的成本并改善合金的強(qiáng)度、韌性和蠕變等性能。在Ti2AlNb合金中添加W可以顯著提高合金的顯微硬度、抗拉強(qiáng)度和蠕變性能[8-10]；W使得合金的晶格常數(shù)變小，對合金的固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化作用不大，主要強(qiáng)化機(jī)理來自對合金中的魏氏體板條的細(xì)化作用；研究發(fā)現(xiàn)，添加2%的W可以顯著改善合金的抗蠕變性能。Mo元素的固溶強(qiáng)化作用可顯著提高Ti2AlNb合金的室溫、高溫強(qiáng)度及650 ℃下的蠕變性能[11-13]；在Ti2AlNb合金中添加0.5at%～1.5at%的Mo，可使合金顯微組織

得到明顯細(xì)化，基于此，中科院金屬所研發(fā)了Ti-22Al-24Nb-(0.5～1)Mo合金體系。細(xì)化B2相晶粒是實(shí)現(xiàn)Ti2AlNb合金增塑的有效手段之一，試驗(yàn)結(jié)果表明，添加Ta，V以及微量的B元素可達(dá)到細(xì)化晶粒的目的，從而實(shí)現(xiàn)改善該合金室溫塑性的目標(biāo)[14-16]。

通過設(shè)計(jì)熱加工工藝、調(diào)整熱處理參數(shù)來控制Ti2AlNb合金中O相與β相的比例、O相的形態(tài)和尺寸，可以獲取不同的力學(xué)性能[17]。從合金的顯微組織對性能的影響規(guī)律來看，其與兩相鈦合金十分相似。Ti2AlNb合金在α2+B2兩相區(qū)或α2+B2+O三相區(qū)進(jìn)行鍛造或軋制加工并進(jìn)行相應(yīng)溫度區(qū)間的熱處理，可獲得O/α2相等軸組織，細(xì)小的等軸組織有助于提高合金的室溫強(qiáng)度和塑性，但會(huì)降低合金的高溫強(qiáng)度和蠕變抗力，其最小蠕變速率要比粗晶片層組織高兩個(gè)數(shù)量級(jí)[18]。Ti2AlNb合金在β相區(qū)進(jìn)行熱加工并緩慢冷卻，易形成以長條O/α2相為主的魏氏體組織。相對于具有細(xì)小O相板條的組織，具有較為粗大的O相板條的顯微組織具有更高的室溫強(qiáng)度和蠕變性能，但屈服強(qiáng)度會(huì)降低，而且O相板條過于粗大時(shí)合金的塑性也會(huì)降低[19, 20]。原始β相晶粒尺寸對合金力學(xué)性能影響很大，晶粒尺寸越大，蠕變性能越好。細(xì)化合金中先形成的β相晶粒尺寸是改善合金力學(xué)性能，特別是拉伸性能和疲勞性能非常有效的方法[21, 22]。圖1給出了Ti-22Al-25Nb合金鍛造棒材的典型組織。

圖1 Ti-22Al-25Nb合金鍛造棒材的典型組織形態(tài)：(a)魏氏體組織，(b)等軸組織Fig.1 Typical microstructure of Ti-22Al-25Nb alloy forged bar:(a)widmanstatten structure,(b)equiaxed structure

3 工程制備技術(shù)

在新型航空發(fā)動(dòng)機(jī)減重設(shè)計(jì)的需求牽引下，近年來我國在Ti2AlNb合金的工程化應(yīng)用方面開展了大量的研究工作，并取得了可喜的進(jìn)展。Ti2AlNb合金已經(jīng)在航天領(lǐng)域應(yīng)用成功，下一階段的工作目標(biāo)在于推動(dòng)該合金在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的應(yīng)用。在Ti2AlNb鑄錠冶煉技術(shù)方面，早期的實(shí)驗(yàn)室研究為了避免該合金中各元素熔點(diǎn)、密度和蒸汽壓相差較大的難題，采用感應(yīng)凝殼熔煉的方法。該方法較好地解決了Ti2AlNb合金中的偏析問題，但也存在不能制備工業(yè)級(jí)大鑄錠的缺點(diǎn)[23]。近年來，利用用于熔煉工業(yè)級(jí)鈦合金鑄錠的真空自耗冶煉爐(VAR)，并結(jié)合Ti2AlNb合金的自身特點(diǎn)，開發(fā)出噸級(jí)Ti2AlNb鑄錠的冶煉技術(shù)[5]。利用先進(jìn)的低熔速控制技術(shù)和強(qiáng)制冷卻技術(shù)，成功冶煉出最大直徑為520 mm的3 t級(jí)Ti2AlNb鑄錠，對鑄錠頭尾9點(diǎn)取樣進(jìn)行化學(xué)分析，結(jié)果表明Al和Nb元素的偏差均滿足設(shè)計(jì)要求。

針對航空發(fā)動(dòng)機(jī)用盤、環(huán)類鍛件對細(xì)晶棒材的需求，西部超導(dǎo)與鋼鐵研究總院合作開發(fā)了Ti2AlNb鑄錠自由鍛開坯和細(xì)晶棒材的鍛造工藝。利用Ti2AlNb合金在β相區(qū)塑性好的特點(diǎn)，通過多次的鐓拔鍛造使β晶粒控制在150 μm以內(nèi)，使坯料在α2+O相區(qū)進(jìn)行充分變形，保證O相板條充分再結(jié)晶，形成均勻的等軸組織。圖2顯示規(guī)格為φ300 mm的Ti2AlNb棒材的顯微組織，可見β晶粒和O相板條充分破碎。超聲波無損探傷結(jié)果表明，直徑為300 mm規(guī)格的Ti2AlNb棒材采用接觸法可滿足GB/T 5193-2007標(biāo)準(zhǔn)中的B級(jí)要求，表明Ti2AlNb棒材具有良好的組織均勻性和冶金質(zhì)量。

圖2 φ300 mm規(guī)格的Ti-22Al-25Nb棒材的顯微組織Fig.2 Microstructure of Ti-22Al-25Nb alloy bar with 300 mm diameter

為了滿足航空發(fā)動(dòng)機(jī)機(jī)匣、壓氣機(jī)盤等鍛件對材料強(qiáng)度、塑性以及疲勞等綜合性能的要求，近年來對Ti2AlNb合金部件的成型技術(shù)進(jìn)行了研究。田等[24]通過研究Ti2AlNb環(huán)鍛件的高溫成型工藝發(fā)現(xiàn)，Ti2AlNb環(huán)鍛件的組織和力學(xué)性能對熱加工溫度十分敏感，在970 ℃軋制環(huán)件，其組織為雙態(tài)組織，強(qiáng)度較高而塑性較低；在1050 ℃軋制時(shí)為板條組織，其強(qiáng)度較970 ℃軋制的環(huán)件要低，但其塑性更高；Ti-22Al-25Nb合金環(huán)形件的最佳熱軋溫度為1050 ℃，以此工藝制備的外徑為700 mm、內(nèi)徑為600 mm、高度為92 mm 的環(huán)形件，具有良好的綜合力學(xué)性能。

為了達(dá)到發(fā)動(dòng)機(jī)整體葉盤所需的各項(xiàng)性能的良好匹配，張等[25]借鑒兩相鈦合金近β鍛造的工藝思路，對Ti-22Al-25Nb合金餅坯的等溫鍛造工藝進(jìn)行了研究。首先在α2/β相變點(diǎn)以下20 ℃對Ti-22Al-25Nb合金進(jìn)行等溫鍛造，獲得直徑為400 mm 的餅坯鍛件；進(jìn)而研究了近β鍛造及鍛后熱處理過程中的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，結(jié)果表明近β鍛造后獲得α2+B2雙態(tài)組織，進(jìn)行940 ℃以下的固溶和時(shí)效熱處理后，雙態(tài)組織轉(zhuǎn)變?yōu)棣?+O+B2三態(tài)組織。由此可獲得塑性、斷裂韌性和疲勞性能的良好匹配。

粉末冶金技術(shù)具有近終成型等優(yōu)點(diǎn)，是生產(chǎn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤的主要工藝。為了解決Ti2AlNb合金熱加工變形抗力大、材料利用率相對較低等不足，中科院金屬所等單位近年來開展了Ti2AlNb合金粉末冶金工藝方面的研究工作。相對于傳統(tǒng)的熔煉-鍛造工藝，采用粉末冶金等靜壓工藝制備Ti2AlNb合金可避免傳統(tǒng)鑄錠冶煉過程中形成的偏析、夾雜等冶金缺陷，得到組織更加均勻、性能更加穩(wěn)定的合金坯料或部件，且材料利用率和加工余量均優(yōu)于傳統(tǒng)的熔煉-鍛造工藝[26-30]。

采用粉末冶金技術(shù)制備Ti2AlNb部件時(shí)，采用氬氣霧化和旋轉(zhuǎn)電極工藝制成了Ti-22Al-25Nb合金粉末[31, 32]，粒度在60～160 μm之間。對比試驗(yàn)結(jié)果表明，采用熱等靜壓工藝制備的粉末Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金與同成分的鍛造合金，變形行為近似，變形抗力相當(dāng)，表現(xiàn)出了良好的強(qiáng)度和塑形水平[32]。在此基礎(chǔ)上，中科院金屬所采用粉末冶金工藝，制備出了復(fù)雜形狀的Ti2AlNb航空部件(圖3)[33]。

圖3 粉末冶金法成型的Ti2AlNb部件[33]Fig.3 Ti2AlNb components prepared by PM[33]

然而，粉末冶金制備過程中難以避免得會(huì)存在一定的空洞，雖然對合金的強(qiáng)度和塑形影響不大，但是否會(huì)對合金的疲勞性能產(chǎn)生影響仍然需要進(jìn)一步研究。

通過焊接方法將Ti2AlNb相互連接，以及同異種金屬的連接，可滿足航空發(fā)動(dòng)機(jī)對特殊形狀的復(fù)雜構(gòu)件的需求。因此，焊接技術(shù)成為新型金屬材料推廣應(yīng)用的關(guān)鍵環(huán)節(jié)之一。Ti2AlNb合金作為金屬間化合物材料，塑性低于傳統(tǒng)鈦合金，且對環(huán)境因素的影響特別敏感，對焊接過程的控制要求也更加嚴(yán)格。隨著工程化應(yīng)用的不斷推進(jìn)，各種焊接技術(shù)被嘗試用于Ti2AlNb合金的焊接。相對于傳統(tǒng)的氬弧焊，電子束焊接和激光焊接應(yīng)用于Ti2AlNb合金具有能量密度高、焊接熔池尺寸小的優(yōu)點(diǎn)，有利于降低焊接過程中Al元素的燒損[34, 35]。對Ti-22Al-25Nb板材分別進(jìn)行了電子束和激光焊接，對比研究發(fā)現(xiàn)，電子束焊接得到的Ti2AlNb合金的強(qiáng)度明顯降低，這是由于電子束焊接冷速快，熔合區(qū)來不及析出α2等強(qiáng)化相，而是形成單一的B2相，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度下降至母材的70%以下[36]。對焊接接頭進(jìn)行850 ℃熱處理后，焊縫中析出大量O相板條形成的網(wǎng)籃組織，研究發(fā)現(xiàn)焊接接頭在室溫和650 ℃高溫下的強(qiáng)度恢復(fù)到母材強(qiáng)度的90%以上。西北工業(yè)大學(xué)等單位對Ti2AlNb、Ti60、Ti2AlNb與TA15等傳統(tǒng)鈦合金進(jìn)行激光焊接實(shí)驗(yàn)，結(jié)果表明，異種焊接接頭在拉伸試驗(yàn)中斷裂位置均位于傳統(tǒng)鈦合金本體處。這是由于Ti2AlNb合金在500～600 ℃溫度范圍內(nèi)具有明顯的強(qiáng)度優(yōu)勢[37-39]。

各種新的焊接方法也被用于Ti2AlNb合金的連接。摩擦焊接是利用工件在相對高速運(yùn)動(dòng)時(shí)所產(chǎn)生的摩擦熱在頂鍛壓力作用下產(chǎn)生塑性流變來實(shí)現(xiàn)連接。研究者通過對橫截面積為170 mm2的試樣進(jìn)行摩擦焊接，獲得了無冶金缺陷的連接接頭[40, 41]。此外，由于焊接區(qū)過熱度較小，保留了部分的O相和α2相板條，所以接頭的強(qiáng)度也高于傳統(tǒng)的熔化焊工藝。

4 存在的問題和不足

Ti2AlNb合金高溫比強(qiáng)度高、抗氧化性能好，具有在航空航天領(lǐng)域取得廣泛應(yīng)用的良好潛力。但就目前來看，國內(nèi)外還未見Ti2AlNb合金在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中取得實(shí)際應(yīng)用的相關(guān)報(bào)道，這與Ti2AlNb合金自身存在的一些不足之處有關(guān)。

首先，Ti2AlNb合金的原料成本明顯高于傳統(tǒng)的近α鈦合金以及密度更小的γ-TiAl合金。Nb是Ti2AlNb合金中的β穩(wěn)定元素，可有效改善合金的塑性和熱加工性能，但較高的Nb元素含量也增加了材料的成本和密度。以當(dāng)前研究最多的Ti-22Al-25Nb合金為例，如果按質(zhì)量百分比計(jì)算，該合金中元素Nb的含量高達(dá)46%。相比而言，近α鈦合金中Zr，Mo，Nb等元素的含量一般不超過5%。表1給出了Ti2AlNb合金同傳統(tǒng)的近α合金的化學(xué)成分對比。因此，從“費(fèi)效比”的角度來講，研究以Zr，Mo等元素代替Ti2AlNb合金中Nb元素，對于材料的推廣應(yīng)用具有重要的意義。

表1 幾種合金材料的化學(xué)成分

另外，Ti2AlNb合金在某些性能方面同鎳基高溫合金甚至近α鈦合金尚存在一定的差距。Ti2AlNb作為一種金屬間化合物材料，具有長程有序的超點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)，可以保證其具有很強(qiáng)的金屬鍵結(jié)合，獲得優(yōu)異的高溫比強(qiáng)度和蠕變抗力，但同時(shí)也使得合金在斷裂韌性、缺口敏感性等方面處于相對劣勢[42]。以Ti-22Al-25Nb合金為例，其室溫?cái)嗔秧g性與α2/O相板條的形態(tài)關(guān)系十分密切。通過β熱處理形成的粗魏氏體組織具有最為優(yōu)異的室溫?cái)嗔秧g性，但K1c一般在30 MPa·m1/2以下(雙態(tài)或等軸組織時(shí)斷裂韌性更低)[43]。相比而言，TC4鈦合金和Inconel 718合金的室溫?cái)嗔秧g性分別在50 MPa·m1/2和100 MPa·m1/2以上。對于航空發(fā)動(dòng)機(jī)中的轉(zhuǎn)動(dòng)類部件，損傷容限相關(guān)的性能問題是Ti2AlNb合金在取得應(yīng)用前必須突破和解決的問題。另外，借鑒γ-TiAl合金發(fā)展的經(jīng)驗(yàn)來看，Ti2AlNb合金可用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)機(jī)匣、葉環(huán)等非轉(zhuǎn)動(dòng)部件，替代鎳基高溫合金達(dá)到減重的目的。此外，也可以考慮使用Ti2AlNb合金和近α高溫鈦合金進(jìn)行焊接制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)盤等轉(zhuǎn)動(dòng)部件，分別作為壓氣機(jī)的盤緣和盤心，可以更好地滿足壓氣機(jī)盤在大溫度和應(yīng)力梯度環(huán)境下的工作需要。

最后，在Ti2AlNb合金的加工技術(shù)方面還需繼續(xù)開展研究工作，以便提高生產(chǎn)效率并降低生產(chǎn)成本。裝備方面，Ti2AlNb合金棒材、鍛件的熱加工流程與傳統(tǒng)鈦合金類似，傳統(tǒng)鈦合金熱加工所采用的鍛壓設(shè)備、加熱爐和工模具等同樣適用。但由于變形抗力明顯大于傳統(tǒng)鈦合金以及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶能力差等因素，Ti2AlNb合金對鍛壓設(shè)備的噸位和操作速度提出了更高的要求。熱加工工藝技術(shù)方面，雖然具有一定的工藝塑性，也開發(fā)出了相對成熟的熱加工工藝，但在實(shí)際生產(chǎn)過程中，Ti2AlNb合金的工藝窗口相對傳統(tǒng)鈦合金更窄、坯料更易開裂，導(dǎo)致最終加工棒材/鍛坯的收得率也低于普通鈦合金；冷加工技術(shù)方面，Ti2AlNb合金具有單位切削力大、導(dǎo)熱性差等特點(diǎn)，對刀具磨損嚴(yán)重，導(dǎo)致切削加工效率不高[44]。這些因素在合金的研制階段尚且能夠克服，但在材料的工業(yè)化生產(chǎn)階段卻十分不利。只有提高Ti2AlNb合金在加工過程中的材料利用率、降低加工成本并縮短合金制備周期，才能使得Ti2AlNb合金面對與諸如近α合金以及TiAl系其他合金的競爭時(shí)具備更加明顯的優(yōu)勢。

5 結(jié) 語

隨著高推重比航空發(fā)動(dòng)機(jī)對減重要求的不斷提高，設(shè)計(jì)單位急需一種使用溫度達(dá)到650 ℃以上，能夠替代Inconel 718的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料。Ti2AlNb基合金是現(xiàn)有材料中最接近實(shí)用要求的金屬材料。近年來國內(nèi)科研院所和企業(yè)為了推進(jìn)Ti2AlNb合金的工程化應(yīng)用開展了大量的工作，獲得了比較系統(tǒng)的研究成果，尤其是在材料的制備技術(shù)方面。隨著氦氣冷卻、石棉包套等新技術(shù)的應(yīng)用，國內(nèi)目前已突破噸級(jí)Ti2AlNb鑄錠的冶煉技術(shù)和直徑為300 mm大棒材的熱加工技術(shù)，材料組織、性能水平均獲得了顯著的提高。但是，還是應(yīng)該清醒地認(rèn)識(shí)到，Ti2AlNb合金目前還存在著一些尚未完全解決或突破的不足之處，制約著新材料的推廣應(yīng)用，例如在加工效率、加工成本上與主流的鈦合金或鎳基合金仍然存在一定的差距?？梢灶A(yù)見，今后的研究工作應(yīng)將Ti2AlNb合金的特性與現(xiàn)有生產(chǎn)鈦合金、鎳基合金的工業(yè)化的冶煉、加工裝備相結(jié)合，開發(fā)出適合金屬間化合物材料的工藝技術(shù)。另外，通過對合金的化學(xué)成分進(jìn)一步優(yōu)化，可以改善材料的斷裂韌性、缺口敏感性等不足之處，也可以提高Ti2AlNb合金未來同近α高溫鈦合金以及γ-TiAl合金競爭的優(yōu)勢。

隨著對Ti2AlNb合金研究的不斷深入，相信通過研究人員的共同努力，必將推進(jìn)Ti2AlNb合金的成熟度，最終使其成為能在航空發(fā)動(dòng)機(jī)中大有作為的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料。

References

[1] Wang Qingjiang(王清江), Liu Jianrong(劉建榮)，Yang Rui(楊 銳).JournalofAeronauticalMaterials(航空材料學(xué)報(bào))[J], 2014，34(4): 1-26.

[2] Cai Jianming(蔡建明), Cao Chunxiao(曹春曉).JournalofAeronauticalMaterials(航空材料學(xué)報(bào)) [J]，2014，34(4): 27-36.

[3] Li Shiqing, Cheng Yinjun，Liang Xiaobo.MaterialsScienceForum[J], 2015, 457-479: 795-800.

[4] Banerjee D.ProgressinMaterialsScience[J]，1997，42(1-4): 135-158.

[5] Zhang Jianwei(張建偉), Li Shiqiong(李世瓊).TheChineseJournalofNonferrousMetals(中國有色金屬學(xué)報(bào))[J]，2010，20(z1): 336-341.

[6] Tai Qingan(邰清安), Li Zhihua(李治華).AeronauticalManufacturingTechnology(航空制造技術(shù))[J]，2014，7: 34-39.

[7] Sagar P K.MaterialsScienceandEngineering:A[J]，2006，434(1-2): 259-268.

[8] Tang F, Nakazawa S，Hagiwara M.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2001，315 (1-2): 147-152.

[9] Tang F, Emura S，Hagiwara M.ScriptaMaterialia[J]，2001，44(4): 671-676.

[10] Yang S J, Nam S W, Hagiwara M.JournalofAlloysandCompounds[J]，2003，350 (1-2): 280-287.

[11] Azad S, Mandal R K，Singh A K.MaterialsScienceandEngineeringA[J]，2006，429 (1-2): 219-224.

[12] Emura S, Tsuzakia K，Tsuchiya K.MaterialsScienceandEngineeringA[J]，2010，528 (1): 355-362.

[13] Sagar P K.MaterialsScienceandEngineeringA[J]，2006，434: 259-268.

[14] Yang S J，Emura S，Nam S W,etal.MaterialsLetters[J]，2004，58: 3187-3191.

[15] Germann L, Banerjee D, Guedou J Y,etal.Intermetallics[J]，2005，13(1-2): 920-924.

[16] Tang F, Tohru A, Hagiwara M,etal.ScriptaMaterialia[J]，2002，46 (1-2): 143-147.

[17] Wang W, Zeng W D, Xue C,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J]，2014，618(4): 288-294.

[18] Peng J H, Mao Y, Li S Q,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J]，2001，299 :75-80.

[19] Xue C, Zeng W D, Wang W,etal.MaterialsScienceandEngineeringA[J]，2006，611(1-2): 320-325.

[20] Xue C, Zeng W D, Wang W,etal.MaterialsScienceandEngineering:A[J]，2013，587: 54-60.

[21] Emura S, Araoka A, Hagiwara M.ScriptaMaterialia[J]，2003，48(5): 629-634.

[22] Xue C, Zeng W D, Xu B,etal.Intermetallics[J]，2012，29: 41-47.

[23] Wu Bo(吳 波), Peng Delin(彭德林).AerospaceMaterialsandTechnology(宇航材料工藝)[J]，2002，2:47-50.

[24] Tian Wei(田 偉), Zhong Yan(鐘 燕), Liang Xiaobo(梁曉波) ,etal.TransactionsofMaterialsandHeatTreatment(材料熱處理學(xué)報(bào)) [J]，2014，35(10): 49-52.

[25] Zhang Jianwei(張建偉), Liang Xiaobo(梁曉波), Cheng Yunjun(程云君),etal.RareMetalMaterialsandEngineering(稀有金屬材料與工程)[J], 2014,43(5):1157-1160.

[26] Lu Zhengguan(盧正冠), Wu Jie (吳 杰).ChineseJournalofMaterialResearch(材料研究學(xué)報(bào))[J] ,2015,6(6): 445-452.

[27] Jia J B, Zhang K F, Lu Z.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2014, 607: 630-639.

[28] Wang Y X, Zhang K F, Li B Y.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2014, 608: 229-233.

[29] Jia J B, Zhang K F, Jiang S S.MaterialsScienceandEngineeringA[J], 2014, 616(20): 93-98.

[30] Jia J B, Zhang K F, Liu L M,etal.JournalofAlloysandCompounds[J], 2014, 600(5): 215-221.

[31] Niu H Z, Chen Y F, Zhang D L,etal.MaterialsandDesign[J], 2016, 89: 823-829.

[32] Wu J, Xu L, Lu Z G,etal.JournalofMaterialsScienceandTechnology[J], 2015, 31: 1251-1257.

[33] Chen W, Li J W, Xu L,etal.AdvancedMaterialsandProcesses[J]，2014, 43: 23-27.

[34] Lei Z L, Dong Z J, Chen Y B,etal.MaterialsandDesign[J] ,2013, 46: 151-156.

[35] Chen Y B, Zhang K Z, Hu X,etal.JournalofAlloysandCompounds[J],2016, 681: 175-185.

[36] Yin Jianming(尹建明) , Lu Bin(盧 斌) , Li Yulan(李玉蘭) ,etal.TheChineseJournalofNonferrousMetals(中國有色金屬學(xué)報(bào))[J], 2010, 20(1) : 325-330.

[37] Bu Xianzheng(步賢政) , Li Hongwei (李宏偉)，Wang Zhimin(王志敏),etal.WeldingTechnology(焊接技術(shù)) [J], 2016,45(3): 9-11.

[38] Tian Hongjie(田宏杰), Guo Hongzhen(郭鴻鎮(zhèn))， Zhao Zhanglong(趙張龍),etal.HotWorkingTechnology(熱加工工藝) [J], 2013, 42(1): 20-23.

[39] Li Kai(李 凱), Guo Hongzhen(郭鴻鎮(zhèn)) , Zhao Zhanglong(趙張龍),etal.HotWorkingTechnology(熱加工工藝) [J], 2014, 43(9): 1-5.

[40] Chen X, Xie F Q, Ma T J,etal.JournalofAlloysandCompounds[J], 2015, 656: 490-496.

[41] Xue C, Xie F Q, Ma T J,etal.MaterialsandDesign[J], 2016, 94: 45-53.

[42] Lasalmonie A.Intermetallics[J], 2005, 14 (10-11): 1123-1129.

[43] Kumpfert J.AdvancedEngineeringMaterials[J], 2001, 3(11):851-864.

[44] Shi Ke(史 科), Liu Yang(劉 洋),Wu Zengchen(武增臣),etal.MaterialsScienceandTechnology(材料科學(xué)與工藝) [J], 2013,21(5): 40-44.