β型γ-TiAl合金的制备及其反常屈服行为研究

第４卷第４期　材料研究与应用　Ｖｏ１．４，Ｎｏ．４　Ｄｅｃ．２　０　１　０　２　０　１　０年１　２月　ＭＡＴＥＲＩＡＩ　Ｓ　ＲＥＳＥＡＲＣＨ　ＡＮＤ　ＡＰＰＬＩＣＡＴ１０Ｎ　文章编号：１６７３—９９８１（２０１０）０４～０５１４—０４　／３型　—ＴｉＡＩ合金的制备及其反常屈服行为研究　杨　非　，陈玉勇　，蔡一湘　，孔凡涛　，肖树龙　（１．广州有色金属研究院粉末冶金研究所，广东广州　５１０６５０；　２．哈尔滨工业大学材料科学与工程学院，黑龙江哈尔滨　１５０００１）　摘要：ｐ型７一ＴｉＡ１合金具有良好的高温变形能力，为ＴｉＡ１合金的发展开辟了新的发展方向．采用水冷　铜坩埚真空感应熔炼技术制备了口型ｙ—ＴｉＡｌ合金，即Ｔｉ－４５Ａ１—９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金，研究了该合金的铸态　组织、相组成及力学性能．结果表明，Ｔｉ一４５Ａ１－９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金的铸态组织为近层片组织结构，主要由　ＴｉＡｌ相、｛２２－ＴｉｓＡ１相及ｆｌ（Ｂ２）相组成．室温条件下，该合金的屈服强度为３９３ＭＰａ，７００＂Ｃ时合金的屈服强　度为５６２ＭＰａ，当测试温度升高到８００℃时，合金的屈服强度为４２０ＭＰａ．该合金表现出了明显的反常屈　服行为．　关键词：ＴｉＡｌ合金；组织；性能；反常屈服行为　中图分类号：ＴＧ１４６．２．３　文献标识码：Ａ　随着全球气候变暖趋势Ｅｌ益明显，对低能耗、低　排放、低污染等技术要求越来越迫切．研究发现，汽　１　实验方法　车每降低１０％的车重，废气排放量可减少１Ｏ　，燃　料消耗节省７　［１］．因此，汽车的轻量化将起到节　实验用原材料为海绵钛（纯度＞９９．７　），高纯　能、环保的双重作用．ＴｉＡｌ基合金由于具有低密度、　铝（纯度＞９９．９９　）以及铝钒、铝铌和铝钇中间　高弹性模量、高的比强度、高的高温强度、良好的抗　合金．　蠕变能力以及优异的防腐蚀性能等优点，被认为是　首先采用水冷铜坩埚真空感应熔炼炉进行熔　非常具有潜力的轻质耐高温结构材料，在汽车发动　炼，制备铸锭，然后在温度为９００℃条件下，对合金　机高温结构材料领域具有广阔的应用前景，近年来　铸锭均匀化处理６０　ｈ，随后对合金铸锭进行热等静　引起了研究者们的广泛关注［２　］．　压处理，以消除或减少合金铸锭的缩孔、疏松等缺　然而，由于ＴｉＡｌ合金室温塑性低，高温变形能　陷，热等静压处理温度为１２００℃，压力为１４０ＭＰａ，　力不足，热加工困难，成型性差，限制了其广泛应用．　时间为４ｈ．　近来，美国学者Ｙ．Ｗ．Ｋｉｍ提出了　型），一ＴｉＡ１合　分别采用Ｘ射线衍射分析（ＸＲＤ）、光学显微分　金的的概念　］，该合金具有较好的高温变形能力，为　析（ＯＭ）及扫描电子显微分析（ＳＥＭ）等方法，对Ｔｉ一　ＴｉＡｌ合金的发展提出了新的方向．本文采用水冷铜　４５Ａ１—９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金铸锭进行相分析及显微组织　坩埚真空感应熔炼技术制备了高质量Ｔｉ～４５Ａ１—９　观察．合金的拉伸性能测试在Ｉｎｓｔｒｏｎ万能试验机　（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）ｆｌ型ｙ—ＴｉＡ１合金，对该合金的组织结构、　上进行，应变速率为５×１０　ｓ＿。．　相组成及力学性能进行了研究．　收稿日期：２０１０—１０—１６　作者简介：杨非（１９８２一），男，内蒙古锡林浩特人，博士　第４卷第４期　杨非，等：口型￣－ＴｉＡ１合金的制备及其反常屈服行为研究　５１５　结合ＸＲＤ分析结果，认为亮灰色块体为卢（Ｂ２）相，　２结果及讨论　２．１　铸态合金的相组成及显微组织　黑色块体为），相．　图１为Ｔｉ一４５Ａｌ一９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金的ＸＲＤ图衍　射图谱．由图１可知，采用水冷铜坩埚真空感应熔炼　法所制备的Ｔｉ一４５Ａ１—９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金主要由７，口２　和ｆｌ（Ｂ２）三相组成．合金的铸态显微组织（图２）可以　看出，Ｔｉ一４５Ａ１—９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金为近层片组织结构，　其平均层片团簇的尺寸约为１００　ｍ．与传统的　ＴｉＡｌ合金相比，Ｔｉ－４５Ａｌ一９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金显微组织　没有显著的柱状晶特征，而是体现了等轴特征．在层　片组织边界存在亮灰色和黑色块状组织（如图２　（ｂ）），经能谱分析，亮灰色块体中富含Ｖ，Ｎｂ等　相　稳定元素，黑色块体的成分为　（Ｔｉ）一４３．７９　，＂ＬＵ　（Ａ１）一４９．０９　９／６，叫（Ｖ）一３．５９　和ｗ（Ｎｂ）一３．５４　．　图１水冷铜坩埚真空感应熔炼Ｔｉ一４５ＡＩ一９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金　的ＸＲＤ图谱　图２水冷铜坩埚真空感应熔炼Ｔｉ一４５Ａ１—９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金铸态组织　研究认为Ｖ和Ｎｂ元素均为口相稳定元素，在　ＴｉＡｌ合金中添加该类元素促进了合金的凝固过程　由ａ相凝固方式向　相凝固方式转变【７＿８］．由于Ｂ相　中优先生长方向＜１００＞晶向具有等价的三个方向，　即＜１００＞，＜０１０＞和＜００１＞，而不像口相中只有　一），三相组织．但是由于合金熔体受到金属型壁的激　冷作用，而产生较大的过冷度以及与外界强烈的热　交换作用，合金的实际凝固过程往往偏离平衡凝固　方式，最终获得的合金组织不同于合金平衡凝固的　组织．结合Ｔｉ一４５Ａ１—９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金的铸态组织特　征，可以推测该合金凝固方式和相转变过程遵从的　路线为Ｌ—Ｌ＋　＋ａ—ａ—ａ＋ｙ—ａ＋ｙ＋　ａ　＋口　＋Ｘ＋ｆｌ－－￣ｌａｍｅｌｌａｒ（ａ　／ｙ）＋ｙ＋　其中　相有两　个＜００１］晶向为晶体优先生长方向，因此经　相　凝固方式凝固的合金具有等轴状特征，而柱状晶特　征并不显著．　根据相图分析可知，Ｔｉ一４５Ａ１一ｘＶ合金的平衡凝　固路线和相转变过程为Ｌ—　—ａ—ａ＋ｙ—ａ＋　＋ｙ　一　＋ｙ，其中ｐ相有序化形成Ｂ２相，其有序化温度　约为１１００℃Ｉ９］．按照上述凝固路线凝固后，合金的　平衡凝固组织应该为　＋ｙ双相组织，而不是ａ＋　＋　种来源，一种是由于Ｖ和Ｎｂ元素的稳定作用导致　Ｉ３相直接从液相析出并保留至室温，另一种是由ａ　相分解得到的．层片结构由高温ａ相转变而来，同时　卢＋７相结构是由ｙ相从高温ａ相或　相的析出而形　成的．最终Ｔｉ－４５Ａ１－９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金形成了层片团　５１６　材料研究与应用　簇被ｆｌ（Ｂ２）相和７相包围的近层片组织结构．　２．２铸态合金的力学性能　图３为铸态Ｔｉ－４５Ａｌ一９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金在不同　温度的升高，普通位错的滑移可以开动［１引，｛１１１｝滑　移面上的一个螺位错的几小部分或部分螺位错交滑　移到ＡＰＢ或ＳＩＳＦ能量较低的｛１００｝或｛１１１）滑移　面，造成非平面的位错结构，成为不可动位错锁，对　温度下的拉伸力学性能．从图３可以看出，温度对　Ｔｉ一４５Ａｌ一９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金的屈服强度和延伸率有重　要的影响．随着测试温度的升高，铸态合金的屈服强　度表现为先升高后下降的趋势，而铸态合金的延伸　率则随着测试温度的升高而持续增加．在室温条件　位错起到钉扎作用．位于两个钉扎点之间的位错必　须通过弯曲绕过钉扎点而运动，因而两个钉扎点之　间的距离或钉扎点的数量决定了强化的程度．由于　交滑移是一个热激活过程，温度升高有利于交滑移　下，铸态Ｔｉ一４５Ａｌ一９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金的拉伸屈服强度　和延伸率分别为３９３　ＭＰａ和０．５５　，而当测试温度　升高到７００℃时，合金的屈服强度达到了最大值，为　５６２　ＭＰａ，延伸率为７．６　．随着测试温度继续升高，　合金的屈服强度下降，延伸率增加，当测试温度为　８００℃时，铸态Ｔｉ一４５Ａｌ一９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金的屈服强　度为４２０　ＭＰａ，延伸率高达ｌ８．４％．　图３温度对铸态Ｔｉ一４５Ａ１—９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金拉伸性能的影响　屈服强度反常温度关系的本质与金属间化合物　的位错运动和滑移特性密切相关．金属间化合物的　位错运动难易不仅与位错总的柏氏矢量长度有关，　而且还与位错分解形成ＡＰＢ，ＳＩＳＦ或ＣＳＦ等任何　形式的层错能量有关［１　］．ＴｉＡｌ合金的屈服强度反　常温度关系与），相中１／２［１１０３普通螺位错和［１０１］　超位错的交滑移有关．在低温条件下（小于５００℃），　由于普通位错的临界剪切应力（ＣＲＳＳ）大于超位错　的临界剪切应力，所以低温条件下普通位错不易发　生滑移现象，而超位错相对较易滑动＿ｌ。　．在变形过　程中超位错易在（１ｌ１）上发生交滑移并分解为［ｉ０１３　＝１／６　ｒ１１２］＋１／３［２０１］＋１／６［１１２］，在（１ｌ１）和　（Ｉ１１）晶面之间产生一个ＳＩＳＦ，形成了非平面位错　核心结构，该平面位错核心结构不可动，从而对位错　起到了钉扎作用．在高温条件下（大于５００℃），随着　的进行，且呈指数关系增加．因此，随着温度的升高，　钉扎点之间距离的减小，位错锁对位错的钉扎作用　增强，位错运动的阻力增加，在宏观上表现为合金的　屈服强度随着温度的增加而增大．除此之外，Ｆｅｎｇ　等人［】　发现在｛１１０｝面上，位错可以以单交滑移模　式、双交滑移模式、位错环模式以及位错偶极子的形　成等模式发生钉扎现象，从而导致位错阻力增加，位　错不可开动，ＴｉＡｌ合金的屈服强度增加．总之，在　ＴｉＡｌ合金中，随着温度的增加，超位错和普通位错　的滑移依次开动，由于位错发生分解及交滑移作用，　在｛１ｌ１），｛１００），或｛ｌ１１）面上产生位错的钉扎现象，　限制了位错的运动，随着温度的增加，这种钉扎作用　逐渐增强，直到达到最大值．宏观上体现为　ＴｉＡｌ　合金的屈服强度随着温度的增加而不断增加，直到　屈服强度达到最大值．当温度高于屈服强度峰值的　温度时，由于热激活作用显著增强，位错锁被解锁，　位错运动重新被开动．此外，　ＴｉＡｌ合金中挛晶变　形成为主要的变形方式，故屈服强度的反常温度现　象消失，　ＴｉＡｌ合金的屈服强度随着温度的增加而　逐渐减小．　对于具有Ｂ２结构的金属问化合物来说，由于　存在高浓度的不可动的热激活空位，热变形过程中　可对位错的滑移起到钉扎作用　引．故可以预见，随　着温度的升高位错可动性增强，热激活空位对位错　的钉扎作用逐渐增加，导致口（Ｂ２）相出现屈服强度　随着温度的升高而增大的现象．当温度升高到一定　值时，热激活效果变得更加显著，热激活空位可以与　位错核发生反应而消失，位错的钉扎作用随之消失，　ｌｆ（Ｂ２）相的屈服强度开始下降，屈服强度的反常温度　现象消失．　Ｔｉ一４５Ａｌ一９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金主要由　ＴｉＡ１相，　ａ　一Ｔｉ。Ａｌ相及Ｊ９（Ｂ２）相组成．由上述分析可知，　ＴｉＡ１相和ｆｌ（Ｂ２）相在变形过程中很容易发生屈服强　度反常温度现象．因此，该合金在拉伸测试中表现出　了强烈的屈服强度反常温度关系．　第４卷第４期　杨非，等：口型ｙ－ＴｉＭ合金的制备及其反常屈服行为研究　５１７　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ｒｅｆｉｎｅｍｅｎｔ　ｏｆ　ｃａｓｔ　ＴｉＭ　ａｌｌｏｙｓ　ｂｙ　ｓｏｌｉｄｉｉｆｃａ—　３　结　论　ｔｉｏｎ［Ｊ－１．Ｓｃｒｉｐｔａ　Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，２ＯＯ４，５１：１ｌ３—１１７．　Ｅ８－１　ｘｕ　ｘ　Ｊ，Ｉ　ＩＮ　Ｊ　Ｐ，ＷＡＮＧ　Ｙ，ＧＵＯ　Ｊ　Ｆ，ｅｔ　ａ１．Ｍｉｃｒｏ—　（１）采用水冷铜坩埚真空感应熔炼技术成功地　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　ｔｅｎｓｉｌｅ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｏｆ　ａｓ—ｃａｓｔ　Ｔｉ一４５Ａ１一（８—９）　制备了Ｔｉ一４５Ａ１—９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金铸锭，该合金主要　Ｎｂ－（Ｗ，Ｂ，Ｙ）ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌ　ｏｆ　Ａｌｌｏｙｓ　ａｎｄ　Ｃｏｒｎ—　由７－ＴｉＡ１相，口：一Ｔｉ。Ａ１相和ｆｌ（Ｂ２）相组成，组织为近　ｐｏｕｎｄｓ，２００６，４１４：１３１—１３６．　层片组织结构，平均层片团簇尺寸为１００　Ｆｍ；　－Ｉ９－１　ＴＡＫＥＹＡＭＡ　Ｍ。Ｋ０ＢＡＹＡＳＨＩ　Ｓ．Ｐｈｙｓｉｃａｌ　ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ　（２）Ｔｉ～４５ＡＩ一９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）合金具有明显的反常　ｆｏｒ　ｗｒｏｕｇｈｔ　ｇａｍｍａ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　屈服行为，室温条件下合金的屈服强度为３９３　ＭＰａ，　ｃｏｎｔｒｏｌ　ｔｈｒｏｕｇｈ　ｐｈａｓｅ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｓ［Ｊ］．ｆｎｔｅｒｍｅｔａｌ—　ｌｉｃｓ，２００５，１３：９９３—９９９．　延伸率为０．５５％；７００℃时，合金的屈服强度明显增　ｒ　１０］ＫＡＷＡＢＡＴＡ　Ｔ，ＫＡＮＡＩ　Ｔ，ＩｚＵＭＩ　Ｏ．Ｐｏｓｉｔｉｖｅ　ｔｅｍ—　加为５６２　ＭＰａ，延伸率为７．６　；８００　ｏＣ时，合金的屈　ｐｅｒａｔｕｒｅ　ｄｅｐｅｎｄｅｎｃｅ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｓｓ　ｉｎ　ＴｉＡＩ　Ｌ１　０　服强度为４２０　ＭＰａ，延伸率为１８．４　．　ｔｙｐｅ　ｓｕｐｅｒｌａｔｔｉｃｅ　ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ　ｃｏｍｐｏｕｎｄ　ｓｉｎｇｌｅ　ｃｒｙｓｔａｌｓ　［Ｊ］．Ａｃｔａ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ，１９８５，３３：１３５５—１３６６．　参考文献：　［１１］ＨＡＨＮ　Ｙ　Ｄ，ＷＨＡＮＧ　Ｓ　Ｈ．Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ａｎｄ　ｍｉｃｒｏ—　［１３肖永清．诠释现代车用钛合金的应用及前景ＥＪ］．铝加工　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ｉｎ　Ｉ　１０　ｔｙｐｅ　Ｔｉ—Ａ１一Ｖ　ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ　技术工程，２００８（１）：４１—４３．　ａｎｄ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ　Ａ，１９９５，２６：１１３—１３１．　Ｅ２３　ＥＤＷＡＲＤ　Ａ　Ｌ．Ｇａｍｍａ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓ　ａｓ　ｐｒｏｓｐｅｃｔｉｖｅ　［１２］ＪＩＡＯ　ｚ，ＷＨＡＮＧ　ｓ　Ｈ，ＹＯＯ　Ｍ　Ｈ，ｅｔ　ａ１．Ｓｔａｂｉｌｉｔｙ　ｏｆ　ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ　ｍａｔｅｒｉａｌｓ［Ｊ１－．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，２０００（８）：１３３９—１３４５．　ｏｒｄｉｎａｒｙ　ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ　ｏｎ　ｃｒｏｓｓ－ｓｌｉｐ　ｐｌａｎｅｓ　ｉｎ　７－ＴｉＡＩ［Ｊ］．　［３－１陈玉勇，孔凡涛．ＴｉＡ１基合金新材料研究及精密成形　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ　Ａ，２００２，３２９—３３１：　ＥＪ］．金属学报，２００２，３８：１１４１—１１４８．　１７１—１７６．　Ｅ４－１　ＮＡＢＡＲＲＯ　Ｆ　Ｒ　Ｎ．Ｔｗｏ—ｐｈａｓｅ　ｍａｔｅｒｉａｌｓ　ｆｏｒ　ｈｉｇｈ—ｔｅｒｎ—　［１３３　ＪＩＡＯ　Ｚ，ＷＨＡＮＧ　Ｓ　Ｈ，ｗＡＮＧ　Ｚ．Ｓｔａｂｉｌｉｔｙ　ａｎｄ　ｃｒｏｓｓ—　ｐｅｒａｔｕｒｅ　ｓｅｒｖｉｃｅ　ＥＪ－１．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，２０００（８）：９７９—９８５．　ｓｌｉｐ　ｏｆ［１０１－１　ｓｕｐｅｒｄｉｓ１ｏｃａｔｉｏｎｓ　ｉｎ　７－ＴｉＡＩＥＪ］．Ｉｎｔｅｒｍｅ—　［５］ＴＯＳＨＩＭＩＴＳＵ　Ｔ．Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ　ｏｆ　ａ　ＴｉＡ１　ｔｕｒｂｏｃｈａｒｇｅｒ　ｔａｌｌｉｃｓ，２００１，９：８９１—８９８．　ｆｏｒ　ｐａｓｓｅｎｇｅｒ　ｖｅｈｉｃｌｅｓ　ＥＪ－１．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉ—　［１４－１　ＷＨＡＮＧ　Ｓ　Ｈ，ＦＥＮＧ　Ｑ，ＷＡＮＧ　Ｚ　Ｍ．Ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｎｅｅｒｉｎｇ，２００２，Ａ３２９—３３１：５８２—５８８．　ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓ　ａｎｄ　ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ　ｉｎ　ｓｉｎｇｌｅ　ｐｈａｓｅ　［６－１　ＫＩＭ　Ｙ　Ｗ，ＤＩＭＩＤＵＫ　Ｄ，ＷＯＯＤＷＡＲＤ　Ｃ．Ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ　ｇａｍｍａ　ｔｉｔａｎｉｕｍ　ａｌｕｍｉｎｉｄｅｓ［Ｊ］．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ，２０００，８：　ｏｆ　ｂｅｔａ　ＴｉＡｌ　ａｌｌｏｙｓ：Ｏｐｅｎｉｎｇ　ｒｏｂｕｓｔ　ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ　ａｎｄ　５３１－５３７．　ｇｒｅａｔｅｒ　ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ　ｐｏｔｅｎｔｉａｌ　ｆｏｒ　ＴｉＡＩ—ｂａｓｅ　ａｌｌｏｙｓ［ｃ－１／／　［１５］Ｍ０ＲＲＩｓ　Ｄ　Ｇ，ＭＵＮ０ｒＺ＿Ｍ０ＲＲＩｓ　Ｍ　Ａ．Ａ　ｒｅ—ｅｘａｍｉ—　Ｔｈｅ　１　ｌｔｈ　ＷｏｒＩｄ　Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ　ｏｎ　Ｔｉｔａｎｉｕｍ．Ｋｙｏｔｏ：Ｔｈｅ　Ｊａ—　ｎａｔｉｏｎ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｐｉｎｎｉｎｇ　ｍｅｃｈａｎｉｓｍｓ　ｒｅｓｐｏｎｓｉｂｌｅ　ｆｏｒ　ｔｈｅ　ｐａｎ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｍｅｔａｌｓ，２００７．　ｓｔｒｅｓｓ　ａｎｏｍａｌｙ　ｉｎ　ＦｅＡｌ　ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ［Ｊ－１．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌ—　［７］儿Ｎ　Ｙ　Ｇ，ｗＡＮＧ　Ｊ　Ｎ，ＹＡＮＧ　Ｊ，ＷＡＮＧ　Ｙ．Ｍｉｃｒｏ—　ｌｉｃｓ。２０１０（１８）：１２７９—１２８４．　Ｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎ　ａｎｄ　ａｎｏｍａｌｏｕｓ　ｙｉｅｌｄ　ｂｅｈａｖｉｏｒ　ｏｆ§　－ＴｉＡ！ａｌｌｏｙ　ＹＡＮＧ　Ｆｅｉ　，ＣＨＥＮ　Ｙｕ—ｙｏｎｇ　，ＣＡＩ　Ｙｉ—ｘｉａｎｇ　，ＫＯＮＧ　Ｆａｎ－ｔａｏ　。ＸＩＡＯ　Ｓｈｕ－ｌｏｎｇ　（１．Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ　ｏｆ　Ｐｏｗｄｅｒ　Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ，Ｇｕａｎｇｚｈｏｕ　Ｒｅｓｅａｒｃｈ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｎｏｎ—ｆｅｒｒｏｕｓ　Ｍｅｔａｌｓ，Ｇｕａｎｇｚｈｏｕ　５１０６５０，　Ｃｈｉｎａ．２．Ｓｃｈｏｏｌ　ｏｆ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｈａｒｂｉｎ　Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ　ｏｆ　Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｈａｒｂｉｎ　１５０００１，Ｃｈｉｎａ）　Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｂ　７＿ＴｉＡｌ　ｏｗｎｅｄ　ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ　ｄｅｆｏｒｍａｂｉｌｉｔｙ　ａｔ　ｈｉｇｈ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ａｎｄ　ｉｔ　ｗａｓ　ｒｅｇａｒｄｅｄ　ａｓ　ａ　ｎｅｗ　ｍａｔｅｒｉａｌ　ｗｈｉｃｈ　ｅｘｈｉｂｉｔｅｄ　ｐｏｔｅｎｔｉａｌ　ｆｏｒ　ｕｓｉｎｇ　ｉｎ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ　ｆｉｅｌｄｓ　ｉｎ　ｔｈｅ　ｆｕｔｕｒｅ．Ｉｎ　ｔｈｉｓ　ｐａｐｅｒ，Ｔｉ一４５Ａ１—９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）ａｌｌｏｙ，ａ　ｎｅｗ口），一　ＴｉＡ　ａｌｌｏｙ，ｗａｓ　ｐｒｅｐａｒｅｄ　ｓｕｃｃｅｓｓｆｕｌｌｙ　ｂｙ　Ｉｎｄｕｃｔｉｏｎ　Ｓｋｕｌｌ　Ｍｅｌｔｉｎｇ（ＩＳＭ）ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ　ｉｎ　ｗａｔｅｒ－ｃｏｏｌｅｄ　ｃｏｐｐｅｒ　ｃｒｕｃｉ—　ｂｌｅ，ａｎｄ　ｉｔｓ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｐｈａｓｅ　ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｏｎ　ａｎｄ　ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ　ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ　ｗｅｒｅ　ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ．Ｔｈｅ　ｒｅｓｕｌｔｓ　ｓｈｏｗｅｄ　ｔｈａｔ　Ｔｉ一４５ＡＩ一９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）ａｌｌｏｙ，ｗｉｔｈ　ｎｅａｒｌｙ　ｌａｍｅｌｌａｒ　ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ｗａｓ　ｃｏｍｐｏｓｅｄ　ｏｆ　ＴｉＡｌ，ａ２一Ｔｉ３Ａｌ　ａｎｄ／３（Ｂ２）ｐｈａ—　ｓｅｓ，ａｎｄ　ｈａｄ　ｏｂｖｉｏｕｓ　ａｎｏｍａｌｏｕｓ　ｔｅｎｓｉｌｅ　ｂｅｈａｖｉｏｒ．Ｔｈｅ　ｙｉｅｌｄ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｏｆ　Ｔｉ－４５Ａ１－９（Ｖ，Ｎｂ，Ｙ）ａｌｌｏｙ　ｗａｓ　３９３ＭＰａ　ａｔ　ｒｏｏｍ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，５６２ＭＰａ　ａｔ　７００℃ａｎｄ　４２０ＭＰａ　ａｔ　８ＯＯ￣Ｃ，ｒｅｓｐｅｃｔｉｖｅｌｙ．　Ｋｅｙ　ｗｏｒｄｓ：ＴｉＡｌ　ａｌｌｏｙ；Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ；ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ；ａｎｏｍａｌｏｕｓ　ｙｉｅｌｄ　ｂｅｈａｖｉｏｒ