鈦合金具有低密度、高比強(qiáng)度、耐蝕耐熱等諸多優(yōu)點(diǎn)，在航空航天工業(yè)得到廣泛應(yīng)用。然而，航空發(fā)動(dòng)機(jī)工況復(fù)雜，工作時(shí)溫度可達(dá)600℃以上[1－3]，在這種高溫、長(zhǎng)時(shí)工作的苛刻要求下，發(fā)動(dòng)機(jī)工作的可靠性尤為重要。

鈦合金的使用溫度取決于其熱強(qiáng)性和熱穩(wěn)定性，熱強(qiáng)保證其在高溫使用條件下不至于因強(qiáng)度失效而導(dǎo)致事故，熱穩(wěn)定保證其在高溫條件下保持自身組織穩(wěn)定，不至于因組織變化或析出第二相而使構(gòu)件失效[4]。其中，熱穩(wěn)定性是指合金在高溫暴露下能保持自身性能穩(wěn)定的能力，通常用室溫拉伸性能和斷裂韌性來表征[6]，是衡量發(fā)動(dòng)機(jī)工作可靠性的主要指標(biāo)之一，與熱強(qiáng)性共同決定鈦合金的使用溫度。熱穩(wěn)定性又包含組織穩(wěn)定性和表面穩(wěn)定性2方面。組織穩(wěn)定性是指在使用過程中組織和結(jié)構(gòu)不發(fā)生變化的傾向，一旦過飽和的α、β、α′等亞穩(wěn)定相發(fā)生等溫分解，對(duì)熱穩(wěn)定性的影響是不可預(yù)估的，故對(duì)高溫鈦合金熱穩(wěn)定性的研究實(shí)際上是對(duì)其組織的研究。從現(xiàn)有研究來看，通過添加合金元素可以保證熱強(qiáng)性，但合金元素含量過多會(huì)增加第二相的析出趨勢(shì)，給熱穩(wěn)定性帶來?yè)p害[5]。

為此，從合金元素和加工工藝2方面綜述了近些年來關(guān)于鈦合金組織熱穩(wěn)定性的研究，以期為制備具有優(yōu)良熱穩(wěn)定性、熱強(qiáng)性和更高使用溫度的高溫鈦合金提供參考。

1、合金元素對(duì)熱穩(wěn)定性的影響

純鈦具有優(yōu)異的熱穩(wěn)定性，但抗拉強(qiáng)度低是其固有短板，為了滿足實(shí)際生產(chǎn)中的各項(xiàng)要求，需要定量加入一些合金元素。依據(jù)對(duì)β相轉(zhuǎn)變溫度的影響，可將合金元素分為3類:α相穩(wěn)定元素Al、B、C、O、N等，中性元素SN、Zr等，β相穩(wěn)定元素MO、V、NB、Fe、Cr、Si等[7]。依據(jù)元素自身特性以及對(duì)合金性能的影響，目前已形成了近α型Ti-Al-Sn-Zr-MO-Si高溫鈦合金體系[8]。多元元素在協(xié)同改善鈦合金機(jī)械性能，使合金保持良好熱強(qiáng)性的同時(shí)，還可避免合金在長(zhǎng)時(shí)間熱暴露下因析出物增多而引起的組織改變，即合金在滿足熱強(qiáng)性要求的同時(shí)還能夠保持一定的熱穩(wěn)定性[9]。

1.1 α相穩(wěn)定元素

在高溫鈦合金中，Al是不可或缺的合金元素，其作用有以下幾點(diǎn):①提高鈦合金的室溫和高溫強(qiáng)度；②提高鈦合金的高溫抗氧化性能；③降低鈦合金的密度[7]。Al在鈦合金中的存在方式有2種，一種是以固溶方式存在，起到固溶強(qiáng)化的作用；另一種以析出物的形式存在，即α2有序相，α2相雖然能夠起到強(qiáng)化作用，但其尺寸、存在位置、分布情況會(huì)嚴(yán)重影響合金的熱穩(wěn)定性[10]。為表征合金中α2相的析出傾向，ＲOseNBeｒg等[4]提出了鋁當(dāng)量計(jì)算公式，具體如下:

[Al]當(dāng)＝[Al]＋[SN]/3＋[Zr]/6＋[O＋2N＋C]×10或[Al]當(dāng)＝[Al]＋[SN]/3＋[Zr]/6＋[Si]×4顯而易見，鋁當(dāng)量越低，α2相析出傾向越低，合金的熱穩(wěn)定性越好。一般控制[Al]當(dāng)≤8％，使得合金中不會(huì)析出α2相，以保證熱穩(wěn)定性滿足使用要求。

李東等[11－13]采用ΣNiｆiα表征各合金元素和熱穩(wěn)定性的關(guān)系，其中Ni代表第i個(gè)元素的價(jià)電子數(shù)，ｆiα代表第i個(gè)元素在α相中的原子數(shù)分?jǐn)?shù)。元素的電子濃度和Ti3Ｘ相界之間存在著一定的關(guān)系，在進(jìn)行合金設(shè)計(jì)時(shí)，根據(jù)電子濃度、熱暴露時(shí)間、使用溫度確定平均電子濃度值Np，使ΣNiｆiα≤Np，便可以使合金在充分合金化保證強(qiáng)度的前提下，確保不析出Ti3Ｘ相以滿足熱穩(wěn)定性的要求。

α2相通常在長(zhǎng)期時(shí)效或熱暴露過程中析出[14]，其析出形式主要為共格析出，與基體存在一定的取向關(guān)系，目前發(fā)現(xiàn)的有(0001)α2∥(0001)α、<1120>α2∥(1120)α等[15]。Zhang等[16]在研究Ti-6-22-22合金熱穩(wěn)定性時(shí)發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過三重?zé)崽幚砗笮纬傻募?xì)小α2相不會(huì)影響合金的力學(xué)性能，而粗大的α2相會(huì)造成力學(xué)性能嚴(yán)重下降。崔文芳等[17]在研究iMi834鈦合金的熱穩(wěn)定性時(shí)發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過600℃/100ｈ熱暴露后，基體析出均勻彌散分布的α2相，平均尺寸約為8.8NM；當(dāng)熱暴露溫度升高至750℃時(shí)，α2相尺寸大幅增加，合金伸長(zhǎng)率由10.9％劇烈下降至6.7％，熱穩(wěn)定性明顯降低。Ｌi等[18]在研究Al對(duì)Ta29鈦合金熱穩(wěn)定性的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，熱暴露8ｈ后，能夠觀察到大量直徑<0.5NM的球形α2相，這些α2相以共格方式從基體中析出；隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，α2相發(fā)生粗化，100ｈ后α2相長(zhǎng)大至8NM，500ｈ后形狀過渡為紡錘狀，此時(shí)合金雖然保持了一定的塑性，但斷裂韌性顯著降低。

α2相的析出行為也受到其他元素的協(xié)同影響。Ｘｕ等[19]在研究Ｗ元素對(duì)Ti-6.5Al-2SN-4Hf-2NB合金影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，熱暴露過程中Ｗ會(huì)影響α相與β相中元素的再分配。隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，Ｗ在β相中富集，同時(shí)使NB在α相中富集，α相中NB元素的增多使得晶格畸變程度增加，抑制了α2相的析出，減緩了有序化進(jìn)程。另外，Ｗ還能細(xì)化α2沉淀相，添加4％的Ｗ可使α2沉淀相長(zhǎng)軸方向由33NM降低至21NM，短軸方向由20NM降低至14NM，從而減小α2相對(duì)合金塑性的影響，使合金的熱穩(wěn)定性提升。張尚洲等[20]研究發(fā)現(xiàn)

，高溫鈦合金中加入C元素時(shí)會(huì)形成樹枝狀的Ti3AlC、Ti3C或有序Ti2C碳化物，碳化物的存在減緩了熱暴露過程中α2相的形成，提高了鈦合金的熱穩(wěn)定性。另外，C元素的加入擴(kuò)大了兩相區(qū)溫度范圍[21]，使得合金在α＋β兩相區(qū)熱處理時(shí)Al元素的偏析行為發(fā)生變化，促使Al在初生α相和β相分布得更加均勻，降低了α2相的析出量，從而提高了合金的熱穩(wěn)定性。

1.2 中性元素

高溫鈦合金中添加的中性元素主要是SN和Zr，與其他元素一起加入可以起到補(bǔ)充強(qiáng)化的作用。Zr和Si之間有著很強(qiáng)的結(jié)合力，故Zr影響著Si在基體中的分布。在高溫鈦合金中，硅化物中一般會(huì)富集Zr，形成(Ti，Zr)5Si3化合物，且Zr在Ti中的擴(kuò)散速率比Si小，因此在長(zhǎng)時(shí)間的熱暴露過程中硅化物的形核長(zhǎng)大速率取決于Zr[22]。tC11鈦合金中含有Zr和Si元素，Zr能夠置換出Ti5Si3中的少量Ti，使析出物變?yōu)榫鶆蚍植记义e(cuò)配系數(shù)更小的(Ti，Zr)5Si3，大幅降低Si的不利影響，使得合金具有良好的熱穩(wěn)定性[23]。Zr對(duì)Ti-1100合金中硅化物的析出也有很大影響，隨著Zr含量的增加，Si的溶解度降低，硅化物析出傾向增加，析出位置由β相逐漸轉(zhuǎn)移到α相[24]。目前鮮有關(guān)于SN元素對(duì)高溫鈦合金熱穩(wěn)定性影響的報(bào)道。

1.3 β穩(wěn)定元素

在高溫鈦合金中，添加的β穩(wěn)定元素有MO、Si等。MO本身并不會(huì)形成析出物，主要起固溶強(qiáng)化、細(xì)化晶粒和改善合金熱加工性能的作用。高含量的MO會(huì)促進(jìn)α2相的析出，改變合金的斷裂方式，當(dāng)MO含量達(dá)到3％時(shí)，合金的熱穩(wěn)定性迅速降低，斷裂方式轉(zhuǎn)變?yōu)榇鄶郲25]。不同的合金有著不同的最佳MO含量。MO含量一般控制在1％以下，以避免因含量過高促進(jìn)α2相析出，導(dǎo)致蠕變性能與熱穩(wěn)定性失調(diào)。Ti-55.5Al-4.0SN-3.4Zr-0.3NB-1.0Ta-0.45Si-0.8Ｗ-ｘMO合金的最佳MO含量為0.6％，其在650℃/100ｈ高溫暴露后的伸長(zhǎng)率為5.5％，比不含MO時(shí)高出2％[26]。

Si在合金中有2種存在形式，一種是固溶形式，其在α相中的固溶度僅為0.45％，而在β相中的固溶度達(dá)到3％；另一種是以析出物的形式存在，主要為Ti5Si3、Ti6Si3等[27－29]。大量研究[15，18，30]表明，硅化物會(huì)優(yōu)先在兩相區(qū)邊界或α基體的位錯(cuò)密集處形核長(zhǎng)大，其與基體沒有固定的位向關(guān)系，形狀多為球狀、紡錘狀。

曾立英等[30]在研究Si對(duì)Ti-600合金熱穩(wěn)定性的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，尺寸微小且均勻分布的硅化物可以提高合金的力學(xué)性能，尺寸較大且分布不均的硅化物則會(huì)降低合金的力學(xué)性能。Ta29鈦合金中含有一定量的Si，在熱暴露過程中硅化物首先會(huì)在α片層內(nèi)形核長(zhǎng)大，并逐漸由球形轉(zhuǎn)變?yōu)闄E球形[16]。熱暴露初期形成的細(xì)小硅化物可以阻止片層間的滑動(dòng)，維持合金的熱穩(wěn)定性，但隨著熱暴露時(shí)間的增加，長(zhǎng)大的硅化物導(dǎo)致位錯(cuò)纏結(jié)堆積加重，并誘發(fā)產(chǎn)生微裂紋，極大降低合金的塑性和斷裂韌性，熱穩(wěn)定性急速下降。

高溫鈦合金中加入的NB、MO、tC等元素均能吸附Si元素，提高Si的固溶作用，延緩基體硅化物的析出[31]。而C的加入能夠增加Si在基體中的溶解度，使硅化物的析出數(shù)量和尺寸減小，在高溫處理時(shí)，還能使硅化物分布的更為均勻，更有利于合金的熱穩(wěn)定性[20]。

造成合金熱穩(wěn)定性降低的主要因素是α2相還是硅化物，目前尚無定論。蔡建明等[15]認(rèn)為，導(dǎo)致合金熱穩(wěn)定性下降的主要因素是α2相的析出。在一些過時(shí)效合金中，當(dāng)α2相重溶而硅化物仍然大量存在時(shí)，合金的塑性會(huì)明顯提升。辛社偉等[32]在研究Ti600合金在600℃下的組織熱穩(wěn)定性時(shí)，得出了和蔡建明相同的結(jié)論，即在α2相與硅化物協(xié)同降低合金塑性的過程中，α2相的影響起主要作用。而另一種觀點(diǎn)認(rèn)為，硅化物對(duì)合金塑性下降起主要作用，在高溫處理時(shí)硅化物發(fā)生溶解，合金塑性提升[33]。

1.4 稀土元素

高溫鈦合金中添加的稀土元素主要有g(shù)ｄ、Nｄ、Ｙ、eｒ等。鄧炬等[34]在研究iMi829鈦合金時(shí)發(fā)現(xiàn)，添加gｄ元素可以提高蠕變性能和熱穩(wěn)定性。gｄ原子與基體中的O結(jié)合，形成穩(wěn)定細(xì)小的氧化物彌散分布在基體中，既可以阻止α2相的析出，又能分散析出硅化物，因此極大提高了合金的熱穩(wěn)定性。在高溫鈦合金中添加Ｙ元素具有同樣的作用[35]。丁蓓蓓等[36]在對(duì)新型600℃高溫鈦合金Ti-Al-Zr-SN-MO-NB-Si-0.8Nｄ進(jìn)行研究時(shí)發(fā)現(xiàn)，Nｄ元素的存在細(xì)化了合金晶粒，使晶粒尺寸由200μM減至100μM。

NB元素還能與基體中的O和SN原子結(jié)合，降低合金的鋁當(dāng)量和平均電子濃度，從而抑制α2相析出，提高合金的熱穩(wěn)定性。Ti60合金中Nｄ元素的作用亦是如此[37]。韓鵬等[38]研究發(fā)現(xiàn)，在Ti-6Al-2.5SN-4Zr-3MO-1NB-0.35Si合金中添加eｒ元素后雖然能夠形成稀土氧化物，但氧化物尺寸較大，且分布不均勻，并不能抑制α2相和硅化物的析出，因而不能有效提高合金的熱穩(wěn)定性。

2、加工工藝對(duì)熱穩(wěn)定性的影響

高溫鈦合金的使用性能還取決于合金的顯微組織形態(tài)，而組織形態(tài)又取決于合金的熱處理和熱加工過程[39]。高溫鈦合金在經(jīng)過熱處理或熱加工后，可以得到等軸、網(wǎng)籃、雙態(tài)和片層組織等典型組織[7]。研究表明，等軸和雙態(tài)組織的熱穩(wěn)定性好，片層組織的熱穩(wěn)定性差。因此，研究高溫鈦合金在高溫作用下的組織轉(zhuǎn)化以及析出物特征對(duì)提高合金性能至關(guān)重要。

2.1 熱處理

高溫鈦合金中所使用的熱處理主要是固溶時(shí)效，也稱為雙重退火。根據(jù)文獻(xiàn)[40]，稱為固溶時(shí)效更為準(zhǔn)確。

對(duì)于近α型鈦合金來說，固溶溫度越高，初生α相的含量越低，導(dǎo)致塑性變形能力越差，熱穩(wěn)定性下降，因此低的固溶溫度有助于提高合金的熱穩(wěn)定性。段銳等[41]分別在1000、1020℃對(duì)近α型tg6鈦合金進(jìn)行2ｈ固溶處理，在750℃進(jìn)行2ｈ時(shí)效處理，最后進(jìn)行600℃/100ｈ熱暴露，發(fā)現(xiàn)較低溫度固溶的樣品在熱暴露后塑性降低率更低，對(duì)應(yīng)著更優(yōu)良的熱穩(wěn)定性。對(duì)于β型鈦合金，應(yīng)采用低的固溶溫度，這是因?yàn)楦叩墓倘軠囟仁沟煤辖鹬笑料嗟奈龀隽吭龆啵踔吝B接成網(wǎng)狀，晶界的連續(xù)性被破壞，使得合金在熱暴露中的熱穩(wěn)定性下降。

趙紅霞等[42]研究了固溶溫度對(duì)β型Ti-35V-15Cr-0.15Si-0.05C合金熱穩(wěn)定性的影響。結(jié)果表明，0℃/1.5ｈ固溶處理后，合金再經(jīng)540℃熱暴露后塑性幾乎沒有損失，而經(jīng)950℃/1.5ｈ固溶處理后塑性降低約20％。

對(duì)于兩相鈦合金，應(yīng)在單相區(qū)固溶處理。儲(chǔ)茂友等[43]研究發(fā)現(xiàn)，在單相區(qū)固溶處理的Bt25ｙ高溫鈦合金，經(jīng)700℃/200ｈ熱暴露后析出的硅化物均勻細(xì)小，且隨著固溶溫度的提高，析出的硅化物尺寸越來越大。

時(shí)效溫度和時(shí)間對(duì)高溫鈦合金的熱穩(wěn)定性也有影響。王旭等[44]分別在700℃和750℃對(duì)Ti65合金進(jìn)行了5ｈ的時(shí)效處理，隨后進(jìn)行650℃/100ｈ的熱暴露試驗(yàn)，研究了時(shí)效溫度及時(shí)間對(duì)熱穩(wěn)定性的影響。結(jié)果表明，經(jīng)熱暴露后，750℃時(shí)效處理樣品的伸長(zhǎng)率較700℃時(shí)效處理樣品降低約1％。在700℃對(duì)Ti65合金分別進(jìn)行2、5、7ｈ時(shí)效，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，熱暴露后合金的伸長(zhǎng)率呈現(xiàn)先增加后穩(wěn)定的趨勢(shì)。對(duì)于Ti-1100合金，在593℃時(shí)效166ｈ后就已經(jīng)析出硅化物，而Ti3Al化合物的析出速率較慢，時(shí)效1000ｈ后才完全析出[45]。

zhang等[46]研究時(shí)效處理對(duì)Ti-6Al-2Cr-2MO-2SN-2Zr合金熱穩(wěn)定性影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，隨著時(shí)效溫度的升高，斷裂韌性有所提高，而延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間則會(huì)導(dǎo)致斷裂韌性下降；在450℃時(shí)效時(shí)間即使長(zhǎng)達(dá)1000ｈ，也不會(huì)析出硅化物，而在650℃時(shí)效500ｈ時(shí)所形成的硅化物尺寸已經(jīng)達(dá)到100~300NM，且這種硅化物沒有單一的化學(xué)式，成分介于(Ti，Zr)5Si3和(Ti，Zr)6Si3之間，嚴(yán)重影響合金的力學(xué)性能。趙永慶等[47]研究了不同熱處理對(duì)Ti40合金熱穩(wěn)定性的影響。當(dāng)僅對(duì)Ti40合金進(jìn)行退火處理時(shí)，如分別在700℃和600℃進(jìn)行4ｈ退火，隨后進(jìn)行500℃/100ｈ熱暴露，發(fā)現(xiàn)退火溫度較高的樣品擁有更高的延伸率，即較好的熱穩(wěn)定性；而退火溫度對(duì)抗拉強(qiáng)度的影響不大。對(duì)Ti40合金進(jìn)行淬火＋預(yù)時(shí)效＋時(shí)效處理時(shí)，淬火溫度對(duì)熱穩(wěn)定性的影響很大[48]。當(dāng)淬火溫度為850℃時(shí)，經(jīng)500℃/100ｈ熱暴露后，其延伸率僅為3.5％，相比未熱暴露試樣(延伸率為15.3％)降低了約70％；在550℃下進(jìn)行熱暴露時(shí)，隨著熱暴露時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界析出相逐漸連成一體，嚴(yán)重影響熱穩(wěn)定性[47]。而當(dāng)淬火溫度升高至900℃時(shí)，熱暴露后合金塑性喪失，熱穩(wěn)定性下降嚴(yán)重。這是因?yàn)門i40合金有著極高的鉬當(dāng)量，較高溫度的淬火促進(jìn)了析出物在晶界的形核與析出，弱化了晶界，加之預(yù)時(shí)效使得晶界平直化，造成熱穩(wěn)定性降低。

2.2 熱加工

鈦合金通常要經(jīng)過鍛造、軋制等熱加工才能滿足使用要求，不同的加工方式對(duì)合金的熱穩(wěn)定性有著不同的要求。王田等[49]研究了熱加工方式對(duì)Ti-811合金熱穩(wěn)定性的影響。利用精鍛、連軋＋精鍛、連軋3種工藝方式將原料加工成?40MM的棒材，然后進(jìn)行適宜的固溶時(shí)效處理。研究發(fā)現(xiàn)，連軋棒材的延伸率較高，精鍛棒材的延伸率較低，但也達(dá)到了18％，僅比連軋棒材低3％。經(jīng)過425℃/100ｈ熱暴露后，精鍛棒材的延伸率略有升高，連軋＋精鍛棒材的延伸率幾乎不變，而連軋棒材的延伸率略有降低，和精鍛棒材持平。經(jīng)3種加工方式獲得的棒材均具有良好的熱穩(wěn)定性，適合在425℃下長(zhǎng)時(shí)間使用。

紀(jì)小虎[50]研究了多向鍛造對(duì)Ta15鈦合金熱穩(wěn)定性的影響。在經(jīng)過多向鍛造之后，Ta15鈦合金的α相主要為初生α相和次生α相。一方面，隨著鍛造道次的增加，晶粒得到了細(xì)化，但是在熱暴露過程中，初生α相會(huì)快速長(zhǎng)大，使得熱穩(wěn)定性變差。

另一方面，多向鍛造后次生α相保持著“本征”穩(wěn)定性，其在熱暴露過程中幾乎不發(fā)生長(zhǎng)大，有著很好的熱穩(wěn)定性。

鍛造溫度對(duì)鈦合金的熱穩(wěn)定性有很大的影響，對(duì)于不同類型的鈦合金其規(guī)律有所不同。Yang等[51]研究了等溫鍛造溫度對(duì)α＋β型Bt25ｙ鈦合金熱穩(wěn)定性的影響，發(fā)現(xiàn)鍛造溫度會(huì)影響α相的形態(tài)與分布，進(jìn)而影響熱穩(wěn)定性。鍛造溫度為940℃時(shí)，基體中的α相發(fā)生靜態(tài)球化，這些細(xì)小彌散分布的α相能夠很好地協(xié)調(diào)變形，使合金保持良好的熱穩(wěn)定性；但隨著鍛造溫度的升高，等軸α晶粒逐漸連接成層片狀，堆積在晶界處，打破了β晶粒的連續(xù)性，使得晶粒間的變形協(xié)調(diào)性降低，合金的熱穩(wěn)定性嚴(yán)重下降。而對(duì)于近α型鈦合金，

提高鍛造溫度可使合金晶粒在熱暴露前就保持較大的尺寸，在熱暴露過程中晶粒長(zhǎng)大十分有限，因此保持著一定的熱穩(wěn)定性[50]。ＷａNg等[52]研究了鍛造溫度對(duì)Ti-5.8Al-3SN-5Zr-0.5MO-1.0NB-1.0Ta-0.4Si-0.2eｒ合金熱穩(wěn)定性的影響，發(fā)現(xiàn)鍛造溫度不僅影響初生α相的數(shù)量，還會(huì)影響初生α相中球狀α相和板條狀α相的分配。

經(jīng)過1000℃鍛造后，合金組織由31％的球狀α相、10％的板條狀α相和59％的次生α相組成，而經(jīng)過1050℃鍛造后則由18％的球狀α相、22％的板條狀α相和60％的次生α相組成。650℃熱暴露試驗(yàn)結(jié)果表明，在較高溫度下鍛造的合金有著更好的熱穩(wěn)定性；熱暴露過程中沿α/β相邊界析出的硅化物能夠抑制晶界遷移和位錯(cuò)滑移，從而提高材料的熱穩(wěn)定性。

以上研究表明，熱加工通過影響不同相的含量與分布來影響高溫鈦合金的熱穩(wěn)定性。故對(duì)于不同的高溫鈦合金，應(yīng)當(dāng)選擇與其相適應(yīng)的熱加工工藝來獲得多態(tài)混合組織，使得熱穩(wěn)定性滿足使用要求。

3、結(jié)語

針對(duì)常規(guī)高溫鈦合金的熱穩(wěn)定性，國(guó)內(nèi)外學(xué)者進(jìn)行了大量的研究，并取得了豐碩的成果，但依舊存在一些問題:①元素對(duì)高溫鈦合金熱穩(wěn)定性的影響是通過研究是否添加該元素來獲得的，忽略了所添加元素與合金中其他元素的相互作用；②高溫鈦合金中合金元素的作用不是孤立單一的，而是多種合金元素之間相互影響的協(xié)同作用，要厘清這些元素的協(xié)同作用是比較困難的；③高溫鈦合金中添加的元素種類多、含量少，在批量生產(chǎn)過程中易出現(xiàn)偏析，難以保證成分均勻化以及有效控制雜質(zhì)含量，傳統(tǒng)的熱加工和熱處理也很難消除這

些影響；④目前對(duì)于熱穩(wěn)定性的研究過多的強(qiáng)調(diào)結(jié)果分析，缺乏對(duì)析出物形成過程中擴(kuò)散效應(yīng)的理論研究。

因此，可以將高溫鈦合金的成分控制、熱處理及熱加工工藝的優(yōu)化作為下一步研究方向。借助計(jì)算機(jī)，利用現(xiàn)有鈦合金數(shù)據(jù)庫(kù)，建立元素含量、熱加工及熱處理參數(shù)與組織穩(wěn)定性之間的關(guān)系。相信隨著研究的深入和技術(shù)的發(fā)展，熱穩(wěn)定性相關(guān)問題將會(huì)得到妥善解決，高溫鈦合金將在航空航天中發(fā)揮越來越重要的作用。

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