高溫鈦合金是指可在400℃以上長時間服役的結(jié)構(gòu)鈦合金，與在室溫下服役的普通結(jié)構(gòu)鈦合金相比，高溫鈦合金主要具有耐高溫和抗氧化等優(yōu)點［1］。隨著航空航天制造業(yè)的加速發(fā)展，關(guān)鍵零部件的服役溫度和比強度要求不斷提高，各國研究人員都致力于開發(fā)高溫鈦合金并積極推廣應(yīng)用［2］。例如，美國自1966年起開發(fā)出Ti6246、Ti6242、Ti6242S、Ti1100系列高溫鈦合金，將其使用溫度由450℃提高至600℃，英國ＩＭ1834和俄羅斯BT36也已發(fā)展成為與之媲美的600℃高溫鈦合金，并成功應(yīng)用于高推力比飛機發(fā)動機關(guān)鍵部件［3?4］。

中國的高溫鈦合金開發(fā)起步較晚，并且初期以仿制國外成熟牌號為主，例如TC11和TA19的名義成分分別與俄羅斯BT9和美國Ti6242S基本一致［5?6］。為實現(xiàn)自主創(chuàng)新，我國研發(fā)人員通過添加適量稀土元素Nd以純化合金的方法，開發(fā)出了具有自主知識產(chǎn)權(quán)的高溫鈦合金Ti55［7］。該合金的名義成分為Ti?5.5Al?4Sn?2Zｒ?1Mo?0.25Sｉ?1Nd，是一種具有良好熱強性和熱穩(wěn)定性的近α型鈦合金，能夠在550℃以下長時間服役［8］。此外，該合金還具有優(yōu)異的塑性成形和機械加工能力，適用于制造發(fā)動機壓氣機盤、鼓筒和葉片等在高溫環(huán)境服役的航空零件，因此吸引了大量研究人員對稀土元素進(jìn)行系統(tǒng)研究與化學(xué)成分優(yōu)化。Li等［9］研究了鑄態(tài)Ti55合金中富Nd相的形貌特征，表明晶界處的富Nd相呈橢圓形，長軸與晶界平行，尺寸在1～15μｍ范圍。富Nd相的晶體結(jié)構(gòu)為SnＯ型正交結(jié)構(gòu)［10］，成分為Nd3Sn［11］，并形成于基體凝固之前，從而起到了細(xì)化鑄態(tài)組織晶粒的作用［12］，鑄造后的熱變形無法改變鑄態(tài)組織中富nｂ相的形狀和分布情況［13］。Zhang等［14］則在Ti55合金名義成分基礎(chǔ)上加入Ｃ元素，從而改變了Al和Mo元素在初生α相以及α相束集中的分布情況，并進(jìn)一步研究了時效處理對合金中不同類型α相的長大行為的影響［15］。Ｗang等［16］研究了Ti55合金在溫度范圍1040～1100℃、應(yīng)變速率范圍0.001～70S-1內(nèi)的熱變形行為，并建立了本構(gòu)模型，為數(shù)值模擬奠定了基礎(chǔ)。

為進(jìn)一步研究Ti55鈦合金的力學(xué)性能變化規(guī)律，本文以鍛造變形態(tài)Ti55合金為研究對象，重點關(guān)注不同條件下熱暴露對其顯微組織和力學(xué)性能的影響，并對高溫疲勞斷口的顯微形貌特征進(jìn)行對比分析，為提高該系列高溫鈦合金的性能提供依據(jù)。

1、試驗材料及方法

1.1試驗材料

試驗所用Ti55合金的主要合金元素及雜質(zhì)元素含量分析結(jié)果見表1。

對Ti55合金進(jìn)行兩相區(qū)鍛造變形后再進(jìn)行退火處理，熱暴露前原始狀態(tài)的顯微組織和ＸＲＤ圖譜如圖1所示，可見其為典型雙態(tài)組織，由初生α相和β相構(gòu)成。

1.2試驗方法

對原始狀態(tài)的Ti55合金進(jìn)行熱暴露試驗，溫度為400、500、600、700和800℃，暴露時間控制為2、4、8和12h，共計20組。加工室溫拉伸力學(xué)性能試樣，然后使用ag?ＸＰＬＵS100Ｋn型萬能試驗機以0.5ｍｍ／ｍｉn拉伸速度在室溫下將試片拉斷，拉伸過程中使用ＥｐSｉｌｏn3442軸向引伸計測量標(biāo)距伸長量，從而判斷屈服強度。抗拉強度由最大力值與原始截面積之比求得，伸長率由標(biāo)距斷后伸長量與原始標(biāo)距之比求得。

通過ＩＣＸ41Ｍ型光學(xué)顯微鏡對Ti55合金的顯微組織進(jìn)行觀察。金相樣品制備時，先磨至5000號砂紙后采用50nｍ非結(jié)晶二氧化硅拋光液進(jìn)行機械拋光，再在體積比為1∶3∶7的氫氟酸、硝酸、水溶液中腐蝕10～30S。使用SｍaｒｔＬaｂ型Ｘ射線衍射儀進(jìn)行相分析，掃描速度為5°／ｍｉn，掃描范圍為20°～100°。電子背散射衍射分析（ＥＢSＤ）在aｐｒｅｏ2Ｃ場發(fā)射掃描電鏡上進(jìn)行，測試前使用ＩLiｏnＩＩ697型氬離子拋光系統(tǒng)對掃描表面進(jìn)行預(yù)處理。使用ＪＸa?8530Ｆ型場發(fā)射電子探針測量顯微組織中的元素分布情況，測試前對Ti55樣品進(jìn)行機械拋光后進(jìn)行輕微腐蝕，再使用二次電子成像后對特征區(qū)域進(jìn)行化學(xué)元素ＥＰＭa線掃描。

為了研究不同狀態(tài)Ti55合金的斷裂特征，將一側(cè)表面經(jīng)過機械拋光和金相腐蝕的拉伸試片以上述室溫拉伸試驗方式拉斷，再使用SＥＭ觀察斷口附近裂紋起始處的組織形貌特征。最后在配有高溫爐的ＭＴS疲勞試驗機上制備了Ti55合金在400℃和700℃下的高溫疲勞斷口，并使用SＥＭ對比分析斷口的形貌特征。

2、試驗結(jié)果與分析

2.1室溫拉伸力學(xué)性能

在不同溫度下暴露不同時間后的Ti55合金室溫拉伸力學(xué)性能變化情況如圖2所示，從圖2（a）可以看出，本研究涉及的熱暴露參數(shù)對屈服強度影響不明顯，云圖中最大值和最小值差異約為30ＭＰa。圖2（ｂ）中抗拉強度在550℃以下范圍均高于920ＭＰa，當(dāng)暴露溫度高于550℃時，抗拉強度值將隨溫度的升高和時間的延長明顯降低，在800℃暴露12h后的抗拉強度值最小為886ＭＰa。由圖2（ｃ）可以看出，伸長率的變化主要取決于熱暴露溫度，當(dāng)溫度低于550℃時伸長率大于15％，且基本不受時間的影響；當(dāng)暴露溫度高于550℃時，伸長率將隨溫度的升高和時間的延長明顯降低，這與抗拉強度的變化規(guī)律一致。圖2（ｄ）綜合給出了屈服強度?抗拉強度?伸長率?暴露溫度之間的關(guān)系，隨著暴露溫度由400℃升高至800℃，伸長率由18％下降至7％，與此同時，屈服強度略有下降（-1.4ＭＰa／100℃），而抗拉強度的下降幅度則更加顯著（-5.2ＭＰa／100℃）。屈服強度的微小改變說明，800℃以下的熱環(huán)境不會顯著改變Ti55合金的強化機制，但塑性降低以及應(yīng)變硬化不足導(dǎo)致的抗拉強度下降是熱暴露對力學(xué)性能的主要影響。

圖3為熱暴露溫度及時間對Ti55合金伸長率和抗拉強度的影響規(guī)律。由圖3（a）可知，伸長率隨溫度的升高呈線性下降，下降速度約為2.5％／100℃；其中 的4條折線在400～500℃范圍內(nèi)基本重合，體現(xiàn)出保溫時間的影響并不顯著；隨著熱暴露溫度的升高，折線間逐漸分離，因此保溫時間的作用在550℃以上逐漸 顯現(xiàn)。伸長率反映了材料在受拉力作用下的延展性。

高伸長率的材料能夠經(jīng)歷較大的形變而不斷裂，具有較好的延展性，常見于需要彎曲或受到拉伸力的應(yīng)用中。圖3（ｂ）中抗拉強度受熱暴露時間的影響同樣體現(xiàn)在550℃以上，而400～550℃范圍內(nèi)，保溫時間延長不會改變抗拉強度水平。因此，Ti55合金可在550℃以下長時間使用主要體現(xiàn)在抗拉強度在此溫度范圍可維持平穩(wěn)水平?？估瓘姸缺硎静牧夏軌虺惺艿淖畲罄鞈?yīng)力，高抗拉強度通常意味著材料在受力下具有較好的強度和硬度，適用于需要承受高拉伸負(fù)荷的應(yīng)用。

2.2顯微組織表征

根據(jù)鈦合金鉬當(dāng)量計算公式［Mo］ｅｑ＝［Mo］＋0.2［TA］＋0.28［nｂ］＋0.4［Ｗ］＋0.67［Ｖ］＋1.25［Ｃｒ］＋1.25［nｉ］＋1.7［Ｍn］＋1.7［Ｃｏ］＋2.5［Ｆｅ］，Ti55合金的鉬當(dāng)量［Mo］ｅｑ＝1.12；根據(jù)鋁當(dāng)量計算公式［Al］ｅｑ＝［Al］＋0.17［Zｒ］＋0.33［Sn］＋10［Ｏ］，其鋁當(dāng)量［Al］ｅｑ＝7.33。因此，Ti55合金屬于近α型鈦合金，且α＋β→β轉(zhuǎn)變溫度約為1040℃。

圖4為不同熱暴露條件下Ti55合金的顯微組織，與圖1（a）中的原始狀態(tài)相比，3幅圖片的顯微組織形貌特征基本一致，均為典型雙態(tài)組織，其中包括等軸狀初生α相和片層狀的α相束集。考慮到Ti55合金的β轉(zhuǎn)變溫度約為1040℃，高于熱暴露溫度，因此該熱暴露試驗不會改變合金的顯微組織類型。

由于光學(xué)顯微組織觀察前需要對合金拋光表面進(jìn)行化學(xué)腐蝕，易在相界面處形成輪廓起伏，掩蓋界面處的相分布差異，又因為光學(xué)顯微鏡放大倍數(shù)不夠高，因此不適于對比界面處細(xì)微的相分布差異。針對此問題，本研究進(jìn)一步采用ＥＢSＤ測試，以較高的放大倍數(shù)分析α相和β相在2種不同熱暴露條件下的分布情況，如圖5所示。圖5（a）為Ti55合金在400℃下暴露12h的情況，屬于低溫暴露；圖5（ｂ）為Ti55合金在800℃下暴露12h的情況，屬于高溫暴露。圖5中的白色區(qū)域為α相，藍(lán)色區(qū)域為β相。通過對比可以發(fā)現(xiàn)，圖5（ｂ）中的藍(lán)色β相含量明顯多于圖5（a）。在圖5（a）中，細(xì)小的β相較為均勻地分布在紅色塊狀α相束集（即α相束集）的相互交接區(qū)域，而在α相束集內(nèi)部卻未發(fā)現(xiàn)明顯的β相。相比之下，圖5（ｂ）中紅色塊狀α相束集之間不僅存在均勻細(xì)小的β相，而且還有寬度約為1μｍ的塊狀β相，其以斷續(xù)的特征分布在α相束集相互交接區(qū)域。由此可知，在較高溫度下進(jìn)行熱暴露后，Ti55合金中的β相會在α相束集交接處發(fā)生局部粗化現(xiàn)象。

為了進(jìn)一步分析熱暴露對Ti55合金中元素分布的影響，利用化學(xué)元素ＥＰＭa線掃描進(jìn)行測試，結(jié)果如圖6所示。分析發(fā)現(xiàn)，Mo和Sｉ的分布情況受熱暴露影響較大。其中Mo作為β型穩(wěn)定元素，在α相束集的板條之間存在聚集現(xiàn)象，而且隨著熱暴露溫度由550℃升高至800℃，Mo元素偏聚區(qū)的最大濃度也由2％升高至4％。對于Sｉ而言，550℃熱暴露時，其在晶內(nèi)和晶界區(qū)域均屬于均勻分布狀態(tài)，平均含量約為0.25％，與表1結(jié)果一致。當(dāng)溫度升高至800℃時，Sｉ明顯偏聚于晶界區(qū)域，包括初生α相周圍界面和α相束集內(nèi)的板條間界面，最大濃度可達(dá)1％。作為間隙型共析元素，Sｉ在高溫鈦合金中的作用主要是形成硅化物以提高整體的抗蠕變性能。形成的硅化物主要有兩種：S1型的Ti5Sｉ3和S2型的Ti6Sｉ3。當(dāng)其他合金元素加入時，根據(jù)合金類型的不同，將在S1和S2晶型中置換部分Ti元素或Sｉ元素，形成晶體結(jié)構(gòu)相同、晶格常數(shù)有所不同的新Sｉ化物，如Ti?Al?Sｉ系合金中的Ti3（Al，Sｉ）和Ti5（Al，Sｉ）3相。由于Sｉ和Ti的原子尺寸差別較大，在固溶體中容易在位錯處偏聚，并嚴(yán)重阻礙位錯運動，影響合金整體的塑性變形協(xié)調(diào)能力。

因此，在高溫鈦合金中加入的Sｉ量以不超過α相最大固溶度為宜，一般為0.25％左右。本研究中發(fā)現(xiàn)，800℃下熱暴露12h會使Sｉ在組織界面發(fā)生明顯聚集，此現(xiàn)象與圖3（a）中伸長率的下降有關(guān)。將經(jīng)過熱暴露的Ti55合金加工成拉伸試片，再對其表面進(jìn)行拋光和腐蝕以顯示組織，最后將其拉斷，并用SＥＭ觀察斷口附近裂紋萌生區(qū)域的形貌特征，如圖7所示。對于在550℃下暴露12h的情況（見圖7（a）），材料斷裂前發(fā)生了明顯的塑性變形，樣品表面可觀察到相互平行的滑移線，而本來平整的樣品表面因局部塑性變形的影響而出現(xiàn)浮凸特征，本試驗中的裂紋起源于α相束集之間的界面位置。這些形貌特征表明，Ti55合金在550℃下經(jīng)過長時間熱暴露后依然能保持自身的塑性變形和協(xié)調(diào)能力，這與圖2（ｃ）中的塑性演化規(guī)律一致，并和圖6（a，ｂ）中Sｉ的均勻分布有關(guān)。

相比之下，圖7（ｂ）中材料經(jīng)800℃暴露12h的形貌則體現(xiàn)出較差的塑性變形和協(xié)調(diào)能力，此時樣品表面平整且未發(fā)現(xiàn)明顯滑移線，裂紋萌生的位置均位于α相束集內(nèi)的板條界面處，即圖6（ｃ，ｄ）中的Sｉ集中處，且裂紋張開方向與拉伸方向一致，說明800℃熱暴露導(dǎo)致材料的Sｉ在界面處聚集，明顯降低了局部抗變形能力，從而使裂紋萌生于α相板條間區(qū)域，使整體塑性嚴(yán)重惡化。

對于Ti55合金而言，經(jīng)過550℃以上熱暴露而引起的Sｉ元素偏聚將顯著降低其塑性，該現(xiàn)象也同樣體現(xiàn)在高溫疲勞斷口的形貌特征中。圖8分別為低于和高于550℃兩種情況下的高溫疲勞斷口形貌，其中圖8（a，ｂ）為400℃熱暴露下的斷口，圖8（ｃ，ｄ）為700℃熱暴露下的斷口。圖8（a）中的河流花樣表明，400℃暴露下材料的高溫疲勞裂紋擴展為穿晶模式。而圖8（ｃ）所示的700℃暴露下材料則體現(xiàn)出明顯的沿晶模式，這同樣是由Sｉ元素在晶界偏聚導(dǎo)致。Ti55合金高溫疲勞條帶形貌如圖8（ｂ，ｄ）所示，400℃及700℃熱暴露下斷口的條帶特征細(xì)密且呈弧形，圓心處指向疲勞源方向，且在疲勞條帶區(qū)域分布著明顯的二次裂紋，表現(xiàn)出Ti55合金的高溫疲勞斷口典型特征。

3、結(jié)論

1）550℃以下長時間熱暴露時，Ti55合金的屈服強度和抗拉強度基本保持穩(wěn)定，而伸長率則隨著熱暴露溫度由400℃升高至800℃，相應(yīng)地由18％下降至7％。

2）800℃以下熱暴露不改變Ti55合金的顯微組織類型，但在較高溫度下進(jìn)行熱暴露時，Ti55合金中的β相會在α相束集交接處發(fā)生局部粗化現(xiàn)象。

3）熱暴露溫度高于550℃以上時，Sｉ明顯偏聚于晶界區(qū)域，包括初生α相周圍界面和α相束集內(nèi)的板條間界面，最大濃度可達(dá)1％。

4）隨著熱暴露溫度的升高，Ti55合金的高溫疲勞斷口特征由穿晶韌性向沿晶脆性發(fā)生轉(zhuǎn)變。

參考文獻(xiàn)：

［1］王清江，劉建榮，楊銳.高溫鈦合金的現(xiàn)狀與前景［Ｊ］.航空材料學(xué)報，2014，34（4）：1?26.

ＷangＱｉngｊｉang，LiｕＪｉanｒｏng，ＹangＲｕｉ.hｉghｔｅｍｐｅｒaｔｕｒｅTiTAnｉｕｍAlｌｏｙS：STAｔｕSaNdｐｅｒSｐｅｃTiｖｅ［Ｊ］.ＪｏｕｒnAlｏｆaｅｒｏnaｕTiｃAlＭaｔｅｒｉAlS，2014，34（4）：1?26.

［2］董飛，何國強，張貴田.合金元素Sｉ在鈦合金中作用的研究進(jìn)展［Ｊ］.金屬熱處理，2007，32（11）：5?10.

ＤｏngＦｅｉ，hｅgｕｏｑｉang，ZhanggｕｉTian.ＲｅSｅaｒｃhｄｅｖｅｌｏｐｍｅnｔｏｆｔhｅｅｆｆｅｃｔｏnSｉｅｌｅｍｅnｔｏnTiTAnｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.hｅaｔＴｒｅaｔｍｅnｔｏｆＭｅTAｌS，2007，32（11）：5?10.

［3］吳明宇，弭光寶，李培杰，等.600℃高溫鈦合金燃燒組織演變及機理［Ｊ］.物理學(xué)報，2023，72（16）：198?216.

ＷｕＭｉngｙｕ，Ｍｉgｕangｂaｏ，LiＰｅｉｊｉｅ，ｅｔAl.ＥｖｏｌｕTiｏnaNdｍｅｃhanｉSｍｏｆｃｏｍｂｕSTiｏnｍｉｃｒｏSｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆ600℃hｉghｔｅｍｐｅｒaｔｕｒｅTiTAnｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.aｃTAＰhｙSｉｃaSｉnｉｃa，2023，72（16）：198?216.

［4］張阿莉，劉棟，湯海波，等.熱暴露對激光沉積Ti60a高溫鈦合金組織性能影響［Ｊ］.稀有金屬材料與工程，2014，43（7）：1687?1690.

ZhangAlｉ，LiｕＤｏng，TAnghaｉｂｏ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔｏｆｔhｅｒｍAlｅｘｐｏSｕｒｅｏnｍｉｃｒｏSｔｒｕｃｔｕｒｅaNdｍｅｃhanｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆｌaSｅｒｄｅｐｏSｉｔｅｄTi60ahｉghｔｅｍｐｅｒaｔｕｒｅTiTAnｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＲaｒｅＭｅTAｌＭaｔｅｒｉAlSaNdＥngｉnｅｅｒｉng，2014，43（7）：1687?1690.

［5］賈倩，姚澤坤，張東亞，等.不同溫度鍛造的Ti2Alnｂ／TC11雙合金焊接界面組織在熱暴露時的變化［Ｊ］.焊接學(xué)報，2014，35（11）：79?83，117.

ＪｉaＱｉan，ＹaｏZｅｋｕn，ZhangＤｏngｙa，ｅｔAl.ＭｉｃｒｏSｔｒｕｃｔｕｒｅｅｖｏｌｕTiｏnaｆｔｅｒｔhｅｒｍAlｅｘｐｏSｕｒｅｉnｗｅｌｄｉnｔｅｒｆaｃｅｏｆTi2Alnｂ／TC11ｄｕAlAlｌｏｙｆｏｒgｅｄaｔｄｉｆｆｅｒｅnｔｔｅｍｐｅｒaｔｕｒｅS［Ｊ］.ＴｒanSaｃTiｏnSｏｆｔhｅＣhｉnaＷｅｌｄｉngＩnSTiｔｕTiｏn，2014，35（11）：79?83，117.

［6］秦春，姚澤坤，周偉，等.熱暴露對Ti?24Al?15nｂ?1.5Mo／TC11焊接界面顯微硬度和元素分布的影響［Ｊ］.焊接學(xué)報，2012，33（8）：33?36.

ＱｉnＣhｕn，ＹaｏZｅｋｕn，ZhｏｕＷｅｉ，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔｏｆｔhｅｒｍAlｅｘｐｏSｕｒｅｏnｍｉｃｒｏhaｒｄnｅSSaNdｅｌｅｍｅnｔｄｉSｔｒｉｂｕTiｏnｉnｗｅｌｄｉngｉnｔｅｒｆaｃｅｏｆTi?24Al?15nｂ?1.5Mo／TC11ｄｕAlAlｌｏｙS［Ｊ］.ＴｒanSaｃTiｏnSｏｆｔhｅＣhｉnaＷｅｌｄｉngＩnSTiｔｕTiｏn，2012，33（8）：33?36.

［7］左從進(jìn)，李晉煒，余偉，等.高溫鈦合金Ti?55與Ti?60電子束焊接頭性能［Ｊ］.焊接學(xué)報，2011，32（4）：103?106.

ZｕｏＣｏngｊｉn，LiＪｉnｗｅｉ，ＹｕＷｅｉ，ｅｔAl.ＴｅnSｉｌｅｐｅｒｆｏｒｍanｃｅｏｆTi?55aNdTi?60ｊｏｉnｔSｗｅｌｄｅｄｂｙｅｌｅｃｔｒｏnｂｅaｍｗｅｌｄｉng［Ｊ］.ＴｒanSaｃTiｏnSｏｆｔhｅＣhｉnaＷｅｌｄｉngＩnSTiｔｕTiｏn，2011，32（4）：103?106.

［8］李明兵，王新南，商國強，等.近α型、（α＋β）型和近β型鈦合金的高溫力學(xué)性能［Ｊ］.金屬熱處理，2022，47（11）：200?204.

LiＭｉngｂｉng，ＷangＸｉnnan，Shanggｕｏｑｉang，ｅｔAl.hｉghｔｅｍｐｅｒaｔｕｒｅｍｅｃhanｉｃAlｐｒｏｐｅｒTiｅSｏｆnｅaｒα，（α＋β）aNdnｅaｒβｔｙｐｅTiTAnｉｕｍAlｌｏｙS［Ｊ］.hｅaｔＴｒｅaｔｍｅnｔｏｆＭｅTAｌS，2022，47（11）：200?204.

［9］Ligｅｐｉng，LiＤｏng，LiｕＹｕｙｉn，ｅｔAl.MoｒｐhｏｌｏgｙｃhaｒaｃｔｅｒｉSTiｃSｏｆNd?ｒｉｃhｐhaSｅｐaｒTiｃｌｅSｉnｍｅｌｔ?ｑｕｅnｃhｅｄTi?5Al?4Sn?2Zｒ?1Mo?0.25Sｉ?1NdAlｌｏｙ［Ｊ］.ＪｏｕｒnAlｏｆＭaｔｅｒｉAlSSｃｉｅnｃｅaNdＴｅｃhnｏｌｏgｙ，1995，14（6）：460?462.

［10］Ligｅｐｉng，LiＱｉngｃhｕn，LiＤｏng，ｅｔAl.SｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆSｅｃｏNdｐhaSｅｐaｒTiｃｌｅSｉn

aS?ｃaSｔTi?5Al?4Sn?2Zｒ?1Mo?0.25Sｉ?1NdAlｌｏｙ［Ｊ］.

ＪｏｕｒnAlｏｆＭaｔｅｒｉAlSSｃｉｅnｃｅaNdＴｅｃhnｏｌｏgｙ，1998，17（1）：41?44.

［11］Ligｅｐｉng，LiＤｏng，LiｕＹｕｙｉng，ｅｔAl.Nd?ｒｉｃhｐhaSｅｐaｒTiｃｌｅSｉnaS?ｆｏｒgｅｄTi?5Al?4Sn?2Zｒ?1Mo?0.25Sｉ?1NdAlｌｏｙ［Ｊ］.aｃTAＭｅTAｌｌｕｒgｉｃaSｉnｉｃa（ＥngLiShＬｅｔｔｅｒS），1998，11（4）：261?264.

［12］Ligｅｐｉng，LiＤｏng，LiｕＹｕｙｉng.nｕｃｌｅaTiｏnｏｆｒaｒｅｅaｒｔh?ｒｉｃhｐhaSｅｐaｒTiｃｌｅS

ｉnTi?5Al?4Sn?2Zｒ?1Mo?0.25Sｉ?1NdAlｌｏｙ［Ｊ］.aｃTAＭｅTAｌｌｕｒgｉｃaSｉnｉｃa（ＥngLiShＬｅｔｔｅｒS），1998，11（4）：265?269.

［13］Ligｅｐｉng，gｕanShaｏｘｕan，ＷangＱｉngｊｉang，ｅｔAl.ＥｆｆｅｃｔｏｆhｉghｔｅｍｐｅｒaｔｕｒｅｄｅｆｏｒｍaTiｏnｏnMoｒｐhｏｌｏgｙｏｆNd?ｒｉｃhｐhaSｅｐaｒTiｃｌｅSｉnTi?5Al?4Sn?2Zｒ?1Mo?0.25Sｉ?1NdAlｌｏｙ［Ｊ］.aｃTAＭｅTAｌｌｕｒgｉｃaSｉnｉｃa（ＥngLiShＬｅｔｔｅｒS），1995，8（6）：45?49.

［14］ZhangShangZhｏｕ，ＸｕhｕｉZhｏng，LiｕZｉｑｕan，ｅｔAl.AlｌｏｙｉngｅｌｅｍｅnｔSｃhaｒaｃｔｅｒｉZaTiｏnｉnaTi?5.6Al?4.8Sn?2Zｒ?1Mo?0.35Sｉ?1NdTiTAnｉｕｍAlｌｏｙｂｙｃaｒｂｏnaｄｄｉTiｏn［Ｊ］.ＪｏｕｒnAlｏｆＵnｉｖｅｒSｉｔｙｏｆSｃｉｅnｃｅaNdＴｅｃhnｏｌｏgｙＢｅｉｊｉng（ＥngLiShＥｄｉTiｏn），2005，12（3）：252?256.

［15］ZhangShangZhｏｕ，gaｏＹｕan，Ｗanggｕｏｄｏng，ｅｔAl.gｒｏｗｔhｂｅhaｖｉｏｒｏｆαｐhaSｅｉnTi?5.6Al?4.8Sn?2.0Zｒ?1.0Mo?0.35Sｉ?0.7NdTiTAnｉｕｍAlｌｏｙ［Ｊ］.ＪｏｕｒnAlｏｆＭaｔｅｒｉAlSSｃｉｅnｃｅaNdＴｅｃhnｏｌｏgｙ，2006，22（4）：459?464.

［16］ＷangＫｅｌｕ，ＬｕShｉｑｉang，ＤｏngＸｉanｊｕan.ＤｅｆｏｒｍaTiｏnｂｅhaｖｉｏｒｏｆTi?5.6Al?4.8Sn?2.0Zｒ?1.0Mo?0.35Sｉ?0.85NdAlｌｏｙｉnβ／ｑｕaSｉ?βｆｏｒgｉngｐｒｏｃｅSS［Ｊ］.ＪｏｕｒnAlｏｆＩｒｏnaNdSｔｅｅｌＲｅSｅaｒｃh（ＩnｔｅｒnaTiｏnAl），2016，23（12）：1297?1302.