隨著航天事業(yè)的進(jìn)一步發(fā)展及對(duì)深空領(lǐng)域的不斷探索，航天器結(jié)構(gòu)件對(duì)低溫材料的性能要求進(jìn)一步提高。一方面，航天器結(jié)構(gòu)材料在低溫下必須具備足夠的強(qiáng)度和韌性以及優(yōu)良的熱學(xué)性能；另一方面，考慮到航天器結(jié)構(gòu)件形狀的復(fù)雜性，材料必須具有良好的可加工性能[1—2]。與傳統(tǒng)低溫材料相比，鈦合金低溫下具有更高的屈服強(qiáng)度，為不銹鋼3倍以上，同時(shí)其密度只有不銹鋼的 1/4~1/2。此外，鈦合金還具有熱傳導(dǎo)率低、膨脹系數(shù)小、無(wú)磁性等一系列優(yōu)點(diǎn)，因此非常適合作為新型低溫材料應(yīng)用于航天領(lǐng)域[3]。

目前，低溫鈦合金已經(jīng)初步應(yīng)用于液體火箭發(fā)動(dòng)機(jī)領(lǐng)域，主要作為氫氧發(fā)動(dòng)機(jī)儲(chǔ)氫罐、氫泵葉輪等結(jié)構(gòu)材料，大幅度提高了液體火箭發(fā)動(dòng)機(jī)的推重比、工作壽命及可靠性。低溫鈦合金應(yīng)用的最大問(wèn)題在于低溫環(huán)境下鈦合金伸長(zhǎng)率及斷裂韌性大幅度下降[4]，表現(xiàn)出明顯的低溫脆性，因此，如何降低鈦合金的低溫脆性，提高鈦合金低溫條件下的韌塑性成為低溫鈦合金研究的重中之重。國(guó)內(nèi)外學(xué)者為解決這一問(wèn)題進(jìn)行了大量研究，發(fā)現(xiàn)通過(guò)降低 C，H，O 等間隙元素含量、降低鋁元素含量?jī)煞N方法可有效提高鈦合金的低溫性能[5—8]。通過(guò)這兩種方法，國(guó)內(nèi)外開(kāi)發(fā)了一系列性能優(yōu)異的新型低溫鈦合金[9—11]。

1、 國(guó)內(nèi)外低溫鈦合金發(fā)展現(xiàn)狀

前蘇聯(lián)曾致力于低溫鈦合金的研發(fā)及應(yīng)用。通過(guò)降低鋁元素的含量，前蘇聯(lián)開(kāi)發(fā)了一系列低鋁低溫鈦合金，其中應(yīng)用比較廣泛的有 OT4 及 BT5-1。OT4合金曾被用于航天器軌道對(duì)接件、液體火箭管道及燃燒室結(jié)構(gòu)件中；BT5-1 合金曾用于液氫容器的制造[9]。

為了進(jìn)一步提高液體火箭發(fā)動(dòng)機(jī)脈沖推動(dòng)比，俄羅斯某研究所進(jìn)行了適用于?253 ℃極低溫環(huán)境的高強(qiáng)度高塑性低溫鈦合金的研發(fā)。前蘇聯(lián)及俄羅斯開(kāi)發(fā)的鈦合金種類及性能如圖 1 所示[10]。

美國(guó)對(duì)于低溫鈦合金的研究重要集中于 α 型鈦合金 TA7 ELI（Extra low interstitial，超低間隙）、以及 α+β 型鈦合金 TC4 ELI。通過(guò)降低間隙元素含量，兩種鈦合金極低溫下強(qiáng)度及韌性獲得了顯著提升。

TA7 ELI 作為一種近 α 型鈦合金，在 20 K 低溫條件下仍具有良好的韌性、較低的熱導(dǎo)率以及缺口敏感性，目前已經(jīng)成功用于低溫容器、低溫管道以及液體火箭發(fā)動(dòng)機(jī)葉輪等結(jié)構(gòu)[2,11]。阿波羅計(jì)劃中，TC4 ELI作為液氫容器、液氫導(dǎo)管的主要材料被大量應(yīng)用并取得了較好的效果。除此之外，美國(guó)學(xué)者還對(duì)低溫鈦合金斷裂機(jī)理、氫脆等一系列問(wèn)題展開(kāi)了基礎(chǔ)性研究，獲得了 TA7 ELI，TC4 ELI 等多種低溫鈦合金的力學(xué)性能及斷裂機(jī)理數(shù)據(jù)，為低溫鈦合金的進(jìn)一步發(fā)展及應(yīng)用奠定了基礎(chǔ)。美國(guó)研發(fā)的低溫鈦合金性能如圖 2所示。

在低溫鈦合金研發(fā)領(lǐng)域，相比于美俄等發(fā)達(dá)國(guó)家，中國(guó)起步晚、技術(shù)相對(duì)落后。近年來(lái)，隨著航天事業(yè)的發(fā)展，我國(guó)開(kāi)始進(jìn)行低溫鈦合金的研究。“九五”期間，我國(guó)先后開(kāi)展了 Ti-2Al-2.5Zr，Ti-3Al-2.5Zr，CT20 等多種低溫鈦合金的研發(fā)工作[12]，我國(guó)研發(fā)的低溫鈦合金性能如圖 3 所示。CT20 合金是我國(guó)第一種擁有全部自主產(chǎn)權(quán)的低溫鈦合金，可在 20 K 極低溫條件下使用。該合金在低溫下具有良好的力學(xué)性能，20 K 低溫下強(qiáng)度大于 1100 MPa，伸長(zhǎng)率大于10%，同時(shí)該合金還具有優(yōu)良的成形性能，可加工成棒材、板材、管材及絲材。目前為止，CT20 合金已成功應(yīng)用于某航天器低溫管路。與此同時(shí)，張忠、杜宇、范承亮等[6,13—15]學(xué)者探究了間隙元素對(duì) CT20 合金低溫力學(xué)性能的影響，為 CT20 鈦合金性能的進(jìn)一步提高提供了參考。

2、 主要低溫鈦合金的變形機(jī)理研究

2.1 TA7 ELI 低溫鈦合金的變形機(jī)理研究

TA7 ELI 是在 TA7 鈦合金的基礎(chǔ)上，通過(guò)減少 C，H，O 等間隙元素含量，改善了普通 TA7 合金極低溫條件下韌性及強(qiáng)度不足的缺點(diǎn)。相比于傳統(tǒng)低溫材料不銹鋼及鋁合金而言，TA7 ELI 具有熱導(dǎo)率低、比強(qiáng)度高（在超低溫下約為鋁合金和不銹鋼的 2 倍）等優(yōu)點(diǎn)[9]，除此之外，TA7 ELI 還具有優(yōu)良的焊接性能。

基于上述優(yōu)點(diǎn)，TA7 ELI 鈦合金廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，作為航天器或?qū)椀蜏馗邏喝萜骷皻溲醢l(fā)動(dòng)機(jī)葉輪等結(jié)構(gòu)材料。目前，TA7 ELI 的力學(xué)行為研究主要集中在變形機(jī)理方面。在低溫環(huán)境下 TA7 孿晶變形更易發(fā)生，因此，低溫下 TA7 ELI 的塑性變形是由滑移與孿晶共同作用的結(jié)果[16—18]。Sun 等[24]研究了293 K 及 77 K 溫度下 Ti-5AI-2.5Sn ELI 應(yīng)力應(yīng)變行為，發(fā)現(xiàn)在 293 K 溫度條件下，Ti-5AI-2.5Sn ELI 應(yīng)力應(yīng)變曲線為連續(xù)光滑曲線，而在 77 K 溫度條件下為鋸齒狀波動(dòng)，如圖 4a 所示，同時(shí)在 77 K 下微觀結(jié)

構(gòu)中還觀察到大量孿晶。Skoczen 和 Aldo Ghis 等[19—20]認(rèn)為鋸齒狀波動(dòng)與滑移剪切應(yīng)力有關(guān)。一方面，隨著溫度的降低，HCP 晶格臨界剪切應(yīng)力升高很快，阻礙了晶界滑移，增加了變形所需的應(yīng)力。另一方面，在變形過(guò)程中孿晶與滑移的發(fā)生將產(chǎn)生形變熱，由于鈦合金比熱容很低，局部溫升明顯，降低了滑移剪切應(yīng)力。熱軟化效應(yīng)與加工硬化效應(yīng)交替作用形成鋸齒狀波動(dòng)曲線。Moskalenko 和 Conrad 等[21—22]認(rèn)為，應(yīng)力的上升是由于滑移受阻引起應(yīng)力集中導(dǎo)致，應(yīng)力的下降是由于變形過(guò)程中產(chǎn)生的絕熱增溫引起位錯(cuò)坍塌導(dǎo)致，而位錯(cuò)坍塌形核過(guò)程中必然伴隨孿晶，所以鋸齒波是滑移與孿晶共同作用導(dǎo)致的。張忠等[23]研究了20 K 極低溫條件下 TA7 ELI 的單向拉伸力學(xué)行為，發(fā)現(xiàn)其拉伸塑性應(yīng)變區(qū)有明顯的鋸齒狀波動(dòng)，同時(shí)發(fā)現(xiàn)試樣在不同位置出現(xiàn)多處頸縮。對(duì)于這種現(xiàn)象，張忠等認(rèn)為極低溫條件下，頸縮區(qū)的應(yīng)力集中可能誘發(fā)金屬微結(jié)構(gòu)的變化，產(chǎn)生局部強(qiáng)化的效果。Sun 等[24]在 77 K 條件下拉伸試樣中觀察到大量孿晶，如圖 5所示，確定孿晶在低溫變形中起著重要作用。此外，Sun 等還確定 77 K 條件下存在{10-11}，{10-11}， {11-22}這 3 個(gè)方向的孿晶。鄭桂鈞等[25]對(duì)不同組織形態(tài)的 TA7 ELI 進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)不同顯微組織在不同溫度下力學(xué)性能表現(xiàn)不同。在室溫下等軸組織的塑性最好，而在 20 K 溫度下塑性卻最差。針狀組織和網(wǎng)籃組織在室溫與 20 K 低溫環(huán)境下塑性都居中，而室溫下塑性最差的片狀組織在 20 K 低溫下塑性卻最好。同時(shí)在液氮溫度（77 K）下，與室溫和液氫溫度相比，片狀組織與等軸組織性能差異縮小，說(shuō)明隨著溫度降低，Ti-5AI-2.5Sn 變形方式逐漸由滑移過(guò)渡為孿晶。Aldo Ghisi 等[26]探究了溫度對(duì) TA7 ELI 變形機(jī)制的影響，發(fā)現(xiàn)無(wú)論是在室溫環(huán)境還是低溫環(huán)境，Ti-5Al-2.5Sn 斷裂形式均為韌性斷裂，并未發(fā)生低溫下的韌脆轉(zhuǎn)變。Reytier 等[27]對(duì)比了光滑 TA7 ELI 試樣與缺口 TA7 ELI 試樣在液氦溫度下的斷裂機(jī)理，其結(jié)果如圖 6 所示，與光滑試樣相比，缺口試樣斷口有大量長(zhǎng)條狀韌窩，而光滑試樣斷口以等軸狀韌窩為主。Reytier 等認(rèn)為這些韌窩的變化與孿晶變形有關(guān)。

與 Reytier 等不同，Stone 等[28]在研究 TA7 合金在液氮溫度下斷裂機(jī)理過(guò)程中發(fā)現(xiàn)試樣韌窩以長(zhǎng)條狀為主，對(duì)于這種現(xiàn)象，陳廉等[29]認(rèn)為，TA7 鈦合金晶格滑移系與滑移方向不同，從而表現(xiàn)變形的各向異性，導(dǎo)致韌窩沿某一特定的方向生長(zhǎng)。

2.2 TC4 ELI 低溫鈦合金變形機(jī)理的研究

TC4作為典型的α+β型鈦合金，其組織由密排六方結(jié)構(gòu)的α相及體心立方結(jié)構(gòu)的β相組成，因此TC4合金變形機(jī)理受α相及β相的綜合影響。考慮到α相與β相結(jié)構(gòu)的不同，滑移會(huì)從α相晶粒開(kāi)始，受到β相的影響，逐漸向周?chē)摩罗D(zhuǎn)變組織擴(kuò)展[30]。與α型鈦合金相同，Ti-6Al-4V在低溫下孿晶也是重要的變形機(jī)制[31—33]。Upadrasta等[34]研究了20 K溫度下Ti-6Al-4V的變形，發(fā)現(xiàn)其具有與Ti-5A1-2.5Sn相似的鋸齒狀波動(dòng)，Upadrasta等將其歸因于局部發(fā)熱軟化與加工硬化交替作用。Ambard等[35]研究了20 K溫度下α相形態(tài)對(duì)Ti-6Al-4V變形模式的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)α相為球狀時(shí)，主要滑移系統(tǒng)是棱柱體系統(tǒng)，而當(dāng)α相為板條狀時(shí)，主要滑移系統(tǒng)為基底滑移，α相形態(tài)決定低溫變形模式。

同時(shí)，Ambard等在變形過(guò)程中并未觀察到孿晶，因此認(rèn)為T(mén)i-6Al-4V合金20 K下的主要變形機(jī)制為滑移。與Ambard等不同，Iorio等[36]研究Ti-6Al-4V在20 K條件下的變形時(shí)，發(fā)現(xiàn)了{(lán)10-12}，{5-61-3}<4153>，{10-11}<10-12>這3個(gè)方向的孿晶，如圖7所示，這種差異可能是由于材料內(nèi)部間隙元素含量不同導(dǎo)致。當(dāng)材料內(nèi)部無(wú)足夠的間隙元素抑制孿晶時(shí)，孿晶則為低溫條件下的主要變形機(jī)制。左景輝等[37]探究了不同組織Ti-6Al-4V低溫力學(xué)性能，與Ti-5A1-2.5Sn不同的是，雙態(tài)組織的試樣在低溫條件下性能最好。與此同時(shí)，劉志丹[38]研究了不同溫度下Ti-6Al-4V的斷裂特征，發(fā)現(xiàn)從室溫至77 K斷裂形式均為韌性斷裂，但是韌窩的形狀尺寸不同，溫度顯著影響韌窩尺寸均勻性。在77 K溫度下，韌窩均勻性較差，除少數(shù)較大尺寸的韌窩，大部分韌窩較淺，說(shuō)明在低溫條件下，鈦合金韌窩來(lái)不及生長(zhǎng)，導(dǎo)致伸長(zhǎng)率降低，塑性下降。

2.3 CT20 低溫鈦合金變形機(jī)理的研究

CT20 是我國(guó)第一種具有全部知識(shí)產(chǎn)權(quán)的低溫鈦合金，由西北有色金屬研究院設(shè)計(jì)，是一種新型Ti-Al-Zr-Mo 系低溫鈦合金。相比傳統(tǒng)低溫材料，CT20在低溫下具有比強(qiáng)度高、導(dǎo)熱率低、熱膨脹系數(shù)小、介質(zhì)相容性好、抗氫脆等一系列優(yōu)點(diǎn)，目前已經(jīng)成功應(yīng)用于航天低溫管路。杜宇等[39]探究了 20 K 溫度下CT20 的應(yīng)變行為，發(fā)現(xiàn)孿晶是其低溫下變形的主要機(jī)制。范承亮等[40]探究了合金元素對(duì) CT20 低溫力學(xué)性能的影響規(guī)律，在 20 K 條件下低氧當(dāng)量及低間隙元素的試樣中觀察到{10-11}，{10-11}，{11-12}這 3個(gè)方向的孿晶，同時(shí)發(fā)現(xiàn)顯微組織顯著影響低溫變形機(jī)理，滑移在等軸組織變形過(guò)程中起主要作用，而雙態(tài)組織變形過(guò)程中除了滑移，還伴隨著少量的孿晶變形。在片狀組織中，孿晶變形逐漸增多，開(kāi)始占據(jù)主導(dǎo)作用，這與張智等[41]觀察到的結(jié)果相一致。張智等還探究了 20 K 條件下不同顯微組織 CT20 的斷裂失效形式，如圖 8 所示，可以看到，在斷裂過(guò)程中，4種組織都發(fā)生了頸縮現(xiàn)象，同時(shí) 4 種組織斷口均可觀察到明顯韌窩，說(shuō)明斷裂形式均為韌性斷裂。同時(shí)，不同的組織斷口韌窩形態(tài)不同，片狀組織韌窩尺寸相比等軸組織明顯較大，說(shuō)明片狀組織試樣斷裂過(guò)程中韌窩生長(zhǎng)充分，進(jìn)一步證明片狀組織更適合低溫環(huán)境下變形。

3、 低溫鈦合金成形工藝研究現(xiàn)狀

3.1 鍛造工藝

鍛造作為傳統(tǒng)鈦合金成形方法，其工藝簡(jiǎn)單，應(yīng)用廣泛，能夠通過(guò)變形控制材料組織與性能。周立鵬等[42]探究了不同鍛造工藝（如表1所示）對(duì)TA7 ELI室溫性能及超低溫性能的影響，發(fā)現(xiàn)室溫下塑性最好的工藝低溫下表現(xiàn)較差，而室溫下表現(xiàn)最差的工藝低溫下卻表現(xiàn)最好，說(shuō)明不同工藝鍛造的TA7 ELI鈦合金鍛件室溫力學(xué)性能和超低溫力學(xué)性能各具優(yōu)缺點(diǎn)，如圖9所示，在實(shí)際應(yīng)用過(guò)程中，應(yīng)該根據(jù)產(chǎn)品的生產(chǎn)及服役環(huán)境選擇合適的鍛造工藝。王云等[43]研究了不同鍛造組織的TA7 ELI鈦合金力學(xué)性能，結(jié)果表明，使用始鍛溫度在950~980 ℃的試驗(yàn)工藝可得到等軸組織的材料，力學(xué)性能滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，但材料的不同位置組織存在差異。始鍛溫度在1030~1040 ℃的試驗(yàn)工藝沒(méi)有能夠得到理想的網(wǎng)籃組織的材料，且伸長(zhǎng)率不合格。對(duì)此王云等認(rèn)為[43]，組織的不均勻性是由于鍛造過(guò)程中的變形不均勻造成的，TA7 ELI顯微組織形態(tài)其與鍛造過(guò)程中的溫度、變形量有很大關(guān)系。

孫洪蘭等[44]探究了模具與毛坯溫差對(duì)TA7鍛造工藝的影響，發(fā)現(xiàn)隨著毛坯溫度與模具預(yù)熱溫度溫差的降低，TA7塑性顯著提高。郭凱等[45]探究了鍛造變形量對(duì)TA7棒材組織及性能的影響。結(jié)果表明，大變形量不適宜TA7鈦合金鍛造，原因在于大變形量導(dǎo)致TA7棒材宏觀組織出現(xiàn)微觀孔洞（如圖10所示），降低了TA7的力學(xué)性能。

3.2 鑄造工藝

對(duì)于液氫渦輪泵等復(fù)雜低溫結(jié)構(gòu)件，鍛造工藝并不能滿足成形要求。相比于鍛造，鑄造成形可以獲得更加復(fù)雜的形狀，同時(shí)能夠有效降低成本。劉時(shí)兵等[46]對(duì)TA7 ELI鈦合金的鑄造組織和力學(xué)性能進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，TA7 ELI鑄態(tài)組織由α相組成，并呈片狀分布，經(jīng)熱等靜壓處理后顯微組織未有明顯變化，缺陷彌合部位有再結(jié)晶現(xiàn)象，如圖11所示，熱等靜壓處理在提高塑性的同時(shí)，并未影響材料的強(qiáng)度及彈性模量。劉時(shí)兵等認(rèn)為，熱等靜壓工藝處理之后，能有效消除鑄造工藝過(guò)程中產(chǎn)生的微孔洞、微裂紋等缺陷，從而減少變形過(guò)程中的斷裂缺口，減小應(yīng)力集中；另一方面，熱等靜壓處理后材料的晶粒被充分壓合，裂紋不易擴(kuò)展，從而提高了材料的斷裂韌性。圖12顯示了鑄態(tài)試樣與鑄造后經(jīng)熱等靜壓工藝處理試樣室溫拉伸的顯微組織及斷口形貌。可以看出，鑄造試樣的組織為粗大的魏氏組織，內(nèi)部有大量微觀缺陷；經(jīng)熱等靜壓處理后試樣的微觀組織發(fā)生了很大變化，

缺陷明顯減少，組織更為均勻。從斷口形貌可以看出，相比鑄態(tài)組織，熱等靜壓處理后的試樣韌窩較多，韌窩尺寸大而深，同時(shí)發(fā)現(xiàn)在大韌窩中包含著大量小韌窩，說(shuō)明經(jīng)熱等靜壓處理后的試樣，斷裂過(guò)程中韌窩充分生長(zhǎng)，材料塑性的到極大改善。史昆等[47]研究了真空退火對(duì)鑄造 TA7 ELI 合金組織和性能的影響。結(jié)果表明，真空脫氫退火后，焊接試樣的顯微組織略顯等軸化，熔合線處的顯微組織趨于均勻，強(qiáng)度略有下降，但伸長(zhǎng)率有所增加。黃金昌等[48]比較了 TA7 ELI和 TC4 ELI 在鑄造和鍛造狀態(tài)下的力學(xué)性能，結(jié)果如表2所示。經(jīng)熱等靜壓處理的鑄態(tài) TA7 ELI 具有與鍛造產(chǎn)品相同的優(yōu)良低溫塑性和斷裂韌性。前者的強(qiáng)度和斷裂韌性比后者低 10%左右，而在 4 K 時(shí)強(qiáng)度比鍛造低 25%。

3.3 粉末熱等靜壓成形

鑄造工藝成本低，生產(chǎn)效率高，但材料利用率低，產(chǎn)品性能差，需要進(jìn)一步處理才能使用。為提高產(chǎn)品質(zhì)量同時(shí)保證生產(chǎn)效率，粉末熱等靜壓成形（Hotisostatic pressing，HIP）工藝受到越來(lái)越多的關(guān)注。粉末熱等靜壓成形是將粉末直接置于模具中給予各向同等壓力，同時(shí)施加高溫?zé)Y(jié)，以獲得模具形狀相同的零件，其裝置原理如圖 13 所示。相比于傳統(tǒng)鑄造工藝，粉末熱等靜壓成形組織均勻，致密度高，無(wú)微觀缺陷，性能可全面達(dá)到或超過(guò)鍛件的水平；同時(shí)生產(chǎn)效率高，后續(xù)加工少，能生產(chǎn)各種復(fù)雜形狀的零件，除此之外，熱等靜壓成形材料利用率高，約為鑄造成形的 2 倍[49]。基于以上優(yōu)點(diǎn)，熱等靜壓技術(shù)受到各國(guó)的廣泛關(guān)注。美國(guó)自 20 世紀(jì) 70 年代就開(kāi)展了粉末熱壓工藝的研究，目前已經(jīng)能利用熱等靜壓技術(shù)快速、大規(guī)模生產(chǎn)火箭發(fā)動(dòng)機(jī)、飛機(jī)以及各種復(fù)雜系統(tǒng)結(jié)構(gòu)部件。圖 14 為美國(guó) Synertech PM 公司設(shè)計(jì)和制造的鈦合金火箭發(fā)動(dòng)機(jī)葉輪過(guò)程簡(jiǎn)圖[50]。俄羅斯化工機(jī)械研究院研究了不同牌號(hào)鈦合金粉末的發(fā)動(dòng)機(jī)冠頂葉片及離心葉輪的熱等靜壓工藝，獲得了相對(duì)較好的成形質(zhì)量及結(jié)果。此外，他們還探究了包套全自動(dòng)計(jì)算機(jī)輔助近凈成形設(shè)計(jì)、內(nèi)孔型芯材料與合金粉末的擴(kuò)散、熱等靜壓工藝與成形性能關(guān)系等一系列問(wèn)題，為后續(xù)熱等靜壓的進(jìn)一步推廣奠定基礎(chǔ)[51]。

近些年來(lái)，國(guó)內(nèi)熱等靜壓技術(shù)研究也取得了一定的進(jìn)展。中國(guó)科學(xué)院金屬研究所通過(guò)提高粉末純度及優(yōu)化粉末顆粒尺寸，解決了 TA7 ELI 葉輪粉末熱等靜壓成形過(guò)程中成形件性能不一致、可靠性低的技術(shù)難題，獲得了力學(xué)性能優(yōu)異的 TA7 ELI 氫泵葉輪（見(jiàn)圖15）[52]。李圣剛等[53—54]采用熱等靜壓成形工藝，開(kāi)展粉末冶金 TA7 ELI 鈦合金構(gòu)件凈成形技術(shù)研究，實(shí)現(xiàn)了大尺寸、薄壁、半封閉式火箭發(fā)動(dòng)機(jī)低溫轉(zhuǎn)子高性能、高可靠性的整體凈成形，他們發(fā)現(xiàn)通過(guò)等離子旋轉(zhuǎn)電極方法制備的低溫鈦合金球形粉末，具有非常高的球形度和振實(shí)密度，同時(shí)可以根據(jù)實(shí)際需求將粒徑控制在一定范圍內(nèi)；粉末熱等靜壓成形零件性能達(dá)到鍛造件性能水平，微觀組織為等軸狀組織。目前，李圣剛等通過(guò)粉末熱等靜壓成形的低溫鈦合金氫泵葉輪已通過(guò)了某發(fā)動(dòng)機(jī)型號(hào)的低溫全程試車(chē)考核。在探索工藝的同時(shí)，國(guó)內(nèi)外學(xué)者也對(duì)粉末熱等靜壓成形機(jī)理展開(kāi)了研究。徐磊等[55]研究了粉末在熱等靜壓過(guò)程中的致密化行為，發(fā)現(xiàn)采用熱等靜壓技術(shù)制備形狀復(fù)雜的鈦合金構(gòu)件，其晶粒細(xì)小、組織均勻、無(wú)明顯缺陷，后續(xù)生產(chǎn)過(guò)程中無(wú)需或僅需少量進(jìn)一步加工。

李一平等[56]研究了熱等靜壓成形過(guò)程中 TA7 ELI 合金的室溫彌散系數(shù)和低溫力學(xué)性能，如圖 16 所示，TA7 ELI 合金的低溫伸長(zhǎng)率和低溫收縮率的彌散系數(shù)較高，李一平認(rèn)為，其主要原因在于低溫塑性對(duì)間隙元素含量比較敏感，而室溫強(qiáng)度和低溫強(qiáng)度的彌散系數(shù)較小，同時(shí)室溫沖擊能和斷裂韌性的彌散系數(shù)較高。這是因?yàn)闆_擊能和斷裂韌性屬于準(zhǔn)動(dòng)態(tài)性質(zhì)，對(duì)成分、晶粒尺寸、微氣孔率等因素更為敏感。彈性模量的離散系數(shù)很低，只有 0.4%，這是因?yàn)閺椥阅Ａ恐饕c晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)，對(duì)結(jié)構(gòu)和成分不敏感，所以非常穩(wěn)定。

盡管以粉末熱等靜壓成形為代表的粉末近凈成形技術(shù)擁有傳統(tǒng)成形無(wú)法比擬的優(yōu)勢(shì)，但考慮到航空航天領(lǐng)域高可靠性的特殊需求，粉末冶金零件目前并未獲得大規(guī)模使用，然而，航空航天領(lǐng)域?qū)τ诜勰┮苯鹆慵臐撛谛枨笫俏阌怪靡傻摹ｋS著金屬粉末制備技術(shù)及設(shè)備的發(fā)展，兩年前粉末成形技術(shù)的成本降低了 65%；同時(shí)，隨著粉末熱等靜壓技術(shù)的進(jìn)一步發(fā)展，粉末熱等靜壓件的質(zhì)量也越來(lái)越穩(wěn)定，在未來(lái)，粉末冶金部件必將在航天領(lǐng)域占據(jù)越來(lái)越多的份額。

3.4 真空擴(kuò)散焊接工藝

真空擴(kuò)散焊技術(shù)是將焊接件緊密結(jié)合，在一定的溫度和壓力下保持一段時(shí)間，使接觸面之間的原子擴(kuò)散形成連接的方法。與其他焊接工藝相比，真空擴(kuò)散焊接工藝能最大限度地保持材料的原始性能，保證焊接接頭具有高強(qiáng)度和高塑性。擴(kuò)散焊技術(shù)廣泛應(yīng)用于低溫鈦合金鍛件、鑄件和熱等靜壓零件的連接，以獲得高強(qiáng)度、高轉(zhuǎn)動(dòng)性能。王江波等[57]通過(guò)熱壓和熱等靜壓擴(kuò)散焊工藝的結(jié)合，通過(guò)內(nèi)置支撐模的設(shè)計(jì)和使用，控制焊接變形，提高焊接質(zhì)量的均勻性，最終可獲得焊接強(qiáng)度大于 710 MPa、焊接變形小于 1%的合格葉輪。王江波等[58]還探討了焊接參數(shù)對(duì) TA7 ELI擴(kuò)散焊葉輪的影響。結(jié)果表明，隨著焊接壓力的增加，材料強(qiáng)度逐漸提高，但是，當(dāng)溫度達(dá)到 1000 ℃時(shí)，材料的強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳，然后材料的性能隨著溫度的升高而逐漸下降，如圖 17 所示。

4、 結(jié)論

目前，國(guó)內(nèi)外通用的低溫鈦合金主要為近 α 型鈦合金及含有少量 β 相的兩相鈦合金。由于其不含或僅含有少量 β 相，其工藝塑性差，致使渦輪等復(fù)雜零件難以成形。由于 α 鈦合金不能通過(guò)熱處理強(qiáng)化，只能用于受力較低的部件，例如液氫管道、氫泵等，對(duì)于葉輪等高速轉(zhuǎn)動(dòng)部件不能很好滿足要求。

同時(shí)隨著深空領(lǐng)域探索的進(jìn)一步開(kāi)展，未來(lái)氫氧發(fā)動(dòng)機(jī)推力將進(jìn)一步提高，這就要求其低溫部件具有更高的強(qiáng)度，因此對(duì)于更高性能的低溫鈦合金開(kāi)發(fā)迫在眉睫。相比 α 鈦合金，β 鈦合金強(qiáng)度更高，且成形性能好，更適合復(fù)雜形狀零件，因此，低溫鈦合金發(fā)展趨勢(shì)如下。

1）開(kāi)發(fā)具有更高低溫強(qiáng)度和塑性的鈦合金，以滿足更大推力氫氧發(fā)動(dòng)機(jī)要求。同時(shí)，提高 β 相鈦合金低溫變形機(jī)理的研究，弄清楚 β 相鈦合金韌脆轉(zhuǎn)變的臨界條件。

2）開(kāi)發(fā)低成本民用低溫鈦合金。由于低溫鈦合金對(duì)間隙元素要求苛刻，導(dǎo)致成本高昂，目前民用較少，因此未來(lái)有必要進(jìn)行低成本低溫鈦合金的研發(fā)。

3）開(kāi)發(fā)新的成形技術(shù)及加工方法以滿足航空航天零件要求。粉末冶金技術(shù)作為一種凈近成形技術(shù)，相比傳統(tǒng)鑄造、鍛造及熱成形具有顯著優(yōu)勢(shì)，除了此之外，其他粉末冶金技術(shù)，例如 SPS 燒結(jié)，粉末注射成形等都應(yīng)收到重視和發(fā)展。

參考文獻(xiàn)：

[1]劉春立, 何濤, 富大欣. 航天結(jié)構(gòu)材料低溫力學(xué)性能測(cè)試技術(shù)[J]. 低溫工程, 1999(3): 17—21.

LIU Chun-li, HE Tao, FU Da-xin. Low TemperatureMechanical Properties Testing Technology for Aero-space Structural Materials[J]. Low Temperature Engi- neering, 1999(3): 17—21.

[2]郁炎, 蔣鵬, 李士凱. 國(guó)內(nèi)外低溫鈦合金的開(kāi)發(fā)與應(yīng)用現(xiàn)狀[J]. 材料開(kāi)發(fā)與應(yīng)用, 2014, 29(6): 118—122.

YU Yan, JIANG Peng, LI Shi-kai. Development andApplication Status of Low Temperature Titanium Alloyat Home and Abroad[J]. Material Development and Ap- plication, 2014, 29(6): 118—122.

[3]劉偉, 杜宇. 低溫鈦合金的研究現(xiàn)狀[J]. 稀有金屬快報(bào), 2007, 26(9): 6—10.

LIU Wei, DU Yu. Research Status of Low TemperatureTitanium Alloys[J]. Rare Metal Bulletin, 2007, 26(9):6—10.

[4]曲玉福, 袁曉光, 謝華生, 等. 低溫鈦合金的研究應(yīng)用現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢(shì)[J]. 機(jī)械工程與自動(dòng)化, 2009(1):189—191.

QU Yu-fu, YUAN Xiao-guang, XIE Hua-sheng, et al.Research and Application Status and DevelopmentTrend of Low Temperature Titanium Alloy[J]. Me- chanical Engineering and Automation, 2009(1): 189—191.

[5]GRINBERG N M, ALEKSENKO E N, MOSKALENKOV A, et al. Fatigue-induced Dislocation Structure of Ti-tanium Alloy VT5-1ct at Temperatures of 293-11K[J].

Materials Science & Engineering A, 165(2): 117—124.

[6]張忠, 趙立中. 控制間隙元素含量對(duì)于鈦合金低溫力學(xué)性能的影響[J]. 低溫物理學(xué)報(bào), 1994(2): 157—160.

ZHANG Zhong, ZHAO Li-zhong. Effect of ControllingInterstitial Element Content on Mechanical Properties ofTitanium Alloy at Low Temperature[J]. Acta Cryophys- ics, 1994(2): 157—160.

[7]NAGAI Kotobu, ISHIKAWA Keisuke. Deformation andFracture Characteristics of Titanium Alloys at LowTemperatures[J]. Tetsu to Hagane, 1989, 75(5): 707— 715.

[8]OUCHI C, IIZUMI H, MITAO S. Effects of Ultra-highPurification and Addition of Interstitial Elements onProperties of Pure Titanium and Titanium Alloy[J]. Ma- terials Science & Engineering A (Structural Materials:,Properties, Microstructure and Processing), 1998,243(1/2): 186—195.

[9]朱樂(lè)樂(lè), 賈祥亞, 周洪強(qiáng). 航空航天用低溫鈦合金研究現(xiàn)狀[C]// 全國(guó)鈦及鈦合金學(xué)術(shù)交流會(huì), 2016.

ZHU Le-le, JIA Xiang-ya, ZHOU Hong-qiang. ResearchStatus of Low Temperature Titanium Alloys for Aero-space[C]// National Titanium and Titanium Alloy Aca- demic Exchange Meeting, 2016.

[10] 陳鼎, 黃培云. 鈦和鈦合金在低溫下的力學(xué)性能[J].礦冶工程, 2002, 22(3): 111—114.

CHEN Ding, HUANG Pei-yun. Mechanical Propertiesof Titanium and Titanium Alloys at Low Temperature[J].Mining and Metallurgy Engineering, 2002, 22(3): 111—    114.

[11] 史昆, 謝華生, 趙軍, 等. 低溫 Ti-5Al-2.5SnELI 的研究現(xiàn)狀及應(yīng)用[J]. 鑄造, 2008, 57(8): 763—767.

SHI Kun, XIE Hua-sheng, ZHAO Jun, et al. ResearchStatus and Application of Low Temperature Ti-5Al-2.5Sn ELI[J]. Foundry, 2008, 57(8): 763—767.

[12] 趙永慶, 周廉. 西北有色金屬研究院創(chuàng)新研制的部分鈦合金[C]// 全國(guó)鈦及鈦合金學(xué)術(shù)交流會(huì), 2005.

ZHAO Yong-qing, ZHOU Lian. Some Titanium AlloysDeveloped by Northwest Nonferrous Metals ResearchInstitute[C]// National Symposium on Titanium and Ti- tanium Alloys, 2005.

[13] 杜宇, 蔡學(xué)章, 楊冠軍. CT20 鈦合金 20 K 下的應(yīng)變行為與組織關(guān)系分析[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2005(6): 20—23.

DU Yu, CAI Xue-zhang, YANG Guan-jun. Analysis ofthe Relationship between Strain Behavior and Micro-structure of CT20 Titanium Alloy at 20 K[J]. Titanium Industry Progress, 2005(6): 20—23.

[14] 范承亮. 顯微組織和間隙元素對(duì)近 α 鈦合金低溫塑韌性的影響[D]. 西安: 西安建筑科技大學(xué), 2004: 17—22.

FAN Cheng-liang. Effect of Microstructure and Intersti-tial Elements on Low Temperature Ductility andToughness of Near α Titanium Alloy[D]. Xi'an: Xi'an University of Architecture and Technology, 2004: 17—22.

[15] 范承亮, 楊冠軍, 于振濤. CT20 合金的不同顯微組織與拉伸性能研究[J]. 稀有金屬, 2016, 28(2): 330—333.

FAN Cheng-liang, YANG Guan-jun, YU Zhen-tao.Study on Microstructure and Tensile Properties of CT20Alloy[J]. Rare Metals, 2016, 28(2): 330—333.

[16] MAHAJAN S, WILLIAMS D F. Deformation Twinningin Metals and Alloys[J]. International Metallurgical Re-views, 1973, 18(2): 43—61.

[17] JONES I P, HUTCHINSON W B. Stress-state Depend-ence of Slip in Titanium-6Al-4V and Other H.C.P. Met-als[J]. Acta Metallurgica, 1981, 29(6): 951—968.

[18] NEMAT-NASSER S, GUO W G, CHENG J Y. Me-chanical Properties and Deformation Mechanisms of aCommercially Pure Titanium[J]. Acta Materialia, 1999, 47(13): 3705—3720.

[19] SKOCZE? B. Constitutive Model of DiscontinuousPlastic Flow at Cryogenic Temperatures[J]. InternationalJournal of Plasticity, 2010(26): 1659—1679.

[20] ALDO Ghisi, STEFANO Mariani. Mechanical Charac-terization of Ti-5Al-2.5Sn ELI Alloy at Cryogenic andRoom Temperatures[J]. International Journal of Fracture, 2007, 146(1/2): 61—77.

[21] MOSKALENKO V A, STARTSEV V I, KOVALEVA VN. Low Temperature Peculiarities of Plastic Deforma-tion in Titanium and Its Alloys[J]. Cryogenics, 1980, 20(9): 503—508.

[22] CONRAD H. Plastic Flow and Fracture of Titanium atLow Temperatures[J]. Cryogenics, 1984, 24(6): 293—304.

[23] 張忠, 涂志華, 李來(lái)風(fēng), 等. 鈦合金低溫拉伸中的多處頸縮[J]. 低溫物理學(xué)報(bào), 1995(3): 238—241.

ZHANG Zhong, TU Zhi-hua, LI Lai-feng, et al. Multi-ple Necking in Low Temperature Tension of TitaniumAlloy[J]. Acta Cryophysics, 1995(3): 238—241.

[24] SUN Q Y, GU H C. Tensile and Low-cycle Fatigue Be-havior of Commercially Pure Titanium and Ti-5Al-2.5Sn Alloy at 293 and 77 K[J]. Materials Science & Engineering A, 2001, 316(1/2): 80—86.

[25] 鄭桂均. TA7-d 鈦合金顯微組織與超低溫性能之間的關(guān)系[J]. 稀有金屬, 1984(3): 52—55.

ZHENG Gui-jun. Relationship between Microstructureand Ultra-low Temperature Properties of TA7-D Tita-nium Alloy[J]. Rare Metals, 1984(3): 52—55.

[26] ALDO Ghisi, STEFANO Mariani. Mechanical Charac-terization of Ti-5Al-2.5Sn ELI Alloy at Cryogenic andRoom Temperatures[J]. International Journal of Fracture, 2007, 146(1/2): 61—77.

[27] REYTIER M, KIRCHER F, LEVESY B. Characteriza-tion of Titanium Alloys for Cryogenic Applications[C]//Aip Conference, American Institute of Physics, 2002.

[28] VAN STONE R H, LOW J R, SHANNON J L. Investi-gation of the Fracture Mechanism of Ti-5AI-2.5Sn atCryogenic Temperatures[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 1978, 9(4): 539—552.

[29] 陳廉, 曹曉暉. Ti-5Al-2.5Sn 合金低溫力學(xué)性能及形變斷裂機(jī)理[J]. 稀有金屬, 1992, 16(3): 195—198.

CHEN Lian, CAO Xiao-hui. Low Temperature Me-chanical Properties and Deformation Fracture Mecha-nism of Ti-5Al-2.5Sn Alloy[J]. Rare Metals, 1992, 16(3): 195—198.

[30] PRAKASH D G L, DING R, MOAT R J, et al. Defor-mation Twinning in Ti-6Al-4V during Low Strain RateDeformation to Moderate Strains at Room Tempera- ture[J].MaterialsEnceandEngineering,2010,527(21/22): 5734—5744.

[31] CASTANY P, PETTINARI-STURMEL F, CRESTOU J,et al. Experimental Study of Dislocation Mobility in aTi-6Al-4V Alloy[J]. Acta Materialia, 2007, 55(18): 6284—6291.

[32] CASTANY P, PETTINARI-STURMEL F, DOUIN J, etal. In Situ Transmission Electron Microscopy Deforma-tion of the Titanium Alloy Ti-6Al-4V: Interface Behav- iour[J]. Materials Science & Engineering a StructuralMaterials Properties Microstructure & Processing, 2008,483/484: 719—722.

[33] JONES I P, HUTCHINSON W B. Stress-state Depend-ence of Slip in Titanium-6Al-4V and other H.C.P. Met-als[J]. Acta Metallurgica, 1981, 29(6): 951—968.

[34] UPADRASTA, RAMAMURTY, GOVIND, et al. De-formation and Strength of Ti-6Al-4V Alloyed with B atCryogenic Temperatures[J]. Materials Science & Engi- neering A Structural Materials Properties Misrostructure& Processing, 2014, 611: 45—57.

[35] AMBARD A, GUETAZ L, LOUCHET F, et al. Role ofInterphases in the Deformation Mechanisms of an [α]/[β]Titanium Alloy at 20 K[J]. Materials Science & Engi- neering A, 2001, 319: 404—408.

[36] STéPHANE D I, BRIOTTET L, RAUCH E F, et al.Plastic Deformation, Damage and Rupture of PMTi-6Al-4V at 20 K under Monotonic Loading[J]. ActaMaterialia, 2007, 55(1): 105—118.

[37] 左景輝. 環(huán)境因素對(duì) Ti-6Al-4V 合金力學(xué)性能的影響[D]. 沈陽(yáng): 中國(guó)科學(xué)院金屬研究所, 2008: 27—33.

ZUO Jing-hui. Effect of Environmental Factors on Me-chanical Properties of Ti-6Al-4V Alloy[D]. Shenyang:Institute of Metals, Chinese Academy of Sciences, 2008: 27—33.

[38] 劉志丹. TA7 和 TB2 及 TC4 鈦合金低溫準(zhǔn)靜態(tài)拉伸行為研究[D]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué), 2019: 56—58.

LIU Zhi-dan. Quasi Static Tensile Behavior of TA7,TB2 and TC4 Titanium Alloys at Low Temperature[D].Harbin: Harbin Institute of Technology, 2019: 56—58.

[39] 杜宇, 蔡學(xué)章, 楊冠軍. CT20 鈦合金 20 K 下的應(yīng)變行為與組織關(guān)系分析[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2005(6): 20—23.

DU Yu, CAI Xue-zhang, YANG Guan-jun. Analysis ofthe Relationship between Strain Behavior and Micro-structure of CT20 Titanium Alloy at 20 K[J]. Titanium Industry Progress, 2005(6): 20—23.

[40] 范承亮. 顯微組織和間隙元素對(duì)近 α 鈦合金低溫塑韌性的影響[D]. 西安: 西安建筑科技大學(xué), 2004: 31—35.

FAN Cheng-liang. Effect of Microstructure and Intersti-tial Elements on Low Temperature Ductility andToughness of Near α Titanium Alloy[D]. Xi'an: Xi'an University of Architecture and Technology, 2004: 31—35.

[41] 張智. CT20 鈦合金的組織與性能控制[D]. 西安: 西安建筑科技大學(xué), 2011: 26—28.

ZHANG Zhi. Microstructure and Property Control ofCT20 Titanium Alloy[D]. Xi'an: Xi'an University ofArchitecture and Technology, 2011: 26—28.

[42] 周立鵬, 高婷, 馬保飛, 等. 鍛造工藝對(duì) TA7ELI 鈦合金 組 織 和 力 學(xué) 性 能 的 影 響 [J]. 熱 加 工 工 藝 , 2018,47(15): 133—135.

ZHOU Li-peng, GAO Ting, MA Bao-fei, et al. Effect ofForging Process on Microstructure and MechanicalProperties of TA7 ELI Titanium Alloy[J]. Hot Working Process, 2018, 47(15): 133—135.

[43] 王云, 席錦會(huì), 王彥皓, 等. 鍛造工藝對(duì) TA7 ELI 鈦合金餅材組織和力學(xué)性能的影響[J]. 熱加工工藝,2019, 48(13): 43—45.

WANG Yun, XI Jin-hui, WANG Yan-hao, et al. Effect ofForging Process on Microstructure and MechanicalProperties of TA7 ELI Titanium Alloy Cake[J]. Hot Working Process, 2019, 48(13): 43—45.

[44] 孫紅蘭, 姚澤坤, 郭鴻鎮(zhèn), 等. TA7 鈦合金在不同鐓粗條件下缺陷形成的研究[J]. 熱加工工藝, 2012, 41(3):84—86.

SUN Hong-lan, YAO Ze-kun, GUO Hong-zhen, et al.Study on Defect Formation of TA7 Titanium Alloy un-der Different Upsetting Conditions[J]. Hot Working Process, 2012, 41(3): 84—86.

[45] 郭凱, 張利軍, 張晨輝, 等. TA7 鈦合金鍛造工藝研究[J]. 熱加工工藝, 2014, 43(15): 133—135.

GUO Kai, ZHANG Li-jun, ZHANG Chen-hui, et al.Study on Forging Process of TA7 Titanium Alloy[J]. HotWorking Process, 2014, 43(15): 133—135.

[46] 劉時(shí)兵, 婁延春, 徐凱, 等. Ti5Al2.5Sn ELI 鈦合金鑄造組織與力學(xué)性能研究[J]. 稀有金屬材料與工程,2017(46): 99—102.

LIU Shi-bing, LOU Yan-chun, XU Kai, et al. Study onCasting Microstructure and Mechanical Properties ofTi5Al2.5Sn Eli Titanium Alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2017(46): 99—102.

[47] 史 昆 , 謝 華 生 , 趙 軍 , 等 . 真 空 退 火 對(duì) 鑄 造Ti-5Al-2.5Sn ELI 合金焊接試樣組織與性能的影響[J].鑄造, 2015(3): 42—45.

SHI Kun, XIE Hua-sheng, ZHAO Jun, et al. Effect ofVacuum Annealing on Microstructure and Properties ofCast Ti-5Al-2.5Sn ELI Alloy Welding Specimen[J]. Casting, 2015(3): 42—45.

[48] 黃金昌. 鑄造 Ti-5Al-2.5Sn ELI 合金的熱處理[J]. 稀有金屬材料與工程, 1995, 24(2): 80.

HUANGJin-chang.HeatTreatmentofCastTi-5Al-2.5Sn Ti-5Al-2.5Sn ELI Alloy[J]. Rare MetalMaterials and Engineering, 1995, 24(2): 80.

[49] CAI C, SONG B, XUE P, et al. Effect of Hot IsostaticPressing Procedure on Performance of Ti6Al4V: SurfaceQualities, Microstructure and Mechanical Properties[J].Journal of Alloys & Compounds, 2016, 686: 55—63.

[50] 劉文彬. 粉末鈦合金的熱等靜壓技術(shù)研究進(jìn)展[J]. 粉末冶金工業(yè), 2018, 28(2): 1—7.

LIU Wen-bin. Research Progress of Hip Technology forPowder Titanium Alloy[J]. Powder Metallurgy Industry,2018, 28(2): 1—7.

[51] DEMCHENKOV G G. Technological Features of Pro-duction Stages of Various Purpose Titanium AlloyComponents Using Hot Isostatic Pressing and Powder Metallurgy[C]// 11th International Conference on HotIsostatic Pressing, Stockholm, 2014: 554.

[52] 徐磊, 郭瑞鵬, 吳杰, 等. 鈦合金粉末熱等靜壓近凈成形研究進(jìn)展[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2018, 54(11): 69—84.

XU Lei, GUO Rui-peng, WU Jie, et al. Research Pro-gress of Hip Near Net Forming of Titanium Alloy Pow-der[J]. Acta Metallurica Sinica, 2018, 54(11): 69—84.

[53] 李圣剛, 呂宏軍, 何士桓, 等. 低溫復(fù)雜結(jié)構(gòu)件特種成形工藝[J]. 宇航材料工藝, 2012(1): 90—93.

LI Sheng-gang, LYU Hong-jun, HE Shi-huan, et al.Special Forming Process of Low Temperature ComplexStructural Parts[J]. Aerospace Materials Technology, 2012(1): 90—93.

[54] 李圣剛, 呂宏軍, 史金靚, 等. TA7 ELI 粉末冶金材料力學(xué)性能與顯微組織[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2011(2): 24—27.

LI Sheng-gang, LYU Hong-jun, SHI Jin-liang, et al.TA7 ELI Powder Metallurgy Material MechanicalProperties and Microstructure[J]. Titanium Industry Progress, 2011(2): 24—27.

[55] 徐磊, 鄔軍, 劉羽寅, 等. Ti-5Al-2.5Sn 合金粉末熱等靜壓壓坯的致密化行為及性能[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2011,28(4): 19—23.

XU Lei, WU Jun, LIU Yu-yin, et al. Densification Be-havior and Properties of Hot Isostatic Pressing Compactof Ti-5Al-2.5Sn Alloy Powder[J]. Titanium Industry Progress, 2011, 28(4): 19—23.

[56] 李一平,燚龔, 崔瀟瀟, 等. 粉末冶金 Ti-5Al-2.5SnELI 合金穩(wěn)定性分析[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2019, 36(3): 22—25.

LI Yi-ping, GONG Yi, CUI Xiao-xiao, et al. StabilityAnalysis of Powder Metallurgy Ti-5Al-2.5Sn ELI Al-loy[J]. Titanium Industry Progress, 2019, 36(3): 22—25.

[57] 王江波, 馬金鋒, 高寶東, 等. Ti-5Al-2.5Sn ELI 合金葉輪的擴(kuò)散焊接[C]// 全國(guó)鈦及鈦合金學(xué)術(shù)交流會(huì),2005.

WANG Jiang-bo, MA Jin-feng, GAO Bao-dong, et al.Diffusion Welding of Ti-5Al-2.5Sn Alloy Impeller[C]//National Titanium and Titanium Alloy Academic Ex- change Meeting, 2005.

[58] 王江波, 高寶東, 馮昭偉. Ti-5Al-2.5Sn ELI 合金擴(kuò)散焊焊接質(zhì)量的控制[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2004, 38(z1): 704—706.

WANG Jiang-bo, GAO Bao-dong, FENG Zhao-wei.Quality Control of Diffusion Welding of Ti-5Al-2.5SnAlloy[J]. Acta Metallurica Sinica, 2004, 38(z1): 704— 706.

相關(guān)鏈接