高温钛合金是指可在400℃以上长功夫服役的结构钛合金，，，与在室温下服役的通常结构钛合金相比，，，高温钛合金重要拥有耐高和善抗氧化等利益［1］。随着航空航天制作业的加快发展，，，关键零部件的服役温度和比强度要求不休提高，，，列国钻研人员都致力于开发高温钛合金并积极推广利用［2］。例如，，，美国自1966年起开发出Ti6246、、、Ti6242、、、Ti6242S、、、Ti1100系列高温钛合金，，，将其使用温度由450℃提高至600℃，，，英国ＩＭ1834和俄罗斯BT36也已发展成为与之媲美的600℃高温钛合金，，，并成功利用于高推力比飞机发起机关键部件［3?4］。

中国的高温钛合金开提议步较晚，，，并且初期以仿制国外成熟商标为主，，，例如TC11和TA19的名义成分别离与俄罗斯BT9和美国Ti6242S根基一致［5?6］。为实现自主创新，，，我国研发人员通过增长适量稀土元素Nd以纯化合金的步骤，，，开发出了拥有自主知识产权的高温钛合金Ti55［7］。该合金的名义成分为Ti?5.5Al?4Sn?2Zｒ?1Mo?0.25Sｉ?1Nd，，，是一种拥有优良热强性和热不变性的近α型钛合金，，，可能在550℃以下长功夫服役［8］。此外，，，该合金还拥有优异的塑性成形和机械加工能力，，，合用于制作发起机压气机盘、、、鼓筒和叶片等在高温环境服役的航空零件，，，因而吸引了大量钻研人员对稀土元素进行系统钻研与化学成分优化。Li等［9］钻研了铸态Ti55合金中富Nd相的描摹特点，，，批注晶界处的富Nd相呈椭圆形，，，长轴与晶界平行，，，尺寸在1～15μｍ领域。富Nd相的晶体结构为SnＯ型正交结构［10］，，，成分为Nd3Sn［11］，，，并形成于基体凝固之前，，，从而起到了细化铸态组织晶粒的作用［12］，，，铸造后的热变形无法扭转铸态组织中富nｂ相的状态和散布情况［13］。Zhang等［14］则在Ti55合金名义成分基础上参与Ｃ元素，，，从而扭转了Al和Mo元素在初生α相以及α相束集中的散布情况，，，并进一步钻研了时效处置对合金中分歧类型α相的长大行为的影响［15］。Ｗang等［16］钻研了Ti55合金在温度领域1040～1100℃、、、应变速度领域0.001～70S-1内的热变形行为，，，并成立了本构模型，，，为数值仿照奠定了基础。

为进一步钻研Ti55钛合金的力学机能变动法规，，，本文以铸造变状态Ti55合金为钻研对象，，，重点关注分歧前提下热露出对其显微组织和力学机能的影响，，，并对高温委顿断口的显微描摹特点进行对比分析，，，为提高该系列高温钛合金的机能提供凭据。

1、、、试验资料及步骤

1.1试验资料

试验所用Ti55合金的重要合金元素及杂质元素含量分析了局见表1。

对Ti55合金进行两相区铸造变形后再进行退火处置，，，热露出前原始状态的显微组织和ＸＲＤ图谱如图1所示，，，可见其为典型双态组织，，，由初生α相和β相组成。

1.2试验步骤

对原始状态的Ti55合金进行热露出试验，，，温度为400、、、500、、、600、、、700和800℃，，，露出功夫节制为2、、、4、、、8和12h，，，共计20组。加工室温拉伸力学机能试样，，，而后使用ag?ＸＰＬＵS100Ｋn型全能试验机以0.5ｍｍ／ｍｉn拉伸速度在室温下将试片拉断，，，拉伸过程中使用ＥｐSｉｌｏn3442轴向引伸计丈量标距伸长量，，，从而判断屈服强度？估慷扔勺畲罅χ涤朐冀孛婊惹蟮，，，伸长率由标距断后伸长量与原始标距之比求得。

通过ＩＣＸ41Ｍ型光学显微镜对Ti55合金的显微组织进行观察。金相样品制备时，，，先磨至5000号砂纸后选取50nｍ非结晶二氧化硅抛光液进行机械抛光，，，再在体积比为1∶3∶7的氢氟酸、、、硝酸、、、水溶液中侵蚀10～30S。使用SｍaｒｔＬaｂ型Ｘ射线衍射仪进行相分析，，，扫描速度为5°／ｍｉn，，，扫描领域为20°～100°。电子背散射衍射分析（ＥＢSＤ）在aｐｒｅｏ2Ｃ场发射扫描电镜上进行，，，测试前使用ＩLiｏnＩＩ697型氩离子抛光系统对扫描理论进行预处置。使用ＪＸa?8530Ｆ型场发射电子探针丈量显微组织中的元素散布情况，，，测试前对Ti55样品进行机械抛光后进行轻微侵蚀，，，再使用二次电子成像后对特点区域进行化学元素ＥＰＭa线扫描。

为了钻研分歧状态Ti55合金的断裂特点，，，将一侧理论经过机械抛光和金相侵蚀的拉伸试片以上述室温拉伸试验方式拉断，，，再使用SＥＭ观察断口左近裂纹肇始处的组织描摹特点。最后在配有高温炉的ＭＴS委顿试验机上制备了Ti55合金在400℃和700℃下的高温委顿断口，，，并使用SＥＭ对比分析断口的描摹特点。

2、、、试验了局与分析

2.1室温拉伸力学机能

在分歧温度下露出分歧功夫后的Ti55合金室温拉伸力学机能变动情况如图2所示，，，从图2（a）能够看出，，，本钻研涉及的热露出参数对屈服强度影响不显著，，，云图中最大值和最小值差距约为30ＭＰa。图2（ｂ）中抗拉强度在550℃以下领域均高于920ＭＰa，，，当露出温度高于550℃时，，，抗拉强度值将随温度的升高和功夫的耽搁显著降低，，，在800℃露出12h后的抗拉强度值最小为886ＭＰa。由图2（ｃ）能够看出，，，伸长率的变动重要取决于热露出温度，，，当温度低于550℃时伸长率大于15％，，，且根基不受功夫的影响；；当露出温度高于550℃时，，，伸长率将随温度的升高和功夫的耽搁显著降低，，，这与抗拉强度的变动法规一致。图2（ｄ）综合给出了屈服强度?抗拉强度?伸长率?露出温度之间的关系，，，随着露出温度由400℃升高至800℃，，，伸长率由18％降落至7％，，，与此同时，，，屈服强度略有降落（-1.4ＭＰa／100℃），，，而抗拉强度的降落幅度则越发显著（-5.2ＭＰa／100℃）。屈服强度的细小扭转注明，，，800℃以下的热环境不会显著扭转Ti55合金的强化机制，，，但塑性降低以及应变硬化不及导致的抗拉强度降落是热露出对力学机能的重要影响。

图3为热露出温度及功夫对Ti55合金伸长率和抗拉强度的影响法规。由图3（a）可知，，，伸长率随温度的升高呈线性降落，，，降落速度约为2.5％／100℃；；其中 的4条折线在400～500℃领域内根基重合，，，体现出保温功夫的影响并不显著；；随着热露出温度的升高，，，折线间逐步分离，，，因而保温功夫的作用在550℃以上逐步 显露。伸长率反映了资料在受拉力作用下的延展性。

高伸长率的资料可能经历较大的形变而不休裂，，，拥有较好的延展性，，，常见于必要弯曲或受到拉伸力的利用中。图3（ｂ）中抗拉强度受热露出功夫的影响同样体此刻550℃以上，，，而400～550℃领域内，，，保温功夫耽搁不会扭转抗拉强度水平。因而，，，Ti55合金可在550℃以下长功夫使用重要体此刻抗拉强度在此温度领域可维持安稳水平？估慷劝凳咀柿峡赡芙邮艿淖畲罄煊α，，，高抗拉强度通常意味着资料在受力下拥有较好的强度和硬度，，，合用于必要接受高拉伸负荷的利用。

2.2显微组织表征

凭据钛合金钼当量推算公式［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合金的钼当量［Mo］ｅｑ＝1.12；；凭据铝当量推算公式［Al］ｅｑ＝［Al］＋0.17［Zｒ］＋0.33［Sn］＋10［Ｏ］，，，其铝当量［Al］ｅｑ＝7.33。因而，，，Ti55合金属于近α型钛合金，，，且α＋β→β转变温度约为1040℃。

图4为分歧热露出前提下Ti55合金的显微组织，，，与图1（a）中的原始状态相比，，，3幅图片的显微组织描摹特点根基一致，，，均为典型双态组织，，，其中蕴含等轴状初生α相和片层状的α相束集Ｋ伎嫉絋i55合金的β转变温度约为1040℃，，，高于热露出温度，，，因而该热露出试验不会扭转合金的显微组织类型。

由于光学显微组织观察前必要对合金抛光理论进行化学侵蚀，，，易在相界面处形成概括升沉，，，覆盖界面处的相散布差距，，，又由于光学显微镜放大倍数不够高，，，因而不适于对比界面处轻微的相散布差距。针对此问题，，，本钻研进一步选取ＥＢSＤ测试，，，以较高的放大倍数分析α相和β相在2种分歧热露出前提下的散布情况，，，如图5所示。图5（a）为Ti55合金在400℃下露出12h的情况，，，属于低温露出；；图5（ｂ）为Ti55合金在800℃下露出12h的情况，，，属于高温露出。图5中的白色区域为α相，，，蓝色区域为β相。通过对比能够发现，，，图5（ｂ）中的蓝色β相含量显著多于图5（a）。在图5（a）中，，，藐小的β相较为均匀地散布在红色块状α相束集（即α相束集）的互订交代区域，，，而在α相束集内部却未发现显著的β相。相比之下，，，图5（ｂ）中红色块状α相束集之间不仅存在均匀藐小的β相，，，并且还有宽度约为1μｍ的块状β相，，，其以断续的特点散布在α相束集互订交代区域。由此可知，，，在较高温度下进行热露出后，，，Ti55合金中的β相会在α相束集交代处产生部门粗化景象。

为了进一步分析热露出对Ti55合金中元素散布的影响，，，利用化学元素ＥＰＭa线扫描进行测试，，，了局如图6所示。分析发现，，，Mo和Sｉ的散布情况受热露出影响较大。其中Mo作为β型不变元素，，，在α相束集的板条之间存在荟萃景象，，，并且随着热露出温度由550℃升高至800℃，，，Mo元素偏聚区的最大浓度也由2％升高至4％。对于Sｉ而言，，，550℃热露出时，，，其在晶内和晶界区域均属于均匀散布状态，，，均匀含量约为0.25％，，，与表1了局一致。当温度升高至800℃时，，，Sｉ显著偏聚于晶界区域，，，蕴含初生α相周围界面和α相束集内的板条间界面，，，最大浓度可达1％。作为间隙型共析元素，，，Sｉ在高温钛合金中的作用重要是形成硅化物以提高整体的抗蠕变机能。形成的硅化物重要有两种：：S1型的Ti5Sｉ3和S2型的Ti6Sｉ3。当其他合金元素参与时，，，凭据合金类型的分歧，，，将在S1和S2晶型中置换部门Ti元素或Sｉ元素，，，形成晶体结构一样、、、晶格常数有所分歧的新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的原子尺寸差距较大，，，在固溶体中容易在位错处偏聚，，，并严重故障位错活动，，，影响合金整体的塑性变形协调能力。

因而，，，在高温钛合金中参与的Sｉ量以不超过α相最大固溶度为宜，，，通常为0.25％左右。本钻研中发现，，，800℃下热露出12h会使Sｉ在组织界面产生显著荟萃，，，此景象与图3（a）中伸长率的降落有关。将经过热露出的Ti55合金加工成拉伸试片，，，再对其理论进行抛光和侵蚀以显示组织，，，最后将其拉断，，，并用SＥＭ观察断口左近裂纹萌生区域的描摹特点，，，如图7所示。对于在550℃下露出12h的情况（见图7（a）），，，资料断裂前产生了显著的塑性变形，，，样品理论可观察到相互平行的滑移线，，，而正本平坦的样品理论因部门塑性变形的影响而出现浮凸特点，，，本试验中的裂纹发源于α相束集之间的界面地位。这些描摹特点批注，，，Ti55合金在550℃下经过长功夫热露出后依然能维持自身的塑性变形和协调能力，，，这与图2（ｃ）中的塑性演化法规一致，，，并和图6（a，，，ｂ）中Sｉ的均匀散布有关。

相比之下，，，图7（ｂ）中资料经800℃露出12h的描摹则体现出较差的塑性变形和协调能力，，，此时样品理论平坦且未发现显著滑移线，，，裂纹萌生的地位均位于α相束集内的板条界面处，，，即图6（ｃ，，，ｄ）中的Sｉ集中处，，，且裂纹张开方向与拉伸方向一致，，，注明800℃热露出导致资料的Sｉ在界面处荟萃，，，显著降低终部门抗变形能力，，，从而使裂纹萌生于α相板条间区域，，，使整体塑性严重恶化。

对于Ti55合金而言，，，经过550℃以上热露出而引起的Sｉ元素偏聚将显著降低其塑性，，，该景象也同样体此刻高温委顿断口的描摹特点中。图8别离为低于和高于550℃两种情况下的高温委顿断口描摹，，，其中图8（a，，，ｂ）为400℃热露出下的断口，，，图8（ｃ，，，ｄ）为700℃热露出下的断口。图8（a）中的河道花腔批注，，，400℃露出下资料的高温委顿裂纹扩大为穿晶模式。而图8（ｃ）所示的700℃露出下资料则体现出显著的沿晶模式，，，这同样是由Sｉ元素在晶界偏聚导致。Ti55合金高温委顿条带描摹如图8（ｂ，，，ｄ）所示，，，400℃及700℃热露出下断口的条带特点细密且呈弧形，，，圆心处指向委顿源方向，，，且在委顿条带区域散布着显著的二次裂纹，，，阐发出Ti55合金的高温委顿断口典型特点。

3、、、结论

1）550℃以下长功夫热露出时，，，Ti55合金的屈服强度和抗拉强度根基维持不变，，，而伸长率则随着热露出温度由400℃升高至800℃，，，相应地由18％降落至7％。

2）800℃以下热露出不扭转Ti55合金的显微组织类型，，，但在较高温度下进行热露出时，，，Ti55合金中的β相会在α相束集交代处产生部门粗化景象。

3）热露出温度高于550℃以上时，，，Sｉ显著偏聚于晶界区域，，，蕴含初生α相周围界面和α相束集内的板条间界面，，，最大浓度可达1％。

4）随着热露出温度的升高，，，Ti55合金的高温委顿断口特点由穿晶韧性向沿晶脆性产生转变。

参考文件：：

［1］王清江，，，刘建荣，，，杨锐.高温钛合金的近况与远景［Ｊ］.航空资料学报，，，2014，，，34（4）：：1?26.

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

［2］董飞，，，何国强，，，张贵田.合金元素Sｉ在钛合金中作用的钻研进展［Ｊ］.金属热处置，，，2007，，，32（11）：：5?10.

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

［3］吴明宇，，，弭光宝，，，李培杰，，，等.600℃高温钛合金点火组织演变及机理［Ｊ］.物理学报，，，2023，，，72（16）：：198?216.

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

［4］张阿莉，，，刘栋，，，汤海波，，，等.热露出对激光沉积Ti60a高温钛合金组织机能影响［Ｊ］.罕见金属资料与工程，，，2014，，，43（7）：：1687?1690.

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

［5］贾倩，，，姚泽坤，，，张东亚，，，等.分歧温度铸造的Ti2Alnｂ／TC11双合金焊接界面组织在热露出时的变动［Ｊ］.焊接学报，，，2014，，，35（11）：：79?83，，，117.

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

［6］秦春，，，姚泽坤，，，周伟，，，等.热露出对Ti?24Al?15nｂ?1.5Mo／TC11焊接界面显微硬度和元素散布的影响［Ｊ］.焊接学报，，，2012，，，33（8）：：33?36.

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

［7］左从进，，，李晋炜，，，余伟，，，等.高温钛合金Ti?55与Ti?60电子束焊接头机能［Ｊ］.焊接学报，，，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，，，商国强，，，等.近α型、、、（α＋β）型和近β型钛合金的高温力学机能［Ｊ］.金属热处置，，，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.