β/B2鍛造Ti-22Al-23Nb-2（Mo，Zr）合金的組織演化與綜合力學性能

周 毅, 曹京霞, 黃 旭, 譚啟明, 隋 楠, 張明達

（1.中國航發北京航空材料研究院，北京 100095；2.中國航發先進鈦合金重點實驗室，北京 100095）

Ti2AlNb是Ti-Al系三大金屬間化合物中的一種，其合金具備優良的綜合力學性能，在室高溫強度、塑性、斷裂韌度、密度與阻燃性能等方面匹配良好，既克服γ-TiAl合金的韌脆性短板，又進一步提升α2-Ti3Al合金的強度，同時降低高溫鈦合金面臨的鈦火風險，展現出最有希望替代鎳基高溫合金在航空發動機構件應用的性能潛力[1]。同時，Ti2AlNb合金具備較好的高溫成形能力[2]，傳統高溫鈦合金采用的鑄錠開坯、環軋與模鍛成形方式及設備均適用于該合金[3]。因此，Ti2AlNb合金成為一種工程應用前景廣闊的輕質耐高溫結構材料，使得美國早在20世紀90年代就計劃將Ti2AlNb合金用于航發發動機壓氣機機匣及其他低風險類靜部件[1]。

O相自1988年被印度學者Banerjee發現以來[4]，大量研究人員在相結構與相變機制[5-7]、合金化改性[8-15]、組織演化[16-17]、性能[18-20]及合金成形[21-23]等方面對Ti2AlNb合金開展廣泛而深入的研究[1，24-25]，不斷推動著Ti2AlNb合金綜合性能的提升。在這些研究成果的基礎上，北京航空材料研究院研發出Ti-22Al-23Nb-2（Mo，Zr）5元合金，該合金展現出良好的工藝成形性能與豐富的綜合力學性能匹配的可能性。目前，基于該合金的（葉）盤件模鍛成形與環件軋制成形控制技術早已突破。在豐富多變的組織細節控制基礎上，探索可能的性能匹配方式與極限，實現不同工況條件下服役效能的最大化，是迫切且有重要意義的工作。

本研究聚焦Ti-22Al-23Nb-2（Mo，Zr）合金的β/B2單相區鍛造與組織性能調控研究，旨在建立熱機械處理全流程的組織演化模型及組織性能間的響應關系，為合金的綜合性能擇優匹配提供方向。

1 實驗及方法

實驗所用原材料取自北京航空材料研究院制備的名義成分為Ti-22Al-23Nb-2（Mo，Zr）合金φ200 mm棒材。采用β/B2單相區近等溫鍛造制備厚度為50 mm的餅坯，鍛造變形量約為50%。利用鍛態試樣，采用GB/T 23605—2009規定的金相法，通過掃描電子顯微鏡和透射電子顯微鏡進行合金關鍵相轉變溫度的測定。根據測定的合金不同相區的溫度區間，對餅坯進行表1所示的兩種狀態的熱處理。合金顯微組織通過背散射掃描電子像進行觀察。測試合金的室溫/650 ℃拉伸、室溫斷裂韌度、650 ℃/100 MPa/100 h條件下的蠕變伸長以及650 ℃/100 h（試樣）熱暴露后的室溫拉伸性能，試樣、測試設備及測試方法均滿足相應國標的規定。

表 1 β/B2單相區鍛造Ti2AlNb合金的熱處理制度Table 1 Heat treatment system of β/B2 processed Ti2AlNb alloy

2 實驗結果

2.1 相轉變溫度

Ti2AlNb合金中通常有B2、α2和O三相參與合金的組織演化。其中B2相為母相，具有體心立方有序結構，一般認為，無序β向有序B2相轉變的溫度接近熔點，所以觀察到的β/B2均為有序相；α2和O為析出相，前者具有六方有序結構，后者具有正交有序結構。O相可看作是α2相進一步Nb合金化后點陣畸變的結果[1，25]。因此，B2相、O相和α2相中β穩定元素Nb的含量逐步減少，組織的背散射掃描電子像中三相的襯度由亮轉灰，直至變黑。

從圖1所示的不同溫度固溶后合金組織的背散射掃描照片可以看出，940 ℃時合金處于B2+α2+O三相區，B2相晶內黑色的α2相基本與灰色O相共生（圖1（c））；溫度升高或降低10 ℃，B2晶內的透鏡狀相都只有一個襯度（圖1（a）、（b）、（d）），表明進入兩相區。從圖2和圖3所示的透射電鏡的觀察結果看，930 ℃和950 ℃固溶后，合金中的析出相分別為O相和α2相。結合圖4所示的Ti-22Al-XNb相圖綜合判斷，合金的B2+α2+O三相區處于930～950 ℃之間，可見，三相區的溫度區間只有20 ℃，甚至更窄一些；低于930 ℃，合金進入B2+O低溫兩相區，而高于950 ℃，合金進入B2+α2高溫兩相區。溫度進一步升高至1050 ℃，B2相晶內乃至晶界處的α2相均回溶消失（圖1（e），（f）），表明合金進入B2單相區，因此，950～1050 ℃為合金B2+α2高溫兩相區的溫度區間。

2.2 顯微組織

合金在B2單相區經過50%的變形量后空冷至室溫，其組織如圖5所示，由B2晶內轉變組織及其晶界相兩部分組織成。B2晶內轉變組織主要由細小的透鏡狀O相（長度小于2 μm，寬度約100 nm）構成，呈現編織的網籃狀形貌，形變B2相的高畸變能促進網籃形貌的形成。B2晶界相分為兩類，一是原始B2相（其晶界表示為GBO）的晶界相，由粗大不連續的α2相構成，呈現彎曲扭折狀，為GBO形變帶來的影響；另一類是動態再結晶B2相（其晶界表示為GBD）的晶界相，由一薄層連續的O相構成，也會有顆粒狀的α2相鑲嵌其中的情況，多呈現平直狀。

合金經B2+O兩相區固溶+時效后的顯微組織見圖6。B2相晶內組織由較粗大的透鏡狀一次O相（記作OI，長度3～5 μm，寬度0.5 μm）和較細小的二次O相（記作OII，長度約0.5 μm，寬度不足0.1 μm）組成；GBO處由O相將斷續的α2連結起來；GBD處的O相仍然平直，但發生粗化；B2相晶界除此兩種形貌外，還存在圖6（c）所示的第三種類型，為靜態再結晶B2相晶界（記作GBS），此種晶界幾乎無晶界相，兩側的晶內O相截止于此，呈現被晶界“截斷”的半透鏡狀形貌。

合金經B2+α2兩相區固溶+B2+O兩相區時效后的顯微組織如圖7所示。B2晶內組織由較為粗大的α2相和細小的O相（長度不足1 μm）組成，α2相由O相包覆形成核殼結構（此O相記為Orim）；GBO分布有斷續的顆粒狀α2相，并由O相連結在一起；GBD處的晶界相部分由更為細小的斷續顆粒狀α2相構成，部分由連續平直的O相構成。兩種B2晶界相形貌相近，僅尺寸不同。此外，B2也存在無晶界相分布的GBS。

2.3 力學性能

兩種熱處理狀態下，材料的拉伸性能、熱暴露性能、蠕變性能及室溫斷裂韌度分別見表2～表5，及圖8～圖11。兩種狀態相比，狀態I的拉伸塑性高（室/高溫伸長率分別可達17%和24%）、強度較低；狀態II的強度高（室/高溫屈服分別可達1003 MPa和773 MPa，室/高溫抗拉強度分別可達1158 MPa和961 MPa）、塑性較低。

試樣經650 ℃熱暴露100 h后，兩種狀態的室溫屈服強度略有升高，抗拉強度略有降低；狀態I仍保持有6.7%的伸長率，相比熱暴露前下降了約60%，狀態II的伸長率下降至2.6%，降幅達73%。

圖 1 Ti2AlNb合金不同溫度保溫水淬后的顯微組織Fig. 1 Microstructures of Ti2AlNb alloys quenched in water after being heated at different temperatures： （a） 920 ℃；（b）930 ℃；（c） 940 ℃，（d） 950 ℃；（e） 1050 ℃；（f） 1060 ℃

650 ℃/150 MPa/100 h測試條件下，狀態II相比狀態I具有更低的殘余塑性應變，展現出更好的抗蠕變性能。

室溫斷裂韌度方面，狀態I更優，測試的極限KIC超過40 MPa·m1/2，狀態II略低，極限KIC為34.26 MPa·m1/2.

四種性能綜合來看，狀態I具有較低的強度、較高的塑性和相應的高斷裂韌度與低蠕變抗力；狀態II具有高強度、低塑性和相應的低斷裂韌度與高蠕變抗力。

3 討論

3.1 組織演化

三相Ti2AlNb合金的組織演化強烈地依賴于熱與機械作用，涉及相組成、相比例、相形態、晶/相界形態及相轉化等方面，復雜而精細。根據兩種狀態合金的組織觀察與分析，可總結如圖12所示的組織演化過程。

B2單相區的熱態組織為B2單相等軸組織，B2晶內及晶界均無第二相；此組織在近等溫變形過程中，隨著變形程度的增大，原始B2相的晶格畸變程度與晶界曲折程度增加，同時部分B2相發生動態再結晶形成畸變弱、晶界相對光滑平直的B2晶粒，這兩部分構成了變形熱態組織。原始B2相完全參與整個變形過程，動態再結晶B2相部分參與甚至不參與，這是二者晶界形貌差異的原因所在，如圖12（b）。

圖 2 950 ℃固溶水淬后合金組織的透射電鏡形貌及相的選區電子衍射圖Fig. 2 TEM image （a） and SADPs （b） and （c） of Ti2AlNb alloy quenched in water after being heated at 950 ℃

圖 3 930 ℃固溶水淬后合金組織的透射電鏡形貌及相的選區電子衍射圖Fig. 3 TEM image （a） and SADPs （b） and（c） of Ti2AlNb alloy quenched in water after being heated at 930 ℃

變形熱態組織在冷卻過程中先后經過B2+α2、B2+α2+O和B2+O三個相區，形成變形冷態組織（圖12（c））。合金在高溫B2+α2兩相區降溫速率最快，且僅有約100 ℃的溫度區間，所以合金經歷此相區的時間較短，α2相來不及充分析出，優先在強畸變、晶界曲折的原始B2相晶粒的晶界（GBO）上形核并長大，在變形程度較高的再結晶B2相的較平直晶界（GBDH）上也有少量析出，呈現細小分散的顆粒狀。在兩種B2晶粒內部及變形程度較低的再結晶B2相晶界（GBDL）處，雖然α2相也可能形核，但合金很快越過溫度區間不足20 ℃的B2+α2+O三相區，進入B2+O兩相區，來不及長大的α2相的晶核很容易被O相吞并消失。因此，B2相晶內和弱畸變的GBDL處并無α2相。合金進入B2+O低溫兩相區后，降溫速率變慢，組織轉變的時間較長，因此O相能夠在B2相晶內與晶界較為充分的析出長大。B2相晶內O相因受晶格畸變影響而呈現編織的網籃狀形貌，變形程度越大，編織程度越高，反之編織程度越低，這可從圖13與圖5的對比中可看出；低變形程度的動態再結晶B2相的晶界（GBDL）處形成了一薄層平直連續的晶界O相；GBO處α2相因其低溫穩定性較高而被保留到了室溫。最終形成了圖12（c）所示的變形冷態組織。

圖 4 Ti-22Al-xNb相圖[26]Fig. 4 The phase diagram of Ti-22Al-xNb[26]

圖 5 Ti2AlNb合金β/B2鍛造態顯微組織Fig. 5 Microstructures of β/B2 processed Ti2AlNb alloy （a） basketweave microstructure of fine needle O phase within B2 grains；（b） ， （c） morphologies of different B2 grain boundaries with different phases

圖 6 β/B2鍛造Ti2AlNb合金經B2+O兩相區固溶+時效后的顯微組織Fig. 6 Microstructures of β/B2 processed Ti2AlNb alloy solution and aging treated at B2+O phase region （a） microstructure within B2 grains；（b） ， （c） morphologies of different B2 grain boundaries with different phases

變形冷態組織在B2+O兩相區上部固溶過程中，發生的主要組織演化如圖12（d1）和圖14所示。B2相晶內的O相發生回溶和長大（增粗更為明顯），形成OI，體積分數減少；B2相晶界（包括GBO和GBDH）α2相呈現與O相伴生的形貌，表明有O相依附α2相生成；GBDL處的O相長大粗化。除此之外，B2相還發生了靜態再結晶，其晶界（GBS）處無晶界相，較為“干凈”，晶界平直，兩側細小的O相被晶界“截斷”，呈現一端尖銳一端與晶界平齊的半透鏡狀形貌，為晶界推進過程中O相被部分溶解所致，表明細小的O相（寬度100～200 nm）對B2相晶界的釘扎作用較弱，晶界無需繞過O相推進。上述組織在B2+O兩相區較低溫度時效過程中，組織演化主要有兩個方面：一是O相的長大與粗化；二是過飽和B2中，在粗大的OI間隙析出更為細小的O相（即OII）。

圖 7 β/B2鍛造Ti2AlNb合金經B2+O兩相區固溶+時效后的顯微組織Fig. 7 Microstructures of β/B2 processed Ti2AlNb alloy solution and aging treated at B2+α2 and B2+O phase region respectively （a） microstructure within B2 grains；（b） ， （c） morphologies of different B2 grain boundaries with different phases

表 2 室溫與650 ℃拉伸性能Table 2 Tensile properties at ambient temperature and 650 ℃

表 3 試樣經650 ℃熱暴露100 h后的室溫拉伸性能Table 3 Ambient temperature tensile properties of the test samples after thermal exposure（650 ℃/100 h）

表 4 650 ℃/150 MPa/100 h測試條件下的蠕變性能Table 4 Creep strains of two state alloys at the test conditions of 650 ℃/150MPa/100 h

變形冷態組織在B2+α2兩相區下部固溶過程中，發生的主要組織演化如圖12（d2）和圖15所示。B2相晶內的O相完全回溶消失，轉變成少量粗大的α2相；所有晶界（包括GBO和GBD）相均轉變為α2相；同樣，部分B2相發生靜態再結晶，形成與前述形貌相似的靜態再結晶晶界，只是被溶解“截斷”的相是α2。此組織在B2+O兩相區較低溫度時效過程中，組織演化主要有三個方面：一是O相依附α2相析出形成α2相核與O相殼的包覆結構；二是過飽和B2中，在粗大的α2相間隙析出細小的O相；三是部分GBS處形成一薄層連續平直的O相。

表 5 室溫斷裂韌度Table 5 Fracture toughness of two state alloys

圖 8 兩種狀態下合金的拉伸性能對比Fig. 8 Comparison of the tensile properties of the alloys with two different states

圖 10 兩種狀態下合金的蠕變性能對比Fig. 10 Comparison of the creep properties of the alloys with two different states

3.2 工藝-組織-性能響應關系

復雜的相變與豐富的組織形態給Ti2AlNb合金的性能帶來較大的調控空間與可能，這對于綜合性能匹配要求極高的航空發動機構件是有利的，因此厘清各項性能與豐富的組織細節之間復雜的響應關系非常重要。

Ti2AlNb合金中，合金的塑性來源于變形協調能力強的基體B2相，而強度主要來源于析出相α2與O對B2的增強作用。兩種狀態合金的組織性能表現表明，析出相的形態、尺寸與分布對合金性能的影響顯著。

對于β/B2單相區變形的Ti2AlNb合金，通過固溶與時效熱處理可調控析出相呈現兩個層次：粗大、低數量密度、大分布間隙的析出相由固溶熱處理調控，固溶溫度越高，析出相的數量與體積分數越少，雖然調整固溶的相區可控制析出O相或者α2相，但析出相的形貌特征變化規律不變；細小、高密集度分布的O相由時效熱處理調控，通過過飽和B2相脫溶使O相填滿固溶后B2相的空隙處，進一步提高增強效果。

合金性能受兩個層次析出相的比例影響。提高粗大析出相比例，可改善合金塑、韌性，但對強度不利；提高細密析出相比例，可提高合金強度，但對塑、韌性能不利。

雖然O相與α2相的本征性能有一定差異，但由于α2相的體積分數較低（最高不到10%），其對性能的貢獻權重較O相小很多，因此就合金性能而言，控制組織形貌比控制組織的相比例更為重要。

值得注意的是，即使是相對粗大的析出相，其絕對尺寸也相當細小（長度不足5 μm，寬度在150 nm左右），這限制了合金斷裂韌度與蠕變抗力的進一步提升。

圖 11 兩種狀態下合金的室溫斷裂韌度對比Fig. 11 Comparison of the fracture toughness of the alloys with two different states

圖 12 Ti2AlNb合金在β/B2鍛造與熱處理過程中的組織演化模型Fig. 12 Microstructure evolution model of Ti2AlNb alloy in the course of β/B2 processing and heat treatment

圖 13 鍛態組織（冷態）中弱晶格畸變的再結晶B2相晶內的O相形貌Fig. 13 Morphology of O phase within the recrystallized B2 grains of the as-forged alloys

4 結論

（1）Ti-22Al-23Nb-2（Mo，Zr）5元系合金從高溫至低溫依次經歷B2、B2+α2、B2+α2+O、B2+O四個相區，分別對應1060 ℃、950 ℃和930 ℃三個相區臨界溫度。

（2）β/B2鍛造合金組織中B2晶界相的組成與形態受B2相的畸變強度與熱處理共同作用，粗大斷續的α2相易于在強畸變的GBO形成，并在B2+O相區熱處理過程中轉變為α2+Orim結構；細小連續的O相易于形成于弱畸變的GBD，經B2+α2相區熱處理可完全轉變為α2相；靜態再結晶晶界基本無晶界相。B2相晶內析出相主要受熱處理影響，α2相和O相可由B2相直接獨立析出，O相也可依附低溫穩定性高的α2相生成，形成α2/Orim核殼結構。

（3）β/B2鍛造Ti2AlNb合金經B2+α2和B2+O兩個不同相區的固溶處理，再經B2+O相區時效后，兩者形成相近的B2相晶界形貌，且在基體B2相晶內均呈現由大、小兩套析出相組成的混合組織，前者由粗大α2/Orim+細小O相組成，后者由粗大OI+細小OII組成。

（4）B2晶內析出相的尺寸分布是影響力學性能的主要因素，尺寸大對合金塑、韌性有利，而對強度和蠕變抗力不利；單一性能的調控空間很大，綜合性能需要各項性能退讓以實現良好匹配。