Ti2AlNb基合金的研究進展

馮艾寒，李渤渤，沈 軍

（哈爾濱工業大學 先進焊接與連接國家重點實驗室，哈爾濱 150001）

Ti2AlNb基合金的研究進展

馮艾寒，李渤渤，沈 軍

（哈爾濱工業大學 先進焊接與連接國家重點實驗室，哈爾濱 150001）

針對Ti2AlNb基合金研究中亟待解決的問題，本文從以下幾個方面對Ti2AlNb基合金微觀組織與力學性能進行評述:合金成分、相變、鍛造與軋制、焊接技術等，旨在更有效地使用Ti2AlNb基合金.

Ti2AlNb;O相;Ti3Al

1 Ti2 AlNb基合金概要

Ti3Al基金屬間化合物主要由Ti3Al（即Ti－25Al）成分的有序密排六方（Hexagonal closed packed，HCP）結構 α2相組成，具有較高的比強度，較低的室溫塑性，工程應用的成分范圍為:Ti－（22－25）Al－（11－17）Nb（摩爾分數/%，以下同）.Ti3Al基金屬間化合物的韌化研究過程中，McAndrew 和Simcoe［1］首先提出添加 β 穩定元素Nb可以改善有序合金α2的室溫塑性、斷裂韌性和高溫抗氧化性.Banerjee等人［2］于1988年對Ti－25Al－12.5Nb合金在β相區淬火時效時，采用會聚電子束（Convergent Beam Electron Diffraction，CBED）首先發現了O（Orthorhombic）相，并對O相的形成機制、顯微組織、相變、滑移以及力學性能進行了研究［3］.

Ti2AlNb是以有序正交結構O相為基礎的金屬間化合物合金（可簡稱為Ti2AlNb基合金），成分通常在 Ti－（18－30）Al－（12.5－30）Nb范圍，并含有少量的Mo、V和Ta等合金元素.由于長程有序的超點陣結構減弱了位錯運動和高溫擴散，因而該合金不僅具有較高的比強度、比剛度，還有高溫蠕變抗力、斷裂韌性高、抗氧化性好、熱膨脹系數低等特點［4，5］，因此它已經成為最具潛力的新型航空航天用輕質高溫結構材料，作為高密度鎳基高溫合金的替代材料被寄予了極大的期待［6］.

Ti2AlNb基合金性能對相組成和組織敏感，如何實現材料組織與性能的精確控制成為研究的難點.目前，國內外的研究主要集中在成分設計和熱加工成形等方面.需要指出的是，航空航天飛行器關鍵部件的制備，要求降低Ti2AlNb基合金的相對密度，提高飛行器的性能，因而如何在保證其力學性能的基礎上，降低相對密度，也是該領域研究中亟待解決的問題.由于宇航部件結構復雜，多為同種或異種材料連接，因此，Ti2AlNb基合金的焊接研究已經成為此類材料推廣應用的關鍵問題.

由于Ti2AlNb基合金具有上述性能特征，發達國家相繼開展了積極的研究，并逐漸發展成為輕質耐高溫材料的前沿陣地.20世紀70年代，美國空軍實驗室和美國通用電氣（GE）公司在改善Ti3Al塑性方面取得突破，已經批量生產Ti－24Al－14Nb－3V－0.5Mo合金.美國通用電氣公司的Rowe等人［7］申請了第一份關于Ti2AlNb基合金的專利（見表 1［7～13］），并在航空發動機零部件的試制方面取得了重要進展.Boehlert等人［14～18］細致地研究了Ti2AlNb基合金的熔煉、鍛造、軋制等制備工藝，顯微組織、相變、織構以及拉伸和蠕變性能等.20世紀90年代為了滿足發動機制造業對高溫輕質材料的需求，發達國家開始研究簡單的Ti－Al－Nb基 O 相合金相圖［4］.美國空軍實驗室的Miracle和 Rhodes等人［19］測試了 Ti－Al－Nb三元系成分在Ti2AlNb附近的相圖，研制了Ti－22Al－23Nb合金，并在 SiC纖維增強 Ti－22Al－23Nb復合材料方面取得了突破.在美國Ti2AlNb基合金已經應用到低風險的部件，如壓氣機機殼以及其他靜態部件中［4］.Emura 等人［20］采用預制合金粉末冶金法制備了TiB顆粒增強Ti－22Al－27Nb復合材料，其室溫及高周疲勞強度均高于基體合金.此外，通過添加新的合金元素進行復合強化，也可以進一步提高Ti2AlNb基合金的性能.日本 Feng等人［21］用 Mo、V 取代 Ti－22Al－27Nb合金中的部分Nb后，研制出的Ti－22Al－11Nb－4Mo和 Ti－22Al－24Nb－2V 合金的室溫楊氏模量和維氏硬度顯著提高.俄羅斯科學院超塑性問題研究所Shagiev等人［22］，采用等溫鍛造獲得了亞微米級顯微組織的塊體材料，對Ti2AlNb基合金實用化進程起到了推動作用.

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我國Ti2AlNb基合金正在完成從實驗室向工業生產的轉變［23］.北京鋼鐵研究總院、北京有色金屬研究總院、中國科學院金屬研究所、北京航空材料研究院、西北工業大學和哈爾濱工業大學等單位都開展了Ti2AlNb基合金的研發工作，取得了階段性的研究成果［24～28］.北京鋼鐵研究總院相繼開發了Ti－22Al－24Nb－3Ta、Ti－22Al－25Nb和Ti－22Al－20Nb－7Ta等 Ti2AlNb基合金.此外，在Ti－22Al－25Nb合金軋制、熱模鍛造和旋壓成型工藝的研究中也取得可喜進展［25，28］.

2 Ti2 AlNb基合金成分

鈦是過渡族金屬，原子序數為22，其電子結構為1s22s2p63s2p63s2p6d24s2.鈦與合金化元素的相互作用主要取決于原子半徑、原子的電子結構、原子價及電子濃度等因素（見圖 1［29］）.根據Hume－Rothery法則，鈦合金元素中原子直徑大小的差異不應超過15%，即合金化元素的原子直徑與鈦原子直徑之比，在0.88～1.15之間會形成置換固溶體.按照Hegg法則，當兩個相互作用的元素原子直徑比值小于0.59時，易形成間隙固溶體.而介于形成置換固溶體和間隙固溶體之間的元素則可與鈦形成化合物.

Nb的相對原子質量（92.91），明顯高于Ti（47.87），使材料密度增加.添加Nb可以提高抗氧化能力，在Ti－（22－25）Al－Nb合金系中，最佳抗氧化性能的Nb摩爾分數是10% ～15%［30］.O相在較寬的Nb含量范圍內穩定存在.圖2為Miracle和 Rhodes［31］確定的 Ti－22Al隨 Nb 含量（摩爾分數）變化的垂直截面相圖.根據Nb含量不同，把O相合金分為兩代:當Nb含量x（Nb）小于約25%時，在α2+（β/B2）+O三相區溫度范圍內處理得到的三相合金稱為第一代，其名義成分主要有 Ti－25Al－17Nb、Ti－21Al－22Nb 以及Ti－22Al－23Nb;當 x（Nb）大于約 25%時，合金具有（β/B2）+O兩相區，稱為第二代，其名義合金成分主要有 Ti－22Al－25Nb、Ti－22Al－27Nb，成分特點為高Nb低Al，其相組成為β/B2+O，隨著熱處理工藝的不同，有時還會包含少量的α2相.

圖1 基于鈦與合金化元素原子的尺寸和結構特征［29］Fig.1 Atom size and structure characteristics of titanium and alloying elements［29］

圖2 Ti－22Al－xNb 合金的垂直截面相圖［31］Fig.2 Phase diagram of Ti－22Al－ xNb alloy［31］

彭繼華等人［24］的研究結果表明，Ta替代部分Nb，提高了合金β/B2轉變點溫度，有利于細化合金的微觀組織，隨著Ta含量的增加，材料屈服強度增加.添加W、Mo、Si和C，提高合金蠕變抗力.添加W主要是可以細化魏氏組織，從而提高材料的強度［32］.添加B可以影響合金的高溫相變動力學，在相變中B可以提供形核位置.

Ti2AlNb基合金相組成與合金成分和熱處理工藝有關，熱處理溫度決定相變趨勢，而熱處理時間決定相轉變程度.由于擴散動力學原因，低溫下合金的相變難以達到熱力學平衡狀態，僅通過合金平衡相圖還不能準確分析實際合金的相結構，必須考慮熱處理時間對相轉變的影響.Kumpfert等人［31］研究了 Ti－22Al－25Nb合金相變過程，并確定了該合金相變動力學TTT曲線，如圖3所示.Ti2AlNb基合金相變復雜，掌握相變規律，制定合適熱處理工藝，從而可以控制顯微組織，改善其力學性能.

圖3 Ti－22Al－25Nb合金的時間－溫度－轉變曲線［31］Fig.3 Time－temperature－transformation curves of Ti－22Al－25Nb［31］

3 Ti2 AlNb基合金的主要構成相α2、B2和O相

Ti2AlNb基合金的主要構成相為α2、B2和O相，Ravi等人［33］的理論計算結果表明，這三相能量相近，因而在很寬的溫度范圍內穩定存在.

3.1 α2相

α2相為HCP結構的有序相，化學計量Ti3Al，具有D019（hP8）結構，具有P63/mmc對稱，該結構的特點是原子在（0001）面密排，這就確保了Al原子和相鄰Ti原子共享鍵合，可以理解為4個亞晶格的位置由3個 Ti原子和一個 Al原子占據［33］.Ti2AlNb基合金中α2相在低溫下的析出或分解反應動力學非常緩慢.α2相缺少孿生變形，由于長程有序抑制孿生變形.α2相獨立滑移系少，可能的位錯類型為［5］:

●＜a＞型，在 （0001）基面、{1010}棱柱面和{2021}錐面上，布氏矢量為1＜1120＞;

●＜c＞型，在二次{1120}錐面上，布氏矢量為［0001］;

●＜c+a＞型，在{1121}或{2021}錐面上，布氏矢量為＜1126＞

室溫下，在α2相中只能觀察到＜a＞型位錯，由于缺乏＜c＞組分，導致局部應力集中而產生解理斷裂，使塑性降低.形變誘發孿晶可以產生＜c＞型位錯，但是這種變形在沒有引起無序轉變的情況下，在室溫下不能發生.而微孿晶的出現以及＜c＞型和＜c+a＞型位錯的出現，可以解釋高溫下塑性增加.

3.2 B2相

B2/β相為體心立方（Body centered cubic，BCC）結構.其中β相為無序BCC結構，B2相為有序BCC結構.Ti2AlNb基合金經過固溶處理后，其高溫BCC的β相隨溫度的降低會發生有序無序轉變，生成有序BCC的B2相，該轉變為二級相變.吳波［34］運用量子力學從頭算法計算了Ti2AlNb基O相端基化合物的總能，進而研究了O相的有序無序轉變.研究結果表明，O相中Al原子始終傾向于占據γ亞晶格，Ti原子傾向于占據α亞晶格，Nb原子傾向于占據β亞晶格.隨著O相有序度的增加，原子可動性變差，合金的強度、硬度和彈性性能都相應提高.有序無序轉變對力學性能的影響有待于進一步研究.成分的變化對B2←→β的有序/無序轉變溫度有較大的影響，通常增加Al和O含量會提高轉變溫度，此外，Nb含量不同對有序無序轉變溫度也有很大的影響.

B2相通過局部不均勻變形，在（111）面上滑移，當B2晶粒尺寸很大時，斷裂方式是解理斷裂，當B2晶粒尺寸很小并且在含Nb的三相合金中，斷裂方式為韌性斷裂.

3.3 O相

O相具有有序正交（Orthorhombic）結構，空間群序號為63，空間群為 Cmcm，點陣常數見表2［26，35］，化學計量配比為 Ti2AlNb，故 O 相合金又稱Ti2AlNb基合金.

表2 Ti2 AlNb基合金中相的晶格參數［26，35］Table 2 Phase lattice parameters of Ti2 AlNb － based alloys［26，35］

迄今為止，O相的熱力學穩定成分－溫度范圍還存在爭議，基于材料動力學原因，至今尚未得到Ti2AlNb單晶，使得O相的晶體結構、合金元素占位行為，以及許多物理性質尚處于未知狀態.關于 O 相 的 形 成 機 制 也 存 在 爭 議［36，37］.關 于Ti2AlNb基合金中O相的形成機制，主要有以下4種觀點:

（1）O相可以通過HCP－D019結構的α2相晶格上合金原子有序化而形成，即從α2相向O相的轉變可以看成是Ti和Nb原子在α2相亞晶格上的進一步有序排列，α2相晶格發生畸變，這樣產生的O相有利于形成一種鑲嵌結構.根據空間群與子群的關系分析得出，O相的形成有兩種方式:一種是當 Ti3Al－Nb合金中 x（Nb）小于15%時，O相通過α2相的一致有序化形成;另一種是當x（Nb）大于20%時，B2相經過中間過渡相B19轉變為O相.

（2）B2相通過B19結構的中間過渡相（一般稱O'相）向O相轉變，而B19過渡相可通過B2結構的（111）［110］方向的位移波產生切變形變來形成，其中一個亞晶格被Ti原子所占據，另一個亞晶格上Al和Nb原子混合占位，通過有序化排列便得到O相的正交有序結構.

（3）固溶態α2合金發生相分解的結果［38］.當α2相中的Nb過飽和時，α2相將分解形成貧Nb區和富Nb區，其中的富Nb部分的α2相點陣發生變形，且成分發生微小變化，形成O相，轉變驅動力是固溶引起的應變能.

（4）O相可以由α2+B2→O的包析反應（Peritectoid reaction）得到.

α2和B2之間的取向關系遵從著名的Burgers位向 關 系:［111］B2∥ ［1120］α2，（011）B2∥（0001）α2.α2和 O 之間的取向關系:［0001］α2∥［001］o，（1010）α2∥（110）o.B2 和 O 之間的取向 關 系:［111］bcc∥ ［110］o，（110）bcc∥（001）o［35］.Li等人［35，39］采用 EBSD 技術，對 O相合金晶界特性，包括65（°）、90（°）錯配角的形成進行了深入的分析，研究結果表明，O/O晶界主要形成65（°）、90（°）錯配角晶界，在低于 β 相轉變溫度下熱機械加工的合金，在α2－to－O相變過程中，等軸的O/O晶界首先形成65（°）錯配角的晶界，其次形成90（°）錯配角的晶界，其中65（°）錯配角晶界是由約40%（110）孿晶界面繞［001］旋轉形成;而高于β轉變溫度熱機械加工的合金，在BCC母相中形成6種O相變體，因而O/O晶界易于形成近90（°）錯配角，這可以通過BCC/O相位向關系來解釋.

O相的斷裂方式也是解理斷裂，在變形過程中發現基于“c+a/2”的滑移系中有額外的滑移系.Popille等人［40］采用弱束暗場技術研究了室溫下B2、O相的滑移變形，研究結果表明，B2相由于滑移系較多，較O相具有更好的塑性.

4 Ti2 AlNb基合金鍛造與軋制

Ti2AlNb基合金通常采用等溫鍛造來細化粗大鑄態組織，為二次加工成型板材提供坯料，也可以直接成型為零部件，如航空發動機的葉片或渦輪盤.

等溫鍛造之前，Ti2AlNb基合金一般都要經過熱等靜壓（Hot isostatic pressing，HIP）和均勻化處理，以消除鑄造合金縮松和成分偏析.為了提高鑄錠變形能力，開坯鍛造前要進行包套處理.開坯鍛造后，合金組織及變形性能得到提高，因此其二步鍛造可以選擇在溫度較低的α2+B2兩相區或α2+B2+O三相區，這樣有利于防止晶粒粗化，從而把動態再結晶后細小的組織保留到室溫，對于提高室溫塑性和強度都有利.

多向等溫鍛是自由鍛造工藝的一種，已經在銅、鋼、鎂合金等材料上做了廣泛的研究，但是在Ti2AlNb基合金上研究較少.多向等溫鍛造能有效改善單軸鍛造變形不均勻引起的組織不均勻，由于累積塑性變形量大，還會導致動態再結晶溫度下降，這樣就可以在更低溫度下進行鍛造，獲得細小晶粒組織，從而為Ti2AlNb基合金二次成型提供性能良好的坯料.

Ti2AlNb基合金板材是其實用化研究中最為重要的課題之一.20世紀80年代后期，日本和美國分別啟動了等溫軋制和熱包套軋制.軋制工藝參數包括軋制溫度、應變速率以及每道次應變量.Ti2AlNb基合金軋制溫度范圍為α2+B2兩相區或α2+B2+O三相區，這樣既可以保證足夠的塑性，又能降低晶粒長大的趨勢.除了軋制工藝外，軋制坯料組織性能也至關重要，具有均勻超細晶組織的合金塑性好，能夠有效降低軋制溫度，從而有利于板材軋制.

5 Ti2 AlNb基合金的力學性能

Ti2AlNb基合金力學性能取決于合金成分、相組成及體積分數、熱機械處理工藝.表3列出一些典型的Ti2AlNb基合金的室溫和高溫性能［16，24，41］.單相的 O 相合金在 650 ～750 ℃ 范圍內，具有優良的抗蠕變性能，然而室溫塑性和斷裂韌性低.研究表明，具有O+B2相的Ti2AlNb基合金具有最佳的綜合力學性能.O相的本征塑性高于α2相.晶界分布的α2相對強度和塑性不利，易于導致裂紋在晶界處萌生.研究表明，通過后續熱處理減少α2相，進而減少α2/α2晶界，可以使延伸率提高 2.5倍，同時強度不變［42］.與 α2相類似，裂紋也容易在等軸O/O晶界處形核，而產生晶間斷裂［16］.由于體心立方的B2相的裂紋鈍化能力以及沿著波形滑移的韌窩特征，使O相合金具有優化的強度和韌性的結合.可以觀察到滑移從O相和體心立方B2相之間來回傳播，而沒有偏折，從而減少晶界處的應力集中［16］.當B2相體積分數大于15%時就可以減少界面處的應力集中效應，否則，在低應變水平下裂紋容易從O/O晶界處萌生.

表3 Ti2 AlNb 基合金拉伸性能［16，24，41］Table 3 Tensile properties of Ti2 AlNb － based alloys［16，24，41］

Ti2AlNb基合金中增加Al含量會顯著提高蠕變性能，但同時會降低塑性和斷裂韌性.當x［Al］超過25%時，斷裂韌性和塑性極低，傳統的加工方法難以適用，無法工業化生產.Nb含量增加時，無論對等軸組織還是層片狀組織，合金的拉伸強度、塑性和蠕變性能顯著提高，但增加Nb含量會使合金密度增加，不利于凝固組織的均勻化，而且會形成具有不穩定結構的新相，影響高溫性能.因此，高Al和高Nb的Ti2AlNb基合金不適合作高性能航空發動機結構材料.為了提高Ti2AlNb基合金的綜合力學性能，改善合金的抗氧化性，添加Mo、W、V、Ta、Si、Zr 等合金元素進行改性是一種有效的方法.但目前這方面的文獻較少.

在Ti2AlNb基合金實用化進程中，超塑成形是該材料成形加工的理想工藝.超塑性成形技術是指利用材料在一定溫度和應變速率范圍內表現出的超塑性行為而進行材料加工成形的一種技術.超塑性成形尤其適用于成形力學性能差、難加工的材料，在航空、航天領域的結構制造方面顯示出了巨大的優越性.表4列出典型的Ti2AlNb基合金超塑性變形的一些結果［22，43～46］.

表 4 Ti2 AlNb 基合金超塑性總結［22，43～46］Table 4 Summary of superplasticity in Ti2 AlNb － based alloys［22，43～46］

Ti2AlNb合金通常為O相、B2/β相和α2相構成，因此，其超塑性變形過程很復雜［43］.主要是受晶格擴散所控制的晶界滑動機制，動態再結晶是該合金超塑性變形的重要協同機制［45］.Ti2AlNb合金超塑性變形的激活能數值，約在239～327 kJ/mol之間.根據Boehlert的研究結果，O+B2兩相合金的晶界自擴散控制時的激活能為171 kJ/mol，晶格擴散控制時為265～331 kJ/mol.表明合金在超塑性變形過程是晶格擴散協調控制的.Ti2AlNb合金在超塑性變形過程中，O相、B2相的擴散溶解行為對空洞的長大有較強的抑制作用，超塑性變形過程中的動態再結晶在一定程度上促進了晶粒細化.

6 Ti2 AlNb基合金焊接

在Ti2AlNb基合金實用化進程中，必須面對宇航部件結構復雜需要解決同種或異種材料之間的連接問題，因此，焊接技術研究已經成為此類材料推廣應用的關鍵環節.迄今為止，關于該合金焊接技術的研究還非常有限，而針對α2合金、超α2合金和γ－TiAl合金，已有較多的焊接方法，主要包括熔化焊接（氬弧焊、激光焊、電子束焊等）、釬焊、固相擴散焊、過渡液相（Transient liquid phase，TLP）擴散連接、摩擦焊、燃燒合成連接等.表5列出Ti2AlNb基合金焊接方面的研究結果［47～52］.

表5 Ti2 AlNb 基合金焊接方法［47～52］Table 5 Welding methods of the Ti2 AlNb － based alloys［47～52］

熔化焊主要包括氬弧焊、激光焊和電子束焊接方法.朱瑞燦等人［52］選用不同的焊接參數對厚度不同的Ti2AlNb基合金板進行電子束焊接，并進行了不同制度的焊后熱處理.研究結果表明，焊縫接頭熔合區為粗大的柱狀有序β/B2相，經焊后熱處理，熔合區變為網籃組織.

鄒貴生等人［47］采用Gleeble1500D熱－力學模擬試驗機對Ti－22Al－25Nb合金進行固態擴散連接，得到具有理想的室溫和高溫強度的接頭.并采用Ti－15Cu－15Ni合金薄帶作中間層，對Ti－22Al－25Nb合金進行TLP擴散連接，在連接溫度和保溫時間分別為970℃和90 min，且采用慢冷工藝時，室溫組織為B2相基體和少量 α2、O相，接頭室溫強度為1 018 MPa，達到母材強度的93%.

線性摩擦焊接技術屬于固態壓力焊的一種，譚立軍等人［50］研究了焊接工藝參數對接頭外貌及界面結合率的影響，研究表明，隨著摩擦時間、摩擦頻率和摩擦壓力的提高，接頭的結合率顯著提高;TC11合金側的熱影響區域發生了α→β→α'相變，形成的大量針狀馬氏體α'相，使焊縫區的顯微硬度顯著增大;Ti－22Al－25Nb合金側的熱影響區主要發生了（O，α2）→B2/β相變，隨著O相和α2相的減少，該區域金屬的顯微硬度顯著降低.

7 結語

輕量化、高效能、低成本是航空航天飛行器結構發展的主要目標.輕質耐高溫的Ti2AlNb基合金具有優良的綜合力學性能，因而已經成為最具潛力的新型航空航天輕質高溫結構材料.Ti2AlNb基合金研發過程中蘊含著以下幾個關鍵的問題:（1）通過材料成分設計、相圖計算，獲得輕質、且綜合性能優異的Ti2AlNb基合金;（2）通過優化熱加工工藝及后續熱處理，實現材料組織與性能的精確控制，揭示熱加工過程中組織演變，包括再結晶機制、相變及位錯滑移機理;（3）Ti2AlNb基合金大尺寸復雜構件成形;（4）焊接方法與制度的研究.

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Recent advances on Ti2AlNb－based alloys

FENG Ai-han，LIBo-bo，SHEN Jun
（State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining，Harbin Institute of Technology，Harbin 150001，China）

Present review article is aimed to briefly outline the recent advances on themicrostructural evolution and mechanical properties of Ti2AlNb－based alloys，so as to provide up－to－date information regarding the alloy components，phase transformation，forging and rolling，and joining technique，with the intention that further costeffective use of Ti2AlNb－based alloyswill be facilitated.

Ti2AlNb;O phase;Ti3Al

TG 146.23

A

1671-6620（2011）01-0030-09

2010-11-25.

馮艾寒 （1974—），女，黑龍江哈爾濱人，哈爾濱工業大學副教授;沈軍 （1965—），男，哈爾濱工業大學教授，E －mail:junshen@hit.edu.cn.