β/B2锻造Ti-22Al-23Nb-2（Mo，Zr）合金的组织演化与综合力学性能

周 毅, 曹京霞, 黄 旭, 谭启明, 隋 楠, 张明达

（1.中国航发北京航空材料研究院，北京 100095；2.中国航发先进钛合金重点实验室，北京 100095）

Ti2AlNb是Ti-Al系三大金属间化合物中的一种，其合金具备优良的综合力学性能，在室高温强度、塑性、断裂韧度、密度与阻燃性能等方面匹配良好，既克服γ-TiAl合金的韧脆性短板，又进一步提升α2-Ti3Al合金的强度，同时降低高温钛合金面临的钛火风险，展现出最有希望替代镍基高温合金在航空发动机构件应用的性能潜力[1]。同时，Ti2AlNb合金具备较好的高温成形能力[2]，传统高温钛合金采用的铸锭开坯、环轧与模锻成形方式及设备均适用于该合金[3]。因此，Ti2AlNb合金成为一种工程应用前景广阔的轻质耐高温结构材料，使得美国早在20世纪90年代就计划将Ti2AlNb合金用于航发发动机压气机机匣及其他低风险类静部件[1]。

O相自1988年被印度学者Banerjee发现以来[4]，大量研究人员在相结构与相变机制[5-7]、合金化改性[8-15]、组织演化[16-17]、性能[18-20]及合金成形[21-23]等方面对Ti2AlNb合金开展广泛而深入的研究[1，24-25]，不断推动着Ti2AlNb合金综合性能的提升。在这些研究成果的基础上，北京航空材料研究院研发出Ti-22Al-23Nb-2（Mo，Zr）5元合金，该合金展现出良好的工艺成形性能与丰富的综合力学性能匹配的可能性。目前，基于该合金的（叶）盘件模锻成形与环件轧制成形控制技术早已突破。在丰富多变的组织细节控制基础上，探索可能的性能匹配方式与极限，实现不同工况条件下服役效能的最大化，是迫切且有重要意义的工作。

本研究聚焦Ti-22Al-23Nb-2（Mo，Zr）合金的β/B2单相区锻造与组织性能调控研究，旨在建立热机械处理全流程的组织演化模型及组织性能间的响应关系，为合金的综合性能择优匹配提供方向。

1 实验及方法

实验所用原材料取自北京航空材料研究院制备的名义成分为Ti-22Al-23Nb-2（Mo，Zr）合金φ200 mm棒材。采用β/B2单相区近等温锻造制备厚度为50 mm的饼坯，锻造变形量约为50%。利用锻态试样，采用GB/T 23605—2009规定的金相法，通过扫描电子显微镜和透射电子显微镜进行合金关键相转变温度的测定。根据测定的合金不同相区的温度区间，对饼坯进行表1所示的两种状态的热处理。合金显微组织通过背散射扫描电子像进行观察。测试合金的室温/650 ℃拉伸、室温断裂韧度、650 ℃/100 MPa/100 h条件下的蠕变伸长以及650 ℃/100 h（试样）热暴露后的室温拉伸性能，试样、测试设备及测试方法均满足相应国标的规定。

表 1 β/B2单相区锻造Ti2AlNb合金的热处理制度Table 1 Heat treatment system of β/B2 processed Ti2AlNb alloy

2 实验结果

2.1 相转变温度

Ti2AlNb合金中通常有B2、α2和O三相参与合金的组织演化。其中B2相为母相，具有体心立方有序结构，一般认为，无序β向有序B2相转变的温度接近熔点，所以观察到的β/B2均为有序相；α2和O为析出相，前者具有六方有序结构，后者具有正交有序结构。O相可看作是α2相进一步Nb合金化后点阵畸变的结果[1，25]。因此，B2相、O相和α2相中β稳定元素Nb的含量逐步减少，组织的背散射扫描电子像中三相的衬度由亮转灰，直至变黑。

从图1所示的不同温度固溶后合金组织的背散射扫描照片可以看出，940 ℃时合金处于B2+α2+O三相区，B2相晶内黑色的α2相基本与灰色O相共生（图1（c））；温度升高或降低10 ℃，B2晶内的透镜状相都只有一个衬度（图1（a）、（b）、（d）），表明进入两相区。从图2和图3所示的透射电镜的观察结果看，930 ℃和950 ℃固溶后，合金中的析出相分别为O相和α2相。结合图4所示的Ti-22Al-XNb相图综合判断，合金的B2+α2+O三相区处于930～950 ℃之间，可见，三相区的温度区间只有20 ℃，甚至更窄一些；低于930 ℃，合金进入B2+O低温两相区，而高于950 ℃，合金进入B2+α2高温两相区。温度进一步升高至1050 ℃，B2相晶内乃至晶界处的α2相均回溶消失（图1（e），（f）），表明合金进入B2单相区，因此，950～1050 ℃为合金B2+α2高温两相区的温度区间。

2.2 显微组织

合金在B2单相区经过50%的变形量后空冷至室温，其组织如图5所示，由B2晶内转变组织及其晶界相两部分组织成。B2晶内转变组织主要由细小的透镜状O相（长度小于2 μm，宽度约100 nm）构成，呈现编织的网篮状形貌，形变B2相的高畸变能促进网篮形貌的形成。B2晶界相分为两类，一是原始B2相（其晶界表示为GBO）的晶界相，由粗大不连续的α2相构成，呈现弯曲扭折状，为GBO形变带来的影响；另一类是动态再结晶B2相（其晶界表示为GBD）的晶界相，由一薄层连续的O相构成，也会有颗粒状的α2相镶嵌其中的情况，多呈现平直状。

合金经B2+O两相区固溶+时效后的显微组织见图6。B2相晶内组织由较粗大的透镜状一次O相（记作OI，长度3～5 μm，宽度0.5 μm）和较细小的二次O相（记作OII，长度约0.5 μm，宽度不足0.1 μm）组成；GBO处由O相将断续的α2连结起来；GBD处的O相仍然平直，但发生粗化；B2相晶界除此两种形貌外，还存在图6（c）所示的第三种类型，为静态再结晶B2相晶界（记作GBS），此种晶界几乎无晶界相，两侧的晶内O相截止于此，呈现被晶界“截断”的半透镜状形貌。

合金经B2+α2两相区固溶+B2+O两相区时效后的显微组织如图7所示。B2晶内组织由较为粗大的α2相和细小的O相（长度不足1 μm）组成，α2相由O相包覆形成核壳结构（此O相记为Orim）；GBO分布有断续的颗粒状α2相，并由O相连结在一起；GBD处的晶界相部分由更为细小的断续颗粒状α2相构成，部分由连续平直的O相构成。两种B2晶界相形貌相近，仅尺寸不同。此外，B2也存在无晶界相分布的GBS。

2.3 力学性能

两种热处理状态下，材料的拉伸性能、热暴露性能、蠕变性能及室温断裂韧度分别见表2～表5，及图8～图11。两种状态相比，状态I的拉伸塑性高（室/高温伸长率分别可达17%和24%）、强度较低；状态II的强度高（室/高温屈服分别可达1003 MPa和773 MPa，室/高温抗拉强度分别可达1158 MPa和961 MPa）、塑性较低。

试样经650 ℃热暴露100 h后，两种状态的室温屈服强度略有升高，抗拉强度略有降低；状态I仍保持有6.7%的伸长率，相比热暴露前下降了约60%，状态II的伸长率下降至2.6%，降幅达73%。

图 1 Ti2AlNb合金不同温度保温水淬后的显微组织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测试条件下，状态II相比状态I具有更低的残余塑性应变，展现出更好的抗蠕变性能。

室温断裂韧度方面，状态I更优，测试的极限KIC超过40 MPa·m1/2，状态II略低，极限KIC为34.26 MPa·m1/2.

四种性能综合来看，状态I具有较低的强度、较高的塑性和相应的高断裂韧度与低蠕变抗力；状态II具有高强度、低塑性和相应的低断裂韧度与高蠕变抗力。

3 讨论

3.1 组织演化

三相Ti2AlNb合金的组织演化强烈地依赖于热与机械作用，涉及相组成、相比例、相形态、晶/相界形态及相转化等方面，复杂而精细。根据两种状态合金的组织观察与分析，可总结如图12所示的组织演化过程。

B2单相区的热态组织为B2单相等轴组织，B2晶内及晶界均无第二相；此组织在近等温变形过程中，随着变形程度的增大，原始B2相的晶格畸变程度与晶界曲折程度增加，同时部分B2相发生动态再结晶形成畸变弱、晶界相对光滑平直的B2晶粒，这两部分构成了变形热态组织。原始B2相完全参与整个变形过程，动态再结晶B2相部分参与甚至不参与，这是二者晶界形貌差异的原因所在，如图12（b）。

图 2 950 ℃固溶水淬后合金组织的透射电镜形貌及相的选区电子衍射图Fig. 2 TEM image （a） and SADPs （b） and （c） of Ti2AlNb alloy quenched in water after being heated at 950 ℃

图 3 930 ℃固溶水淬后合金组织的透射电镜形貌及相的选区电子衍射图Fig. 3 TEM image （a） and SADPs （b） and（c） of Ti2AlNb alloy quenched in water after being heated at 930 ℃

变形热态组织在冷却过程中先后经过B2+α2、B2+α2+O和B2+O三个相区，形成变形冷态组织（图12（c））。合金在高温B2+α2两相区降温速率最快，且仅有约100 ℃的温度区间，所以合金经历此相区的时间较短，α2相来不及充分析出，优先在强畸变、晶界曲折的原始B2相晶粒的晶界（GBO）上形核并长大，在变形程度较高的再结晶B2相的较平直晶界（GBDH）上也有少量析出，呈现细小分散的颗粒状。在两种B2晶粒内部及变形程度较低的再结晶B2相晶界（GBDL）处，虽然α2相也可能形核，但合金很快越过温度区间不足20 ℃的B2+α2+O三相区，进入B2+O两相区，来不及长大的α2相的晶核很容易被O相吞并消失。因此，B2相晶内和弱畸变的GBDL处并无α2相。合金进入B2+O低温两相区后，降温速率变慢，组织转变的时间较长，因此O相能够在B2相晶内与晶界较为充分的析出长大。B2相晶内O相因受晶格畸变影响而呈现编织的网篮状形貌，变形程度越大，编织程度越高，反之编织程度越低，这可从图13与图5的对比中可看出；低变形程度的动态再结晶B2相的晶界（GBDL）处形成了一薄层平直连续的晶界O相；GBO处α2相因其低温稳定性较高而被保留到了室温。最终形成了图12（c）所示的变形冷态组织。

图 4 Ti-22Al-xNb相图[26]Fig. 4 The phase diagram of Ti-22Al-xNb[26]

图 5 Ti2AlNb合金β/B2锻造态显微组织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

图 6 β/B2锻造Ti2AlNb合金经B2+O两相区固溶+时效后的显微组织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

变形冷态组织在B2+O两相区上部固溶过程中，发生的主要组织演化如图12（d1）和图14所示。B2相晶内的O相发生回溶和长大（增粗更为明显），形成OI，体积分数减少；B2相晶界（包括GBO和GBDH）α2相呈现与O相伴生的形貌，表明有O相依附α2相生成；GBDL处的O相长大粗化。除此之外，B2相还发生了静态再结晶，其晶界（GBS）处无晶界相，较为“干净”，晶界平直，两侧细小的O相被晶界“截断”，呈现一端尖锐一端与晶界平齐的半透镜状形貌，为晶界推进过程中O相被部分溶解所致，表明细小的O相（宽度100～200 nm）对B2相晶界的钉扎作用较弱，晶界无需绕过O相推进。上述组织在B2+O两相区较低温度时效过程中，组织演化主要有两个方面：一是O相的长大与粗化；二是过饱和B2中，在粗大的OI间隙析出更为细小的O相（即OII）。

图 7 β/B2锻造Ti2AlNb合金经B2+O两相区固溶+时效后的显微组织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 室温与650 ℃拉伸性能Table 2 Tensile properties at ambient temperature and 650 ℃

表 3 试样经650 ℃热暴露100 h后的室温拉伸性能Table 3 Ambient temperature tensile properties of the test samples after thermal exposure（650 ℃/100 h）

表 4 650 ℃/150 MPa/100 h测试条件下的蠕变性能Table 4 Creep strains of two state alloys at the test conditions of 650 ℃/150MPa/100 h

变形冷态组织在B2+α2两相区下部固溶过程中，发生的主要组织演化如图12（d2）和图15所示。B2相晶内的O相完全回溶消失，转变成少量粗大的α2相；所有晶界（包括GBO和GBD）相均转变为α2相；同样，部分B2相发生静态再结晶，形成与前述形貌相似的静态再结晶晶界，只是被溶解“截断”的相是α2。此组织在B2+O两相区较低温度时效过程中，组织演化主要有三个方面：一是O相依附α2相析出形成α2相核与O相壳的包覆结构；二是过饱和B2中，在粗大的α2相间隙析出细小的O相；三是部分GBS处形成一薄层连续平直的O相。

表 5 室温断裂韧度Table 5 Fracture toughness of two state alloys

图 8 两种状态下合金的拉伸性能对比Fig. 8 Comparison of the tensile properties of the alloys with two different states

图 10 两种状态下合金的蠕变性能对比Fig. 10 Comparison of the creep properties of the alloys with two different states

3.2 工艺-组织-性能响应关系

复杂的相变与丰富的组织形态给Ti2AlNb合金的性能带来较大的调控空间与可能，这对于综合性能匹配要求极高的航空发动机构件是有利的，因此厘清各项性能与丰富的组织细节之间复杂的响应关系非常重要。

Ti2AlNb合金中，合金的塑性来源于变形协调能力强的基体B2相，而强度主要来源于析出相α2与O对B2的增强作用。两种状态合金的组织性能表现表明，析出相的形态、尺寸与分布对合金性能的影响显著。

对于β/B2单相区变形的Ti2AlNb合金，通过固溶与时效热处理可调控析出相呈现两个层次：粗大、低数量密度、大分布间隙的析出相由固溶热处理调控，固溶温度越高，析出相的数量与体积分数越少，虽然调整固溶的相区可控制析出O相或者α2相，但析出相的形貌特征变化规律不变；细小、高密集度分布的O相由时效热处理调控，通过过饱和B2相脱溶使O相填满固溶后B2相的空隙处，进一步提高增强效果。

合金性能受两个层次析出相的比例影响。提高粗大析出相比例，可改善合金塑、韧性，但对强度不利；提高细密析出相比例，可提高合金强度，但对塑、韧性能不利。

虽然O相与α2相的本征性能有一定差异，但由于α2相的体积分数较低（最高不到10%），其对性能的贡献权重较O相小很多，因此就合金性能而言，控制组织形貌比控制组织的相比例更为重要。

值得注意的是，即使是相对粗大的析出相，其绝对尺寸也相当细小（长度不足5 μm，宽度在150 nm左右），这限制了合金断裂韧度与蠕变抗力的进一步提升。

图 11 两种状态下合金的室温断裂韧度对比Fig. 11 Comparison of the fracture toughness of the alloys with two different states

图 12 Ti2AlNb合金在β/B2锻造与热处理过程中的组织演化模型Fig. 12 Microstructure evolution model of Ti2AlNb alloy in the course of β/B2 processing and heat treatment

图 13 锻态组织（冷态）中弱晶格畸变的再结晶B2相晶内的O相形貌Fig. 13 Morphology of O phase within the recrystallized B2 grains of the as-forged alloys

4 结论

（1）Ti-22Al-23Nb-2（Mo，Zr）5元系合金从高温至低温依次经历B2、B2+α2、B2+α2+O、B2+O四个相区，分别对应1060 ℃、950 ℃和930 ℃三个相区临界温度。

（2）β/B2锻造合金组织中B2晶界相的组成与形态受B2相的畸变强度与热处理共同作用，粗大断续的α2相易于在强畸变的GBO形成，并在B2+O相区热处理过程中转变为α2+Orim结构；细小连续的O相易于形成于弱畸变的GBD，经B2+α2相区热处理可完全转变为α2相；静态再结晶晶界基本无晶界相。B2相晶内析出相主要受热处理影响，α2相和O相可由B2相直接独立析出，O相也可依附低温稳定性高的α2相生成，形成α2/Orim核壳结构。

（3）β/B2锻造Ti2AlNb合金经B2+α2和B2+O两个不同相区的固溶处理，再经B2+O相区时效后，两者形成相近的B2相晶界形貌，且在基体B2相晶内均呈现由大、小两套析出相组成的混合组织，前者由粗大α2/Orim+细小O相组成，后者由粗大OI+细小OII组成。

（4）B2晶内析出相的尺寸分布是影响力学性能的主要因素，尺寸大对合金塑、韧性有利，而对强度和蠕变抗力不利；单一性能的调控空间很大，综合性能需要各项性能退让以实现良好匹配。