热处理对Ti2AlNb合金显微组织及力学性能的影响

王 伟，曾卫东，冮 悦，李 冬，郑友平，梁晓波

(1.西北工业大学 凝固技术国家重点实验室，陕西 西安 710072) (2.辽宁工程技术大学，辽宁 阜新 123000) (3.钢铁研究总院，北京 100081)

热处理对Ti2AlNb合金显微组织及力学性能的影响

王 伟1，曾卫东1，冮 悦2，李 冬1，郑友平1，梁晓波3

(1.西北工业大学 凝固技术国家重点实验室，陕西 西安 710072) (2.辽宁工程技术大学，辽宁 阜新 123000) (3.钢铁研究总院，北京 100081)

B2相区等温锻造的Ti-22Al-25Nb合金棒材940 ℃固溶后，在760～840 ℃时效处理，对其显微组织、拉伸及蠕变性能进行研究。结果表明：不同温度时效处理的显微组织均由初生粗板条状O相、二次析出的细板条状O相和B2基体组成，其中二次析出的O相可以通过时效温度来调节。随着时效温度的升高，Ti2AlNb合金的室温及650 ℃高温拉伸强度降低而塑性提高；较低的时效温度(760 ℃)处理可以获得更好的抗蠕变性能。

Ti2AlNb基合金；热处理；组织演变；拉伸；蠕变

0 引 言

Ti2AlNb合金是以航空航天发动机为主要应用目标的一类新型金属间化合物基轻质高温结构材料。近十几年来国内一些材料研究单位在该合金的研究开发方面已取得了长足的进展。其中钢铁研究总院研制的成分为Ti-22Al-25Nb(原子分数)的Ti2AlNb合金，既保持了密度低、高温强度与蠕变抗力高、抗氧化和阻燃性能好、热膨胀系数低及无磁性等特点，又表现出优于其他同类合金的塑性、韧性及加工成形性能[1-2]。

近年来，国内外学者对Ti2AlNb合金在热机械加工工艺、显微组织及力学性能方面展开了大量的研究工作[3-5]。研究表明：Ti2AlNb合金的力学性能取决于合金的显微组织，然而相平衡以及显微组织演变是非常复杂的。在不同的热加工工艺下，Ti2AlNb合金具有单相、两相或三相组织，另外这些相的尺寸、体积分数以及形态对力学性能也会有较大的影响。因此，迫切需要进一步探究合金的显微组织与力学性能之间的关系。为此，本研究以名义成分为Ti-22Al-25Nb的合金为研究对象，研究热处理工艺对其显微组织和力学性能的影响，以期获得能够适应工程应用的综合性能优良的Ti2AlNb合金。

1 实 验

实验采用的Ti2AlNb合金锻棒由钢铁研究总院提供，化学成分见表1。将棒材在B2相区等温锻造。等温锻造后的棒材在940 ℃固溶处理，保温1.5 h后水冷，随后分别在760、800、840 ℃下时效处理，保温12 h后空冷，对Ti2AlNb合金棒材的显微组织、室高温拉伸性能及蠕变性能进行检测。

表1 Ti2AlNb合金棒材的化学成分(x/%)Table 1 Chemical composition of Ti2AlNb alloy bar

室温及650 ℃高温拉伸性能测试采用M12×5 mm的标准拉伸试样，每组3个，实验结果取平均值。拉伸性能测试设备为Instron 1196拉伸试验机。蠕变试验在RD2蠕变试验机上进行，试验参数为650 ℃/150 MPa/100 h。用附带背散射(BSD)的扫描电子显微镜(SEM)进行微观组织分析。采用X射线衍射技术分析等温锻造后Ti2AlNb合金棒材的物相结构。

2 结果与讨论

2.1 B2相区等温锻后合金的显微组织

图1为Ti2AlNb合金棒材的原始组织以及B2相区等温锻造后的显微组织照片，图2为B2相区等温锻造后Ti2AlNb合金棒材的XRD图谱。

图1 Ti2AlNb合金棒材的原始组织以及B2相区等温锻造后的显微组织Fig.1 Microstructures of as-forged state and isothermally forged state at B2 phase region

图2 B2相区等温锻造后Ti2AlNb合金棒材的XRD图谱Fig.2 XRD pattern of Ti2AlNb alloy bar isothermally forged at B2 phase region

从图1可以看出，棒材的显微组织主要由等轴α2相、细板条状的O相以及B2基体组成，等轴α2相不均匀地分布在B2基体中。等温锻造后，合金主要由板条状的O相、B2基体以及极少的片层状α2相组成。在XRD图谱中(图2)α2相的衍射峰非常微弱，以至于很难发现α2相的存在。α2相和板条状O相都是在等温锻造后缓慢空冷时形成的。与原始棒材组织相比，更多板条状O相从B2基体中析出，且等轴α2颗粒转化为O相和B2基体。在B2相区加热过程中，等轴α2颗粒逐渐减少，直至完全消失。因此，B2相区等温锻造后，合金的B2相晶粒尺寸明显增大，大约为320 μm。

2.2 热处理对合金显微组织的影响

图3为Ti2AlNb合金棒材940 ℃固溶处理后经不同温度时效后的显微组织。显微组织中主要包括固溶处理过程中形成的粗板条状O相以及时效处理中析出的细板条状O相和B2基体。二次析出的细板条状O相的尺寸和体积分数取决于时效温度，最大尺寸的细板条状O相在840 ℃时效时产生，最小的细板条状O相在760 ℃时效时产生。随着时效温度升高，细板条状O相的体积分数减少，而初生粗板条状O相随时效温度的改变变化不大。从图中还可以看到，在低温时效处理时(760 ℃)有较多的非常细的α2相存在，当时效温度提高到800～840 ℃时，细板条α2相的数量非常少，并且宽度变大。

图3 不同温度时效后Ti2AlNb合金棒材的显微组织Fig.3 Microstructures of Ti2AlNb alloy bars aging at different temperatures

2.3 热处理对合金拉伸性能的影响

图4为Ti2AlNb合金棒材经不同温度时效后的室温力学性能。

图4 时效温度对Ti2AlNb合金室温拉伸性能的影响Fig.4 Effect of aging temperature on tensile properties of Ti2AlNb alloy at room temperature

室温下，三种热处理制度的极限抗拉强度、屈服强度和延伸率分别为：HT-760(760 ℃时效)，1 187 MPa、1 071 MPa和9%；HT-800(800 ℃时效)，1 174 MPa、1 059 MPa和11.3%；HT-840(840 ℃时效)，1 123 MPa、1 014 MPa和12.5%。从图中可以看出，随着时效温度的升高，合金强度降低，塑性升高。影响强度的因素有以下几点：①B2相的晶粒尺寸；②热处理过程中相的强度；③α2、O和B2相的体积分数；④O相板条尺寸；⑤位错结构[4]。由于试样的等温锻造和固溶温度相同，时效温度不同，而时效温度对合金的影响主要表现在二次析出的O相的体积分数及宽度不同。板条状O相的宽度是影响Ti2AlNb基合金性能的关键显微组织参数之一，根据经典的Hall-Petch理论，板条状O相的宽度与合金的强度之间符合Hall-Petch关系，即板条状O相的宽度越小，合金的强度就越高。因此，随着时效温度的升高，合金强度降低。

图5为不同温度时效处理后Ti2AlNb合金棒材的室温拉伸断口形貌。从断口的宏观形貌可以看出，合金的断裂主要以解理断裂和小平面状的断裂为主，表现出金属脆性断裂的特征。从显微组织上看，合金的断裂主要表现为B2相的韧性断裂和O相的小平面状脆性断裂。对于HT-840来说，由于组织中B2相的体积分数多于HT-760，因此断口特征表现为韧窝数量较多，具有较好的塑性。

图5 不同温度时效处理后Ti2AlNb合金棒材的室温断口形貌Fig.5 Room-temperature fracture morphologies of Ti2AlNb alloy bars aging at different temperatures

图6为Ti2AlNb合金棒材经不同温度时效后的650 ℃高温拉伸性能。

图6 时效处理温度对Ti2AlNb合金高温拉伸性能的影响Fig.6 Effect of aging temperature on tensile properties of Ti2AlNb alloy at 650 ℃

HT-760的高温拉伸强度(Rp0.2=845 MPa，Rm=937 MPa)优于HT-840(Rp0.2=780 MPa，Rm=880 MPa)。随着时效温度的升高，合金强度逐渐减小。760 ℃时效后其高温拉伸性能较高的原因在于低温时效时产生了较多二次O相，减少了B2相的体积分数，O相的析出强化作用得以表现出来。从断口形貌上看(图7)，不同时效温度处理后Ti2AlNb合金棒材断口的微观形貌都呈现撕裂棱、韧窝等特征，只是大小、深浅有所不同。韧窝的深浅及大小可以反映出合金塑性的好坏，合金塑性较差则断口上形成的韧窝尺寸较小也较浅，反之则韧窝较大较深。840 ℃时效处理后合金的断口韧窝更深，尺寸更大，表明此温度处理后合金的塑性较好。

图7 Ti2AlNb合金棒材的高温拉伸断口形貌Fig.7 High-temperature fracture morphologies of Ti2AlNb alloy bars

2.4 热处理对合金蠕变性能的影响

图8是不同温度时效后的Ti2AlNb合金棒材在150 MPa/650 ℃/100 h的蠕变曲线。从图中可以看出，HT-760具有较好的抗蠕变性，这主要与合金的显微组织有关。三种组织中，α2相的含量非常少，约小于2%，因此可以忽略α2相对合金蠕变性能的影响。合金的蠕变性能主要由板条状的O相和B2相共同作用，B2相的提高对合金的蠕变性能不利，而板条O相的提高有益于蠕变性能的提高。不同时效温度处理后的三种组织中，HT-840的B2相体积分数明显要高于HT-760，同时二次析出的O相也急剧减少。因此HT-760具有最好的抗蠕变性能。

图8 时效温度对Ti2AlNb合金棒材蠕变性能的影响Fig.8 Effect of aging temperature on creep properties of Ti2AlNb alloy bars at 150 MPa/650 ℃/100 h

3 结 论

(1)Ti2AlNb合金的二次析出O相可以通过时效温度改变，时效温度升高，其尺寸变粗变短并且体积分数减小。

(2)二次析出O相对合金的室温及650 ℃高温拉伸具有较大的影响，时效温度升高合金的强度降低、塑性提高。

(3)Ti2AlNb合金的蠕变性能也与二次析出O相有关，HT-760和HT-840相比具有更好的抗蠕变性，原因在于HT-840的B2相体积分数多，而二次O相数量较少，因此抗蠕变性较差。

[1] 李世琼，张建伟，程云君，等.Ti3Al和Ti2AlNb基金属间化合物结构材料研发现状[J].稀有金属材料与工程,2005,34(增刊3)：104-109.

[2] 张建伟，李世琼，梁晓波，等.Ti3Al和Ti2AlNb基合金的研究与应用[J].中国有色金属学报,2010,20(增刊3)：336-341.

[3] Banerjee D, Gogia A K, Nandi T K, et al. A new ordered orthorhombic phase in a Ti3Al-Nb alloy[J]. Acta Metallurgica, 1988, 36(4): 871-882.

[4] Cowen C J, Boehlert C J. Microstructure, creep, and tensile behavior of a Ti-21Al-29Nb (at.%) orthorhombic+ B2 alloy[J]. Intermetallics, 2006, 14(4): 412-422.

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Effect of Heat Treatment on Microstruture and Mechanical Properties of Ti2AlNb Alloy

Wang Wei1, Zeng Weidong1, Gang Yue2, Li Dong1, Zheng Youping1, Liang Xiaobo3

Ti-22Al-25Nb(at.%) alloy bars were isothermally forged at B2 phase region and solution treated at 940 ℃, then aging treated at 760 ℃ to 840 ℃. Then the microstructure evolution and mechanical properties of the bars were studied. The results indicate that the microstructures at different aging temperatures contain primary lamellar O phase, secondary fine lamellar O phase and B2 matrix. The size and volume fraction of secondary fine lamellar O phase can be adjusted through aging treatment. The mechanical properties show that as aging temperature increasing, the strength including room-temperature and 650 ℃ high-temperature tensile strength decrease, while the ductility increases. The lower aging-temperature (760 ℃) has better creep resistance.

Ti2AlNb based alloy; heat treatment; microstructure evolution; tensile;creep

2014-12-10

国家973计划资助项目(2007CB613807)；教育部

曾卫东(1969—)，男，教授，博士生导师。

(1.State Key Laboratory of Solidification Processing，Northwestern Polytechnical University, Xi’an 710072, China)(2.Liaoning Technical University, Fuxin 123000, China)(3.Central Iron and Steel Research Institute, Beijing 100081, China)

“新世纪优秀人才支持计划”项目(NCET-07-0696)