馮艾寒，李渤渤，沈 軍

（哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001）

Ti2AlNb基合金的研究進(jìn)展

馮艾寒，李渤渤，沈 軍

（哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)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(gè)方面對Ti2AlNb基合金微觀組織與力學(xué)性能進(jìn)行評述:合金成分、相變、鍛造與軋制、焊接技術(shù)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(jié)構(gòu) α2相組成，具有較高的比強(qiáng)度，較低的室溫塑性，工程應(yīng)用的成分范圍為:Ti－（22－25）Al－（11－17）Nb（摩爾分?jǐn)?shù)/%，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(wěn)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(qū)淬火時(shí)效時(shí)，采用會聚電子束（Convergent Beam Electron Diffraction，CBED）首先發(fā)現(xiàn)了O（Orthorhombic）相，并對O相的形成機(jī)制、顯微組織、相變、滑移以及力學(xué)性能進(jìn)行了研究［3］.

Ti2AlNb是以有序正交結(jié)構(gòu)O相為基礎(chǔ)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(diǎn)陣結(jié)構(gòu)減弱了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和高溫?cái)U(kuò)散，因而該合金不僅具有較高的比強(qiáng)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(shù)低等特點(diǎn)［4，5］，因此它已經(jīng)成為最具潛力的新型航空航天用輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)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(shí)現(xiàn)材料組織與性能的精確控制成為研究的難點(diǎn).目前，國內(nèi)外的研究主要集中在成分設(shè)計(jì)和熱加工成形等方面.需要指出的是，航空航天飛行器關(guān)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(xué)性能的基礎(chǔ)上，降低相對密度，也是該領(lǐng)域研究中亟待解決的問題.由于宇航部件結(jié)構(gòu)復(fù)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(jīng)成為此類材料推廣應(yīng)用的關(guān)鍵問題.

由于Ti2AlNb基合金具有上述性能特征，發(fā)達(dá)國家相繼開展了積極的研究，并逐漸發(fā)展成為輕質(zhì)耐高溫材料的前沿陣地.20世紀(jì)70年代，美國空軍實(shí)驗(yàn)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(jīng)批量生產(chǎn)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(guān)于Ti2AlNb基合金的專利（見表 1［7～13］），并在航空發(fā)動(dòng)機(jī)零部件的試制方面取得了重要進(jìn)展.Boehlert等人［14～18］細(xì)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(gòu)以及拉伸和蠕變性能等.20世紀(jì)90年代為了滿足發(fā)動(dòng)機(jī)制造業(yè)對高溫輕質(zhì)材料的需求，發(fā)達(dá)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(shí)驗(yàn)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(qiáng) Ti－22Al－23Nb復(fù)合材料方面取得了突破.在美國Ti2AlNb基合金已經(jīng)應(yīng)用到低風(fēng)險(xiǎn)的部件，如壓氣機(jī)機(jī)殼以及其他靜態(tài)部件中［4］.Emura 等人［20］采用預(yù)制合金粉末冶金法制備了TiB顆粒增強(qiáng)Ti－22Al－27Nb復(fù)合材料，其室溫及高周疲勞強(qiáng)度均高于基體合金.此外，通過添加新的合金元素進(jìn)行復(fù)合強(qiáng)化，也可以進(jìn)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(xué)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(shí)用化進(jìn)程起到了推動(dòng)作用.

序號 美國國家專利號 發(fā)明人 專利名稱年代1 4，716，020 M.J.Blackburn et al.Titanium aluminum alloys containing niobium， vanadium and molybdenum 1987 2 5，032，357 R.G.Rowe Tri－ titanium aluminide alloys containing at least eighteen atom percent niobium 1990 3 3，662，455 H.Mizuhara Method of brazing parts of Ti－ Al－ Nb alloy. 1990 4 5，205，984 R.G.Rowe et al. Orthorhombic titanium niobium aluminide with vanadium. 1993 5 6，132，526 T.E.Carisey et al.Titanium － based intermetallic alloys. 2000 6 6，176，949 B1 M.Thomas et al. Titanium aluminide which can be used at high temperature. 2001 7 7，682，473 B2 C.J.Boehlert Ti，Al and Nb alloys 2010

我國Ti2AlNb基合金正在完成從實(shí)驗(yàn)室向工業(yè)生產(chǎn)的轉(zhuǎn)變［23］.北京鋼鐵研究總院、北京有色金屬研究總院、中國科學(xué)院金屬研究所、北京航空材料研究院、西北工業(yè)大學(xué)和哈爾濱工業(yè)大學(xué)等單位都開展了Ti2AlNb基合金的研發(fā)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(fā)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(jìn)展［25，28］.

2 Ti2 AlNb基合金成分

鈦是過渡族金屬，原子序數(shù)為22，其電子結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)、原子價(jià)及電子濃度等因素（見圖 1［29］）.根據(jù)Hume－Rothery法則，鈦合金元素中原子直徑大小的差異不應(yīng)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(dāng)兩個(gè)相互作用的元素原子直徑比值小于0.59時(shí)，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(zhì)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?jǐn)?shù)是10% ～15%［30］.O相在較寬的Nb含量范圍內(nèi)穩(wěn)定存在.圖2為Miracle和 Rhodes［31］確定的 Ti－22Al隨 Nb 含量（摩爾分?jǐn)?shù)）變化的垂直截面相圖.根據(jù)Nb含量不同，把O相合金分為兩代:當(dāng)Nb含量x（Nb）小于約25%時(shí)，在α2+（β/B2）+O三相區(qū)溫度范圍內(nèi)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(dāng) x（Nb）大于約 25%時(shí)，合金具有（β/B2）+O兩相區(qū)，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(diǎn)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(shí)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(jié)構(gòu)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(jié)果表明，Ta替代部分Nb，提高了合金β/B2轉(zhuǎn)變點(diǎn)溫度，有利于細(xì)化合金的微觀組織，隨著Ta含量的增加，材料屈服強(qiáng)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(xì)化魏氏組織，從而提高材料的強(qiáng)度［32］.添加B可以影響合金的高溫相變動(dòng)力學(xué)，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(guān)，熱處理溫度決定相變趨勢，而熱處理時(shí)間決定相轉(zhuǎn)變程度.由于擴(kuò)散動(dòng)力學(xué)原因，低溫下合金的相變難以達(dá)到熱力學(xué)平衡狀態(tài)，僅通過合金平衡相圖還不能準(zhǔn)確分析實(shí)際合金的相結(jié)構(gòu)，必須考慮熱處理時(shí)間對相轉(zhuǎn)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(dòng)力學(xué)TTT曲線，如圖3所示.Ti2AlNb基合金相變復(fù)雜，掌握相變規(guī)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(xué)性能.

圖3 Ti－22Al－25Nb合金的時(shí)間－溫度－轉(zhuǎn)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(gòu)成相α2、B2和O相

Ti2AlNb基合金的主要構(gòu)成相為α2、B2和O相，Ravi等人［33］的理論計(jì)算結(jié)果表明，這三相能量相近，因而在很寬的溫度范圍內(nèi)穩(wěn)定存在.

3.1 α2相

α2相為HCP結(jié)構(gòu)的有序相，化學(xué)計(jì)量Ti3Al，具有D019（hP8）結(jié)構(gòu)，具有P63/mmc對稱，該結(jié)構(gòu)的特點(diǎn)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(gè)亞晶格的位置由3個(gè) Ti原子和一個(gè) Al原子占據(jù)［33］.Ti2AlNb基合金中α2相在低溫下的析出或分解反應(yīng)動(dòng)力學(xué)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(dú)立滑移系少，可能的位錯(cuò)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(cuò)，由于缺乏＜c＞組分，導(dǎo)致局部應(yīng)力集中而產(chǎn)生解理斷裂，使塑性降低.形變誘發(fā)孿晶可以產(chǎn)生＜c＞型位錯(cuò)，但是這種變形在沒有引起無序轉(zhuǎn)變的情況下，在室溫下不能發(fā)生.而微孿晶的出現(xiàn)以及＜c＞型和＜c+a＞型位錯(cuò)的出現(xiàn)，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(jié)構(gòu).其中β相為無序BCC結(jié)構(gòu)，B2相為有序BCC結(jié)構(gòu).Ti2AlNb基合金經(jīng)過固溶處理后，其高溫BCC的β相隨溫度的降低會發(fā)生有序無序轉(zhuǎn)變，生成有序BCC的B2相，該轉(zhuǎn)變?yōu)槎壪嘧?吳波［34］運(yùn)用量子力學(xué)從頭算法計(jì)算了Ti2AlNb基O相端基化合物的總能，進(jìn)而研究了O相的有序無序轉(zhuǎn)變.研究結(jié)果表明，O相中Al原子始終傾向于占據(jù)γ亞晶格，Ti原子傾向于占據(jù)α亞晶格，Nb原子傾向于占據(jù)β亞晶格.隨著O相有序度的增加，原子可動(dòng)性變差，合金的強(qiáng)度、硬度和彈性性能都相應(yīng)提高.有序無序轉(zhuǎn)變對力學(xué)性能的影響有待于進(jìn)一步研究.成分的變化對B2←→β的有序/無序轉(zhuǎn)變溫度有較大的影響，通常增加Al和O含量會提高轉(zhuǎn)變溫度，此外，Nb含量不同對有序無序轉(zhuǎn)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(dāng)B2晶粒尺寸很大時(shí)，斷裂方式是解理斷裂，當(dāng)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(jié)構(gòu)，空間群序號為63，空間群為 Cmcm，點(diǎn)陣常數(shù)見表2［26，35］，化學(xué)計(jì)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(shù)［26，35］Table 2 Phase lattice parameters of Ti2 AlNb － based alloys［26，35］

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

（1）O相可以通過HCP－D019結(jié)構(gòu)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(zhuǎn)變可以看成是Ti和Nb原子在α2相亞晶格上的進(jìn)一步有序排列，α2相晶格發(fā)生畸變，這樣產(chǎn)生的O相有利于形成一種鑲嵌結(jié)構(gòu).根據(jù)空間群與子群的關(guān)系分析得出，O相的形成有兩種方式:一種是當(dāng) Ti3Al－Nb合金中 x（Nb）小于15%時(shí)，O相通過α2相的一致有序化形成;另一種是當(dāng)x（Nb）大于20%時(shí)，B2相經(jīng)過中間過渡相B19轉(zhuǎn)變?yōu)镺相.

（2）B2相通過B19結(jié)構(gòu)的中間過渡相（一般稱O'相）向O相轉(zhuǎn)變，而B19過渡相可通過B2結(jié)構(gòu)的（111）［110］方向的位移波產(chǎn)生切變形變來形成，其中一個(gè)亞晶格被Ti原子所占據(jù)，另一個(gè)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(jié)構(gòu).

（3）固溶態(tài)α2合金發(fā)生相分解的結(jié)果［38］.當(dāng)α2相中的Nb過飽和時(shí)，α2相將分解形成貧Nb區(qū)和富Nb區(qū)，其中的富Nb部分的α2相點(diǎn)陣發(fā)生變形，且成分發(fā)生微小變化，形成O相，轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力是固溶引起的應(yīng)變能.

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

α2和B2之間的取向關(guān)系遵從著名的Burgers位向 關(guān) 系:［111］B2∥ ［1120］α2，（011）B2∥（0001）α2.α2和 O 之間的取向關(guān)系:［0001］α2∥［001］o，（1010）α2∥（110）o.B2 和 O 之間的取向 關(guān) 系:［111］bcc∥ ［110］o，（110）bcc∥（001）o［35］.Li等人［35，39］采用 EBSD 技術(shù)，對 O相合金晶界特性，包括65（°）、90（°）錯(cuò)配角的形成進(jìn)行了深入的分析，研究結(jié)果表明，O/O晶界主要形成65（°）、90（°）錯(cuò)配角晶界，在低于 β 相轉(zhuǎn)變溫度下熱機(jī)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(cuò)配角的晶界，其次形成90（°）錯(cuò)配角的晶界，其中65（°）錯(cuò)配角晶界是由約40%（110）孿晶界面繞［001］旋轉(zhuǎn)形成;而高于β轉(zhuǎn)變溫度熱機(jī)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(cuò)配角，這可以通過BCC/O相位向關(guān)系來解釋.

O相的斷裂方式也是解理斷裂，在變形過程中發(fā)現(xiàn)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(shù)研究了室溫下B2、O相的滑移變形，研究結(jié)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(xì)化粗大鑄態(tài)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(fā)動(dòng)機(jī)的葉片或渦輪盤.

等溫鍛造之前，Ti2AlNb基合金一般都要經(jīng)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(jìn)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(qū)或α2+B2+O三相區(qū)，這樣有利于防止晶粒粗化，從而把動(dòng)態(tài)再結(jié)晶后細(xì)小的組織保留到室溫，對于提高室溫塑性和強(qiáng)度都有利.

多向等溫鍛是自由鍛造工藝的一種，已經(jīng)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(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶溫度下降，這樣就可以在更低溫度下進(jìn)行鍛造，獲得細(xì)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(shí)用化研究中最為重要的課題之一.20世紀(jì)80年代后期，日本和美國分別啟動(dòng)了等溫軋制和熱包套軋制.軋制工藝參數(shù)包括軋制溫度、應(yīng)變速率以及每道次應(yīng)變量.Ti2AlNb基合金軋制溫度范圍為α2+B2兩相區(qū)或α2+B2+O三相區(qū)，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(guān)重要，具有均勻超細(xì)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(xué)性能

Ti2AlNb基合金力學(xué)性能取決于合金成分、相組成及體積分?jǐn)?shù)、熱機(jī)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(nèi)，具有優(yōu)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(xué)性能.O相的本征塑性高于α2相.晶界分布的α2相對強(qiáng)度和塑性不利，易于導(dǎo)致裂紋在晶界處萌生.研究表明，通過后續(xù)熱處理減少α2相，進(jìn)而減少α2/α2晶界，可以使延伸率提高 2.5倍，同時(shí)強(qiáng)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(chǎn)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(yōu)化的強(qiáng)度和韌性的結(jié)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(yīng)力集中［16］.當(dāng)B2相體積分?jǐn)?shù)大于15%時(shí)就可以減少界面處的應(yīng)力集中效應(yīng)，否則，在低應(yīng)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(shí)會降低塑性和斷裂韌性.當(dāng)x［Al］超過25%時(shí)，斷裂韌性和塑性極低，傳統(tǒng)的加工方法難以適用，無法工業(yè)化生產(chǎn).Nb含量增加時(shí)，無論對等軸組織還是層片狀組織，合金的拉伸強(qiáng)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(wěn)定結(jié)構(gòu)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(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)材料.為了提高Ti2AlNb基合金的綜合力學(xué)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(jìn)行改性是一種有效的方法.但目前這方面的文獻(xiàn)較少.

在Ti2AlNb基合金實(shí)用化進(jìn)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(shù)是指利用材料在一定溫度和應(yīng)變速率范圍內(nèi)表現(xiàn)出的超塑性行為而進(jìn)行材料加工成形的一種技術(shù).超塑性成形尤其適用于成形力學(xué)性能差、難加工的材料，在航空、航天領(lǐng)域的結(jié)構(gòu)制造方面顯示出了巨大的優(yōu)越性.表4列出典型的Ti2AlNb基合金超塑性變形的一些結(jié)果［22，43～46］.

表 4 Ti2 AlNb 基合金超塑性總結(jié)［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(gòu)成，因此，其超塑性變形過程很復(fù)雜［43］.主要是受晶格擴(kuò)散所控制的晶界滑動(dòng)機(jī)制，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是該合金超塑性變形的重要協(xié)同機(jī)制［45］.Ti2AlNb合金超塑性變形的激活能數(shù)值，約在239～327 kJ/mol之間.根據(jù)Boehlert的研究結(jié)果，O+B2兩相合金的晶界自擴(kuò)散控制時(shí)的激活能為171 kJ/mol，晶格擴(kuò)散控制時(shí)為265～331 kJ/mol.表明合金在超塑性變形過程是晶格擴(kuò)散協(xié)調(diào)控制的.Ti2AlNb合金在超塑性變形過程中，O相、B2相的擴(kuò)散溶解行為對空洞的長大有較強(qiáng)的抑制作用，超塑性變形過程中的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶在一定程度上促進(jìn)了晶粒細(xì)化.

6 Ti2 AlNb基合金焊接

在Ti2AlNb基合金實(shí)用化進(jìn)程中，必須面對宇航部件結(jié)構(gòu)復(fù)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(shù)研究已經(jīng)成為此類材料推廣應(yīng)用的關(guān)鍵環(huán)節(jié).迄今為止，關(guān)于該合金焊接技術(shù)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(kuò)散焊、過渡液相（Transient liquid phase，TLP）擴(kuò)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(jié)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(shù)對厚度不同的Ti2AlNb基合金板進(jìn)行電子束焊接，并進(jìn)行了不同制度的焊后熱處理.研究結(jié)果表明，焊縫接頭熔合區(qū)為粗大的柱狀有序β/B2相，經(jīng)焊后熱處理，熔合區(qū)變?yōu)榫W(wǎng)籃組織.

鄒貴生等人［47］采用Gleeble1500D熱－力學(xué)模擬試驗(yàn)機(jī)對Ti－22Al－25Nb合金進(jìn)行固態(tài)擴(kuò)散連接，得到具有理想的室溫和高溫強(qiáng)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(jìn)行TLP擴(kuò)散連接，在連接溫度和保溫時(shí)間分別為970℃和90 min，且采用慢冷工藝時(shí)，室溫組織為B2相基體和少量 α2、O相，接頭室溫強(qiáng)度為1 018 MPa，達(dá)到母材強(qiáng)度的93%.

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

7 結(jié)語

輕量化、高效能、低成本是航空航天飛行器結(jié)構(gòu)發(fā)展的主要目標(biāo).輕質(zhì)耐高溫的Ti2AlNb基合金具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能，因而已經(jīng)成為最具潛力的新型航空航天輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料.Ti2AlNb基合金研發(fā)過程中蘊(yùn)含著以下幾個(gè)關(guān)鍵的問題:（1）通過材料成分設(shè)計(jì)、相圖計(jì)算，獲得輕質(zhì)、且綜合性能優(yōu)異的Ti2AlNb基合金;（2）通過優(yōu)化熱加工工藝及后續(xù)熱處理，實(shí)現(xiàn)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(jié)晶機(jī)制、相變及位錯(cuò)滑移機(jī)理;（3）Ti2AlNb基合金大尺寸復(fù)雜構(gòu)件成形;（4）焊接方法與制度的研究.

［1］McAndrew JP，Simcoe C R.WADD Technical Report 60－99［J］.Wright－ Patterson Air Force Base，1960:31 －37.

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

［3］ Banerjee D .The intermetallic Ti2AlNb［J］.Prog Mater Sci，1997，42:135－158.

［4］ Kumpfert J.Intermetallic alloysbased on orthorhombic titanium aluminide［J］.Adv Eng Mater，2001，3:851 －864.

［5］ Froes F H ，Suryanarayana C，Eliezer D.Review:synthesis，properties and applications of titanium aluminides［J］.JMater Sci，1992，27:5113 －5140.

［6］司玉峰，孟麗華，陳玉勇.Ti2AlNb基合金的研究進(jìn)展［J］.宇航材料工藝，2006:10－13.

（Si Y F，Meng L H，Chen Y Y.Research development of Ti2AlNb － based alloy［J］.Aerospace Mater Technol，2006:10－13（in Chinese）.）

［7］ Rowe R G.Tri－titanium aluminide alloys containing at least eighteen atom percentniobium:United States，5032357［P］.1991.

［8］ Blackburn M J，Smith M P. Titanium aluminum alloys containing niobium，vanadium and molybdenum: United States，4，716，020［P］.1987.

［9］Mizuhara H.Method of brazing parts of Ti－Al－Nb alloy:United States，4，957，236［P］.1990.

［10］ Rowe R G，Niskayuna N Y.Orthorhombic titanium niobium aluminide with vanadium: United States， 5，205，984［P］.1993.

［11］ Carisey T E，Banerjee D，F(xiàn)ranchet JM，et al.Titanium －based intermetallic alloys: United States， 6，132，526［P］.2000.

［12］ Thomas M，Marty M，Naka S.Titanium aluminide which can be used at high temperature:United States，6，176，949 B1［P］.2001.

［13］ Boehlert C J.Ti，Al and Nb alloys:United States，7，682，473，B2［P］.2010.

［14］ Boehlert C J，Miracle D B.Part the creep behavior of Ti－Al－ Nb O+Bcc orthorhombic alloys［J］.Metall Mater Trans A，1999，30A:2349－2367.

［15］ Boehlert C J. The effects of forging and rolling on microstructure in O+BCC Ti－ Al－ Nb alloys［J］.Mater Sci Eng，2000，A279:118 －129.

［16］ Boehlert C J.Part3.The tensile behavior of Ti－Al－Nb O+Bcc orthorhombic alloys［J］.Metall Mater Trans A，2001，32A:1977－1988.

［17］ Boehlert C J，Bingert JF.Microstructure，tensile，and creep behavior of O+BCC Ti2AlNb alloys processed using induction－ float－ zone melting［J］.JMater Process Technol，2001，117:400－408.

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

［19］ Graves JA，Smith PR，Rhodes CG.Evalution of an SCS/Ti－22Al－23Nb“orthorhombic composite”［C］//Mat Res Soc Symp Proc.Materials Research Society，1992，273:43－52.

［20］ Emura S，Yang S J，Hagiwara M.Room－temperature tensile and high－cycle－fatigue strength of fine TiB particulatereinforced Ti－22Al－27Nb composites［J］.Metall Mater Trans A，2004，35A:2971－2979.

［21］ Feng T，Emura S，Hagiwara M.Effect of compositional modification on microstructure and mechanical properties of orthorhombic Ti2AlNb － based alloys［C］//In:L Zhou，D Eylon，G Lutjering and C Ouchi. Eds. Titanium ’98，Proceedings of Xi＇an International Titanium Conference（IXTC＇98）， International Academic Publishers， Beijing， China.1999，8:395－401.

［22］ Shagiev M R，Galeyev R M，Valiakhmetov O R，et al.Improved mechanical properties of Ti2AlNb－based intermetallic alloys and composites［J］.Advanced Materials Research，2009，59:105－108.

［23］張翥，王群驕.鈦的金屬學(xué)和熱處理［M］.北京:冶金工業(yè)出版社，2009.

（Zhang Z，Wang Q J.Physicametallurgy and heat treatmentof titanium［J］.Beijing:Metallurgical Industry Press，2009.）

［24］彭繼華，李世瓊，毛勇，等.Ta對Ti2AlNb基合金微觀組織和高溫性能的影響［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2000，10:50－54.

（Peng J H，Li S Q，Mao Y，et al.Effect of Ta on microstructures and high temperature tensile properties for Ti2AlNb based alloys［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2000，10:50－54.）

［25］曾衛(wèi)東，徐斌，何德華，等.應(yīng)用加工圖理論研究Ti2AlNb基合金的高溫變形特性［J］.稀有金屬材料與工程，2007，36:592－596.

（Zeng W D，Xu B，He D H，et al.Hot deformation characteristics of Ti－22Al－25Nb alloy using processingmaps［J］.Rare Metal Mater Eng，2007，36:592 －596.）

［26］ Wu B，Zinkevich M ，Aldinger F，et al，Prediction of the ordering behaviours of the orthorhombic phase based on Ti2AlNb alloys by combining thermodynamic model with ab initio calculation［J］.Intermetallics，2008，16:42 － 51.

［27］楊銳，郝玉琳，EG Obbard，等.鈦合金中的正交相變及其應(yīng)用［J］.金屬學(xué)報(bào)，2010，46:1443－1449.

（Yang R，Hao Y L，Obbard E G，et al.Orthorhombic phase transformations in titanium alloys and their applications［J］.Acta Metall Sinica，2010，46:1443 －1449.）

［28］張建偉，李世瓊，梁曉波，等.Ti3Al和Ti2AlNb基合金的研究與應(yīng)用［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2010，10（S1）:s336－s340.

（Zhang J W，Li S Q，Liang X B，et al.Research and application of Ti3Al and Ti2AlNb based alloys［J］.Chinese Journal of Nonferrous Metals，2010，20（S1）:s336 －s340.）

［29］瓦.N.莫依謝耶夫，董寶明，張勝，等.，鈦合金在俄羅斯飛機(jī)及航空航天上的應(yīng)用［M］.北京:航空工業(yè)出版社，2008.

（Moiseyev V N，Dong B M，Zhang S，et al.Titanium alloys:russian aircraft and aerospace applications［M］.Beijing:Aircraft Industry Press，2008.）

［30］ Leyens C，Gedanitz H.Long－term oxidation of orthorhombic alloy Ti－22Al－25Nb in air between 650 and 800 ℃［J］.Scripta Mater，1999，41:901－906.

［31］張永剛，韓雅芳，陳國良，等.金屬間化合物結(jié)構(gòu)材料［M］.北京:國防工業(yè)出版社，2001.

（Zhang Y G，Han Y F，Chen G L， et al.Structural Intermetallics［M］. Beijing: National Defence Industry Press，2001.）

［32］ Yang S J，Nam SW，Hagiwara M.Phase identification and effect of W on the microstructure and micro－h(huán)ardness of Ti2AlNb － based intermetallic alloys［J］.J Alloys Compds，2003，350:280－287.

［33］ Ravi C，Vajeeston P，Mathijaya S，etal.Electronic structure，phase stability，and cohesive properties of Ti2XAl（X=Nb，V，Zr）［J］.Physical Review B，1999，60:15 683－15 690.

［34］吳波.Ti2AlNb基合金的制備工藝、組織和力學(xué)性能研究［D］.北京:北京有色金屬研究總院，2002.

（Wu B.Investigation on the preparation microstructure and mechanical performance of Ti2AlNb － based alloys［D］.Beijing:Beijing general research institute of nonferrousmetals，thesis，2002.）

［35］ Li D Q，Boehlert C J.Processing effects on the grain －boundary character distribution of the orthorhombic phase in Ti－Al－ Nb alloys［J］.Metall Mater Trans A，2005，36A:2569－2584.

［36］ Kazantseva N V，Demakov S L，Popov A A.The physics of metals and metallography［J］.2007，103:388 － 394.

［37］ Kazantseva N V，Demakov S L，Popov A A.Microstructure and plastic deformation of orthorhombic titanium aluminides Ti2AlNb.3 Formation of transformation twins upon the B2－O phase transformation［J］. The Physics of Metals and Metallography，2007，103:378－387.

［38］ Wu Y，Yang D Z，Song GM.The formationmechanism of the O phase in a Ti3Al－ Nb alloy［J］.Intermetallics，2000 ，8:629－632.

［39］ Li D Q，W right S I，Boehlert C J.The grain boundary character distribution of a fully－orthorhombic Ti－25Al－24Nb（at.%）alloy［J］.Scripta Mater，2004，51:545 －550.

［40］ Popille F， Douin J. Comparision of the deformation microstructures at room temperature in O and B2 phases of a Ti2AlNb alloy［J］.Journal de Physique，1996，6:C2 － 211－216.

［41］ Rowe RG，Kim YW，Boyer eds R R.Microstructure/property relationships in titanium aluminides and alloys［J］.TMS －AIME，Warrendale PA，1991:387.

［42］ Boehlert C J，Majumdar B S，Krishnamurthy S，et al.Role of matrixmicrostructure on room－temperature tensile properties and fiber－strength utilization of an orthorhombic Ti－alloybased composite［J］.Metall Mater Trans A，1997，28A:309－323.

［43］郭和平，曾元松，李志強(qiáng).O相合金Ti2AlNb的超塑性研究進(jìn)展［J］.航空制造技術(shù)，2009:64－67.

（Guo H P，Zeng Y S，Li Z Q.Research progress of superplasticity of intermetallic Ti2AlNb orthorhombic alloys［J］.Aeronautical Manufacturing Technol，2009:64 －67.）

［44］ Rosenberg Y，Mukherjee A K.The superplastic properties of a Ti3Al－Nb alloy［J］.Mater Sci Eng A，1995，192 －193:788－792.

［45］孫福生，馬濟(jì)民，曹春曉 .Ti3Al基合金超塑性形變的微觀觀察［J］.金屬學(xué)報(bào)，1994，30:B465－B470.

（Sun F S，Ma J M，Cao C X.Microscopic observation of superplastic deformation in a Ti3Al alloy［J］.Acta Metall Sinaca，1994，30:B465 －B470.）

［46］王新，盧斌，王娟華，等.退火態(tài)Ti2AlNb合金板材的超塑性變形行為［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2010，20（S）:s289－s292.

（Wang X，Lu B，Wang JH，et al.Superplastic deformation behavior of annealed Ti2AlNb alloy sheet［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2010，20（S）:s289－s292.）

［47］鄒貴生，白海林，謝二虎，等.O相合金Ti－22Al－25Nb固態(tài)擴(kuò)散連接［J］.中國有色金屬學(xué)報(bào)，2008，18:577－582.

（Zou GS，BaiH L，Xie EH，etal.Solid diffusion bonding of Ti－22Al－ 25Nb O phase alloy［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals，2008，18:577 －582.）

［48］錢錦文，李京龍，侯金保，等.Nb+Ni中間層對Ti2AlNb與GH4169擴(kuò)散連接接頭組織與性能影響［J］.航空材料學(xué)報(bào)，2009，29:57－62.

（Qian JW，Li J L，Hou J B，et al.Microstructures and mechanical properties of diffusion bonded Ti2AlNb and GH4169 joints by using Nb+Ni interlayer［J］.JAeronautical Mater，2009，29:57－62）.

［49］ Sheng ZG.，Hu X E，Lin B H，et al.A study on transient liquid phase diffusion bonding of Ti－ 22Al－25Nb alloy［J］.Mater Sci Eng，2009，A499:101－105.

［50］譚立軍，姚澤坤，周偉，等.Ti－22Al－25Nb與TC11異種鈦合金的線性摩擦焊接［J］.塑性工程學(xué)報(bào)，2009，16:135－138.

（Tan L J，Yao ZK，Zhou W，et al.Linear friction welding of dissimilar titanium alloys Ti－22Al－25Nb and TC11［J］.J Plasticity Eng，2009，16:135－138）.

［51］ Wang G Q，Wu A P ，Zou G S，et al.Bending properties and fracture behavior of Ti－23Al－17Nb alloy laser beam welding joints［J］.Tsinghua Science and Technology，2009，14:293－299.

［52］朱瑞燦，吳國清，黃正，等.Ti2AlNb基合金板材電子束焊接焊縫組織研究［J］.航空制造技術(shù)，2007，增刊:412－415.

（Zhu R C，Wu G Q，Huang Z，etal.Microstructure of EB －welded joints of Ti2AlNb based alloy sheet［J］.Aeronautical Manufacturing Technol，2007（S）:412 －415.）

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(yè)大學(xué)副教授;沈軍 （1965—），男，哈爾濱工業(yè)大學(xué)教授，E －mail:junshen@hit.edu.cn.