Ti2AlNb合金研究与展望
刘石双，曹京霞，周 毅，戴圣龙，黄 旭，曹春晓
(中国航发北京航空材料研究院 先进钛合金重点实验室，北京 100095)
摘 要：
Ti2AlNb合金是新一代航空发动机关键材料，具有低密度、高比强度、抗蠕变和抗氧化等优异特点，使其成为航空发动机用很有前途的轻质高温结构材料。本文综述了近年来国内外关于Ti2AlNb合金的研究进展，从Ti2AlNb合金的合金化、相变、组织演变和力学性能四个方面的研究成果进行了简要回顾，旨在更好地指导Ti2AlNb合金在航空领域的工程应用，同时，指出Ti2AlNb合金亟待解决的问题，并对其在航空发动机上的应用进行了展望。
关键词：
Ti2AlNb合金；合金化；相变；组织演变；力学性能；工程应用；
文章编号：1004-0609(2021)-11-3106-21 中图分类号：TG146.2 文献标志码：A
引文格式：刘石双, 曹京霞, 周 毅, 等. Ti2AlNb合金研究与展望[J]. 中国有色金属学报, 2021, 31(11): 3106-3126. DOI: 10.11817/j.ysxb.1004.0609.2021-42420
LIU Shi-shuang, CAO Jing-xia, ZHOU Yi, et al. Research and prospect of Ti2AlNb alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2021, 31(11): 3106-3126. DOI: 10.11817/j.ysxb.1004.0609.2021-42420
先进高推重比航空发动机的技术进步强烈依赖于具有低密度、高强度、耐高温和抗氧化等综合性能优异的新材料，充分体现了“一代新材料，一代新型发动机”的观点[1]。常用的金属材料中，镍基高温合金密度高，限制了航空发动机推重比的提高；钛合金虽密度低，但因其有限的高温抗氧化能力和蠕变抗力，只能应用于600 ℃以下[2]，为此，迫切需要开发一种兼具高温合金热强性及钛合金低密度的新材料，用于发动机的特定高温部件，以提高推重比和使用可靠性。
Ti-Al系合金正是顺应这一要求发展的新材料，其中Ti2AlNb合金开发于20世纪90年代，通过在Ti3Al合金中添加β稳定元素Nb，形成的一种以O相为主要组成相的新材料[3]。与γ-TiAl合金相比，Ti2AlNb合金具有更高的室温塑性、断裂韧度和更强的抗裂纹扩展能力；与镍基高温合金相比，使用Ti2AlNb合金可减轻质量近40%，同时还突破了钛合金600 ℃应用的“热障”问题，使其可以在650~750 ℃温度范围内长期使用，成为新一代航空航天领域很具应用前景的高温轻质结构材料[2, 4-6]，适于制造航空发动机压气机盘、整体叶盘和机匣等关键部件。
近年来，在新一代先进航空发动机减重设计需求的牵引下，Ti2AlNb合金的研究工作和工程应用倍受关注。本文作者分析了Ti2AlNb合金的合金化、相变、组织演变和力学性能的特点，指出了当前Ti2AlNb合金研究亟待突破的技术难点，展望了Ti2AlNb合金的应用前景。
1 Ti2AlNb合金的合金化
Ti2AlNb合金成分(摩尔分数)通常为Ti-(18%~ 30%)Al-(12.5%~30%)Nb[5]，其中Nb是Ti2AlNb合金主要的合金化元素。图1所示为Ti-22Al-xNb[4]和Ti-25Al-xNb[7]随Nb含量(摩尔分数，%)变化的垂直截面相图。由图1可见，O相能够在较宽的Nb含量范围内稳定存在。依据Nb含量的不同，可将Ti2AlNb合金分为两类：1) Nb含量小于25%时，主要合金有Ti-25Al-17Nb、Ti-21Al-22Nb和Ti-22Al-23Nb等，经β/B2+α2+O三相区处理得到三相合金；2) Nb含量大于等于25%时，主要合金有Ti-22Al-25Nb和Ti-22Al-27Nb等，经β/B2+O两相区处理得到两相合金，采用某种特定的热处理工艺及冷却方式时，组织中可以保留部分α2相。在Ti2AlNb合金Ti-Al-Nb三元系合金化的基础上，依据改善合金综合力学性能、降低密度、降低低成本和提高热加工工艺塑性等考虑，进行成分优化，制备出了一系列多元系Ti2AlNb合金。
为了进一步提升Ti2AlNb合金的关键力学性能，可以调整Ti、Al和Nb含量，添加其他合金化元素如Mo、Zr、Fe、Ta、W、Si、V等，这些合金化元素均起到固溶强化的作用。表1列出了各个合金元素对Ti2AlNb合金显微组织和力学性能的影响。增加Al含量，可以提高Ti2AlNb合金的抗氧化性、拉伸强度和弹性模量，但降低塑性和断裂韧性，并降低成形工艺塑性[2, 8-11]，当Al含量超过25%~ 26%时，合金显著脆化；当Al含量一定，Nb含量从15%增加27%时，合金强度、蠕变抗力和断裂韧性均有提高[2, 6]，同时，Nb含量提高会增大合金密度，降低抗氧化性能[12]，并且不利于铸锭凝固组织合金成分的均匀化分布，增加熔炼难度[5]。通过添加Mo和Zr，替代部分Nb，在不影响合金屈服强度和塑性的前提下[11]，可以细化O相片层组织[13]，保证合金具有较高的抗氧化[14]、蠕变抗力[11, 15]和良好的高温性能[2, 15]。添加Fe替代部分Nb，可以提高高温拉伸屈服强度和极限抗拉强度[15]。添加V可以提高室温塑性，但会损失强度和抗氧化性。添加W可以细化片层组织，从而提高合金高温拉伸强 度[16]。添加Ta代替Nb，可以增加O相和B2相的强度，还通过细化O相片层厚度来提高B2+O基体的强度，还能保持较高的高温拉伸塑性[10, 17]，同时，还可以提高β/B2相转变温度[18]。添加0.3%~0.9%(摩尔分数，%)的Si可以改善合金在650 ℃和750 ℃时的抗氧化性能，提高近20%蠕变抗力，同时会降低室温塑性和断裂韧性[12]。增加O相含量可以提高β/B2相转变温度，降低塑性[2]，提高强度[6]。
图1 Ti-Al-Nb系合金相图[4, 7]
Fig. 1 Phase diagrams of Ti-Al-Nb alloy[4, 7]
表1 合金化对Ti2AlNb合金显微组织和力学性能的影响
Table 1 Effect of alloying on microstructure and mechanical properties of Ti2AlNb alloy
综上所述可知，通过调节Al、Nb摩尔比或添加Mo、Zr、Fe、Ta、W、Si、V等合金化元素对Ti2AlNb合金的强度、塑性、抗氧化和抗蠕变等力学性能均有显著的影响。但是，Ti2AlNb合金的合金化研究难点是如何使合金具有室温强度和塑性良好匹配的同时，具有较高的抗氧化和抗蠕变等高温性能。过高的Al和Nb含量会引起合金塑性和抗氧化性能的下降，因而，Al和Nb二者比例应该控制在某个范围内，一般Al控制在25%以下，Nb控制在27%以下。而Fe、V、W、Si和Ta等元素在改善合金部分性能的同时会损失其他重要性能或增加合金成本。添加适量的Mo、Zr替代部分Nb，可以使合金获得强度、塑性和蠕变性能的良好匹配，而不会使合金损失其他性能。值得注意的是，O、C和N等间隙元素对Ti2AlNb合金组织和性能也有显著影响，但是关于间隙元素对合金显微组织和力学性能的研究较少，尤其是关于间隙元素对Ti2AlNb合金疲劳性能的影响研究罕见报道。
2 O相形成机制
1988年，印度国防冶金实验室BANERJEE研究团队[3]在研究β相区淬火时效处理的Ti-25Al-12.5Nb合金时，首次发现了具有有序正交结构的O相，化学计量式为Ti2AlNb，称为Ti2AlNb合金(也称O相合金)。Ti2AlNb合金具有β/B2相、α2相和O相三种相结构，合金的组成相可以单相存在，也可以两相或三相共存，这取决于热处理温度和合金成分，B2相、α2相和O相的晶体结构如图2所示[19]，各相的晶体结构参数见表2。
β/B2相为体心立方(BCC)结构，其中，β相为无序结构，空间群为
，在高温下存在；B2相为有序结构[20]，空间群为
，在相对低温下存在。O相合金在接近合金熔点时会发生β相与B2相的无序-有序转变(为二级相变)[5, 21]，B2相可动滑移系较多，塑性好，一般以B2相为母相。
α2相为密排六方(HCP)结构，化学计量式为Ti3Al，晶体中Ti和Al原子占位有序[4]，Ti和Al原子随机排列在亚点阵位置，空间群为P63/mmc，变形过程中α2相可被激活的滑移系较少，变形困难，为合金的脆性组成相[21]，在高温下由B相基体析出，在低温下可以稳定存在不易发生分解[22]。
图2 Ti2AlNb合金各相的晶体结构[19]
Fig. 2 Crystal structures of Ti2AlNb alloy[19]
表2 Ti2AlNb合金的相结构参数
Table 2 Phase structure parameters of Ti2AlNb alloy
O相为有序正交(Orthorhombic)结构[23-24]，空间群为Cmcm，该相中的Ti、Al、Nb摩尔比为2:1:1，3种原子各自占据特定的晶格位置，原子排列方式与α2相相似，其中Ti和Nb原子在α2相亚晶格点阵中进一步有序化，可认为是α2相晶格的一种微小畸变形式，塑性介于α2相和B2相之间[25]。
杨锐等[26]概括了钛合金中正交相变和有序化转变之间的关系，如图3所示，Ti2AlNb合金可以通过在Ti3Al合金中添加Nb获得，也可以通过正交结构马氏体α″有序化获得。但迄今为止，关于O相热力学稳定成分和温度范围还存有争议，基于相变动力学原因，尚未能获得Ti2AlNb合金单晶，使得O相晶体结构、原子占位以及许多物理性质仍不明确[5]。
关于Ti2AlNb合金或Ti3Al-Nb合金中O相的形成机制也有争议，由于母相不同，根据现有的研究结果总结得出O相的形成机制有B2→O、α2→O和B2+α2→O三类。
图3 钛合金正交相变、有序化及其关系[26]
Fig. 3 Orthorhombic transformation, ordering and their relationships in titanium alloys of Ti alloy[26]
2.1 B2相转变为O相机制
关于B2→O相变过程主要有两种观点，一种是通过B2相转变为B19中间过渡相，然后再向O相转变，而过渡相B19可通过B2相(111)[110]方向上的原子在应力诱导下产生切变位移来形成，随后亚稳态B19相通过进一步有序化形成O相[5, 27]，即B2→O相变过程包含两个连续多晶型转变，即首先发生B2→B19相变，然后发生B19→O相变。ZHOU等[27]研究了Ti-22Al-25Nb合金在选区激光熔化(SLM)过程中的物相变化，发现B2→O相变过程中过渡相B19相的存在是O相形成必不可少的，因此，在无扩散的情况下不可能通过B2相剪切型位移直接转变成O相，而是首先通过B2相形成亚稳态B19相，随后B19相进一步有序化形成O相。整个SLM过程的相变及机理可以描述成L→B2相发生剪切型位移→亚稳态B19相成分有序化→形成O相。BENDERSKY等[28]采用TEM技术研究了Ti-25A1-25Nb合金的相变过程，也证实B2→O相变过程发生了B2→B19→O两步相变。SADI等[29]指出B2→O相变过程为B2相晶格发生整体收缩，即沿B2晶格a轴收缩、沿B2晶格b轴和c轴扩展，其相变模型如图4所示[24]。B2→O相变的另一种机制是在高温环境下由B2相直接转变为O相[3, 21]，即发生B2→O相变。
图4 O相与B2相变过程示意图[29]
Fig. 4 Schematic diagram of O and B2 phases transformation process[29]
2.2 α2相转变为O相机制
α2相形成O相存在六种变体[3]，α2→O相变也有如下两种机制。
1) α2相晶格发生微小畸变，α2相晶格发生原子有序化形成O相，即发生α2→O相变[2-3]。BANERJEE等[3]研究发现O相与α2相选区电子衍射形式相似，认为O相是α2相晶格发生轻微畸变而形成的，α2相中[0001]、
和
方向分别等同于O相中[001]、[010]和[100]方向，α2相中
晶面等同于O相中(110)晶面。O相与α2相原子排列相似，晶格参数差别很小，这是由于O相中Nb原子在Ti的亚点阵上进一步有序排列，使α2相基面上的对称性降低，从而形成O相，与WU等[30]研究结果一致，也得出了O相与α2相具有相似的晶格结构，α2相棱柱面夹角为120°，而O相棱柱面夹角为118°，可以从图5所示晶胞模型来区分α2相和O相。
2) α2相发生调幅分解，即当α2相中Nb过饱和时，α2相晶格不能保持密排六方结构的对称性，α2相将分解成贫Nb区和富Nb区，通过Nb元素的扩散发生α2→α2(贫Nb)+O(富Nb)相变，富Nb区伴随着晶格畸变，且成分接近Ti2AlNb而形成O相，相变驱动力是固溶引起的畸变能[3, 5, 21, 30-31]。同时，WANG等[21]和HUANG等[32]研究均发现合金经固溶+时效处理后，细小O相片层分布在整个α2相晶粒内，可以是一个变体，也可以是α2+O两相混合体，由于α2相中Nb过饱和，晶格不能保持其密排六方的对称结构，发生晶格畸变，形成伪密排六方相，即O相。KHADZHIEVA等[33]研究Ti2AlNb合金中α2相的分解行为时，发现在时效过程中，在初生α2相片层内部有堆垛层错(SFs)产生，SFs吸收Nb元素后使得α2相中Nb过饱和而形成富Nb区和贫Nb区，富Nb区的α2相晶格畸变形成O相，初生α2相片层分解成交替分布的α2/O相片层，最终初生α2相片层消失，全部转变成O相片层，α2→O相变过程如图6所示[33]。
图5 α2相和O相晶胞模型[30]
Fig. 5 Crystal cell model of α2 and O phase[30]
图6 α2→O相变示意图[33]
Fig. 6 Schematic diagram of α2→O phase transformation[33]
2.3 (B2+α2)两相转变为O相机制
通过B2+α2→O包析反应在α2相周围形成边缘O相，称为Rim-O相，包析反应示意图及显微组织如图7所示，包析反应后形成一种镶嵌结构。BANERJEE等[3]研究证明，O相可以由α2+B2两相通过包析反应而形成。由于合金成分和热处理工艺的不同，可以观察到不同形态的O相和分布。HUANG等[32]在研究B2+α2双相状态合金热处理过程中的相变规律时发现，原始板材经热处理后在初生α2相周围会发现一层衬度呈灰色的相，经TEM分析证明，α2相边缘的相为O相，即α2相到O相转变产生了Rim-O相，源于B2+α2→O相变。O相经常在α2相周围作为包析边缘，是α2和B2相发生包析反应生成O相的结果[23-24]。
综上所述可知，目前提出的O相形成机制有5种，如图8所示，即：1) B2相直接转变为O相，即发生B2→O相变；2) B2相首先形成B19中间过渡相，然后B19相向O相转变，即发生B2→B19→O相变；3) α2相晶格发生微小畸变，发生α2→O相变；4) α2相发生调幅分解，形成贫Nb区和富Nb区，发生α2→α2(贫Nb)+O(富Nb)相变，其中贫Nb区为α2相，富Nb区为O相；5) 发生B2+α2→O包析反应形成Rim-O相。
图7 包析反应示意图[3]和包析反应组织[24]
Fig. 7 Schematic diagram and microstructure of peritectoid reaction
图8 O相形成机制
Fig. 8 Formation mechanisms of O phase
3 Ti2AlNb合金典型组织及组织调控
通过对O相形成机制的研究结果可以看出，其形成机制多样、复杂，其形成及形态强烈依赖于热机械加工过程，从而会影响合金的力学性能，因此，研究热加工及热处理过程中的组织演变规律对提高合金力学性能十分重要。通常，工业化条件下生产的Ti2AlNb合金主要通过真空自耗熔炼工艺制备，获得的Ti2AlNb合金铸锭晶粒较为粗大，塑性较低，无法满足工程化应用要求，需要通过调控热机械加工工艺来细化晶粒尺寸，调节组织中的相组成、相比例及相尺寸等参数，以获得工程化应用所需的综合力学性能。
3.1 Ti2AlNb合金典型组织
Ti2AlNb合金具有本征脆性的特征，热加工工艺塑性低于传统钛合金材料，为生产Ti2AlNb合金航空构件，如发动机盘锻件、机匣环锻件和导弹发动机涡轮转子等，基于传统钛合金所采用的热工艺方法，主要开发了锻造[34]、挤压[35]、旋压[36]、增材制造[27]、轧制[37]和热等静压[37]等成形工艺，通过在不同相区热加工和热处理可以获得多样的显微组织形态，主要有等轴、双态和片层三种典型显微组织[2-3, 22, 24]。
1) 等轴组织：Ti2AlNb合金经低温B2+O两相区[10, 38]或B2+α2+O三相区[21, 23, 39]热变形后，原始组织中的粗大晶粒得到细化且发生等轴化，组织中的部分O相片层在热变形过程中发生动态球化向等轴状转变。合金经热变形后在B2+α2+O三相区或B2+O两相区进行固溶和时效处理冷却后可获得等轴组织，变形量越大、变形温度越低，等轴相含量越高，有时会在等轴α2相周围形成Rim-O相。因此，等轴组织的特征是初生等轴O/α2相、具有Rim-O相的等轴α2相连续分布于B2相基体中，形成等轴组织。在热机械加工过程中等轴组织的演变过程如图9所示[39]。
2) 双态组织：Ti2AlNb合金经B2+α2两相区变形后，通过在B2+α2两相区固溶后连续冷却或固溶后快冷＋时效处理均可获得双态组织[21, 23]，其中变形温度和固溶处理温度决定了组织中初生等轴α2相的比例，固溶和时效处理可以有效控制O相片层数量、尺寸和分布[40-41]，固溶获得粗O相片层，时效析出O相片层，初生α2相在时效过程中没有明显变化。同时，在B2+α2+O三相区变形[42]后在B2+O两相区热处理得到双态组织[10]。组织中初生等轴α2/O相及次生α2/O相片层分布于连续的β/B2相基体中，在β/B2转变温度以下进行热变形时，保留一定量的α2相，在热处理过程中，由于α2相的钉扎作用能够有效限制晶界的迁移，阻碍B2晶粒的长大[4]，图10所示为双态组织在热机械加工过程中的演变[8]。
3) 片层组织：Ti2AlNb合金经B2单相区固溶+ (O+B2)两相区时效[10]、B2单相区热处理后冷却[4, 43]、或者在B2单相区[34, 44-45]和B2+α2两相区(近B2相区)[42]变形后连续冷却均可得到片层组织。同时，当热变形后的组织经B2+α2+O三相区固溶处理后细O相片层固溶到B2相基体，后经B2+O两相区时效处理，细小O相片层从B2基体中析出，从而得到双尺寸片层组织，组织演变过程如图11所示[44, 46]。但是，经B2单相区热处理后得到的片层组织晶界一般较为平直，导致合金塑性较差，工程化应用一般不采用这种工艺方法。片层组织中的α2相片层或O相片层分布于连续的β/B2相基体中。
综上所述可知，Ti2AlNb合金经过不同热机械加工处理后的三种典型组织如图12所示[21, 23-24]，热机械加工工艺与组织的关系见表3。在β/B2转变温度以下进行热变形，然后在B2+α2+O三相区或B2+O两相区进行热处理冷却后可获得等轴组织；在β/B2转变温度以下进行热变形，然后在B2+O两相区热处理可获得双态组织；在B2单相区或高温B2+α2两相区进行热变形后连续冷却和B2单相区热处理可获得片层组织。
图9 Ti2AlNb合金等轴组织演变[39]
Fig. 9 Microstructures evolutions of equiaxed for Ti2AlNb alloy[39]
图10 Ti2AlNb合金双态组织演变[8]
Fig. 10 Microstructures evolutions of bimodal structure for Ti2AlNb alloy[8]
图11 Ti2AlNb合金片层组织演变[44, 46]
Fig. 11 Microstructures evolutions of lamellar structure for Ti2AlNb alloy[44, 46]
图12 Ti2AlNb合金典型组织[21, 23-24]
Fig. 12 Typical microstructures of Ti2AlNb alloy[21, 23-24]
表3 热机械加工与显微组织关系
Table 3 Relationship between thermo-mechanical processing and microstructure
3.2 Ti2AlNb合金组织调控
Ti2AlNb合金的显微组织与热加工、热处理、合金成分等密切相关，关于工艺-组织之间的关系开展了大量研究。根据图1(a)所示的Ti-22Al-xNb合金垂直截面相图，可以看出从低温到高温的相转变主要分为O→B2+O、B2+O→B2+α2+O、B2+ α2+O→B2+α2、B2+α2→B2四个阶段[16, 20, 24]。当合金成分一定时，可以区分合金各个相区的温度范围，进而制定热变形和热处理工艺来调控合金显微组织形态。Ti2AlNb合金相变复杂，其显微组织对热处理比较敏感，热处理工艺参数的变化会引起组织的细节变化。
1) Ti2AlNb合金铸锭组织经历如锻造、挤压、轧制等热成形工艺后可以使原始组织破碎，且随着变形量增加，由于驱动力的增大，片层组织明显破碎，形成更多的球形O相，原始片层之间界面清晰[35]，如图13所示。BOEHLERT[48]认为多向等温锻造成形工艺非常适用于Ti2AlNb合金，可以有效细化铸态组织，使组织进一步均匀化，片层取向更随机，为合金的二次加工提供板材。ZHANG等[49]也发现合金经历变形后，组织会细化。采用烧结和挤压工艺制备Ti2AlNb合金棒材，在挤压过程中，烧结态合金组织经过挤压后块状α2相消失，部分B2晶粒沿着挤压方向拉长，在原始B2晶界处发生部分动态再结晶现象(见图14)，B2晶粒得以细化，获得细晶强化效果[45]。
2) 固溶温度会显著影响Ti2AlNb合金的显微组织，ZHOU等[50]发现在低于B2单相区温度固溶时，由于晶界α2相的存在，B2晶粒尺寸没有明显改变，长大速度较慢；而在高于B2单相区温度固溶时，晶界α2相消失，B2晶粒迅速长大，获得全片层、大尺寸B2晶粒。随着固溶温度的升高，为降低界面能，原始组织中片层α2相和O相通过原子扩散逐渐等轴化、粗化，比例下降，B2相比例逐渐上升[51]。XUE等[20]分析了热处理对Ti-22Al-25Nb合金组织的影响，研究发现，随固溶温度的增加，组织中细小等轴O相合并或溶解到B2基体中，组织演变过程如图15所示。同时，固溶温度对时效过程的细小Ｏ相片层析出也有显著的影响，相同时效温度下，固溶温度越高，细小Ｏ相片层析出越多[8, 52-53]，时效温度可以有效调节细小O相片层比例。而当固溶温度一定时，随着固溶保温时间的延长，B2晶粒的长大速度下降[54]。
图13 Ti2AlNb合金不同变形量下的显微组织[35]
Fig. 13 Microstructures of Ti2AlNb alloy deformed under different conditions[35]
图14 Ti2AlNb合金不同状态下的显微组织[45]
Fig. 14 Microstructures of Ti2AlNb alloy under different conditions[45]
时效温度同样会影响Ti2AlNb合金的显微组织，WANG等[24]研究发现，与固溶组织相比，随时效温度的升高，α2相比例上升，α2相周围Rim-O相变厚，嵌在Rim-O内部的α2晶粒完全溶解，部分完全转变为等轴O相，并发生长大，此时，时效组织中均有细小O相片层析出，形貌如图16所示。O相的析出对时效温度敏感，当固溶温度相同时，随时效温度的升高，二次析出的细小O相片层比例下降，厚度增加[55-56]，长度下降，而初生粗片层厚度受时效温度的影响不明显[37, 49]。但是，时效处理对B2晶粒长大没有明显影响[50]。HUANG等[57]研究发现，当合金在α2+B2两相区时效处理时，片层α2相不像先前报道的那样稳定，在650 ℃退火时会自发的发生α2→B2+O相变，在基体中形成细小O相片层。
Ti2AlNb合金在时效过程中存在静态粗化行 为，在时效起初阶段受奥斯特瓦尔德熟化机制控制(见图17[58])，粗化明显，之后受边界分割和终止迁移机制控制。这是由于O相片层端面界面能与长轴不同，固溶原子的扩散导致O相片层粗化和分割。随时效时间的增加，O相片层不断粗化，O相和B2相的界面明显，粗化速率随固溶原子扩散浓度增加而增加；时效温度越高，O相片层粗化动力学越显著，与XUE等[59]研究结论一致，这是由于高温提供了更多加速O相片层增长的扩散激活能。同时，O相片层的厚度随时效时间的增加而增加，O相片层的生长过程受能量还原和B2相原子浓度平衡的驱动，在初始保温阶段，合金具有较高的储能，为原子扩散和边界扩散提供了驱动力，随着时效时间的延长，合金生长的驱动力和合金元素的浓度梯度减小，片层难以继续粗化。
图15 Ti2AlNb合金不同固溶温度下的组织演变[20]
Fig. 15 Microstructures evolutions of Ti2AlNb alloy at different solution temperatures[20]
图16 Ti2AlNb合金不同时效温度下的组织演变[24]
Fig. 16 Microstructures evolutions of Ti2AlNb alloy at different aging temperatures[24]
图17 Ti2AlNb合金中奥斯特瓦尔德熟化机制示意图[58]
Fig. 17 Schematic diagram of Ostwald ripening mechanism in Ti2AlNb alloy[58]
3) 冷却速率：不同的冷却速率会影响合金中的相组成和相比例。研究固溶组织经不同速率冷却时发现，水冷时，合金由连续B2相和少量残余的O相组成，炉冷后合金由大量的O相片层和不连续B2相组成[60]。可见，冷却速率较慢时，组织有足够的时间发生β/B2→O相变，且O相片层在较低的冷却速率过程中厚度较大[61]，在随后的时效过程中会析出更多的细小O相片层。
综上所述可知，Ti2AlNb合金的显微组织与热机械加工工艺密切相关，对变形工艺(锻造、轧制、挤压等成形工艺的变形量、变形温度等)和热处理工艺(加热温度、加热时间、冷却速率等)等参数均非常敏感，当Ti2AlNb合金成分确定时，可以通过控制热机械加工工艺来调控合金显微组织，工艺参数的差异可以使合金获得多样的显微组织类型，从而影响合金的力学性能。然而，关于工艺-组织关系的研究局限于定性分析或者定量分析几种显微组织，系统研究热机械加工工艺对合金组织演变规律的影响，这对获得所需的组织状态和力学性能十分重要。目前，变形工艺的研究局限于传统的锻造、轧制和热等静压等研究，关于挤压工艺对Ti2AlNb合金组织演变影响的研究还处于探索期，未见系统性报道。
4 Ti2AlNb合金力学性能
在评价Ti2AlNb合金在航空航天领域应用的前景时，要综合考虑合金的物理性能和力学性能。表4总结了Ti2AlNb合金与钛合金、镍基高温合金和γ-TiAl合金之间物理性能和力学性能上的差异，可见Ti2AlNb合金具有良好的物理性能和力学性能匹配，不存在明显不足之处。国内外对Ti2AlNb合金的力学性能做了大量的研究工作，主要集中于拉伸、断裂韧性、蠕变和疲劳行为的研究。
4.1 拉伸性能
Ti2AlNb合金的拉伸性能与合金成分以及热机械加工工艺等密切相关，表5列举了一些典型Ti2AlNb合金的拉伸性能。Ti2AlNb合金密度虽然比钛合金稍大，但较其具有较高的热强性能，密度仅约为镍基高温合金的60%，较TiAl合金相比具有较高的塑性，图18所示为Ti2AlNb合金与近α型钛合金、Ti3Al、IN718、TiAl等合金拉伸性能及高温比强度的对比。由图18可见，Ti2AlNb合金较其他航空领域常用的金属材料相比具有塑性、强度、密度和热强性的良好匹配。
合金元素会显著影响Ti2AlNb合金的拉伸性能，ZHANG等[62]研究了Ti-22Al-25Nb和Ti-22Al- 23.9Nb-1.1Mo合金室温和650 ℃拉伸性能，添加Mo使得Ti-22Al-23.9Nb-1.1Mo合金室温强度和塑性下降；而高温强度和塑性均有提高，这与高温加载下发生B2→O相变有关，Mo的添加有效细化了晶粒尺寸，细晶强化作用明显，有利于合金获得优异的高温拉伸性能。
表4 航空发动机用先进高温材料物理和力学性能
Table 4 Physical and mechanical properties of advanced high temperature materials for aero-engines
表5 典型Ti2AlNb合金室温拉伸性能
Table 5 Tensile properties of typical Ti2AlNb alloy at room temperature
图18 Ti2AlNb合金与近α钛合金、Ti3Al、IN718、TiAl等合金拉伸性能及比强度对比[19]
Fig. 18 Comparison of tensile properties and specific yield strength of Ti2AlNb alloy and to near-α titanium, Ti3Al, IN718 and TiAl alloy[19]
显微组织与拉伸性能密切相关，LI等[10]通过原位拉伸实验研究了Ti-22Al-27Nb和Ti-22Al-20Nb- 7Ta合金工艺-组织-性能之间的关系，双态组织具有强度和塑性的良好匹配，强度符合Hall-Petch关系[8-9]。B2晶粒尺寸对Ti2AlNb合金室温拉伸性能有显著影响，组织中等轴状α2相颗粒对B2晶粒生长具有钉扎作用，屈服强度、拉伸强度和伸长率均随B2相晶粒尺寸减少而增加，符合Hall-Petch关系，因此，具有细小B2晶粒尺寸的组织具有塑性和强度良好匹配[9, 23]。XUE等[8]研究了具有双尺寸O相片层组织的拉伸性能，粗O相片层在固溶中获得，使合金具有较高的塑性；细O相片层在时效中获得，使合金具有较高的强度。屈服强度对O相片层的厚度敏感，其厚度只取决于时效温度，屈服强度随片层厚度的增加而下降[63]。
O相比例和形态对合金的性能有显著影响，O相较α2相相比具有较好的强化效果，因此，等轴α2相颗粒的减少和O相片层比例的上升提高了合金的强度，但长时间时效析出大量的细小O相片层会恶化合金塑性[56-57, 64]。B2相比O相和α2相更有助于提高合金塑性，相对于O相片层厚度，B2相比例似乎对合金塑性的影响更大，GOGIA等[6]研究也得出O相片层越厚、B2相比例越大，合金塑性越高的结论。热挤压变形后会引入变形织构、细化了晶粒并消除了大块α2相，使得合金强度和塑性均有一定提高[45]。ZHAO等[65]研究了不同组织的拉伸性能，α2+B2组织、α2+B2+O组织和B2+O组织性能差异较大，α2+B2组织塑性最好，而B2+O组织(片层组织)塑性最差，α2+B2+O组织获得塑性和强度的良好匹配。
实验温度和应变速率对Ti2AlNb合金拉伸行为也有显著影响，抗拉强度对温度和应变速率比较敏感，随温度的升高和应变速率降低而减少[9, 66]。同时，成形工艺也会影响合金的拉伸性能，LU等[67]在研究粉末冶金方法制备Ti2AlNb合金的拉伸性能时发现，采用改进的保温方法和优化的轧制参数，使得轧制后的合金气孔率降低，粉末冶金Ti2AlNb合金的拉伸性能得到明显改善。
综上所述可知，合金成分、组织状态(组织类型、相比例、相尺寸等)、热处理工艺(固溶和时效温度、时间以及热处理后冷却速率)、变形工艺(锻造、挤压、轧制等)等都会影响Ti2AlNb合金的拉伸性能。
4.2 断裂韧性
断裂韧性反映了材料抵抗裂纹失稳扩展的能力，是飞机损伤容限设计中的重要考核指标，直接影响飞机寿命。然而，Ti-Al系合金的本征脆性显著降低了其断裂韧性，进而限制了其在发动机上的应用。文献报道Ti-46.5Al-2.1Cr-3.0Nb-0.2W合金双态组织的断裂韧性为(11.93±2.18) MPa·m1/2 [68]，而Ti-Al-Nb合金的断裂韧性一般在30 MPa·m1/2左右[2, 69]，其中Ti-22Al-25Nb合金双尺寸O相组织的室温断裂韧性可达到30.1 MPa·m1/2，在航天领域具有很大的潜力[70]。图19所示为Ti2AlNb合金不同组织室温断裂韧性以及TiAlNb合金和近α型钛合金Ti3Al合金、TiAl合金在不同屈服强度下的室温断裂韧性。由图19可见，Ti2AlNb合金的断裂韧性取决于显微组织，片层组织的断裂韧性最好，且与片层相厚度相关，片层越厚断裂韧性越高；Ti2AlNb合金的断裂韧性不如钛合金，但与Ti-Al系其他合金相比，其强度和韧性具有良好匹配性[2]。
断裂韧性与热处理、显微组织等因素密切相关，由内在和外在两种因素决定[71-72]。B2相是Ti2AlNb合金中的塑性相，为断裂韧性的内在因素，高比例的B2相及细小尺寸B2晶粒的存在可以钝化裂纹，有效阻碍裂纹扩展[69-70, 73]，裂纹扩展路径所消耗的塑性功(内因)也对断裂韧性有显著影响[72]；外在因素与裂纹扩展的曲折度有关，裂纹扩展路径越偏折，表明裂纹扩展抗力越小。因此，当合金具有良好的塑性和曲折的裂纹扩展路径时，合金具有较高的断裂韧性[74]。室温断裂韧性以内在为主，高温断裂韧性以两者主导，提高温度可以提高裂纹尖端塑性区尺寸来使得断裂韧性提高。合金元素也会影响合金的断裂韧性，高Nb、低Al可以提高B2相的解理断裂能力，而Mo或Ta替代Nb时，对断裂韧性没有明显的影响[69]。如图19(a)所示，片层组织具有优异的断裂韧性和裂纹扩展抗力，这是由于片层组织的扩展路径相对于等轴组织和双态组织更为曲折，组织中的片层相使得裂纹总长度和消耗的塑性功增加，因此断裂韧性提高。当热处理后的冷却速率不同时，随着冷却速率的降低，组织中片层相呈现粗化的趋势，有利于合金获得曲折的裂纹扩展路径[75]。
图19 Ti2AlNb合金不同组织的室温断裂韧性及合金与Ti2AlNb合金与近α型钛合金、Ti3Al和TiAl在不同屈服强度下的室温断裂韧性[2]
Fig. 19 Room temperature fracture toughness of Ti2AlNb alloy with different microstructures and its relationship with Ti3Al, TiAl and near-α titanium alloy at different yield strength[2] (Fracture elongation at room temperature is more than 1%)
综上所述可知，断裂韧性受显微组织影响显著，片层组织可以获得优异的断裂韧性，片层相厚度越大，合金断裂韧性越高。组织中B2晶粒尺寸越小、B2相比例越高，合金断裂韧性越高。同时，合金成分的改变也会影响合金的断裂韧性。
4.3 蠕变性能
蠕变是Ti2AlNb合金与其他材料如镍基高温合金、g-TiAl合金进行航空发动机高温部件应用进行竞争的关键，是能否满足航空发动机高温环境下服役的最重要性能指标。图20所示为不同合金在100 h内总蠕变应变达到0.2%时的温度对比图[76-77]。从图20中可以看出，在600~700 ℃范围内，Ti-22Al-25Nb合金表现出较为优异的抗蠕变性能，这与其较高的晶界扩散和晶格自扩散的激活能有关[78]。
对于Ti2AlNb合金蠕变性能的研究集中于对其蠕变机理的研究，通过对蠕变指数和扩散激活能的测定表明，蠕变变形机制与应力状态和显微组织密切相关[15]，主要有位错滑移、攀移、晶界滑动和空位扩散。添加Mo和Zr后，三个阶段的蠕变性能均强于Ti-22Al-27Nb合金，这与其较高晶格自扩散激活能有关，蠕变变形机制受位错攀移控制。同时，Zr的加入可以通过粗化O相片层来有效提高合金的蠕变抗力[11]。HE等[79]研究Ti2AlNb合金蠕变性能时发现，蠕变抗力与O相片层的比例及形态密切相关，O相比B2相蠕变抗力更高，随时效温度的增加，O相片层厚度增加，蠕变抗力增加，所以全片层组织的蠕变性能优于双态组织[78]，GOGIA等[6]也得出了相同的结论，同时发现随Nb含量增加，合金蠕变抗力升高的规律。BOEHLERT等[78]研究Ti2AlNb合金的蠕变行为时发现，在低应力下表现出较低的激活能，以Coble蠕变为主；在中等应力下出现晶界滑移和晶界扩散，最小蠕变速率与应力平方成正比，与晶粒尺寸成反比；在高应力下，为位错攀移控制的蠕变机制，O相含量与蠕变性能成正比。总之，最小蠕变速率取决于显微组织和应力，高应力状态下，晶粒尺寸的影响不明显，高固溶温度处理获得较大尺寸晶粒，导致高蠕变抗力。JIAO等[80]研究发现Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金的蠕变机理为位错控制，在蠕变过程中不仅发生变形还发生了B2→O相变，温度越高转变越明显，且O相片层会不断发生粗化。此外，发现存在异常粗大片层B2/O相的原始组织有利于裂纹的扩展，但经过固溶时效处理后异常粗大的B2/O相片层被消除，合金的蠕变抗力显著提高。
图20 Ti2AlNb合金、钛合金[76]和TiAl合金[77]在100 h内总蠕变性能
Fig. 20 Creep properties of Ti2AlNb alloy in comparison to titanium alloy[76] and TiAl alloy[77]
综上所述可知，组织形态对蠕变性能具有明显的影响，片层组织蠕变性能要优于等轴组织和双态组织，且蠕变性能与片层厚度成正比；蠕变性能与B2晶粒尺寸成正比；提高Nb含量或者添加Mo和Zr等其他合金元素也会显著影响合金蠕变性能。
4.4 疲劳性能
Ti2AlNb合金疲劳性能及变形行为的研究报道较少，合金疲劳行为的研究不够全面和系统，因此，深入研究Ti2AlNb合金的疲劳行为对其工程化应用十分迫切。Ti2AlNb合金疲劳行为的研究主要集中于低周疲劳(Low cycle fatigue, LCF)和高周疲劳(High cycle fatigue, HCF)行为，关于Ti2AlNb合金保载疲劳(Low cycle dwell fatigue, LCDF)行为的研究较少，因此，LCDF行为有很大的研究空间。图21所示为室温下(R=0.1)Ti2AlNb合金、TiAl和近α型钛合金的HCF强度。从图21中可以看出，Ti2AlNb合金的HCF强度优于近α型钛合金和TiAl合金。研究学者研究了显微组织、合金成分及表面处理等因素对Ti2AlNb合金疲劳性能的影响。
1) 显微组织的影响：O相片层的厚度对疲劳性能有显著的影响，当O相片层较厚时，滑移路径较长，容易引起强烈的滑移带滑移并引起高应力，导致疲劳寿命较低；当O相片层较薄时，基平面位错的阻碍作用越有效，可以认为，通过限制O相片层中的位错运动，阻碍位错通过O/B2相界面，较薄O相片层和致密O/B2相界面更有助于提高疲劳裂纹萌生的抗力[81-82]。ZHENG等[81]研究Ti-22Al-25Nb合金的HCF行为时，发现微裂纹优先在不均匀区域沿β相中滑移线或垂直于滑移线的O/β相界面萌生，裂纹不发生偏折而是穿过O相片层，并在B2相基体发生钝化，表明B2相具有更高的HCF抗力，起到裂纹屏蔽作用。
图21 室温下(R=0.1)Ti2AlNb、TiAl和近α型钛合金HCF性能[19]
Fig. 21 HFC properties of Ti2AlNb, TiAl and near-α titanium alloy at room temperature (R=0.1)[19]
显微组织中的增强体TiB颗粒能够提高Ti-22Al-27Nb合金室温HCF寿命，影响HCF变形行为，其中小TiB颗粒阻碍位错移动，并使位错塞积；大TiB颗粒可以释放集中应力，并且阻碍疲劳裂纹扩展，使合金疲劳强度提高40%左右，疲劳寿命增加[83]。
2) 合金元素的影响：SINGH等[84]研究了Mo对Ti-26.2Al-15.2Nb-0.4Mo合金LCF的影响，合金表现出明显的循环硬化现象，且随应变幅增加而增加。添加Mo使组织均匀，增加了合金的LCF抗力。
3) 表面处理的影响：试样表面喷丸处理引入了残余压应力，压应力抵消了施加的部分拉应力，减小了有效拉应力，延缓了裂纹的萌生及扩展，疲劳强度极限和疲劳寿命显著提高[85-86]。
飞机的飞行过程包括起飞、巡航和降落三个阶段，服役过程中，发动机压气机盘在高应力作用下保持一段时间，应力载荷谱接近于梯形波，峰值应力保持一段时间的低周疲劳称为保载疲劳[87]，其疲劳寿命小于常规LCF寿命，常导致一些飞机事故，该概念已经纳入国外材料研究及发动机设计。因此，仅对Ti2AlNb合金进行LCF和HCF性能考核不足以指导合金在航空发动机上的应用，对于拟用于发动机压气机盘材料的Ti2AlNb合金，工程化应用时要对Ti2AlNb合金的LCDF行为予以特别关注，以满足发动机设计要求，对于高压压气机的设计及其使用寿命预测具有十分重要意义。关于Ti2AlNb合金的LCDF行为研究工作报道较少，PENG等[88]研究发现，O相析出有利于提高Ti-24Al-14Nb-3V-0.5Mo合金的疲劳极限，应力水平较缺口半径对合金保载疲劳性能影响更大，高温疲劳裂纹扩展是断口表面主要失效机制；蠕变孔洞生长/连接是断口内部主要失效机制。
5 展望
随着新一代航空发动机对高推重比、高可靠性、低耗油率和低成本要求的不断提高，对航空材料提出了更高的性能要求，具有优异综合力学性能的Ti2AlNb合金正好是符合航空发动机服役条件的轻质高温结构材料，在航空发动机高温构件上显示出广泛应用的潜力，成为研究的热点。Ti2AlNb合金的研制及研究工作较晚，对合金成分-工艺-组织-性能之间的关系研究还不够系统和全面，仍有许多问题需加深理解。目前，Ti2AlNb合金的研发和应用研究还存在一些问题，近期亟待重点开展以下一些工作。
1) 合金成分设计：在航空航天飞行器减重的需求下，研制低密度、高性能的Ti2AlNb合金是提高飞行器飞行性能的重要途径。合金成分设计在改善Ti2AlNb合金强度、塑性、蠕变和抗氧化等力学性能方面发挥了重要作用，通过添加合金化元素，获得低成本、低密度的新型高性能Ti2AlNb合金，提高合金应用水平迫在眉睫。但是，Ti2AlNb合金相变十分复杂，关于合金化元素对合金相变温度的影响研究不够深入和系统，成分设计和相图计算仍然存在重要挑战。掌握相变规律，制定合理热机械加工工艺，对组织调控和力学性能的优化至关重要。
2) 热机械加工工艺-组织演变：Ti2AlNb合金的显微组织对热机械加工工艺十分敏感，需进一步优化热机械加工工艺，深入系统地研究合金在热加工及后续热处理过程中的组织演变规律以及组织和性能的稳定性，积累足够的实验数据，达到对显微组织的精确调控，实现与锻造、轧制和挤压等热成形工艺制备Ti2AlNb合金棒材、环件、板材及模锻件等工程化应用研究相适应。
3) 组织-性能响应关系：与发动机典型件应用相适应的组织状态及关键力学性能的匹配控制研究不够全面。针对新一代航空发动机的服役条件和材料性能要求，特别是针对航空发动机盘类转动件的服役条件，不能一味追求强度和塑性指标，更应结合实际应用条件，特别需要对Ti2AlNb合金室温保载疲劳和高温蠕变-疲劳交互作用等性能进行深入研究，对合金在实际服役条件下的疲劳损伤失效机理进行验证分析，建立系统全面的合金力学性能数据库，旨在进一步为Ti2AlNb合金在航空发动机压气机盘、风扇盘和其他转动部件上的应用提供数据和理论基础，使其在航空航天工业中保持重要的地位。
任何新材料从材料设计到工程应用都会经历漫长的实验研究阶段，相信通过广大科研人员的努力，通过对Ti2AlNb合金系统的合金化研究及工艺-组织-性能之间关系的研究，探索出力学性能和工艺性能显著改善的合金成分设计和组织调控，实现真正知“材”，使合金制备技术和力学性能不断提高，技术难题也会迎刃而解，未来可能会在先进航空发动机上得到广泛应用，实现真正用“材”，以推进我国航空发动机技术的发展。
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Research and prospect of Ti2AlNb alloy
LIU Shi-shuang, CAO Jing-xia, ZHOU Yi, DAI Sheng-long, HUANG Xu, CAO Chun-xiao
(Aviation Key Laboratory of Science and Technology on Advanced Titanium Alloys, AECC Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)
Abstract: Ti2AlNb alloy is the key material for new generation aero-engine with characteristics of low density, high specific strength, high creep resistance and excellent oxidation resistance, making it a promising light-mass, high-temperature structural material for aero-engine. This paper summarized the research progresses of Ti2AlNb alloy at home and abroad in recent years. A brief review of the research results in the four aspects of alloying, phase transformation, microstructure evolution and mechanical properties was conducted,aiming to better guide the engineering applications of Ti2AlNb alloy in aerospace field. At the same time, the problems to be solved urgently of Ti2AlNb alloy were pointed out and its applications in aero-engine is prospected.
Key words: Ti2AlNb alloy; alloying; phase transformation; microstructure evolution; mechanical properties; engineering applications
Foundation item: Project(2017-VI-0004-0075) supported by the National Science and Technology Major Program; Project (CXPT-2019-030) supported by the Independent Innovation Special Fund Program of AECC; Project(2019-0C-4753) supported by Stability Program for Basic Military Research Institutes
Received date: 2021-09-27; Accepted date: 2021-10-27
Corresponding authors: HUANG Xu; Tel: +86-10-62496620; E-mail: 13910936626@139.com
CAO Jing-xia; Tel: +86-10-62496630; E-mail: caojingxia@sina.com
(编辑 李艳红)
基金项目：国家科技重大专项(2017-VI-0004-0075)；中国航发自主创新专项资金项目(CXPT-2019-030)；基础性军工科研院所稳定支持项目(2019-0C-4753)
收稿日期：2021-09-27；修订日期：2021-10-27
通信作者：黄 旭，研究员，博士；电话：010-62496620；E-mail:13910936626@139.com
曹京霞，研究员，硕士；电话：010-62496630；E-mail:caojingxia@sina.com
摘 要：Ti2AlNb合金是新一代航空发动机关键材料，具有低密度、高比强度、抗蠕变和抗氧化等优异特点，使其成为航空发动机用很有前途的轻质高温结构材料。本文综述了近年来国内外关于Ti2AlNb合金的研究进展，从Ti2AlNb合金的合金化、相变、组织演变和力学性能四个方面的研究成果进行了简要回顾，旨在更好地指导Ti2AlNb合金在航空领域的工程应用，同时，指出Ti2AlNb合金亟待解决的问题，并对其在航空发动机上的应用进行了展望。
