冷却速率对Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金显微组织和拉伸性能的影响

赵洪泽，卢 斌，杨 锐



冷却速率对Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金显微组织和拉伸性能的影响

赵洪泽1, 2，卢 斌1，杨 锐1

(1. 中国科学院金属研究所，沈阳110016；2. 中国科学技术大学材料科学与工程学院，沈阳110016)

对Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金(摩尔分数，%)进行固溶后，分别以炉冷、空冷、油淬和水淬4种不同的冷却速率冷却到室温，再进行相同的时效处理，采用扫描电子显微镜(SEM)观察，发现空冷、油冷和水淬得到的显微组织为在2/相基体上析出弥散分布的2相(等轴的和针状的)和细小的相板条构成的双态组织，且发现随冷速增快，在冷却过程中析出的2相减少，保留BCC相增加；炉冷时得到无序的相，油冷时得到有序的2相；4种冷却速率中，只有炉冷的过程中有相析出；对不同冷却速率的试样进行性能测试，发现随冷速的增大，650 ℃的抗拉强度逐渐增大，室温的强度和塑性也有上升的趋势。

Ti2AlNb合金；冷却速率；显微组织；拉伸性能

Ti2AlNb是20世纪90 年代初发展的一种新型金属间化合物，因其相结构为正交结构而被命名为相(Orthorhombic)，因此，以Ti2AlNb相为基的合金又称相合金。Ti2AlNb基合金的成分通常在Ti-(18%~ 30%)Al-(12.5%~30%)Nb(摩尔分数)，因该合金具有低密度、高比强度、良好的抗氧化性能和高蠕变抗力等优点，成为650~750 ℃使用的最具潜力航空发动机材料之一[1−5]。

在Ti2AlNb合金中，通常有相(正交结构)，2/相(体心立方结构)，2相(密排六方结构)三相构成，各个相的含量的多少和尺寸的大小等显微组织的变化，均可以通过热处理来调整，而显微组织的变化会显著影响力学性能。KUMPFERT等[6]通过研究Ti-22Al- 25Nb合金在单相区固溶后空冷和水淬的显微组织和维氏硬度，认为为了获得更高的强度，固溶后采用更慢的冷却速率似乎更有利；EMURA等[7]通过对Ti-22Al-27Nb合金研究发现，在2+2两相区固溶后采用更快的冷却速率可以获得更细的显微组织从而获得更高的强度，LUO等[8]通过对Ti-22Al-21Nb-1Ta-1W合金的研究表明：在近转变温度固溶后采用不同的冷却速率冷却到室温，发现冷却速率对该合金的显微组织和力学性能影响显著，增加冷却速率，室温屈服强度迅速降低到最小值，然后开始增加而伸长率的变化趋势正好相反。ZHANG等[9]通过研究Ti2AlNb的高温变形行为和变形机理指出，显微组织的转变对高温的力学性能有显著影响。王伟等[10]研究了时效温度对Ti2AlNb基合金显微组织的影响，指出时效温度会影响显微组织进而影响性能。通过以上分析可以看出，研究固溶后冷却速率对Ti2AlNb合金显微组织的变化是非常必要的。因此，本文作者以Ti-22Al-24Nb-0.5Mo为实验材料研究了固溶后不同冷却速率的显微组织的变化和时效后的显微组织变化及其对力学性能的影响。

1 实验

实验材料为轧制的直径为40 mm的Ti-22Al- 24Nb-0.5Mo棒材，用线切割截成长为60 mm的短棒,在精密热处理炉中进行固溶+时效处理，固溶后分别采用炉冷、空冷、油淬和水淬4种不同的冷却速率进行冷却。热处理完后，先用线切割抽成10.5 mm的棒，最终加工成M10的拉伸样，平行段的直径为5 mm，长为25 mm。固溶+时效后均会取10 mm×8 mm金相试样，用岛津SSX−550型和FEI生产的INSPECT F50型扫描电子显微镜(SEM)进行显微组织观察，用FEI生产的TECNAI 20电镜进行透射观察。用Adobe Photoshop进行相的选取和涂色，之后用专业的统计软件Image−Pro Plus 进行相的统计。所用实验材料的成分如表1所列。

表1 所用材料的化学分析和气体分析

2 结果与讨论

2.1 轧态和固溶后不同冷却速率的合金显微组织

图1(a)所示为轧态显微组织，可以看出，在2/相基体上分布着少量的2相和细小的相。2相是在轧制时形成的，而细小的相是在轧制后冷却过程中形成的。经980 ℃、2 h(980 ℃处于2+2两相区)固溶处理后，炉冷(见图1(b))时得到的显微组织为在2/相基体上析出多种相，如图1(b)所示。包括粗大的相板条，等轴的2相，粗大的2/相(内部为2相，外部为相)板条，空冷(见图1(c))、油淬(见图1(d))、水淬(见图1(e))的组织为2相(等轴的和针状的)和2相两相组织(深色的为2相，浅色的为2相)。轧态组织中存在的细小相消失，王斌等[11]也指出在980 ℃固溶处理后Ti2AlNb合金中的相板条会消失。从图1和表2对2相的统计可知，经980 ℃，2 h固溶处理后2相的含量要高于轧态的原始组织，并且原始轧态组织中细小的相板条消失，表2的统计结果显示随冷却速率的增大，2相含量逐渐减少，其原因在于冷却过程要经过2+2两相区、2++2三相区和+2两相区，冷却速率降低，经过有2的相区所用的时间相应延长有助于2相的析出。GOGIA等[12]也指出相变点以上固溶的样品再随后的冷却过程中会有2相或者相的析出，而析出的比例有冷却速率和合金的成分决定。4种冷却速率中只有炉冷样品中有粗大的2/相板条析出，其他3种冷却速率的组织为2+2两相组成，均未发现相的析出，这可能的原因是由于相的析出速度要比2相的析出速度慢。比较空冷、油冷和水淬的2相的平均直径和多个采集区域的平均个数可以发现，随冷却速率的增加，2相的平均直径增大而平均个数减少。根据SAROSI等[13]对Ti-23Al-21Nb-2Mo-0.35Si的研究结果认为过快的冷却速率会抑制2相的析出，因此根据该研究可以推断：在本实验中过快的冷却速度也会抑制2相在冷却过程中的析出，冷却速率的增大会导致针状2相(次生2相)数量的减少，从而引起2相的平均直径增大而平均个数减少，而速度较慢时，冷却过程中有大量的细小2相析出，从而导致平均直径降低；炉冷时由于冷却速度过慢，在冷却的过程中一部分2相与2发生包析反应转变为粗大的2/相板条，而较小的2相有可能全部转变为相，使其平均个数降低，平均直径增大，通过比较表2中不同冷却速率的2相的统计结果可以发现，炉冷的2含量较高、平均直径较大、平均个数较少，这说明炉冷时的冷却速率有利于2相的长大。

图1 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo轧态和(980 ℃，2 h)固溶后不同冷却速率的显微组织

2.2 不同冷却速率下固溶+时效的合金显微组织

从图2的固溶+时效后的显微组织可以看出，图2中深黑色的为2相，灰色的为相，浅色的为BCC相，炉冷+时效得到的为在2/相基体上析出粗大的2/相板条(深黑色的为2相，边缘为相，边缘相是2相与基体BCC相发生包析反应生成的，因2相与相都为析出相，所以称为2/相板条(如图2(a)所示))、相板条和等轴状的2相，而空冷、油冷和水淬+时效时在2/相基体上析出细小的2/相和相板条，从图2(b)~(d)可以看出，细小的相在BCC相基体上析出且BCC相分布在相之间，这就避免了相与相相邻，对于塑性的提高有利。从图2和表2中可看出，随着冷却速率的增加，2/相板条的数量有减少的趋势，空冷、油淬和水淬后时效时形成的相板条，在体积分数和分布上均相当，而炉冷后的相的体积含量远高于其他3种冷却速率的，这说明适当的冷却速率对相的含量有较大的影响。

Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金中含有较高的相稳定元素(Nb、Mo)，导致相变过程缓慢，LEYENS等[14]的研究表明即使以10 K/min较低的冷却速率缓慢冷却时也足以将高温2相保留下来，从过饱和的2相中形成相不需要长距离的扩散，所以在低温时效时会析出非常细小的相板条。本研究显示固溶后在炉冷大约(2.3 K/min)的过程中有大量粗大相板条形成，而固溶后空冷、油冷和水淬得到的组织中无相形成，说明这3种冷速下高温的2相基本保留下来，在随后的低温时效过程中2相直接分解为相或2相与2相发生包析反应生成相，而炉冷的组织在780 ℃时效后和时效前比较，在扫描电镜下看显微组织基本一样。

在空冷、油淬和水淬的组织中可以看到，有细小的相板条与细小2相板条交替排布形成粗大/2相板条，这就避免了相/相直接相邻，有利于塑性的提高。由此可看出，以上的观察是与LEYENS等[14]的研究结果相一致的。

从图3(a)和(b)中的、选区衍射斑可以看出：炉冷时形成无序的相，而油淬时形成有序的2相。BOEHLERT等[15]指出Ti2AlNb基合金中相的成分相对固定，而BCC相的成分则与合金的成分以及热处理制度有很大关系，同时指出在固溶后缓冷的情况下2相会逐渐转变为相，而导致2相中Al含量降低而Nb含量升高，而Al含量的降低会倾向于使BCC相有有序转变为无序，而在GOGIA等[12]的研究中也指出BCC相中Al含量的降低会导致其有有序向无序的转变。结合表2中相体积含量的统计，炉冷时有约60%的BCC相转变为相，而相的成分相对固定且Al的含量要高于2相的，因此，在转变的过程中会使BCC相中Al含量降低，当降低到一定程度时，会促使BCC相有有序转变为无序。

表2 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo中相的参数

Note: FC—Furnace cooling; AC—Air cooling; OQ—Oil quenched; WQ—Water quenched; NA—Not available.

图2 4种冷却速率的固溶+时效的合金显微组织

图3 合金的选区衍射斑和透射显微组织

2.3 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金不同冷却速率后的拉伸性能与其他Ti2AlNb基合金的比较

由表3可知[16−19]，室温拉伸强度随冷却速率的增大先增大，后略微降低，在油淬时达到最大；伸长率随冷却速率的增大而降低，空冷和油冷的伸长率差别不大。由表4所列可知，随冷却速率的增加，高温抗拉强度也增加，有炉冷到空冷增加较明显，而空冷、油淬和水淬后样品的高温抗拉强度，只是随冷却速率的增加略微增加。总结室温抗拉强度和高温抗拉强度可知，随冷却速率的增加，抗拉强度是逐渐上升的。

拉伸数据与表2统计相的结果相联系可以发现这样一种趋势，随2+两相的总体积含量的降低，Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金的强度有上升趋势。从炉冷到空冷的强度增加很明显的主要原因是经高温固溶后，炉冷时在+2两相区的中上限区域(850~950 ℃)形成粗大的相板条组织，使界面强化作用减弱[14]，同时，炉冷过程中2相大量转变为相，导致2相减少，GOGIA等[12]认为2相的强度高于相或者2相，因此这两者的共同作用导致炉冷的强度明显降低；而空冷、油淬、水淬后的拉伸强度增加的原因可能与2相的含量有关，由于在980 ℃固溶随后空冷、油冷和水淬的过程中无相的形成，相主要为780 ℃时效过程中析出，经观察和统计发现，这3种冷却速率的相在形态和大小基本相同，而抗拉强度随冷却速率的增加有增加的趋势，根据表2的统计结果随冷却速率的增加2相的含量是增加的，GOGIA等[12]指出2相的强度要高于2相或者相，因此随冷却速率的增加，2相含量增加，从而引起抗拉强度的增加；另一原因可能与2相的分布有关，并且在室温拉伸断口的纵剖面观察时发现裂纹主要在2相集中的地方开裂，在其他研究中，文献[15]中也指出，2相相邻的地方为裂纹源，对强度和塑性均有害，因此，认为在相和2相基本不变的情况下减少2相有助于拉伸性能的提高，在BOEHLERT等[20]的研究中也指出2相减少，尤其是减少2/2相界，可以不降低强度而塑性显著提高。通过以上分析Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金的强度和塑性会受相的体积分数、相的尺寸、相的分布、相的形状等影响，同时还会受晶粒尺寸和变形条件(温度、变形速率、变形量)的影响，在本实验中材料的晶粒尺寸和变形条件相同，所以考虑冷却速率对该合金强度和塑性的影响时可以不用考虑。

表3 Ti2AlNb基合金的室温拉伸性能[16−19]

H1: (980 ℃, 2h, FC)+(780 ℃, 24 h, AC); H2: (980 ℃, 2 h, AC)+(780 ℃, 24 h, AC); H3: (980 ℃, 2 h, OQ)+(780 ℃, 24 h, AC); H4: (980 ℃, 2 h, WC)+(780 ℃, 24 h, AC); H5: (940 ℃, 1 h, WQ)+(800 ℃, 12 h, AC); H6: (960 ℃, 1.5 h, OQ)+(780 ℃, 12 h, AC); H7: 1050 ℃rolled, (825 ℃, 1 h, air cooling); H8: In three phases deformation, in+2 solution-treatment and aging; H9: Cooling from 1005 ℃ to 855 ℃ by 10 ℃/min heat preservation for 8 h, then, cooling to 650 ℃ by 1 ℃/min and cooling to room temperature.

表4 Ti2AlNb基合金的650 ℃拉伸性能

H1: (980 ℃, 2 h, FC)+(780 ℃, 24 h, AC); H2: (980 ℃, 2 h, AC)+(780 ℃, 24 h, AC); H3: (980 ℃, 2 h, OQ)+(780 ℃, 24 h, AC); H4: (980 ℃, 2 h, WC)+(780 ℃, 24 h, AC); H5: (940 ℃, 1 h, WQ)+(800 ℃, 12 h, AC); H6: (960 ℃, 1.5 h, OQ)+(780 ℃, 12 h, AC); H7: 1050 ℃rolled, (825 ℃, 1 h, air cooling); H8: In three phases deformation, in+2 solution-treatment and aging; H9: Cooling from 1005 ℃ to 855 ℃ by 10 ℃/min heat preservation for 8 h, then, cooling to 650 ℃ by 1 ℃/min and cooling to room temperature.

通过表3和表4可以发现，在Ti2AlNb合金中加入少量的Mo是很有益的，原因在于Mo相对于Nb来说为强稳定元素，在相同工艺和热处理条件下，Mo的加入使2/相的含量增多，2/相的为体心立方结构，其本征塑性要高于有序正交结构的相和密排六方结构的2相，所以Mo的加入会明显提高塑性；另外Mo的加入使合金的显微组织更细[21]，界面强化作用增强，使含Mo合金的强度高于未含Mo合金的。

3 结论

1) Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金固溶后以炉冷、空冷、油淬和水淬4种不同的速率冷却到室温，随冷却速率的增大，2相的含量降低，而降低2相的含量，有利于该合金的拉伸性能提升。

2) Ti-22Al-24Nb-0.5Mo合金经相同温度固溶后，炉冷+时效后的显微组织为在相基体析出粗大的2/相板条、相板条和等轴状的2相；以空冷、油淬和水淬3种不同的速率冷却到室温，再经相同的时效处理，得到的显微组织为在2/相基体上析出弥散分布的2相(等轴的和针状的)和细小的相板条组成的多相显微组织。

3) 980 ℃，2 h固溶后，冷却速率的不同会引起BCC相有序性的变化，炉冷时得到无序的BCC相，而油淬后得到的是有序的BCC相。

4) 随冷速的增大，650 ℃的抗拉强度逐渐增大，室温的强度和塑性也有上升的趋势。

[1] 张建伟, 李世琼, 梁晓波, 程云君. Ti3Al和Ti2AlNb基合金的研究与应用[J].中国有色金属学报, 2010, 20(S1): s336−s341. ZHANG Jian-wei, LI Shi-Qiong, LIANG Xiao-bo. Research and application of Ti3Al And Ti2AlNb based alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(S1): s336−s341.

[2] 王 新, 卢 斌, 王娟华, 王 俭, 王红武, 陈永辉. 退火态Ti2AlNb合金板材的超塑性变形行为[J]. 中国有色金属学报, 2010, 20(S1): s289−s292. WANG Xin, LU Bin, WANG Juan-hua, WANG Jian, WANG Hong-wu, CHEN Yong-hui. Superplastic deformation behavior of annealed Ti2AlNb alloy sheet[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2010, 20(S1): s289−s292.

[3] QIN Chun, YAO Ze-kun, LI Yu-zhi, NING Yong-quan, GUO Hong-zhen.Effect of hot working on microstructure and mechanical properties of TC11/Ti2AlNb dual-alloy joint welded by electron beam welding process[J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2014, 24(11): 3500−3508.

[4] ZHANG Tie-bang, HUANG Gang, HU Rui, LI Jin-shan.Microstructural stability of long term aging treated Ti-22Al-26Nb-1Zr orthorhombic titanium aluminide[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2015, 25(8): 2549−2555.

[5] 李贝贝, 王 斌, 李 萍, 刘雨生, 薛克敏. Ti2AlNb基合金固态扩散链接工艺[J]. 中国有色金属学报, 2015, 25(3): 662−667. LI Bei-bei, WANG Bin, LI Ping, LIU Yu-sheng, XUE Ke-min. Solid diffusion bonding of Ti2AlNb-based alloy[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2015, 25(3): 662−667.

[6] KUMPFERT J, LEYENS C. Microstructure evolution, phase transformations and oxidation of an orthorhombic titanium aluminide alloy[C]// International Symposium on Structural Intermetallics. USA: Seven Springs, 1997: 895−904.

[7] EMURA S, ARAOKA A, HAGIWARA M. B2 grain size refinement and its effect on room temperature tensile properties of a Ti-22Al-27Nb orthorhombic intermetallic alloy[J]. Scripta Materialia, 2003, 48(5): 629−634.

[8] LUO D, CUI Y Y, YANG R. Effects of cooling rate on the microstructure and room temperature tensile properties of orthorhombic Ti-22Al-21Nb-1Ta-1W alloy[J].Materials Science Forum, 2005, 475: 817−820.

[9] ZHANG Qin-chai, CHEN Ming-he, WANG Hui, WANG Ning, OUYANG Jin-dong, LI Xin-xiao. Thermal deformation behavior and mechanism of intermetallic alloy Ti2AlNb[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2016, 26(3): 722−728.

[10] 王 伟, 曾卫东, 江 悦, 李 冬, 郑友平, 梁晓波. 热处理对Ti2AlNb合金显微组织及力学性能的影响[J]. 钛工业进展, 2015, 32(1): 16−19. WANG Wei, ZENG Wei-dong, JIANG Yue,LI Dong, ZHENG You-ping, LIANG Xiao-bo. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Ti2AlNb alloy[J]. Titanium Industry Progress, 2015, 32(1): 16−19.

[11] 王 斌, 张凯峰, 蒋少松, 林 鹏, 周文龙. 固溶温度对Ti2AlNb基合金组织演变的影响[J]. 航空材料学报, 2015, 35(3): 7−12. WANG Wei, ZHANG Kai-feng, JIANG Shao-song, LIN Peng, ZHOU Wen-long. Effect of solution treatment temperature on microstructural evolution of Ti2AlNb-based alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials, 2015, 35(3): 7−12.

[12] GOGIA A K, NANDY T K, BANERJEE D, CARISEY T, STRUDEL J L, FRANCHET J M. Microstructure and mechanical properties of orthorhombic alloys in the Ti-Al-Nb system[J]. Intermetallics, 1998, 6(7/8): 741−748.

[13] SAROSI P M, JONES I P, PARTRIDGE A. Thermal processing of an orthorhombic (Ti2AlNb) based alloy[J]. Structural Intermetallics, 2001, 755(4): 301−310.

[14] LEYENS C, PETERS M. 钛与钛合金[M]. 陈振华, 等, 译.北京: 化学工业出版社, 2005: 52−78 LEYENS C, PETERS M. Titanium and titanium alloys[M]. CHEN Zhen-hua, trans. Beijing: Chemical Industry Press, 2005: 52−78

[15] BOEHLERT C J, MAJUMDAR B S, SEETHARAMAN V, MIRACLE D B, Part I. The microstructural evolution in Ti-Al-Nb O+BCC orthorhombic alloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1999, 30(9): 2305−2323.

[16] WANG W, ZENG W D, XUE C, LIANG X B, ZHANG J W. Designed bimodal size lamellar O microstructures in Ti2AlNb based alloy: Microstructural evolution, tensile and creep properties[J]. Materials Science & Engineering A, 2014, 618: 288−294.

[17] XUE C, ZENG W D, WANG W, XUE C, LIANG X B, ZHANG J W. The enhanced tensile property by introducing bimodal size distribution of lamellarfor+2 Ti2AlNb based alloy[J]. Materials Science & Engineering A, 2013, 587: 54−60.

[18] 毛 勇, 李世琼, 张建伟, 彭继华, 邹敦叙, 仲增墉. Ti-22Al-20Nb-7Ta合金的显微组织和力学性能研究[J]. 金属学报, 2000, 36(2): 135−140. MO Yong, LI Shi-qiong, ZHANG Jian-wei, PENG Ji-hua, ZOU Dun-xu, ZHONG Zeng-yong. Study on microstructure and mechanical properties of Ti-22Al-20Nb-7Ta intermetallic alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2000, 36(2): 135−140.

[19] COWEN C J, BOEHLERT C J, Microstructure, creep, and tensile behavior of a Ti-21Al-29Nb(at.%) orthorhombic+2 alloy[J]. Intermetallics, 2006, 14(4): 412−422.

[20] BOEHLERT C J, MAJUMDAR B S, EYLON D. Cmmc 96-Proceedings of the First International Conference on Ceramic and Metal Matrix Composites[C]// FUENTES M, MARTINEZESNAOLA J M, DANIEL A M. Pts 1 and 2, Clausthal Zellerfe: Trans Tech Publications, 1997: 843

[21] 卢 斌, 杨 锐. Mo对Ti2AlNb基合金显微组织和力学性能的影响[J]. 稀有金属材料与工程(增刊), 2008, 37(3): 61−63. LU Bin, YANG Rui. Influence of Mo on microstructure and mechanical of Ti2AlNb based alloy[J]. Rare Metal Mater and Eng(suppl), 2008, 37(3): 61−63.

(编辑 王 超)

Effect of cooling rate on microstructure and tensile properties of Ti-22Al-24Nb-0.5Mo alloy

ZHAO Hong-ze1, 2, LU Bin1, YANG Rui1

(1. Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China;2. School of Materials Science and Engineering, University of Science and Technology of China, Shenyang 110016, China)

The effect of cooling rate on the microstructure and tensile properties of Ti-22Al-24Nb-0.5Mo (mole fraction, %) alloy was studied. Cooling from 980 ℃ to room temperature was arranged by four kinds of rate, including furnace cooling, air cooling, oil quenched and water quenched, and then followed by the same aging treatment. The results show that the multiphase structure consists of dispersively distributed2(equiaxed and acicular) phase, finephase and2/phase matrix by air cooling, oil quenching and water quenching. The volume fraction of2phase reduces and the volume fraction of BCC phase increases with increasing the cooling rate. The disorderphase is formed at furnace cooling, the order2 phase is obtained at oil quenched. The strength at 650 ℃ increases with the cooling rate increasing, which is similar to that at room temperature.

Ti2AlNb alloy; cooling rate; microstructure; tensile property

2016-02-29; Accepted date:2016-06-17

LU Bin; Tel: +86-24-23971961; E-mail: blu@imr.ac.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.04.005

1004-0609(2017)-04-0708-08

TG146.2

A

2016-02-29；

2016-06-17

卢 斌, 副研究员，博士；电话：024-23971961；E-mail: blu@imr.ac.cn