Ti-Al-Nb三元体系50Ti-xAl-yNb的垂直截面

赵云，刘立斌，杨家俊，章立钢

Ti-Al-Nb三元体系50Ti-Al-Nb的垂直截面

赵云，刘立斌，杨家俊，章立钢

(中南大学 材料科学与工程学院，长沙 410083)

采用真空熔炼法制备Ti-Al-Nb三元合金样品，分别在1 000，900和800 ℃的炉中退火720，1 440和2 160 h后，快速淬火以保留高温组织。使用X射线衍射分析(XRD)，差热分析(DSC)和电子探针显微分析(EPMA)研究Ti-Al-Nb系统中50Ti-Al-Nb的垂直截面。重点检测了中温区域(800~1 000 ℃)的相区变化，实际测得5个三相平衡区：σ+β+α2，σ+O+α2，α2+γ+β，α2+γ+σ以及α2+σ+τ；2个两相平衡区：β+O和α2+γ；以及2个单相区：γ和β。

Ti2AlNb；Ti-Al-Nb体系；微观结构；相图测定；垂直截面

Ti2AlNb基合金主要是以正交有序结构O相为基础的金属间化合物，成分通常在Ti-(18~30)Al-(12.5~ 30)Nb 的范围内[1]，具有较低的密度、良好的高温强度和高温抗氧化性以及优异的抗蠕变性能[2]，是航空航天领域高温结构件的理想材料之一[3-4]。该合金除了O 相(Ti2AlNb)外，组织中往往还包含α2相(Ti3Al)和β/B2相。根据Ti2AlNb合金的发展，可以将其分为两代[5-6]：第一代O相合金，是指Nb摩尔分数小于25%，在β/B2+O+α2三相区进行热处理得到的合金，其相组成一般为β/B2+O+α2；第二代O相合金则是指Nb摩尔分数大于等于25%，在β/B2+O的两相区进行热处理得到的合金，其相组成通常是B2+O。研究表明[7-8]，在Ti2AlNb基合金中B2相往往是塑性相，可以有效提高合金的断裂韧性和塑性；而α2相则一般是脆性相[9]，虽然可以提高合金的屈服强度，但是合金的伸长率和蠕变强度会随着α2相体积分数的增加而降低；O相通常塑性较差[10]，断裂韧性也较低，但是通过热处理获得的B2+O相复合组织中O相往往有较好的强化作用，不仅可以有效提高合金的强度和塑性，也可以大幅提高合金的蠕变性能。同时，近些年在Ti2AlNb基合金中发现的金属间化合物τ(Ti4Al3Nb)对合金的性能也起到了一定的强化作用[11-12]。但目前对Ti2Al- Nb基合金的研究更多地集中在富Ti端[9, 13-14]，而对于Al含量较高的合金成分关注较少，尤其是关于τ相与Ti2AlNb基合金相关系的研究则更为稀少[15]，不利于后续热处理及合金的设计开发。因此，本文采用平衡合金法，结合DSC，EPMA和XRD分析技术对包含τ相的Ti2AlNb基合金中的50Ti-Al-Nb垂直截面进行系统研究，以期为之后合金设计和热处理工艺设计提供一定的理论指导。

1 实验

采用平衡合金法研究Ti-Al-Nb中的相位关系。熔炼原材料是由北京金钰研科技有限公司提供的高纯 Al(99.99%)、高纯Nb(99.99%)和高纯Ti(99.99% )。将原料放到盛有酒精的超声波振荡器中采用超声波震荡清洗干燥后，用电子天平(精度为0.001 g)称量，获得所需的合金配比。之后，将配置好的原料在真空电弧熔炼炉中均匀混合，同时使用纯Ti作为吸氧剂以减少氧化。整个熔炼过程都在高纯氩气的保护下进行。熔炼合金时每块样品都需要正反两面反复熔炼6次，以保证合金中成分均匀。熔炼结束后，再次称量，以保证每个样品的质量损失都小于 1%。将获得的合金铸锭采用线切割平均分为4份，其中3份打磨掉因切割产生的氧化层后，封入充满氩气的石英管进行热处理，剩余1份则用于铸造样品的检测。将封好的石英管分别放在1 000，900和800 ℃的炉子中退火720，1 440和2 160 h。退火完成后，将石英管在冰水混合溶液中快速淬火。

选取在1 000 ℃退火720 h的样品，从样品上切下10~20 mg厚的薄片，放入Labsys EVO(DSC，30~1 200 ℃)仪器中检测是否存在相变以及存在相变时的具体温度，再将部分相变不明显或者相变较多的样品送至Netzsch 449 F3(DSC，30~1 100 ℃)仪器进一步确认检测。DSC实验使用Al2O3坩埚[16]，并且整个过程都在高纯度氩气(99.99%)的保护下进行。实验期间选择20 ℃/min的加热/降温速率确保热分析过程拥有最佳的相变起始点。同时，将退火后的样品打磨抛光后使用SEM(FEI SIRION200)观察样品中的组织形貌，分析样品中的元素组成，随后通过EPMA(JXA- 8800R, JEOL, Japan)进行显微组织分析以及具体各相成分测定。最后，把清洗干净的样品放到研钵中磨成粉末，通过XRD(D-max/2550VB+，40 kV，250 mA，扫描速度为8(°)/min，扫描范围为10°到90°)对合金样品进行物相分析。

2 结果与讨论

表1所列为本次实验中所测的8组DSC合金样品的相变温度以及相变类型。表2则汇总了本次实验中24个样品在1 000，900和800 ℃的退火温度分别退火720，1 440和2 160 h后的相组成与相分数。

表1 50Ti-xAl-yNb截面1 000 ℃退火样品相变类型及相变温度

图1所示分别为5号和6号样品的DSC曲线，由图可知5和6号样品在多个温度上存在相变。其中最值得注意的是5和6号合金在704 ℃和758 ℃两个温度均存在相变，且两者的成分相近。分析可知这两个样品在这两个温度应该存在相同的相变，结合后续的EPMA和XRD结果，则可以知道这两个相变分别是α2+σ↔τ+O和α2↔τ+O。

表2 50Ti-xAl-yNb截面1 000 ℃，900 ℃以及800 ℃下退火后的平衡相及成分

图1 5和6号样品的DSC结果

1号合金是TiNb二元合金，Ti与Nb元素各占合金成分(at.%)的一半。该合金的EPMA和XRD的结果显示，在800，900和1 000 ℃退火后，合金组织始终为β单相，因此仅展示该合金1 000 ℃退火720 h的组织(图2(a))，图2(b)则是其对应的XRD图谱。同时1号合金的DSC曲线在升温过程中无任何变化，这也证明了该合金在测量范围内始终为β单相。2号合金虽然成分与1号不同，但是其退火组织与1号样品完全相同，均为单相β。

3和4号合金的EPMA图像和X射线衍射图谱几乎完全相同，所以仅以3号合金中的组织变化为例。图3(a)展示了该合金在1 000 ℃退火后的形貌，可以发现整个图像中只含有浅灰色的β相，证明了该合金位于β单相区，XRD结果(图3(b))也与之吻合。900 ℃(图3(c))和800 ℃(图3(e))退火后的形貌与1 000 ℃退火样品相比发生了变化，合金组织由单一的β相变为深灰色的O相和浅灰色的β相，在它们的X射线衍射图谱图3(d)和(f)中也清晰地标定出了这两相。同时值得注意的是，800 ℃的退火组织明显要比900 ℃的退火组织细密，O相的体积分数也有显著增加。

图2 1号合金在1 000 ℃退火后的EPMA图像(a)和XRD图谱(b)

图3 3号合金在1 000 ℃(顶部)、900 ℃(中部)以及800 ℃(底部)退火后的EPMA图像(a)，(c)，(e)和XRD结果(b)，(d)，(f)

5号合金在1 000 ℃下退火720 h的显微组织如图4(a)所示。图中灰白色的基体是σ相，浅灰色是β相，与β相穿插交杂的深灰色相则是α2相。XRD图谱(图4(b))也佐证了σ+O+α2三相的存在，可以确定1 000 ℃退火条件下该合金位于σ+β+α2三相区。图4(c)是5号合金900 ℃退火后的显微组织，它是由σ+O+α2三相组成，可以看到该温度下退火组织相对粗大，同相聚集明显，呈现出基于α2相的钛合金的典型组织[17]。800 ℃退火的样品显微组织(图4(e))由深色的α2相和浅灰色的σ相组成，其中α2相以斑点状分布在σ相基体中。在5号样品的DSC曲线中，958 ℃存在着σ+β↔ α2+O相变，这与EPMA结果和X射线衍射图谱分析的相变过程相吻合。

图4 5号合金在1 000 ℃(顶部)、900 ℃(中部)以及800 ℃(底部)退火后的EPMA图像(a)，(c)，(e)和XRD结果(b)，(d)，(f)

图5所示为6号样品分别在1 000，900和800 ℃退火后的显微组织和XRD衍射分析结果。1 000 ℃退火720 h的EPMA图和XRD衍射图谱如图5(a)，(b)所示，合金此时位于三相平衡区，其中深灰色相为γ，浅灰色相为α2，白色相为β。退火温度从1 000 ℃降低到900 ℃时，可以发现原本的α2+γ+β三相区变为了α2+γ+σ三相区，且粗大的α2和γ相在相变后变得细小均匀。800 ℃的退火组织则变成了灰白色的α2基体相，浅灰针状的γ相以及斑点状的深灰τ相。依照DSC结果，结合文献分析可知该合金930 ℃发生了β↔α2+γ+σ相变，故显微组织从1 000 ℃的α2+γ+β变为了900 ℃的α2+γ+σ三相。

7号和8号合金在1 000，900和800 ℃退火后的显微组织在整个温度范围内均没有发生变化。7号合金在整个温度范围内都是α2+γ两相，8号合金则都是γ单相。因此仅仅选取7号和8号合金1 000 ℃的退火组织和X射线衍射图谱为例。

结合表1和表2中的数据和前述分析，得到50Ti-Al-Nb体系的实测垂直截面相图，如图7所示。本次工作重点检测了垂直截面中温区域(800~1 000 ℃)的变化，实际测得5个三相平衡区：σ+β+α2，σ+O+α2，α2+γ+β，α2+γ+σ以及α2+γ+τ；3个两相平衡区：β+O，α2+γ和α2+σ；以及2个单相区：γ和β。再结合已有的相关系和文献中的实验数据[18−19]，完成了该截面的绘制。图7中，用红色的虚线表示本次实验中DSC检测的成分，红色的圆点表示实际测得的DSC温度，蓝色的图形表示文献报道的实验结果。

图5 6号合金在1 000 ℃(顶部)、900 ℃(中部)以及800 ℃(底部)退火后的EPMA图像(a)，(c)，(e)和XRD结果(b)，(d)，(f)

图6 7号合金在1 000 ℃(顶部)、8号合金在1 000 ℃(底部)退火后的EPMA图像(a)，(c)和XRD结果(b)，(d)

图7 基于本工作和文献数据构建的50Ti-xAl-yNb垂直截面[18-19]

3 结论

采用平衡合金法和扫描电镜、电子探针、X 射线衍射等分析手段确定了Ti-Al-Nb三元体系中50Ti-Al-Nb的垂直截面，实际测得5个三相平衡区：σ+β+ α2，σ+O+α2，α2+γ+β，α2+γ+σ和α2+γ+τ；3个两相平衡区：β+O，α2+γ和α2+σ；以及2个单相区：γ和β。同时实验也测定了γ+α2↔τ+σ，α2+σ↔τ+O，γ+α2↔τ，β↔γ+α2+σ以及β+σ↔α2+O等相变的反应温度。

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Vertical section of 50Ti-Al-Nb in Ti-Al-Nb system

ZHAO Yun, LIU Libin, YANG Jiajun, ZHANG Ligang

(School of Material Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The Ti-Al-Nb ternary alloy samples were prepared by vacuum melting, and then annealed at 1 000, 900, and 800 ℃ for 720, 1 440, and 2 160 h in furnace, respectively. Finally, these samples were quickly quenched to retain the high temperature structure. The vertical section of 50Ti-Al-Nb in Ti-Al-Nb system was studied using X-ray diffraction analysis (XRD), differential thermal analysis (DSC) and electron probe microanalysis (EPMA). This work focused on detecting the change of phase zone in the middle temperature region (800−1 000 ℃). Five three-phase equilibrium zones: σ+β+α2, σ+O+α2, α2+γ+β, α2+γ+σ and α2+σ+τ; two two-phase equilibrium regions: β+O and α2+γ; and two single-phase regions: γ and β have been measured.

Ti2AlNb; Ti-Al-Nb system; microstructure; phase diagram measure; vertical section

TG146.2+3

A

1673-0224(2020)04-280-08

科技部重点专项(2016YFB0701301)

2020−05−26；

2020−06−15

刘立斌，教授，博士。电话：0731-88877732；E-mail: lbliu@csu.edu.cn

(编辑 高海燕)