Ti2AlNb基合金中的组织转变及其动力学研究进展

程剑文, 饶群力*, 李金富, 姚婷婷

（1．上海交通大学 分析测试中心, 上海 200240；2．上海交通大学 材料科学与工程学院, 上海 200240）

轻质钛合金因其良好的高温性能而在航空航天领域备受关注，但在600 ℃以上，其强度及蠕变性能显著下降[1]。Ti-Al系合金通过引入金属间化合物显著提高了高温强度，但同时降低了室温塑性[2]。Nb是影响Ti-Al系合金性能的重要合金元素，对于TiAl基合金，Nb元素的加入会使合金的室温塑性变差[3]，而对于Ti3Al基合金则可改善其室温塑性[4]。

1988年，Banerjee在Ti-25Al-12.5Nb合金中发现一种新的有序正交相（O相），后续的研究确定其名义成分为Ti2AlNb，因此含有O相的合金也被称为Ti2AlNb基 合 金[5]。Ti2AlNb基 合 金 由B2/β、α2和O三种相构成[6]。B2/β相是Ti2AlNb基合金的基体相，为 bcc-Ti 的一种置换固溶体。B2/β 相的滑移系较多，在Ti2AlNb 基合金中为塑性相，有利于提高合金的室温塑性及加工性[7]。α2相的化学计量分子式为Ti3Al，为hcp结构，其独立滑移系较少，在Ti2AlNb 基合金中为脆性相。O相为正交结构，其化学计量分子式为Ti2AlNb，低温下有序度大，原子移动性低，故塑性较差，但仍优于α2相，高温下抗蠕变性能和稳定性良好。相较α2相，O相和β/B2相的相容性较好，可在β/B2相内均匀分布，因此O相是Ti2AlNb基合金的主要强化相[8-9]。调控Ti2AlNb基合金中三种相的比例和形态是优化合金性能的关键，因此对其组织转变机制及其相变动力学的研究具有重要意义。

近年来，Ti2AlNb基合金组织转变动力学愈发受到关注，本文介绍了Ti2AlNb 基合金中组织转变及其动力学机制的进展和不足，阐述了Ti2AlNb 基合金内B2相及O相的生长动力学研究成果，并对Ti2AlNb基合金内动力学相关空白领域进行总结，为Ti2AlNb基合金的进一步研究及建立组织演变模型提供参考。

1 Ti2AlNb基合金中组织转变及其动力学

1.1 B2相与α2相间的转变

B2相与α2相的转化机制对B2相的生长动力学具有指导意义[10]。研究发现α2相与B2相之间的转变存在亚稳态中间相，但具体的转变路径还存在一定争议[11]。Sadi等[12]提出了一种β相(Im-3m)转 变 为α2(P63/mmc)的 路 径：Im-3m (A2)→Cmcm(A20) →P63/mmc (A3) →P63/mmc (D019)。有研究发现B2相在较低温度下时效首先转变为O相，随后转变为α2相，这与上述路径相似[13]。Huang等[14]认为B2/β相向α2相的转变是一种混合相变过程，同时具有位移相变和扩散相变，如图1所示。对淬火组织的电子衍射表征进一步确认了其中存在中间相，基于B2相与α2相间的Burgers位向关系 （（0001）α2/ /（110）B2， [1 10]α2/ /[11]B2)推导出位移转变的应变矩阵[14]。

图1 B2/α2相的位移-扩散型转变示意图[14]Fig. 1 Schematic diagram of shuffle/diffusion transformation mechanism in B2/α2 phase[14]

1.2 O相的形成及转变动力学

O相作为Ti2AlNb基合金中关键的强化相，对合金的综合性能具有至关重要的作用。O相的生成主要有三种路径：α2相转变为O相，B2相转变为O相及α2+B2相转变为O相[15-16]。

研究表明α2相转变为O相主要有两种方式[17]：一是直接从初生α2相转化为O相；二是α2相通过扩散形成成分不同的微畴，其中富Nb区转变为O相[18-19]。许多研究指出[20-24]：过饱和含量的Nb会影响α2相的稳定性，使其调幅分解为贫Nb区和富Nb区，贫Nb区的α2由于Nb含量的下降仍可保持α2相结构，而富Nb区成分已接近Ti2AlNb且难以维持α2相结构，于是转变为O相，如图2所示，其中SFs为富Nb区。因为分解反应的范围十分有限，故可观察到细密的O+α2相，见图3。除上述两种方式外，Huang等[14]还提出α2相与O相之间存在前驱体的转化路径，但未明确证实。

图2 α2相转变为O相的相变示意图[21]Fig. 2 Schematic diagram of phase transformation from α2 phase to O phase [21]

图3 Ti3Al-Nb合金中O相析出形貌的TEM显微照片[17] ：细密的α2 + O相Fig. 3 Precipitation morphology of O phase in Ti3Al-Nb alloy by TEM [17]：fine α2 + O phase

B2相向O相转变也存在两种主要方式：一种方式是B2相直接转变为O相[25]，且两相间存在位向关系[19]：(001)O//(110)B2，[110]O//[11]B2；另一种方式是B2相转变为某种过渡相，随后由过渡相转变为O相，如Kazantseva 等[26]在研究中发现B2相到O相的转变中存在亚稳态的中间相B19，且B2相与B19相存在位向关系：(001)B19//(011)B2,<110>B19//<11>B2。他们认为B2相首先形成过渡相B19，随后B19相中原子进一步有序排列，最终形成O相。而Sadi等[12]在研究中用TEM观察到了亚稳态O相(Om相)的存在，认为B2相首先转变为过渡相Om相， 随后Om相在O相稳定的温度范围内长时间退火后转变为稳定的O相。

B2相直接转变为O相为扩散型相变，可用JMA方程计算动力学参数：

式中：f(t)为转变率；k为速率常数；n为Avrami指数；t为等温时间。将上式变形可得：

党薇[27]利用膨胀法研究了Ti-22Al-27Nb在B2+O两相区的等温转变动力学，如图4。可见在温度较低时，O相的生成速率较快，这是因为较低温度下过冷度较大，相变驱动力较大。

图4 不同温度下Ti-22Al-27Nb合金中O相体积分数随等温时间的变化[27]Fig. 4 Variation of O phase volume fraction in Ti-22Al-27Nb alloy with holding times at different temperatures[27]

党薇[27]在研究中指出了O相生长方式与温度的关系。910 ℃曲线的n为2，表明该温度下O相是在晶界形核并向晶内长大；870 ℃和830 ℃的等温过程可分为两个阶段：第一阶段n为1左右，第二阶段n则在1～2之间，这表明O相首先在晶界形核，随着等温时间延长晶内也发生形核长大；790 ℃时，n介于1～2之间，表明O相在晶内晶界均发生形核。由于膨胀法原理性的限制，该研究只局限于两相间转变，未涉及三相或较为复杂的相变过程，所以这些方面的相变动力学还有待进一步研究。

α2相与B2相除了分别以各自路径生成O相外，还可通过包析反应产生O相[28-30]。通过包析反应生成的O相会在α2相周围形成“rim O”相，如图5。Muraleedharan等[18]在TEM观察中证实了这种相变，并有研究指出此时三相间存在的位向关系：[11]B2//[1 10 ]α2， (011)B2//(0001)α2； [0001]α2//[001]O，(1 00 )α2/ /(110)O；[11]B2//[110]O, (110)B2//(001)O[16]。

图5 “rim O”相的显微形貌图[29]Fig. 5 Microstructure of "rim O" phase[29]

2 Ti2AlNb基合金中的生长动力学

2.1 B2相的生长及α2相的钉扎作用

B2相晶粒尺寸影响Ti2AlNb基合金的蠕变性能和室温塑性，也影响后续析出相的微观形貌[10]。探究B2相的动力学生长，可将贝克动力学关系(D=k′ta，D为平均晶粒尺寸)变形为[24,31-33]：

式中：D0是B2相的初始平均晶粒尺寸；a为晶粒的生长指数；k′为系统常数。若只考虑原子扩散对晶界迁移速率的影响，则晶界迁移速率与exp(−Q/RT)成正比，可推导出等温条件下的晶粒生长公式，式（4）[24,34]：

式中：h为常数；Q为生长激活能，由ln关系曲线斜率获得。

徐斌[32]在研究中发现，Ti-22Al-25Nb合金的B2相晶粒尺寸随着保温时间的增加而增大，但在2 h后生长速率减慢。生长速率减慢主要因为B2相晶粒尺寸增大造成晶粒生长驱动力下降[34]。此外，研究指出B2相的生长激活能随着保温时间的增加而增大，原因可能是α2相的钉扎作用[24,34]。

微观组织观察印证了 α2相的作用。图6 显示了α2相分布情况随保温时间延长的变化。当保温时间较短时，B2 相中含有较多 α2相颗粒，且分布在晶粒内各处。随着保温时间的延长，α2相向晶界处逐渐汇聚。研究表明，在热处理的初期，B2 相晶粒生长的驱动力较大，晶界的迁移速率大于 α2相的扩散速率，大部分的 α2相还未来得及在晶界处富集，此时晶界推移阻力较小，激活能较低，而随着保温时间的增加，B2 相晶粒尺寸增大，α2相向晶界处逐渐富集，晶界迁移的驱动力减小，阻力增大，因此生长激活能逐渐增大[34-35]。

图6 Ti-22Al-25Nb合金在1040 ℃下保温不同时间的微观形貌[34] （a） 10 min；（b） 2 h；（c） 6 hFig. 6 Morphology of Ti-22Al-25Nb alloy at heating temperature of 1040 ℃ different holding times for different holding times[34] （a） 10 min；（b） 2 h；（c） 6 h

Emura 等[10]进一步对α2相的钉扎作用进行了量化。利用式（5）计算α2相的钉扎参数：

式中：R和r分别为基体相和析出相的平均晶粒半径；fv为析出相体积分数；β是钉扎参数；m为体积分数分量。结果发现，B2相晶粒尺寸较小时，β=4/3且m=2/3计算值与实际值相符，但当晶粒尺寸增大，计算值与实际值存在较大偏差。使用相同计算模型，计算Ti-22Al-25Nb合金（β=4/9，m=1），钉扎参数在低于1020 ℃时，计算值与实验值偏离较大，故该模型只适用于析出相体积分数低于1.48%的情况[34]，该钉扎模型有待进一步完善以适用更广泛的情况。

目前B2相相关的动力学研究较少且主要围绕B2相晶粒的生长动力学，仍有许多方向有待探究，如B2相晶粒生长研究涉及的温度范围较窄，未涉及更低温度范围的动力学研究。此外，研究表明B2相在一定条件可转为无序结构β相，两者间的有序无序转变为二级相变[31,36-39]，但相关动力学研究较为缺乏。Cowen等[33]曾计算Ti-21Al-29Nb 合金在1050 ℃以上B2相的生长激活能，发现其值远高于 Ti-29Nb系合金，原因是前者有一定浓度的Al 存在，可见成分对B2相的生长动力学存在一定影响，且待进一步研究。

对于α2相，相关研究指出其尺寸会随时效温度和时间而增大，体积分数随时效温度的升高而降低，但时效时间对α2相体积分数的影响较小[10]。α2相的动力学研究较少，主要是因为细小的α2相颗粒常与周围O相组织紧密地混杂在一起，难于区分。

2.2 O相的生长动力学

O相形貌尺寸对性能也十分重要，层状O相的强化作用比等轴析出相好，但会制约B2相的延展性，因此探究层状O相的生长动力学对优化合金综合性能具有指导性意义[33]。Chen等[40]将Ti-22Al-25Nb合金在B2+α2两相区固溶处理，并在B2+O相区时效不同时间后空冷，最终在B2相基体上获得等轴α2颗粒+层状O相的组织形貌。

微观组织形貌表明时效时间的增加将导致层状O相的厚度增大，图7为O相生长动力学的研究结果图[40]，其中图7(a)为O相厚度随时间变化的关系。随着保温时间的增加，O相厚度的增长速率逐渐减慢，这是因为随着片层O相的粗化， O相生长的驱动力减小。对于给定的温度，片层厚度和时间的关系可用式（6）表示：

图7 O 相生长动力学研究结果[40] （a）不同温度下层状O相厚度与时间的关系； （b）不同温度下ln d与ln t 的关系；（c）不同时效时间下与1/ T 的关系Fig. 7 Results of O phase growth kinetics[40] （a） relationship between thickness and time of lamellar O phase at different temperatures； （b） relationship between ln d and ln t at different temperatures； （c） relationship between and 1/ T under different aging time

式中：l为常数；Q为生长激活能，图7(c)为不同时效时间下与1/T的关系图，其拟合直线的斜率可用于计算生长激活能。

目前O相相关的动力学研究 表明O相存在有序(O2)、无序(O1)两种形式，缺陷密度对O相生长速率及相变温度都具有一定影响[18,41-44]，如位错密度降低会使后续O相尺寸较大，空位非平衡浓度较高会提高O相的形成速率。因此结合以往的高温变形[45-48]或微合金化[49-52]研究探索Ti2AlNb合金复杂的相变动力学或生长动力学颇为重要。

3 结束语

（1）Ti2AlNb基合金中三种相之间的转变机制已有充分的研究，但相变路径中的过渡相结构还存在一定争议，有待进一步深入研究确证。

（2）对B2相的生长动力学研究主要集中在(B2+α2)三相区温度，在相组成更为复杂的低温区还缺乏相关研究。α2相的钉扎作用会导致B2相生长速率的骤降。虽已提出相关的钉扎模型，但其适用范围较窄，仍需进一步完善。

（3）O相的等温转变动力学研究表明，随着温度降低，O相的形核方式由晶界形核逐渐转为晶内-晶界同时形核。已有的O相转变动力学或生长动力学研究给出了相关动力学参数，为建立动力学数学模型提供了可能。

（4）Ti2AlNb基合金中尚待动力学研究的方向有：O相有序无序转变的相变动力学；成分对相变动力学或生长动力学的影响；缺陷密度相关的动力学等，这些方向对于调控Ti2AlNb基合金的微观组织具有重要意义。

（5）Ti2AlNb基合金由于其高温比强度高、抗氧化性能优异，在航空航天领域展现出巨大的应用潜力。深入研究Ti2AlNb基合金中的动力学有利于构建更加符合实际的组织演变模型，从而更为合理地设计合金的成分及加工工艺以应对复杂的服役环境。