趙云，劉立斌，楊家俊，章立鋼

Ti-Al-Nb三元體系50Ti-Al-Nb的垂直截面

趙云，劉立斌，楊家俊，章立鋼

(中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

采用真空熔煉法制備Ti-Al-Nb三元合金樣品，分別在1 000，900和800 ℃的爐中退火720，1 440和2 160 h后，快速淬火以保留高溫組織。使用X射線衍射分析(XRD)，差熱分析(DSC)和電子探針顯微分析(EPMA)研究Ti-Al-Nb系統(tǒng)中50Ti-Al-Nb的垂直截面。重點檢測了中溫區(qū)域(800~1 000 ℃)的相區(qū)變化，實際測得5個三相平衡區(qū)：σ+β+α2，σ+O+α2，α2+γ+β，α2+γ+σ以及α2+σ+τ；2個兩相平衡區(qū)：β+O和α2+γ；以及2個單相區(qū)：γ和β。

Ti2AlNb；Ti-Al-Nb體系；微觀結(jié)構(gòu)；相圖測定；垂直截面

Ti2AlNb基合金主要是以正交有序結(jié)構(gòu)O相為基礎(chǔ)的金屬間化合物，成分通常在Ti-(18~30)Al-(12.5~ 30)Nb 的范圍內(nèi)[1]，具有較低的密度、良好的高溫強度和高溫抗氧化性以及優(yōu)異的抗蠕變性能[2]，是航空航天領(lǐng)域高溫結(jié)構(gòu)件的理想材料之一[3-4]。該合金除了O 相(Ti2AlNb)外，組織中往往還包含α2相(Ti3Al)和β/B2相。根據(jù)Ti2AlNb合金的發(fā)展，可以將其分為兩代[5-6]：第一代O相合金，是指Nb摩爾分數(shù)小于25%，在β/B2+O+α2三相區(qū)進行熱處理得到的合金，其相組成一般為β/B2+O+α2；第二代O相合金則是指Nb摩爾分數(shù)大于等于25%，在β/B2+O的兩相區(qū)進行熱處理得到的合金，其相組成通常是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斷裂韌性和塑性；而α2相則一般是脆性相[9]，雖然可以提高合金的屈服強度，但是合金的伸長率和蠕變強度會隨著α2相體積分數(shù)的增加而降低；O相通常塑性較差[10]，斷裂韌性也較低，但是通過熱處理獲得的B2+O相復(fù)合組織中O相往往有較好的強化作用，不僅可以有效提高合金的強度和塑性，也可以大幅提高合金的蠕變性能。同時，近些年在Ti2AlNb基合金中發(fā)現(xiàn)的金屬間化合物τ(Ti4Al3Nb)對合金的性能也起到了一定的強化作用[11-12]。但目前對Ti2Al- Nb基合金的研究更多地集中在富Ti端[9, 13-14]，而對于Al含量較高的合金成分關(guān)注較少，尤其是關(guān)于τ相與Ti2AlNb基合金相關(guān)系的研究則更為稀少[15]，不利于后續(xù)熱處理及合金的設(shè)計開發(fā)。因此，本文采用平衡合金法，結(jié)合DSC，EPMA和XRD分析技術(shù)對包含τ相的Ti2AlNb基合金中的50Ti-Al-Nb垂直截面進行系統(tǒng)研究，以期為之后合金設(shè)計和熱處理工藝設(shè)計提供一定的理論指導(dǎo)。

1 實驗

采用平衡合金法研究Ti-Al-Nb中的相位關(guān)系。熔煉原材料是由北京金鈺研科技有限公司提供的高純 Al(99.99%)、高純Nb(99.99%)和高純Ti(99.99% )。將原料放到盛有酒精的超聲波振蕩器中采用超聲波震蕩清洗干燥后，用電子天平(精度為0.001 g)稱量，獲得所需的合金配比。之后，將配置好的原料在真空電弧熔煉爐中均勻混合，同時使用純Ti作為吸氧劑以減少氧化。整個熔煉過程都在高純氬氣的保護下進行。熔煉合金時每塊樣品都需要正反兩面反復(fù)熔煉6次，以保證合金中成分均勻。熔煉結(jié)束后，再次稱量，以保證每個樣品的質(zhì)量損失都小于 1%。將獲得的合金鑄錠采用線切割平均分為4份，其中3份打磨掉因切割產(chǎn)生的氧化層后，封入充滿氬氣的石英管進行熱處理，剩余1份則用于鑄造樣品的檢測。將封好的石英管分別放在1 000，900和800 ℃的爐子中退火720，1 440和2 160 h。退火完成后，將石英管在冰水混合溶液中快速淬火。

選取在1 000 ℃退火720 h的樣品，從樣品上切下10~20 mg厚的薄片，放入Labsys EVO(DSC，30~1 200 ℃)儀器中檢測是否存在相變以及存在相變時的具體溫度，再將部分相變不明顯或者相變較多的樣品送至Netzsch 449 F3(DSC，30~1 100 ℃)儀器進一步確認檢測。DSC實驗使用Al2O3坩堝[16]，并且整個過程都在高純度氬氣(99.99%)的保護下進行。實驗期間選擇20 ℃/min的加熱/降溫速率確保熱分析過程擁有最佳的相變起始點。同時，將退火后的樣品打磨拋光后使用SEM(FEI SIRION200)觀察樣品中的組織形貌，分析樣品中的元素組成，隨后通過EPMA(JXA- 8800R, JEOL, Japan)進行顯微組織分析以及具體各相成分測定。最后，把清洗干凈的樣品放到研缽中磨成粉末，通過XRD(D-max/2550VB+，40 kV，250 mA，掃描速度為8(°)/min，掃描范圍為10°到90°)對合金樣品進行物相分析。

2 結(jié)果與討論

表1所列為本次實驗中所測的8組DSC合金樣品的相變溫度以及相變類型。表2則匯總了本次實驗中24個樣品在1 000，900和800 ℃的退火溫度分別退火720，1 440和2 160 h后的相組成與相分數(shù)。

表1 50Ti-xAl-yNb截面1 000 ℃退火樣品相變類型及相變溫度

圖1所示分別為5號和6號樣品的DSC曲線，由圖可知5和6號樣品在多個溫度上存在相變。其中最值得注意的是5和6號合金在704 ℃和758 ℃兩個溫度均存在相變，且兩者的成分相近。分析可知這兩個樣品在這兩個溫度應(yīng)該存在相同的相變，結(jié)合后續(xù)的EPMA和XRD結(jié)果，則可以知道這兩個相變分別是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

圖1 5和6號樣品的DSC結(jié)果

1號合金是TiNb二元合金，Ti與Nb元素各占合金成分(at.%)的一半。該合金的EPMA和XRD的結(jié)果顯示，在800，900和1 000 ℃退火后，合金組織始終為β單相，因此僅展示該合金1 000 ℃退火720 h的組織(圖2(a))，圖2(b)則是其對應(yīng)的XRD圖譜。同時1號合金的DSC曲線在升溫過程中無任何變化，這也證明了該合金在測量范圍內(nèi)始終為β單相。2號合金雖然成分與1號不同，但是其退火組織與1號樣品完全相同，均為單相β。

3和4號合金的EPMA圖像和X射線衍射圖譜幾乎完全相同，所以僅以3號合金中的組織變化為例。圖3(a)展示了該合金在1 000 ℃退火后的形貌，可以發(fā)現(xiàn)整個圖像中只含有淺灰色的β相，證明了該合金位于β單相區(qū)，XRD結(jié)果(圖3(b))也與之吻合。900 ℃(圖3(c))和800 ℃(圖3(e))退火后的形貌與1 000 ℃退火樣品相比發(fā)生了變化，合金組織由單一的β相變?yōu)樯罨疑腛相和淺灰色的β相，在它們的X射線衍射圖譜圖3(d)和(f)中也清晰地標定出了這兩相。同時值得注意的是，800 ℃的退火組織明顯要比900 ℃的退火組織細密，O相的體積分數(shù)也有顯著增加。

圖2 1號合金在1 000 ℃退火后的EPMA圖像(a)和XRD圖譜(b)

圖3 3號合金在1 000 ℃(頂部)、900 ℃(中部)以及800 ℃(底部)退火后的EPMA圖像(a)，(c)，(e)和XRD結(jié)果(b)，(d)，(f)

5號合金在1 000 ℃下退火720 h的顯微組織如圖4(a)所示。圖中灰白色的基體是σ相，淺灰色是β相，與β相穿插交雜的深灰色相則是α2相。XRD圖譜(圖4(b))也佐證了σ+O+α2三相的存在，可以確定1 000 ℃退火條件下該合金位于σ+β+α2三相區(qū)。圖4(c)是5號合金900 ℃退火后的顯微組織，它是由σ+O+α2三相組成，可以看到該溫度下退火組織相對粗大，同相聚集明顯，呈現(xiàn)出基于α2相的鈦合金的典型組織[17]。800 ℃退火的樣品顯微組織(圖4(e))由深色的α2相和淺灰色的σ相組成，其中α2相以斑點狀分布在σ相基體中。在5號樣品的DSC曲線中，958 ℃存在著σ+β? α2+O相變，這與EPMA結(jié)果和X射線衍射圖譜分析的相變過程相吻合。

圖4 5號合金在1 000 ℃(頂部)、900 ℃(中部)以及800 ℃(底部)退火后的EPMA圖像(a)，(c)，(e)和XRD結(jié)果(b)，(d)，(f)

圖5所示為6號樣品分別在1 000，900和800 ℃退火后的顯微組織和XRD衍射分析結(jié)果。1 000 ℃退火720 h的EPMA圖和XRD衍射圖譜如圖5(a)，(b)所示，合金此時位于三相平衡區(qū)，其中深灰色相為γ，淺灰色相為α2，白色相為β。退火溫度從1 000 ℃降低到900 ℃時，可以發(fā)現(xiàn)原本的α2+γ+β三相區(qū)變?yōu)榱甩?+γ+σ三相區(qū)，且粗大的α2和γ相在相變后變得細小均勻。800 ℃的退火組織則變成了灰白色的α2基體相，淺灰針狀的γ相以及斑點狀的深灰τ相。依照DSC結(jié)果，結(jié)合文獻分析可知該合金930 ℃發(fā)生了β?α2+γ+σ相變，故顯微組織從1 000 ℃的α2+γ+β變?yōu)榱?00 ℃的α2+γ+σ三相。

7號和8號合金在1 000，900和800 ℃退火后的顯微組織在整個溫度范圍內(nèi)均沒有發(fā)生變化。7號合金在整個溫度范圍內(nèi)都是α2+γ兩相，8號合金則都是γ單相。因此僅僅選取7號和8號合金1 000 ℃的退火組織和X射線衍射圖譜為例。

結(jié)合表1和表2中的數(shù)據(jù)和前述分析，得到50Ti-Al-Nb體系的實測垂直截面相圖，如圖7所示。本次工作重點檢測了垂直截面中溫區(qū)域(800~1 000 ℃)的變化，實際測得5個三相平衡區(qū)：σ+β+α2，σ+O+α2，α2+γ+β，α2+γ+σ以及α2+γ+τ；3個兩相平衡區(qū)：β+O，α2+γ和α2+σ；以及2個單相區(qū)：γ和β。再結(jié)合已有的相關(guān)系和文獻中的實驗數(shù)據(jù)[18?19]，完成了該截面的繪制。圖7中，用紅色的虛線表示本次實驗中DSC檢測的成分，紅色的圓點表示實際測得的DSC溫度，藍色的圖形表示文獻報道的實驗結(jié)果。

圖5 6號合金在1 000 ℃(頂部)、900 ℃(中部)以及800 ℃(底部)退火后的EPMA圖像(a)，(c)，(e)和XRD結(jié)果(b)，(d)，(f)

圖6 7號合金在1 000 ℃(頂部)、8號合金在1 000 ℃(底部)退火后的EPMA圖像(a)，(c)和XRD結(jié)果(b)，(d)

圖7 基于本工作和文獻數(shù)據(jù)構(gòu)建的50Ti-xAl-yNb垂直截面[18-19]

3 結(jié)論

采用平衡合金法和掃描電鏡、電子探針、X 射線衍射等分析手段確定了Ti-Al-Nb三元體系中50Ti-Al-Nb的垂直截面，實際測得5個三相平衡區(qū)：σ+β+ α2，σ+O+α2，α2+γ+β，α2+γ+σ和α2+γ+τ；3個兩相平衡區(qū)：β+O，α2+γ和α2+σ；以及2個單相區(qū)：γ和β。同時實驗也測定了γ+α2?τ+σ，α2+σ?τ+O，γ+α2?τ，β?γ+α2+σ以及β+σ?α2+O等相變的反應(yīng)溫度。

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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

科技部重點專項(2016YFB0701301)

2020?05?26；

2020?06?15

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

(編輯 高海燕)