Ti2AlNb基金属间化合物高温力学性能研究

中国航空学会第八届动力年会论文

文章编号:

Ti22Al25Nb合金高温拉伸力学性能研究

王卫，崔海涛，温卫东

（南京航空航天大学能源与动力学院，机械结构力学及控制国家重点实验室 南京 210016）

摘 要：对 Ti22Al25Nb合金在不同环境温度(25700oC)和应变率为103/s下进行高温拉伸试验，并对拉伸断口进行了扫描电子显微镜观察。试验结果表明，合金材料弹性模量随温度的升高先增加后减小；合金在常温

(25oC)下屈服强度为1089MPa，高温(700oC)下屈服强度为803MPa，屈服强度下降26.3%；合金抗拉强度随温度

的升高而减小；合金在常温下伸长率为10.7%，高温下伸长率为13.6%，合金材料具有很高的室温和高温塑性；扫描电子显微镜照片显示材料断裂形式为穿晶断裂，断口存在大量的等轴韧窝。

关 键 词： Ti22Al25Nb合金；高温拉伸试验；扫描电子显微镜；拉伸断口；塑性

Study on high temperature tensile mechanical properties of

Ti22Al25Nballoy

WANG WEI，CUI Hai-tao，WEN Wei-dong

（Nanjing University of Aeronautics and Astronautics, State Key Laboratory of Mechanics and Control of

Mechanical Structures, Nanjing 210016, China）

Abstract: The high temperature tensile test of Ti22Al25Nballoy was studied on the range of de-formation temperature from25oCto700oC,strain rate is103/s.The tensile fracture surface was also ob-served by SEM .The result shows that alloy material elastic moduli with temperature rise first increase then decrease; the alloy’s yield strength is1089MPa at room temperature ,high temperature(700oC)yield strength is 803MPa,yield strength fell by 26.3%; Alloy tensile strength decreases with the rise of tempera-ture ;Alloy elongation is 10.7% at room temperature and high temperature elongation is 13.6%,alloy mate-rial has higher room temperature and high temperature plasticity. The SEM photographs show that material fracture mode is transgranular fracture,fracture surface has plenty of equiaxial toughening.

Key words: Ti22Al25Nballoy; high temperature tensile test; SEM; tensile fracture surface; plastic-ity 引言

1988年Banerjee等人

【1】

该合金不仅具有较高的比强度、比刚度，还具有

在Ti-25Al-15Nb合

高温蠕变抗力、断裂韧性高、抗氧化性好、热膨胀系数低等特点

【2-3】

金相区淬火后回火时首先发现了O相，他们认为O相是一种畸变的2相，其成分为

。因此它已成为最具潜力的

新型航空航天轻质高温结构材料。

Ti2AlNb。Ti2AlNb基合金是以有序正交结构O

相为基础的金属间化物合金成分通常在

Ti22Al25Nb合金作为Ti2AlNb基合金

的一种，具有优良的力学性能，本文对

Ti(1830)Al(12.530)Nb范围，并含有少

量的Mo、V和Ta等合金元素。由于长程有序 的超点阵结构减弱了位错运动和高温扩散，因而

Ti22Al25Nb合金进行了高温拉伸试验，并

对拉伸断口进行了扫描电子显微镜观察，进一步了解Ti22Al25Nb合金的力学性能。

作者简介：王卫，男，硕士，航空推进理论与工程。 联系电话：[1**********]，邮箱：[email protected]

中国航空学会第八届动力年会论文

1 Ti22Al25Nb合金的显微组织及性能

Ti22Al25Nb合金一般由2、O和B2

三相组成。其中B2/相为体心立方结构，B2相为有序BCC结构，相为无序BCC结构；2相为密排六方结构的有序相；O相为有序正交结构。图1-2分别给出了2、O（包括完全无序的

O1相及完全有序的O2相）和B2相在【0001】、

【001】、【110】方向的投影[4]。

图1 2、O和B2相在【0001】、【001】、

【110】方向的投影[4]

Fig.1 Projection of

2,Oand B2phase in

【0001】,【001】and【110】directions[4]

.

2相为HCP结构的有序相，化学计量为

Ti3Al，具有DO19(hP8)结构，具有P63/mmc对

称，该结构的特点是原子在【0001】面密排，这就确保了Al原子和相邻Ti原子共享键合，可以理解为4个亚晶格的位置由3个Ti原子和一个

Al原子占据。Ti2AlNb基合金中2相在低温下的析出或分解反应动力学非常缓慢。2相缺少孪生变形，由于长程有序抑制孪生变形。2相独立滑移系较少，塑性较差。

B2/相为体心立方（BCC）结构。其中B2相

为有序BCC结构，相为无序BCC结构。Ti2AlNb基合金经过固容处理后，其高温BCC的相随温度的降低会发生有序无序转变，生成有序BCC的

B2相，该转变为二级相变。此外，Nb的含量不

同对有序无序转变温度也有很大的影响。B2相通过局部不均匀变形，在【111】面上滑移，当

B2晶粒尺寸很大时，断裂方式为解理断裂，当

B2晶粒尺寸很小并且在含Nb的三相合金中，断

裂方式为韧性断裂。

O相为有序正交结构，其成分在Ti2AlNb附

近，各元素占据特定的晶格位置。相比于2相，O相表现出很多优异的性能，作为第二强

化相，其高温强化效果大于2相，而且O相与相邻B2相晶粒间可动滑移系的相容性较好，这对提高金属间化合物合金塑性非常有利。此外，O相特殊的正交有序结构，使其高温抗蠕变性能优于B2和2相。迄今为止，关O相的形成机制仍然存在很大争议[5,6]主要包括以下观点：O相可以通过2相Ti和Nb原子进一步有

序化排列并发生晶格畸变产生；通过位移波使

B2相发生切变，再经过原子有序化排列得到O

相；过饱和态2相发生扩散性分解，富Nb区

便形成O相[7]；通过2和B2相的包析反应生成O相. Ti2AlNb基合金中的晶格参数见表1[8]。

表1 Ti[8]

2AlNb基合金中的晶格参数Table1 Phase lattice parameters of Ti2AlNb alloy[8]

Phase Structure a/nm b/nm c/nm O Orthorhombic 0.609 0.957 0.467

2

hcp 0.58 - 0.46 B2

bcc

0.32

-

-

迄今为止，O相的热力学稳定成分-温度范

围还存在争议，基于材料动力学原因，至今尚未得到Ti2AlNb单晶，使得O相的晶体结构、合金元素站位行为，以及许多物理性质尚处于未知状态。关于O相的形成机制也存在争议

[9,10]

。

2 试验材料及方法

1.1 试验材料

试验用的Ti22Al25Nb合金铸锭是由中国燃气涡轮研究院提供的50mm200mm的棒材，合金的主要成分见表1.

表1 Ti22Al25Nb合金成分

Table1 Chemical composition ofTi22Al25Nb alloy

Ti/wt% Al/wt% Nb/wt% Mo/wt% Bal. 9.9~11.9 39.0~44.6 1.0 Zn/wt% Ni/wt% Fe/wt% Si/wt% 0.01 0.1 0.3 0.1 C/wt% O/wt% N/wt% 其它 0.1 0.1 0.02 0.3

1.2 试验方案

采用线切割方法把50mm200mm棒材切割成12mm200mm小圆棒，然后切削加工成试验尺寸为5mm65mm的试验件。

高温拉伸试验是在Instron5869试验机上进行，为达到高温试验所要求的试验温度，试验件在试验过程中处于Instron-SFL-SF1682A高温炉环境中，试验方案如下：变形温度为

250C,3000C,4000C,5000C,6000C,6500C7000C变形速率为103/s，高温炉升温速率为8oC/min，达到试验温度后保温20min，每个温度点重复三根试样。

3 合金力学性能分析

对Ti22Al25Nb合金进行高温拉伸试验，试验结果见表2。试验结果表明：①材料弹性模量随温度的升高先增加后减小，在500oC时弹性模量达到最大值，当温度高于500oC以后，弹性模量明显减小；②屈服强度0.2随温度的增加总体呈下降趋势，在500oC650oC区间，屈服强度变化很小，当温度高于650o

C以后，屈服强

度明显降低；③抗拉强度b随温度的升高逐渐降低，在700oC时降低为常温时的28.6%；④伸长率

随温度的升高先增加后减小，但伸长率一直保

持在10%以上，表明材料具有很高的室温和高温塑性。

表2 Ti22Al25Nb合金的拉伸性能 Table2 Tensile properties of Ti22Al25Nb alloy

/oC

E/GPa 0.2/MPa

b/MPa

/%

25 118 1098 1305 10.7 300 125 954 1168 15.9 400 129 934 1160 15.8 500 144 897 1137 15.0 600 115 901 1040 12.9 650

97 895

1004 13.9 700 109

802

931

13.6

4 拉伸断口分析

图2 是本试样的扫描电镜拉伸断口照片，列

出了250

C,3000C,5000C,7000C四个温度点下的断口微观形貌图。从拉伸断口的扫描电镜照片来看出：①在25~7000C范围内，试件是穿晶断裂。②图5.1a分析表明250C断口中出现大量长而深的二次裂纹，同样存在大量极小的等轴韧窝,③比较图5.1a、5.1b、5.1c发现随着温度的升高，二次裂纹逐渐减少，等轴韧窝逐渐密集，而且等轴韧窝形状更大更深。④图5.1d 分析表明在7000C条件下，断口上没有二次裂纹，只存在大且深的等轴韧窝,这表明断裂为沿枝晶间断裂的韧窝（微孔洞）聚集型断裂。

（a）250

C高倍（x1000）

（b）3000C高倍（x1000）

（c）

5000

C高倍（x1000） （d）7000C高倍（x1000）

图2断口微观形貌图

Fig.2 The fracture microstructure figure

中国航空学会第八届动力年会论文

5 总结

1）随着温度的升高Ti22Al25Nb合金屈服强度与抗拉强度都逐渐降低。

2）Ti22Al25Nb合金在应变率为103/s下，各温度点下拉伸试验件伸长率均大于10%，表现出较高的室温与高温塑性。

3）拉伸断口扫描电镜观察表明Ti22Al25Nb合金断口是韧性断裂，可以在断口表面看到大量的等轴韧窝。

参考文献

【1】 D. Banejee, A.K. Gogia, T.K. Nandy, et al. A New

Ordered Orthorhombic Phasein a Ti3Al-Nb Alloy [J]. Acta Metallurgica, 1988, 36 (4): 871-882

【2】 Kumpfert J. Intermetallic alloys based on ortho-rhombic titanium aluminide [J].Adv Eng Ma-ter,2001,3:851-864.

【3】 Froes F H, Suryanarayana C, Eliezeer D. Re-view :synthesis ,properties and applications of tita-nium aluminides [J].J Mater Sci,1992,27:5113-5140. 【4】 C.J. Boehlert, B.S. Majumdar, V. Seetharaman

and D.B. Miracle. Part I. The Microstructural Evo-lution in Ti-Al-Nb O + Bcc Orthorhombic Alloys [J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1999, 30: 2305-2323

【5】 N.V. Kazantseva, S.L. Demakov, A.A. Popov, The

Physics of Metals and Metallography, 2007, 103: 388-394

【6】 N.V. Kazantseva, S.L. Demakov, A.A. Popov. Mi-crostructure and plastic deformation of orthorhom-bic titanium aluminides Ti2AlNb. 3 Formation of transformation twins upon the B2-O phase trans-formation [J]. The Physics of Metals and Metallog-raphy, 2007, 103: 378-387

【7】 Y. Wu, D.Z. Yang, G.M. Song. The formation

mechanism of the O phase in a Ti3Al-Nb alloy [J]. Intermetallics, 2000, 8: 629-632

【8】 Li D Q，Boehlert C J.Processing effects on the

grain-boundary character distribution of the ortho-rhombic phase in Ti－Al－Nb alloys［J］．Metall Mater Trans A，2005，36A: 2569 － 2584．

【9】 Kazantseva N V，Demakov S L，Popov A

A．The physics of metals and metallography［J］． 2007，103: 388 － 394．

【10】 Kazantseva N V，Demakov S L，Popov A

A．Microstructure and plastic deformation of or-thorhombic titanium aluminidesTi2AlNb.3 For-mation of transformation twins upon the B2 -O phase transformation［J］.The Physics of Met-alsand Metallography，2007，103: 378 － 387．

中国航空学会第八届动力年会论文

文章编号:

Ti22Al25Nb合金高温拉伸力学性能研究

王卫，崔海涛，温卫东

（南京航空航天大学能源与动力学院，机械结构力学及控制国家重点实验室 南京 210016）

摘 要：对 Ti22Al25Nb合金在不同环境温度(25700oC)和应变率为103/s下进行高温拉伸试验，并对拉伸断口进行了扫描电子显微镜观察。试验结果表明，合金材料弹性模量随温度的升高先增加后减小；合金在常温

(25oC)下屈服强度为1089MPa，高温(700oC)下屈服强度为803MPa，屈服强度下降26.3%；合金抗拉强度随温度

的升高而减小；合金在常温下伸长率为10.7%，高温下伸长率为13.6%，合金材料具有很高的室温和高温塑性；扫描电子显微镜照片显示材料断裂形式为穿晶断裂，断口存在大量的等轴韧窝。

关 键 词： Ti22Al25Nb合金；高温拉伸试验；扫描电子显微镜；拉伸断口；塑性

Study on high temperature tensile mechanical properties of

Ti22Al25Nballoy

WANG WEI，CUI Hai-tao，WEN Wei-dong

（Nanjing University of Aeronautics and Astronautics, State Key Laboratory of Mechanics and Control of

Mechanical Structures, Nanjing 210016, China）

Abstract: The high temperature tensile test of Ti22Al25Nballoy was studied on the range of de-formation temperature from25oCto700oC,strain rate is103/s.The tensile fracture surface was also ob-served by SEM .The result shows that alloy material elastic moduli with temperature rise first increase then decrease; the alloy’s yield strength is1089MPa at room temperature ,high temperature(700oC)yield strength is 803MPa,yield strength fell by 26.3%; Alloy tensile strength decreases with the rise of tempera-ture ;Alloy elongation is 10.7% at room temperature and high temperature elongation is 13.6%,alloy mate-rial has higher room temperature and high temperature plasticity. The SEM photographs show that material fracture mode is transgranular fracture,fracture surface has plenty of equiaxial toughening.

Key words: Ti22Al25Nballoy; high temperature tensile test; SEM; tensile fracture surface; plastic-ity 引言

1988年Banerjee等人

【1】

该合金不仅具有较高的比强度、比刚度，还具有

在Ti-25Al-15Nb合

高温蠕变抗力、断裂韧性高、抗氧化性好、热膨胀系数低等特点

【2-3】

金相区淬火后回火时首先发现了O相，他们认为O相是一种畸变的2相，其成分为

。因此它已成为最具潜力的

新型航空航天轻质高温结构材料。

Ti2AlNb。Ti2AlNb基合金是以有序正交结构O

相为基础的金属间化物合金成分通常在

Ti22Al25Nb合金作为Ti2AlNb基合金

的一种，具有优良的力学性能，本文对

Ti(1830)Al(12.530)Nb范围，并含有少

量的Mo、V和Ta等合金元素。由于长程有序 的超点阵结构减弱了位错运动和高温扩散，因而

Ti22Al25Nb合金进行了高温拉伸试验，并

对拉伸断口进行了扫描电子显微镜观察，进一步了解Ti22Al25Nb合金的力学性能。

作者简介：王卫，男，硕士，航空推进理论与工程。 联系电话：[1**********]，邮箱：[email protected]

中国航空学会第八届动力年会论文

1 Ti22Al25Nb合金的显微组织及性能

Ti22Al25Nb合金一般由2、O和B2

三相组成。其中B2/相为体心立方结构，B2相为有序BCC结构，相为无序BCC结构；2相为密排六方结构的有序相；O相为有序正交结构。图1-2分别给出了2、O（包括完全无序的

O1相及完全有序的O2相）和B2相在【0001】、

【001】、【110】方向的投影[4]。

图1 2、O和B2相在【0001】、【001】、

【110】方向的投影[4]

Fig.1 Projection of

2,Oand B2phase in

【0001】,【001】and【110】directions[4]

.

2相为HCP结构的有序相，化学计量为

Ti3Al，具有DO19(hP8)结构，具有P63/mmc对

称，该结构的特点是原子在【0001】面密排，这就确保了Al原子和相邻Ti原子共享键合，可以理解为4个亚晶格的位置由3个Ti原子和一个

Al原子占据。Ti2AlNb基合金中2相在低温下的析出或分解反应动力学非常缓慢。2相缺少孪生变形，由于长程有序抑制孪生变形。2相独立滑移系较少，塑性较差。

B2/相为体心立方（BCC）结构。其中B2相

为有序BCC结构，相为无序BCC结构。Ti2AlNb基合金经过固容处理后，其高温BCC的相随温度的降低会发生有序无序转变，生成有序BCC的

B2相，该转变为二级相变。此外，Nb的含量不

同对有序无序转变温度也有很大的影响。B2相通过局部不均匀变形，在【111】面上滑移，当

B2晶粒尺寸很大时，断裂方式为解理断裂，当

B2晶粒尺寸很小并且在含Nb的三相合金中，断

裂方式为韧性断裂。

O相为有序正交结构，其成分在Ti2AlNb附

近，各元素占据特定的晶格位置。相比于2相，O相表现出很多优异的性能，作为第二强

化相，其高温强化效果大于2相，而且O相与相邻B2相晶粒间可动滑移系的相容性较好，这对提高金属间化合物合金塑性非常有利。此外，O相特殊的正交有序结构，使其高温抗蠕变性能优于B2和2相。迄今为止，关O相的形成机制仍然存在很大争议[5,6]主要包括以下观点：O相可以通过2相Ti和Nb原子进一步有

序化排列并发生晶格畸变产生；通过位移波使

B2相发生切变，再经过原子有序化排列得到O

相；过饱和态2相发生扩散性分解，富Nb区

便形成O相[7]；通过2和B2相的包析反应生成O相. Ti2AlNb基合金中的晶格参数见表1[8]。

表1 Ti[8]

2AlNb基合金中的晶格参数Table1 Phase lattice parameters of Ti2AlNb alloy[8]

Phase Structure a/nm b/nm c/nm O Orthorhombic 0.609 0.957 0.467

2

hcp 0.58 - 0.46 B2

bcc

0.32

-

-

迄今为止，O相的热力学稳定成分-温度范

围还存在争议，基于材料动力学原因，至今尚未得到Ti2AlNb单晶，使得O相的晶体结构、合金元素站位行为，以及许多物理性质尚处于未知状态。关于O相的形成机制也存在争议

[9,10]

。

2 试验材料及方法

1.1 试验材料

试验用的Ti22Al25Nb合金铸锭是由中国燃气涡轮研究院提供的50mm200mm的棒材，合金的主要成分见表1.

表1 Ti22Al25Nb合金成分

Table1 Chemical composition ofTi22Al25Nb alloy

Ti/wt% Al/wt% Nb/wt% Mo/wt% Bal. 9.9~11.9 39.0~44.6 1.0 Zn/wt% Ni/wt% Fe/wt% Si/wt% 0.01 0.1 0.3 0.1 C/wt% O/wt% N/wt% 其它 0.1 0.1 0.02 0.3

1.2 试验方案

采用线切割方法把50mm200mm棒材切割成12mm200mm小圆棒，然后切削加工成试验尺寸为5mm65mm的试验件。

高温拉伸试验是在Instron5869试验机上进行，为达到高温试验所要求的试验温度，试验件在试验过程中处于Instron-SFL-SF1682A高温炉环境中，试验方案如下：变形温度为

250C,3000C,4000C,5000C,6000C,6500C7000C变形速率为103/s，高温炉升温速率为8oC/min，达到试验温度后保温20min，每个温度点重复三根试样。

3 合金力学性能分析

对Ti22Al25Nb合金进行高温拉伸试验，试验结果见表2。试验结果表明：①材料弹性模量随温度的升高先增加后减小，在500oC时弹性模量达到最大值，当温度高于500oC以后，弹性模量明显减小；②屈服强度0.2随温度的增加总体呈下降趋势，在500oC650oC区间，屈服强度变化很小，当温度高于650o

C以后，屈服强

度明显降低；③抗拉强度b随温度的升高逐渐降低，在700oC时降低为常温时的28.6%；④伸长率

随温度的升高先增加后减小，但伸长率一直保

持在10%以上，表明材料具有很高的室温和高温塑性。

表2 Ti22Al25Nb合金的拉伸性能 Table2 Tensile properties of Ti22Al25Nb alloy

/oC

E/GPa 0.2/MPa

b/MPa

/%

25 118 1098 1305 10.7 300 125 954 1168 15.9 400 129 934 1160 15.8 500 144 897 1137 15.0 600 115 901 1040 12.9 650

97 895

1004 13.9 700 109

802

931

13.6

4 拉伸断口分析

图2 是本试样的扫描电镜拉伸断口照片，列

出了250

C,3000C,5000C,7000C四个温度点下的断口微观形貌图。从拉伸断口的扫描电镜照片来看出：①在25~7000C范围内，试件是穿晶断裂。②图5.1a分析表明250C断口中出现大量长而深的二次裂纹，同样存在大量极小的等轴韧窝,③比较图5.1a、5.1b、5.1c发现随着温度的升高，二次裂纹逐渐减少，等轴韧窝逐渐密集，而且等轴韧窝形状更大更深。④图5.1d 分析表明在7000C条件下，断口上没有二次裂纹，只存在大且深的等轴韧窝,这表明断裂为沿枝晶间断裂的韧窝（微孔洞）聚集型断裂。

（a）250

C高倍（x1000）

（b）3000C高倍（x1000）

（c）

5000

C高倍（x1000） （d）7000C高倍（x1000）

图2断口微观形貌图

Fig.2 The fracture microstructure figure

中国航空学会第八届动力年会论文

5 总结

1）随着温度的升高Ti22Al25Nb合金屈服强度与抗拉强度都逐渐降低。

2）Ti22Al25Nb合金在应变率为103/s下，各温度点下拉伸试验件伸长率均大于10%，表现出较高的室温与高温塑性。

3）拉伸断口扫描电镜观察表明Ti22Al25Nb合金断口是韧性断裂，可以在断口表面看到大量的等轴韧窝。

参考文献

【1】 D. Banejee, A.K. Gogia, T.K. Nandy, et al. A New

Ordered Orthorhombic Phasein a Ti3Al-Nb Alloy [J]. Acta Metallurgica, 1988, 36 (4): 871-882

【2】 Kumpfert J. Intermetallic alloys based on ortho-rhombic titanium aluminide [J].Adv Eng Ma-ter,2001,3:851-864.

【3】 Froes F H, Suryanarayana C, Eliezeer D. Re-view :synthesis ,properties and applications of tita-nium aluminides [J].J Mater Sci,1992,27:5113-5140. 【4】 C.J. Boehlert, B.S. Majumdar, V. Seetharaman

and D.B. Miracle. Part I. The Microstructural Evo-lution in Ti-Al-Nb O + Bcc Orthorhombic Alloys [J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1999, 30: 2305-2323

【5】 N.V. Kazantseva, S.L. Demakov, A.A. Popov, The

Physics of Metals and Metallography, 2007, 103: 388-394

【6】 N.V. Kazantseva, S.L. Demakov, A.A. Popov. Mi-crostructure and plastic deformation of orthorhom-bic titanium aluminides Ti2AlNb. 3 Formation of transformation twins upon the B2-O phase trans-formation [J]. The Physics of Metals and Metallog-raphy, 2007, 103: 378-387

【7】 Y. Wu, D.Z. Yang, G.M. Song. The formation

mechanism of the O phase in a Ti3Al-Nb alloy [J]. Intermetallics, 2000, 8: 629-632

【8】 Li D Q，Boehlert C J.Processing effects on the

grain-boundary character distribution of the ortho-rhombic phase in Ti－Al－Nb alloys［J］．Metall Mater Trans A，2005，36A: 2569 － 2584．

【9】 Kazantseva N V，Demakov S L，Popov A

A．The physics of metals and metallography［J］． 2007，103: 388 － 394．

【10】 Kazantseva N V，Demakov S L，Popov A

A．Microstructure and plastic deformation of or-thorhombic titanium aluminidesTi2AlNb.3 For-mation of transformation twins upon the B2 -O phase transformation［J］.The Physics of Met-alsand Metallography，2007，103: 378 － 387．