Ti2AlNb合金及其焊接技術(shù)研究進(jìn)展

中航工業(yè)北京航空制造工程研究所

高能束流加工技術(shù)重點實驗室 陳 瑋 李晉煒

空軍駐北京地區(qū)軍事代表室 史一寧

先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)正朝著高效率、長壽命、低成本的方向發(fā)展，輕量化、整體化以及低成本運行成為發(fā)動機(jī)結(jié)構(gòu)設(shè)計、材料應(yīng)用和制造技術(shù)共同面臨的嚴(yán)峻挑戰(zhàn)。最近十幾年間，西方國家已經(jīng)相繼研制出推重比為10的第四代渦扇發(fā)動機(jī)，如美國的F119、F135和西歐的EJ200。與第三代發(fā)動機(jī)相比，第四代發(fā)動機(jī)的推重比增加20%，零件數(shù)目減少50%，零件壽命增加150%，壽命循環(huán)成本至少降低25%，耐久性增加2倍。隨著壓氣機(jī)增壓比的提高，對于高壓壓氣機(jī)材料的耐溫性要求也隨之提高。美國GE公司的公開資料顯示（見圖1），民用發(fā)動機(jī)的壓氣機(jī)末端溫度（T3）已經(jīng)由20世紀(jì)70年代的590℃（CF6）提高到90年代的650℃（GE90），未來的高速民航發(fā)動機(jī)(HSCT)中可能更高，這已經(jīng)超出了傳統(tǒng)鈦合金的使用溫度上限（600℃），目前高壓壓氣機(jī)葉片與葉盤組件均為鎳基合金。

圖1 GE系列發(fā)動機(jī)各項性能對比Fig.1 Comparison of GE engines' properties

提高發(fā)動機(jī)推重比的直接方法之一就是控制結(jié)構(gòu)重量，即采用輕質(zhì)材料或整體結(jié)構(gòu)。TiAl系合金具有優(yōu)異的高溫性能以及高的比強(qiáng)度和比模量，而其密度僅有鎳基高溫合金的一半，是先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)理想的輕質(zhì)、耐高溫結(jié)構(gòu)材料，因而受到各大航空發(fā)動機(jī)公司的廣泛關(guān)注。美國GE公司與英國羅·羅公司已將TiAl合金應(yīng)用于商用發(fā)動機(jī)低壓渦輪葉片，替代鎳基高溫合金，達(dá)到了大幅減重的目的。Ti2AlNb是TiAl系合金中拓展出的適合在650～750℃范圍內(nèi)使用的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料[1-2]。Ti2AlNb相比于TiAl合金具有更高的強(qiáng)度和更好的斷裂韌性，其優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，適應(yīng)了未來航空發(fā)動機(jī)對高比強(qiáng)度、高比剛度的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料的迫切要求（見圖2[2]），對于降低飛行器的自重、提高燃油效率和高溫服役性能具有重要意義[2]。近些年來，Ti2AlNb合金的研制已經(jīng)成為美國、日本等國家新材料領(lǐng)域研究的熱點之一，其目標(biāo)是替代IN-718合金作為航空發(fā)動機(jī)的零部件，可減重35%左右，從而大大提高發(fā)動機(jī)的推重比。

圖2 幾種常用鈦基金屬間化合物合金性能比較Fig.2 Mechanical properties comparison of several typical Tibased intermetallics

1 Ti2AlNb合金的發(fā)展

20世紀(jì)70年代末，美國空軍實驗室在Ti3Al中加入Nb元素，通過穩(wěn)定塑性較好的B2相，使合金室溫塑性得到明顯提高[3]。隨后，通過添加合金元素，研究人員在提高Ti3Al合金塑性和耐溫性方面做了大量的工作，其中最有名的一個合金為被稱為超α2合金的Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo。

1988 年 Banerjee等[4]在Ti3Al基合金的增塑研究時發(fā)現(xiàn)了三元金屬間化合物Ti2AlNb，因其具有正交結(jié)構(gòu)而被命名為O相（Orthorhombic Phase）。在此基礎(chǔ)上，90年代初多種成分的Ti2AlNb基合金相繼問世，又稱O相合金。典型的Ti2AlNb合金中Al含量（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）為20%～30%，Nb含量（原子數(shù)分?jǐn)?shù)）為12.5%～30%，在此成分范圍內(nèi)的合金具有較高的室溫塑性、良好的斷裂韌性與抗蠕變性能，其可加工性也遠(yuǎn)遠(yuǎn)優(yōu)于TiAl、Ti3Al等金屬間化合物。在眾多三元Ti2AlNb合金中，最具代表性的有Ti-22Al-23Nb、Ti-22Al-25Nb、Ti-22Al-27Nb等。圖3[5]顯示了Ti-22Al-Nb系合金的相圖。此外，Mo、V、Si、Fe、Zr等元素也被加入Ti2AlNb 合金中來改善強(qiáng)度、韌性和蠕變等性能[2]。

2 Ti2AlNb的顯微組織

圖3 Ti-22Al-Nb相圖Fig.3 Phase diagram of Ti-22Al-Nb

和傳統(tǒng)金屬材料一樣，Ti2AlNb 合金的力學(xué)性能主要取決于其顯微組織與化學(xué)成分。Ti2AlNb 基合金一般由α2、B2和O相中的2相或3相構(gòu)成。當(dāng)材料成分選定時，根據(jù)加工方法和后續(xù)熱處理工藝的不同，其顯微組織可在較大范圍內(nèi)發(fā)生變化（見圖4）[6]，深色、灰色及白色區(qū)域分別為α2相、O相和B2相。體心立方結(jié)構(gòu)的B2相具有較多的獨立滑移系，塑性較高，其強(qiáng)度對該相中的Al 含量非常敏感，Al （原子數(shù)分?jǐn)?shù)）含量的降低將使其強(qiáng)度降低，塑性增強(qiáng)；密排六方結(jié)構(gòu)的α2相滑移系主要有＜11-20>{10-10}和＜11-20>{0001}，即＜a>型滑移，其塑性和強(qiáng)度均相對較低，一般呈解理斷裂；O相同時具有＜a>型和＜c+a>型滑移，其塑性優(yōu)于α2相，但不及B2相，斷裂方式仍呈解理斷裂[7-8]。

圖4 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo的4種典型組織（深色、灰色及白色區(qū)域分別為α2相、O相和B2相）Fig.4 Four typical microstructure of Ti-22Al-24Nb-0.5Mo alloy（The dark, grey and bright phases are α2, O, and B2, respectively）

總體來說，影響Ti2AlNb 合金力學(xué)性能的因素有5大方面[7]：（1）α2、B2和O 相的體積分?jǐn)?shù)；（2）各組成相的強(qiáng)度；（3）原始B2相的晶粒尺寸；（5）次生相（α2、O）的形態(tài)與尺寸；（5）位錯結(jié)構(gòu)。與傳統(tǒng)的鈦合金相似，Ti2AlNb 合金中細(xì)小的等軸組織可同時提高合金的室溫強(qiáng)度和塑性，但會降低合金的高溫強(qiáng)度，其最小蠕變速率要比粗大片層組織高2個數(shù)量級；相對于具有細(xì)小O相板條的組織，粗大板條的組織具有更高的室溫塑性，但屈服強(qiáng)度較低[9-10]。Boehlert等[5，11]在對Ti-23Al-27Nb的研究中發(fā)現(xiàn)，材料在B2+α2兩相區(qū)固溶后，時效溫度的不同將導(dǎo)致不同的次生O 相形貌。具體來說，在B2+O兩相區(qū)中較高的溫度時效，析出的O相多呈塊狀；在中溫區(qū)間時效，O相以板條形態(tài)析出；當(dāng)時效溫度較低時，因擴(kuò)散過程緩慢，材料形成由細(xì)小B2相和O 相組成的胞狀結(jié)構(gòu)。單一的B2相組織經(jīng)時效后形成魏氏組織，析出次生相(α2和O相)的尺寸隨時效溫度的降低而減小，且塑性逐漸降低[10]。因為B2相具有較高的塑性，而O相和α2相的塑性較差，所以調(diào)整B2相的體積分?jǐn)?shù)和各相的形態(tài)成為協(xié)調(diào)強(qiáng)度、塑性和韌性的關(guān)鍵。

3 Ti2AlNb合金的加工與應(yīng)用

Ti2AlNb合金可以通過熔煉、鍛造、熱軋、擠壓成型等傳統(tǒng)加工方法獲得。作為金屬間化合物，Ti2AlNb合金塑性相對較低，通過熱加工來調(diào)整顯微組織達(dá)到力學(xué)性能的優(yōu)化是材料推廣應(yīng)用的關(guān)鍵。與傳統(tǒng)的鈦合金相比，Ti2AlNb合金得性能對成分、組織均勻性和缺陷十分敏感。由于合金中各元素熔點與密度差異很大（Ti：1668℃,4.5g/cm3;Al：660℃,2.7g/cm3; Nb： 2468℃, 8.6g/cm3），Ti2AlNb在熔煉過程中容易產(chǎn)生元素偏析、收縮孔隙與粗大的顯微組織。到目前為止，鑄造Ti2AlNb零件在世界范圍內(nèi)還未見公開報道。需要指出的是，在鑄造過程中產(chǎn)生的元素偏析難以在后續(xù)的鍛造過程中消除，由此會帶來應(yīng)力集中導(dǎo)致焊接過程中的裂紋[12]。

圖5 粉末冶金法成型的Ti-22Al-24Nb-0.5Mo零件Fig.5 Ti-22Al-24Nb-0.5Mo component formed by powder metallurgy

國外雖然在材料成分、組織和力學(xué)性能方面研究很多，但對于Ti2AlNb零件的應(yīng)用鮮有報道。印度的Hindustan Aeronautics采用模鍛方法制備了Ti-24Al-15Nb的壓氣機(jī)葉片[13]。國內(nèi)在鍛造成型研究方面，鋼鐵研究總院的李世瓊等[14]制備了多種Ti-22Al-25Nb零件，包括葉片鍛坯及環(huán)形件等。中科院金屬所[12]采用粉末冶金熱等靜壓法制備了多種復(fù)雜結(jié)構(gòu)的Ti2AlNb零件（見圖5）。此種方法為凈成型，省去了后續(xù)機(jī)加工所需的人力和物力，這對于成本較高的Ti2AlNb材料來說是一種很有潛力的成型方法。

4 Ti2AlNb合金的焊接

在航空制造業(yè)中，焊接在重大裝備關(guān)鍵構(gòu)件制造中可有效減輕構(gòu)件重量，降低制造成本，使結(jié)構(gòu)整體化并且保證構(gòu)件性能和縮短制造周期，已經(jīng)成為關(guān)鍵構(gòu)件制造的重要工藝方法之一。作為金屬間化合物材料，Ti2AlNb合金塑性低于傳統(tǒng)鈦合金，且對環(huán)境因素的影響特別敏感，其焊接過程需要極好的控制才能保證焊縫的質(zhì)量。

美國橡樹嶺國家實驗室的S.David等[15]比較了Ti-24Al-11Nb合金板材的的氬弧焊和電子束焊。結(jié)果表明，焊縫的顯微組織取決于焊接線能量和冷卻速率，當(dāng)焊接線能量較大，冷速較慢時，以細(xì)針狀α2相為主；當(dāng)焊接線能量較小，冷速較大時，為B2相+少量針狀α2相。電子束焊接的熔合區(qū)和熱影響區(qū)的顯微硬度高于母材區(qū)，且變化界面明顯；隨焊接線能量的增加，熔合區(qū)和熱影響區(qū)的寬度隨之增加，并因針狀α2相數(shù)量的增加硬度也有所上升。

北京航空制造工程研究所與中科院金屬所對Ti-22Al-25Nb合金板材進(jìn)行了電子束焊接研究[16]，通過調(diào)整加速電壓、電子束電流和焊接速度等工藝參數(shù)確定了幾種不同厚度板材的焊接參數(shù)。此合金具有良好的可焊性，探傷結(jié)果表明焊縫質(zhì)量達(dá)到航標(biāo)I級。焊縫寬度約為1mm，由熔合區(qū)（FZ）、熱影響區(qū)（HAZ）與母材區(qū)（BM）組成（見圖6（a））。由于電子束焊接冷速快，熔合區(qū)由單一的B2相組成，且柱狀晶沿溫度梯度方向由母材區(qū)向熔合區(qū)中心生長（見圖6（b））。母材區(qū)的顯微組織如圖6（c）所示。

經(jīng)過850℃/2h/AC熱處理后，焊縫組織發(fā)生了明顯變化。熔合區(qū)由片層狀的O相析出物與B2相組成，無α2相，O相體積分?jǐn)?shù)約為53.6%[16]。此外，熱處理后焊接接頭各區(qū)域的顯微硬度比焊接態(tài)有明顯提高（見圖7）。

北京鋼鐵研究總院的程云君等[17]研究了Ti-22Al-25Nb板材的電子束焊接顯微組織和力學(xué)性能。研究發(fā)現(xiàn)，熔合區(qū)由單一的柱狀B2相晶粒組成，經(jīng)焊后800℃/2h、850℃/2h后空冷2種制度的熱處理后，850℃熱處理條件下B2相晶粒中析出的O相板條厚度稍大；焊接態(tài)材料的室溫拉伸塑性很好，但650℃拉伸時發(fā)生脆斷；熱處理后的焊接接頭的高溫塑性有所改善；焊接接頭在上述2種熱處理狀態(tài)下的抗拉強(qiáng)度均可達(dá)母材的80%以上，且斷裂位置位于熔合區(qū)。

圖6 焊接態(tài)Ti-22Al-25Nb合金焊縫顯微組織Fig.6 Microstructure of as-welded Ti-22Al-25Nb

5 結(jié)束語

圖7 Ti-22Al-25Nb焊接接頭顯微硬度分布曲線Fig.7 Micro-hardness profile of Ti-22Al-25Nb weld

任何新材料的裝機(jī)應(yīng)用都會經(jīng)歷一個漫長的過程。GE公司在2006年將TiAl葉片應(yīng)用于發(fā)動機(jī)低壓渦輪葉片，但在此之前，TiAl材料經(jīng)過了50年的發(fā)展才達(dá)到了這樣的技術(shù)成熟度。目前Ti2AlNb合金雖然還沒有達(dá)到和TiAl一樣的技術(shù)水平，但它展現(xiàn)出優(yōu)良的綜合性能和較好的加工性與焊接性，隨著新成分的開發(fā)與加工工藝的發(fā)展，Ti2AlNb合金的技術(shù)成熟度也將隨之提高，它的應(yīng)用也將越來越廣泛。

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