随着2007 年Ti-48Al-2Cr-2Nb(at.%) 合金在GE90-nx 发动机低压涡轮叶片上的应用[1]，人们对金属间化合物的信心再次受到鼓舞，其构件在未来先进飞行器上展现出良好的应用前景[2]。 近年来，以通过β 相区凝固为特征的TiAl 合金由于其优异的热加工性和潜在的铸造优势，受到密切关注[3]。 β 凝固TiAl 合金的凝固路径为L→L+β→β→β+α→…，由于凝固过程中不发生包晶转变L+β→α， 从而避免了包晶偏析现象[4]，β 凝固TiAl 合金还具有组织细小和无织构的特点，可向铸造合金发展[3,5]。
β 凝固TiAl 合金中，B2 相是一种常见的亚稳相，它是高温β 相在冷却过程中经β→B2 有序化转变而来，具有体心立方(b.c.c)结构[6]。但B2 相和其高温分解后产生的一些衍生相是脆性相，会恶化合金塑性[7]，这也在一定程度上制约了β 凝固TiAl 合金的发展。
前人围绕β 凝固TiAl 合金β/B2 相演变行为开展了大量研究， 这些工作成果不仅可以为β 凝固TiAl 合金在服役温度范围内的组织调控提供理论指导，还对改善合金性能具有工程借鉴价值。本文将针对β 凝固TiAl 合金B2/β 相演变行为及控制的相关研究， 结合作者开展的关于高Nb-TiAl 合金的工作，进行综述分析和讨论。
1 β 凝固TiAl 合金组织、性能及问题
β 凝固TiAl 合金通常含有Nb、Mo、V 等β 相稳定元素， 这类元素稳定并促使合金在室温下保留较多的B2 相[8]。 通常认为，B2 相在室温处于热力学亚稳状态，对TiAl 合金性能的影响具有两面性。 具有体心立方(bcc)结构的β/B2 相在高温具有良好的变形能力[9]，这提升了TiAl 合金的热加工性[10]。但室温脆性的B2 相会恶化合金的室温塑性[6,11]。 同时，β 凝固TiAl 合金具有低偏析、 组织细化和无织构的特点， 被认为优于包晶凝固特征TiAl 合金。Huang 等[7]认为，B2 相及其衍生ω 相作为组织中的脆性质点，会恶化TiAl 合金室温和高温塑性。 另一方面，Appel 等[12]在挤压态Ti-(40-44)Al-8.5Nb 合金经1 030 ℃退火2 h 后，发现B2 相分解成具有正交晶系结构的B19 相和B33 相， 其中B19 相结构和Ti2AlNb 结构相似[13]，利于合金塑性的改善，B2 相分解后形成的亚结构使得合金具有优良的综合力学性能。
β 凝固TiAl 合金室温组织的复杂性给相关研究带来了困难[14]，合金力学性能受B2 相及其衍生相含量、微观特征及热稳定性等因素影响。 总的来说，人们希望B2 相在TiAl 合金服役温度范围内处于热力学稳定状态，不发生分解或转变，以提高力学性能的稳定性。 因此，B2/β 相的形成条件、机制、演变及控制是研究人员重点关注的问题。
2 β/B2 相演变规律与机制
2.1 B2 相形成和微观形貌
在β 凝固TiAl 合金中，B2 相一般分布在α2/γ片层团交界处，呈不规则的条块状，尺寸在5~20 μm左右，如图1(a)所示[15]。还有研究表明，Ti-44Al-8Nb-1B合金经过长时间热暴露后，片层组织内再次形成B2相，大小接近于片层板条，如图1(b)所示[16]。 B2 相在退火过程中会发生扩散控制型的分解和转变，而B2/β 相稳定元素如Nb、Mo、W 等的扩散能力很低，当此类元素含量较高或B2 相尺寸较大时，B2 相的消除会变得困难。 因此，通常希望在初始铸态组织中获得具有细小、β/B2 偏析程度较低、 分布均匀的亚稳B2 相，有利于随后的均匀化处理，同时可降低α2/γ 片层组织的粗化程度。
图1 β 凝固TiAl 合金中的典型B2 相形貌[15-16]
Fig.1 Typical morphology of B2 phase in β-solidified TiAl Alloy[15-16]
2.2 β→B2 有序化和B2 相含量控制
目前认为，β→B2 有序化过程中， 高温β 相晶格中的体心原子和晶胞顶点原子发生移位，使β 相b.c.c 结构的对称性下降，从而转变成有序B2 相[17]。Clemens 等[4]对Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.1B (TNM)合金中相组成和含量的计算发现，β→B2 的有序化温度范围是1 410~1 420 ℃。 Schwaighofer 等[16]采用原位高温XRD 和DSC 分析了升温过程中TNM 合金中的各相组成和含量，表明合金的β 有序化在1 175~1 205 ℃，这和计算结果相差较大，通常认为实验的可信度相对较高。同时，研究均表明在共析温度（Teut）以下随着温度降低，B2 相体积分数减小，并且β 相稳定化越强，B2 相存在的温度越低， 体积分数越高。由此可知，在合金降温过程中发生的β→B2有序化转变中，冷却过程对β→B2 转变行为、微区成分、相结构存在紧密影响。
另一个关注点是在Teut(共析温度)以下是否存在热力学稳定的B2 相。 有研究报道了α2+B2+γ 三相区[18]，但TNM 合金在900 ℃时效6 h 后，B2 相的体积分数从14%下降到3%[19]，Ti-44Al-8Nb-1B 合金经1 310 ℃热等静压后，B2 相几乎都被消除 [15]， 说明B2 相在Teut 以下的大部分区域处于亚稳态，经过高温退火后会发生分解和转变。 在Chladil 等[20]给出的Ti-45Al-xNb 相图中，Teut 以下并不存在B2 相，相关争议还有待研究。
2.3 B2 相的分解和转变
Yu 等[21]较早研究了亚稳B2 相的分解，热轧态Ti-40Al-10Nb 合金经900 ℃时效24 h 后， 组织中存在由B2 相转变，具有B82 结构的ω 相。 Huang等[7, 15-16]较为系统研究了亚稳B2 相的分解过程，发现热等静压态Ti-44Al-8Nb-1B 合金经700 ℃热暴露1 000 h 后析出非常细小的B82-ω 相(～200 nm)。研究还确定了B82-ω 相和亚稳B2 相之间的位向关系以及析出取向，并发现B82-ω 相容易在Ti 和Nb含量较高的区域生成。 Song 等[8]在铸态Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.02Y 的B2 相中观察到细小弥散分的B82-ω 相，表明其可以直接从亚稳B2 相中析出[7]。在长时间的时效中，α2/γ 片层组织会发生分解，可通过α2→B2(ω)和α2+γ→B2(ω)转变生成二次亚稳B2 相[16]。 因此，亚稳B2 相的分解、转变和形成受合金成分、初始组织状态、时效温度和时效时间等因素影响。
3 高Nb-TiAl 合金受控冷却下的β/B2 相演变与控制
3.1 高Nb-TiAl 合金不同冷速下的显微组织
具有Ti-45Al-8Nb-(W, B, Y)(at.%)成分特征的β 凝固TiAl 合金是TiAl 合金向更高温发展的典范。 从1 500 ℃(β 单相区)保温30 min 后以不同冷速冷却至室温，其显微组织如图2 所示，室温组织呈现较大的差异[22]。当冷速为5 ℃/min 和20 ℃/min时，合金的显微组织呈均匀的全片层组织，平均片层团尺寸分别为272.0 μm 和171.5 μm， 且没有明显β/B2 偏析，如图2(a)和(b)。这表明在β 相区保温有利于β→α 完全转变，可以消除β 偏析，形成均匀组织。 在较慢冷速下，大多数的α 相以硼化物为核心进行形核，Al 和Nb 元素从β 相向β/α 界面发生长程扩散，故α 相生长呈现出等轴形貌，形成无特定生长方向的非Burgers α 相。当冷速为100 ℃/min时，合金的室温组织呈现近片层组织，片层团边界出现白色衬度的B2 相残余， 含量约为5.76 vol.%，如图2(c)。 图2(d)为冷速700 ℃/min 时情况，B2 相含量增加至9.64 vol.%，片层结构及其细小，且存在有片层粗化形成的块状γ 相[23]。
图2 不同冷速下高Nb-TiAl 合金显微组织演化图
Fig.2 Microstructure evolution of high Nb-TiAl alloy at different cooling rates
冷速较快时，α 相可在β 晶界处以及TiB 上形核生长，形成α 相与β 相存在{011}β//(000 1)α 以及<1-11>β//<11-20>α 的Burgers 位相关系。 快冷条件下，如图2(e)，α2 分解和γ 相的形成被强烈抑制，形成类似于马氏体的结构特征， 且在非平衡冷却过程中α 相的直接有序化是优先进行的。 随冷速从5 ℃/min 增加到700 ℃/min， 片层间距从0.41 μm减小到0.06 μm。 图2(f)所示，由于较慢冷速下β 稳定元素充分扩散，有利于β→α 完全转变，所以形成均匀的全片层组织。而冷速较快，β 稳定元素不能完全扩散，残留在片层团边界出形成残余β 相，经有序化为室温B2 相存在于细化的片层团边界处[24]。
3.2 高Nb-TiAl 合金连续冷却过程中的组织演化
利用受控冷却-淬火设备对合金从1 500 ℃(β单相区)以5、20 以及100 ℃/min 的冷速冷却至不同温度(间隔50 ℃)、进行淬火进行显微组织分析，并建立合金的连续冷却曲线，如图3 所示[23,25]。 在平衡冷却时，Ti-45Al-8.5Nb-(W,B,Y)合金在冷却过程中发生以下相变过程：β →α →α+γ →α2+γ。 而高Nb-TiAl 的α 单相区较窄(1 290~1 360 ℃)，β 相线、α 相线以及共析温度均高于Ti-Al 二元相图。
图3 不同冷却速度下Ti-45Al-8.51Nb-(W,B,Y)合金的连续冷却曲线[24]
Fig.3 Continuous cooling curvers of Ti-45Al-8.51Nb-(W,B,Y)alloys under different cooling rates[24]
在5 ℃/min 冷速下，接近平衡冷却，最终获得全片层组织结构， 片层有一定程度粗化。 由于慢冷下α 相通过α→β 界面的迁移发生β→α 分解，在α 晶粒内部和α/β 界面形成片层结构。 随着冷速从5 ℃/min 增加到20 ℃/min，α 单相区和α→γL 相变开始温度降低约50 ℃。 可以看出，α 相的形核过冷度随着冷速增加而增加， 表明相变温度不仅受化学成分影响，而且还受冷速影响。 即使如此，在20 ℃/min 冷速下，仍可获得没有β/B2 相的全片层组织。 当进一步提高冷速时，α 相的形核过冷度增加。 大多数α 晶粒在β 晶界和硼化物上成核并沿着优先生长方向生长， 呈现出Widmanst
tten 板条状形态。 在100 ℃/min 和700 ℃/min 的情况下，β→α相变被大量抑制， 较多白色衬度的β/B2 相残留在片层团边界，形成近片层组织[23-26]。
4 B2 相的热稳定性
4.1 中温区ωo 相在B2 相中的析出
图4 是经过1 100 ℃保温1 h 淬火后，在700 ℃保温20 min 后的B2 相区域的TEM 图像， 整个B2相区域均匀分布了大量细小颗粒， 经选区衍射分析发现这些小颗粒为ωo 相，从图4(c)可看出尺寸为数十纳米， 并且由四种位相关系不同的变体组成，在<110>晶带轴下有两种ωo 相被分辨出来，其余两种与B2 相晶格重合[27]。 另外，图4(c)显示出两种ωo 相晶格之间夹角呈现约71°，其原因如图4(d)和(e)来示意说明。 图4(d) 表示在[110]B2 方向上原子排列及B2→ω 转变原子的坍塌方向；图4(e)表示在[110]B2 方向上B2 相及内部ωo 相的原子排列。经过几何计算可得出这两种ωo 相晶格之间夹角为70.5°，与实验观察结果几乎相同，很好解释了实验现象。
图4 1 100 ℃保温1 h 淬火，700 ℃保温20 min 后B2 区域的TEM 图像[27]
Fig.4 TEM images of B2 region after holding for 1 h at 1 100 ℃then quenching,followed by holding for 20 min at 700 ℃[27]
850 ℃保温20 min 后的B2 区域形貌如图5 所示。ωo 颗粒只分布在B2 相边界，这是由于850 ℃时ωo 相的形成能较小，必须借助晶界处的缺陷才可形核。 Al 和Nb 都是ω 相稳定性元素，会促进B2→ω相转变，使B2 相晶界成为ω 相最先形成之处[27]。 另外，图5(b)显示出ωo 相只有两种变体，这可能和B2相边界状态以及相变应力有关。 从高角环形暗场像来看(5(c))，ωo 相边界处亮度较大，说明有相对原子量较大的元素富集在ωo 相周围， 可能是W 元素被排出引起的。图5(e)是这个区域的高分辨图像，经过傅里叶变换发现，这些ωo 颗粒从边界形成，两种变体相互交替向B2 内部生长。
图5 1 100 ℃保温1 h 淬火，850 ℃保温20 min 后B2 区域的TEM 图像[27]
Fig.5 TEM images of B2 region after holding for 1h at 1 100 ℃then quenching,followed by holding for 20 min at 850 ℃[27]
4.2 B2→ω 的相变机制
图6 是在850 ℃保温20 min 后的高分辨图像。左边是B2 相，右边是ω 相，中间表示B2→ω 相的相变过程[28]。 其中较亮位置代表Ti 原子位置，较暗位置代表Al 和Nb 原子混合位置，图6(c)是图6(a)中II 区域方框放大图，结合图6(d)B2→ω 相变过程来分析：图6(c)蓝色虚线上一列原子位置代表了图6(d)中第5 层原子位置，可看出相变过程中没发生位移， 白色箭头所指的一列原子位置代表图6(d)中第6 层原子位置，从左到右亮度逐渐变暗，说明发生原子扩散，上述结果表明在B2→ω 转变初期，先发生了原子扩散、再发生了位移。
图6 1 100 ℃保温1 h 淬火，850 ℃保温20 min 后B2→ω 高分辨率TEM 图像[28]
Fig.6 High resolution TEM images of B2→ω transition after holding for 1h at 1 100 ℃then quenching,followed by holding for 20 min at 850 ℃[28]
结合B2→ω 相变示意图来分析转变过程[28]。 图7(a)包含了原子坍塌过程，从同一个(0001)ω 原子面对[0001]ω 方向上原子点衬度进行分析，图7(b)的下面表示的距离代表图7(a)中第34 层原子面间距离；上面表示的距离代表图7(a)中第56 层原子面间距离。 从距离变化看，相转变过程中第56 层原子面间距未发生变化，而第34 层原子面间逐渐变小，说明在ω 相形成过程中原子面的坍塌不是同时进行的，其过程如图7(c)所示。
图7 ω″→ωo 相转变机理[27]
Fig.7 ω″→ωo phase transition mechanism[27]
4.3 中温区时效B2(ω)相区域的演变
如图8(a)和(b)所示，在700 ℃保温1 h 后，SEM结果中B2 相区域为均一衬度，但从TEM 图像可看出整个B2 相区域已被ωo 相所占据，这些纳米尺寸ωo 颗粒使整个区域看起来模糊。 ωo 相尺寸较小，说明在700 ℃时B2 相内部的ωo 颗粒不宜发生粗化。当在700 ℃保温96 h 后， 从扫描图像可以看到B2相区域内有衬度较暗的相出现（图8(c)箭头所示），TEM 分析说明这是γ 相，另外这些γ 相颗粒分布在B2 相边界处，尺寸在400 纳米左右，说明在700 ℃时γ 相颗粒优先于B2 相晶界处形核， 这是由于晶界处缺陷较多，形核较为容易。
图8 B2 相区域700 ℃时效下演变情况[29]
Fig.8 Evolution of B2 phase region at 700 ℃aging treatment[29]
图9 表示在800 ℃下B2 相的演变。图9(a)表明保温1 h 后B2 相区域的衬度单一， 但TEM 下显示出B2 相区域已经被尺寸为100 nm 左右的ωo 相颗粒占据，选区衍射表明与在700 ℃保温1 h 一样，这些ωo 相相由四种变体组成。当保温时间增加至96 h后，B2 相区域内出现大量粗化γ 相， 且内部几乎被ωo 相完全占据，从图9(d)可看出，此时γ 相颗粒已经长大至约2 μm 长，与扫描观察到的结果一致。
图9 B2 相区域800 ℃时效下演变情况[29]
Fig.9 Evolution of B2 phase region at 800 ℃aging treatment[29]
图10 表示在850 ℃下B2 相的演变情况。 1 h后，B2 相区域的背散衬度也是均一， 与700 ℃和800 ℃一样。 当保温96 h 后，这些ωo 颗粒已经长大至数微米，这是由于850 ℃扩散率较高导致ωo 相粗化，此时B2 相区域由大块的ωo 相和B2 相组成，从选取衍射来看， 与700 ℃和800 ℃不同的是，B2 相区域在850 ℃时效未产生γ 相颗粒， 这是由于随着ωo 颗粒长大， 内部W 元素较快扩散至B2 相中，而W 元素是稳定B2 相、抑制ωo 相形成的元素，这会阻止B2→γ 转变，而较低温度时W 元素扩散较慢，所以才会形成γ 相。
图10 B2 相区域850 ℃时效下演变情况[29]
Fig.10 Evolution of B2 phase region at 850 ℃aging treatment[29]
5 结论与展望
β 凝固TiAl 合金展现出良好的应用前景，β/B2相是高温β→α 相变不完全的产物， 通常以亚稳态存在于室温组织中，在700~900 ℃会发生转变。 对β/B2 相进行精细化调控， 是提升TiAl 合金综合力学性能的关键手段， 今后工作建议在以下几方面重点开展：①900 ℃以上温度使用β 凝固TiAl 合金成分设计；②定量建立β/B2 相体积分数、形态和力学性能的关联； ③针对特定性能需求的β/B2 相调控机理和手段。
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