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随着军工技术的不断发展，对航空发动机材料的高温使用性能提出了更高的要求。Ti2AlNb基合金（含有O相的钛铝化合物）自20世纪80年代末由Banerjee等［1］发现以来，因其与传统钛合金相比具有更好的高比强度、优异的抗蠕变性和高温强度，作为潜在的先进航空航天和高温结构材料受到了国内外广泛的关注［2–7］。Ti-22Al-25Nb（原子分数）合金作为典型的第二代（Nb原子分数大于25%）Ti2AlNb基合金之一，在强度、室温塑性和断裂韧性方面具有优异的性能平衡［8–11］。
与传统钛合金相组成不同，Ti2AlNb基合金中包括密排六方（hcp）结构的α2相、体心立方（bcc）结构的B2相和有序正交（Orthorhombic）结构的O相［1］。由于其复杂的相组成和多样的显微组织，Ti2AlNb基合金对热处理制度比传统钛合金更加敏感［12–15］。对于时效过程中O相的形成，早期的研究人员提出了3种可能的转化机制：（Ⅰ）α2→O； （Ⅱ）B2→O； （Ⅲ）α2+B2→O。对于第一种路径，Muraleedhran等［16］发现α2→O的转变是通过晶格畸变和少量成分变化完成的。Wu等［17］发现O相的形成是由于α2相的铌扩散。对于第二种路径，Sadi和Servant［18］通过对Ti-25Al-25Nb，Ti-22Al-28Nb和Ti-22Al-22Nb合金进行系统的研究发现，单个的O相晶胞可以直接由B2相转变。此外，B2→O的转变发生在正交相较稳定的温度范围内，且不会引起成分的变化［19］。对于第三种途径，Muraleedharan等［20］发现，Ti-24Al-15Nb合金中的共析反应可在B2/α2相界面形成O相。Boehlert等［2］发现，有序的全B2相表现出较低的室温强度（672 MPa）和低延伸率（≤0.6%），有序的全O相表现出中等强度（≤704 MPa）且延伸率不大于1%。而（O+B2）显微组织具有更好的室温拉伸性能，强度可达1125 MPa，延伸率大于12%［21］。Zheng等［22］研究了3种不同尺寸的O相板条对Ti-22Al-25Nb合金拉伸性能的影响，发现在时效处理过程中析出的细针状O相提高了合金的拉伸强度。综上所述，Ti2AlNb基合金的力学性能对显微组织的变化极为敏感，而显微组织的变化主要取决于热处理工艺参数，尤其是冷却方式的选择［23］。因此，研究热处理过程中不同冷却方式下Ti-22Al-25Nb合金的显微组织演变至关重要。
本文以Ti-22Al-25Nb合金为研究对象，重点研究不同的冷却方式对合金显微组织演变、析出O相与母相位向关系的影响，并分析合金宏观硬度与析出O相的关系，为实际生产中获得更好的组织-性能匹配提供参考。
实验所用Ti-22Al-25Nb合金板坯由钢铁研究总院有限公司提供，其名义化学成分如表1所示，通过金相法测得其α2+B2→B2转变温度为1065 ℃，α2+B2→α2+B2+O转变温度为1015 ℃。板坯经过B2+α2+O三相区改锻，改锻后的相结构和显微组织如图1所示。从图1（a）可见，合金主要由B2相，α2相和O相组成。从图1（b）可以看出，合金的显微组织包括α2/O颗粒、初生O相板条、次生O相板条和B2基体，其中次生O相板条是在锻造后空冷过程中析出的，α2/O颗粒包含α2等轴颗粒和环状O（rim-O）相。改锻后的B2晶界几乎完全破碎，O相板条（包括初生及次生O相板条）的体积分数约为62%，α2/O颗粒的体积分数约为17%，平均直径约为5.3 μm。
在板坯上切割尺寸为20 mm×15 mm×10 mm的试样，分别在近α2+B2→B2转变点1060 ℃和近O+B2→α2+B2+O相转变点980 ℃保温20 min后进行水冷、油冷、风冷、空冷和炉冷。试样打磨抛光后用V（HF）∶V（HNO3）∶V（H2O）=1∶3∶5（V为体积）的金相腐蚀剂进行腐蚀。采用D8 ADVANCE型X射线衍射仪（XRD）对试样进行物相分析，衍射角（2θ）范围为30°~80°，Cu-Kα辐射源。利用OLYMPUS PMG3金相显微镜（OM）和JSM-6390A型扫描电子显微镜（SEM）对试样进行显微组织观察。位向分析是通过安装在Helios NanoLab G3双光束电子显微镜上的电子背散射衍射（EBSD）设备进行的。用于EBSD测试的试样通过电解抛光制备，电解液成分为体积分数分别为10%的高氯酸、35%的正丁醇和55%的甲醇。用Image-Pro Plus 6.0图像处理软件对相含量及尺寸进行定量分析。
图2为Ti-22Al-25Nb合金在1060 ℃保温20 min后不同冷却方式的SEM图像和XRD图谱。由图2（a，b）可以看出，当冷却方式为水冷和油冷时，合金显微组织由B2基体和少量α2颗粒组成。由于冷速快，过冷度高，根据Ti-22Al-xNb的相图［24］，快速冷却过程抑制了与长程扩散相关的相转变，此时高温B2相的析出过程还未来得及发生，晶界可隐约可见。同时由于保温温度在TB2（α2+B2→B2）附近，有部分α2颗粒发生溶解，剩下的α2颗粒尺寸略小于板坯显微组织，且合金中没有其他相析出（图2（f））。由于Ti-22Al-25Nb合金中的高Nb含量会减缓溶质原子的扩散过程，导致相变过程缓慢［25］，因此在较快的冷速下高温B2相得以保留，而对于两相钛合金，快速冷却过程中伴随马氏体的析出，很难保留高温相。由图2（c）可以看出，当风冷冷却时，有大量针状O相从B2基体、B2晶界以及α2颗粒周围析出，并且这些细小的针状O相团聚成簇，形成絮状组织。O相直接从B2基体中析出是由于O相与B2相有相似的晶体结构，从过饱和B2相中析出O相不需要长距离的扩散，是一种点阵畸变［26］，而晶界和相界作为典型的晶体缺陷，由于其较高的缺陷能，也有利于O相的形核和长大。由图2（d）可以看出，冷却方式为空冷时，B2晶粒内析出的针状O相体积分数显著提高，晶界O相的连续性提高，且晶界O相变粗，同时在等轴α2颗粒边缘有针状O相析出，即发生α2相分解。由图2（e）可以看出，当冷却方式为炉冷时，针状O相明显粗化，在B2晶粒内部形成魏氏组织，同时个别等轴α2颗粒内部全部分解为O相板条组织，这与两相中合金元素扩散有关［27］。
图3为Ti-22Al-25Nb合金在980 ℃保温20 min后不同冷却方式的SEM图像和XRD图谱。由图3（a，b）可以看出，Ti-22Al-25Nb合金在980 ℃保温20 min分别水冷和油冷后，与合金在1060 ℃保温后的组织特征及相成分类似（图3（f）），合金的显微组织由B2基体和表面光滑的α2颗粒组成，不同的是由于固溶温度低于锻造温度，等轴α2颗粒的体积分数和尺寸大小与板坯的显微组织相比几乎不变。由图3（c，d）可以看出，当冷却方式为空冷和风冷时，大量针状O相从α2颗粒周围析出，少部分直接从B2基体中析出。相比于1060 ℃保温冷却，980 ℃保温冷却后显微组织中含有更多的初生α2颗粒，极大增加的相界为O相的形核提供了有利条件。由图3（e）可以看出，当冷却方式为炉冷时，几乎所有α2颗粒周围都出现了rim-O相，α2颗粒不再光滑，同时可以观察到一些α2颗粒被溶解。
通过前文分析可知，Ti-22Al-25Nb合金分别从1060和980 ℃保温20 min经炉冷，在α2颗粒周围均出现rim-O相。图4为Ti-22Al-25Nb合金从980 ℃保温20 min后经炉冷的EBSD图谱。图4（a）中黑色箭头分别为在α2颗粒周围形成的rim-O相（橙色环状O相）以及板条O相（红色板条O）。图4（b）为B2相反极图（inverse pole figure，IPF），可以看出，B2相反极图颜色分布一致，其晶粒的真实空间位向如图4（b）中附图所示，表明所有的α2颗粒和冷却过程中析出的O相都在同一个B2晶粒中。图5和图6分别显示了B2相与板条O相、α2相与析出的rim-O相对应的晶面和晶向极点图。从图5可以看出，红色板条O相的{001}和<110>极点与B2相的{110}和<111>极点重合。因此，在单个B2晶粒中，析出的板条O相与B2相之间保持特定的取向关系。从图6可以看出，橙色rim-O相的{001}平面与红色α2颗粒的{0001}平面平行，rim-O相的一个<110>方向也与α2颗粒的一个<110>方向平行。这表明在冷却过程中，新析出的rim-O相与母体α2颗粒保持着特定的位向关系。由上述分析可知，冷却过程中形成的rim-O相是通过分解反应形成的：α2→α2+O。α2颗粒边缘析出的O相是由α2相的扩散动力学引起的［12］。由于Nd的扩散，含有过饱和Nb元素的α2相分离成两个区域［28–29］，一个是富Nb区，另一个是贫Nb区。成分更接近Ti2AlNb的富Nb区转变为O相，与母体α2颗粒保持特定的取向关系； 而贫Nb区仍未转变，即保留了α2相。由于需要大量的Nb元素扩散，很难在短时间内形成rim-O相。因此，在较快的冷却方式下，α2颗粒的外围不会出现rim-O相。同时新析出的rim-O相为其他O相提供了新的形核点，有利于rim-O周围的板条O形核、长大。
硬度作为一种便捷、快速评价材料力学性能的检测方法常常被人们使用［30］。图7为不同保温温度在不同冷却方式下Ti-22Al-25Nb合金宏观硬度的变化。可以看出，当冷却速度较快（水冷和油冷）时，合金的硬度最低，且无论是从1060 ℃却还是从980 ℃冷却，合金的硬度接近。这主要是因为B2相强度较低，而等轴的α2颗粒具有强化作用。当冷却方式为风冷和空冷时，从1060 ℃冷却和从980 ℃冷却下的合金硬度都会增加。此时合金显微组织中有大量细针状O相析出，析出的O相对Ti2AlNb基合金的强度有利，但对塑性不利［31］。因此，在较低冷却速率下合金硬度的增加是由于O相的析出强化。当合金空冷时，此时硬度达到最大值，且从980 ℃冷却后的合金硬度均大于从1060 ℃冷却后的，这是由于1060 ℃较合金相变点较近，加热过程中有部分α2颗粒发生溶解，因此在后续的冷却过程中可作为O相析出的形核点较少。在炉冷条件下，无论是从1060 ℃冷却还是从980 ℃冷却，合金硬度都会大幅下降。由于炉冷过程中，O相的体积分数及板条尺寸大幅度增加，当析出的O相体积分数达到相对较大的程度时［17，32］，对合金的强度有害。
1） 不同冷却方式对Ti-22Al-25Nb合金中析出O相的形态有重要影响。合金在油冷和水冷时，可保留高温B2相。合金在风冷和空冷时，大量针状 O相直接从B2基体和α2颗粒周围析出，而晶界魏氏O相则沿晶界析出。
2） 合金在炉冷时，rim-O相在α2颗粒外围析出。当加热温度较低（980 ℃）时，由于有更多α2颗粒的存在，相界的增加为O相的形核提供了有利条件。
3） 在冷却过程中，在B2晶粒内形成的O相板条与B2基体保持特定的位向关系，即{001}O//{110}B2和<110>O//<111>B2； rim-O相的形成受扩散机制控制，与母体α2颗粒保持特定的位向关系，即{001}O//{0001}α2和<110>O//<110>α2。
4） 不同冷却方式下合金的宏观硬度主要与O相的析出强化作用有关，在空冷条件下，合金硬度呈现最大值。
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