具有有序相結(jié)構(gòu)的金屬間化合物構(gòu)成了一類在普通金屬和硬陶瓷之間架起橋梁的結(jié)構(gòu)材料。Ti Al是一種很有前途的輕質(zhì)金屬間化合物，目前被用于在650 ~ 850℃溫度范圍內(nèi)替代航空航天構(gòu)件用較重的鎳基高溫合金。TiAl合金具有密度低、抗氧化性能好、抗蠕變性能高、高溫強(qiáng)度高等優(yōu)點。所有這些優(yōu)勢使得它們的應(yīng)用與相應(yīng)的鎳基高溫合金相比，重量減少了50 %，有效地促進(jìn)了環(huán)境保護(hù)和節(jié)能，同時幾乎沒有損害在役機(jī)械性能。例如，在航空航天工業(yè)中使用較輕的TiAl合金可以顯著降低燃料消耗，從而減少CO₂和NO_x的排放。GE航空和MTU航空發(fā)動機(jī)分別在GEnx™(波音787 )和A320發(fā)動機(jī)的渦輪葉片上實現(xiàn)了Ti - 48Al - 2Nb - 2Cr (除非另有說明,所有在. at %內(nèi))和鍛造Ti - 43.5 Al - 4Nb - 1Mo - 0.1 B ( TNM )合金。然而，TiAl金屬間化合物的大規(guī)模工程應(yīng)用仍然需要在服役溫度范圍內(nèi)進(jìn)行微觀組織和力學(xué)性能的優(yōu)化。

因此，需要在工作溫度下使TiAl合金具有更高的強(qiáng)度和更好的塑性。迄今為止，提高TiAl合金高溫力學(xué)性能的方法主要有3種：( 1 )制備具有0 °片層取向的聚合體孿晶TiAl單晶。在900 ° C下，當(dāng)外載荷平行于片層取向時，這種單晶表現(xiàn)出顯著的失效強(qiáng)度和優(yōu)異的抗蠕變性能，遠(yuǎn)優(yōu)于多晶TiAl合金。然而，由于其具有較強(qiáng)的各向異性，不適用于轉(zhuǎn)子類零件，如發(fā)動機(jī)葉片。( 2 )采用難熔金屬元素，如Nb、Mo、W、Ta等合金化，提供固溶強(qiáng)化，可賦予TiAl較高的強(qiáng)度。這些合金化在TiAl中誘發(fā)了大量的有序β_o相，嚴(yán)重降低了TiAl的室溫塑性，并導(dǎo)致服役溫度下的組織失穩(wěn)。( 3 )添加Si、C和N形成硬質(zhì)第二相粒子，有效阻礙位錯滑移，提高合金的服役性能。這些提高強(qiáng)度的方法往往會降低延性。近幾十年來，通過微結(jié)構(gòu)工程形成梯度納米結(jié)構(gòu)、納米孿晶和異質(zhì)結(jié)構(gòu)，同時提高了金屬的強(qiáng)度和延展性。其中，在TiAl合金中開發(fā)異質(zhì)結(jié)構(gòu)，由于能夠控制復(fù)雜的相組成和相間的相變，具有先天的優(yōu)勢。異質(zhì)結(jié)構(gòu)可以誘導(dǎo)異質(zhì)變形誘導(dǎo)的應(yīng)變硬化/強(qiáng)化，提高強(qiáng)度和延展性。

由于TiAl金屬間化合物中主要γ相的層錯能較低，在塑性變形過程中容易形成形變孿晶。機(jī)械孿生(一種與位錯滑移相競爭的變形機(jī)制)通過TWIP效應(yīng)有效地打破了強(qiáng)度-塑性的折衷。這種效應(yīng)在Ti Al金屬間化合物中也得到了很好的體現(xiàn)。變形孿晶的廣泛形成通過調(diào)節(jié)位錯的平均自由程來提高位錯儲存能力，從而維持應(yīng)變硬化到更大的應(yīng)變。它還能產(chǎn)生顯著的動態(tài)Hall - Patch效應(yīng)，使合金具有更高的強(qiáng)度。值得注意的是，Ti Al金屬間化合物在高溫應(yīng)變過程中更容易激活形變孿晶，這可能會產(chǎn)生更明顯的TWIP效應(yīng)。然而，這一假設(shè)仍需要在TiAl中進(jìn)行驗證。揭示TWIP效應(yīng)如何影響TiAl合金在工作溫度下的力學(xué)性能將至關(guān)重要。這些知識將促進(jìn)它們更廣泛的應(yīng)用。

由于LM極不存在應(yīng)變硬化，在拉伸變形時，LM表現(xiàn)出最高的強(qiáng)度，但在彈性或屈服階段后立即發(fā)生災(zāi)難性破壞。應(yīng)變硬化的缺乏表明了極低的缺陷儲存能力，這也導(dǎo)致TiAl合金的強(qiáng)度沒有得到充分的發(fā)揮。通過設(shè)計一種耦合異質(zhì)形變誘導(dǎo)的強(qiáng)化/硬化和TWIP效應(yīng)的新型微結(jié)構(gòu)，可能會提高強(qiáng)度-塑性。基于這種微結(jié)構(gòu)設(shè)計理念，本研究前期工作引入PM，利用胞腔反應(yīng)分解LM，發(fā)展了T - T和T - B結(jié)構(gòu)。與LM 相比，設(shè)計的T - T結(jié)構(gòu)顯著提高了合金的強(qiáng)度，同時室溫塑性提高了一倍。然而，作為高溫應(yīng)用的合金，進(jìn)一步優(yōu)化微觀組織以提高工作溫度下的力學(xué)性能顯得更為重要。

在本研究中，西北工業(yè)大學(xué)對所設(shè)計的T - T結(jié)構(gòu)進(jìn)行了微結(jié)構(gòu)優(yōu)化，提高了其在工作溫度下的力學(xué)性能，解決了航空航天應(yīng)用對增強(qiáng)TiAl金屬間化合物強(qiáng)度/塑性的迫切需求。設(shè)計了一種通過改變時效溫度和保溫時間來控制PMs體積分?jǐn)?shù)的固溶時效熱處理工藝。令人驚訝的是，這種優(yōu)化的T - T結(jié)構(gòu)在750 ° C時表現(xiàn)出遠(yuǎn)優(yōu)于LM的強(qiáng)塑性匹配，這在TiAl合金中從未報道過。通過微觀表征詳細(xì)闡明了力學(xué)性能、微觀結(jié)構(gòu)和變形機(jī)制之間的相關(guān)性。本研究可能為同步提高TiAl金屬間化合物的強(qiáng)度和塑性開辟一條新的途徑。相關(guān)研究成果以題“Breaking the high-temperature strength-ductility trade-off in TiAl alloys through microstructural optimization”發(fā)表在International Journal of Plasticity上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S0749641923002401

圖1 .通過SEM的BSE模式和TEM對LM進(jìn)行了表征。( a ) BSE圖像顯示LM由α₂ /γ集束和β₀ /γ區(qū)域組成。( b ) Bf-Tem Micrograph；( c ) HRTEM圖像顯示α₂ /γ片層具有共格和臺階狀的界面以及γ/γ孿晶。( d ) SAED證實了α₂ /γ片層之間的Blackburn OR和γ片層的孿晶對稱性。

圖2 . T - T1、T - T2和T - B結(jié)構(gòu)的BSE圖像。( a ) T - T1結(jié)構(gòu)；( b ) T - T2結(jié)構(gòu)；( c ) T - B結(jié)構(gòu)。

圖3 . PM的TEM表征。( a ) BF - TEM圖像。( b ) ( a )中A區(qū)的SEAD圖表明了三個階段之間的Blackburn，Burgers和Kurdjumov - Sachs OR。( c ) ( a )中A區(qū)的HRTEM顯示了它們之間的半共格界面。( D ) Haadf圖像。( e )┐( i ) Ti，Al，Nb，Mo和B的元素映射。

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圖4 .各種微觀組織的拉伸力學(xué)性能。( a )在800°C ( 25°C ,如藍(lán)色箭頭所示)以下，T - T1比LM具有更好的強(qiáng)度和塑性。( b ) LM、T - T1、T - T2和T - B組織的750°C真拉應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，其中內(nèi)含物直接說明了強(qiáng)度-塑性的折衷。( c )真實應(yīng)變-加工硬化率曲線。( d )四種組織的應(yīng)變硬化模量-應(yīng)變曲線表明，T - T2組織具有最佳的強(qiáng)度-延展性，即矩形區(qū)域的擴(kuò)大。( e )比較了具有T - T1和T - T2結(jié)構(gòu)的TNM合金(本工作)和其他在750°C使用的合金，包括TiAl合金，Ni基和Co基高溫合金之間的屈服強(qiáng)度和延展性。注意到圖4 ( a )中PM ( 65 % )在25°C和高溫( 20 % )下的最佳比例不同。誤差棒表示均值的標(biāo)準(zhǔn)差。

圖5 . LM在750°C的塑性變形機(jī)制。( a ) BF - TEM照片顯示γ片層內(nèi)的位錯網(wǎng)絡(luò)和葉片狀束，位錯在α₂ /γ界面堆積。( b ) ( a )中黃色圓圈的SAED圖案，表示α₂ /γ之間的Blackburn OR。( c ) ( a )中C區(qū)的HRTEM。( d )～( f ) ( b )中區(qū)域Ⅰ，Ⅱ和Ⅲ的FFT圖案。

圖6 . 750°C時較薄γ片層的變形機(jī)制。( a ) HRTEM顯示LPSO結(jié)構(gòu)在γ/γ孿晶界和α₂ /γ片層界面均有形成。( b ) ( a )中放大的B區(qū)域顯示了6H堆積序列。( c ) ( b )的FFT模式。( d ) ( a )中的Magnified D區(qū)域表示9R堆疊序列。( e ) ( d )的FFT模式。

圖7 . 750°C下粉末冶金的變形機(jī)制。( a ) BF - TEM照片顯示了高密度納米孿晶的發(fā)展；插入的SEAD花樣為孿晶衍射花樣。( b ) ( a )中黃色盒子的HRTEM和FFT花樣進(jìn)一步證明了納米孿晶的形成。在相鄰的孿晶之間觀察到SFs。

圖8 . ( a ) BF - TEM照片顯示在α₂ /γ或β_o /γ界面處有高密度的位錯和位錯塞積。( b ) TEM BF像顯示了β_o相中的位錯滑移和位錯網(wǎng)絡(luò)。

圖9。對經(jīng)歷不同真應(yīng)變的PM進(jìn)行TEM檢測。( a ) 4 %；( b ) 10 %。( b )中插入的SEAD驗證了成對出現(xiàn)的孿生衍射斑點。

圖10 . LM、T - T1和T - B結(jié)構(gòu)在750℃拉伸后的斷口形貌；( b ) T - T1結(jié)構(gòu)；( c ) T - B結(jié)構(gòu)。

本文采用固溶時效熱處理工藝，通過調(diào)整PM含量，優(yōu)化了T - T組織及其高溫拉伸性能。與過去一直被認(rèn)為是工程應(yīng)用中最有價值的LM的力學(xué)性能進(jìn)行比較，發(fā)現(xiàn)優(yōu)化后的T - T結(jié)構(gòu)表現(xiàn)出比LM更高的強(qiáng)度和延展性。基于LM和PM不同的變形機(jī)制和形貌，揭示了T - T結(jié)構(gòu)力學(xué)性能提高的內(nèi)在機(jī)制。可以得出以下結(jié)論：

( 1 )提高時效溫度促進(jìn)了胞狀反應(yīng)速率，提高了T - T結(jié)構(gòu)中PM體積分?jǐn)?shù)( PM是T - T結(jié)構(gòu)中不可缺少的一部分)。

( 2 )LM的變形機(jī)制對片層間距表現(xiàn)出很強(qiáng)的依賴性。當(dāng)片層寬度小于80nm時，平行于片層界面的LPSO結(jié)構(gòu)的發(fā)展主導(dǎo)了LM的塑性變形。在80nm以上，塑性變形是通過位錯滑移和γ '變體的形成完成的。LM的納米級片層間距使得晶體缺陷的積累相對困難，導(dǎo)致加工硬化率不持久，延展性較低。

( 3 )當(dāng)T - T結(jié)構(gòu)的珠光體組織含量在20 ~ 50 %范圍內(nèi)時，其在服役溫度范圍內(nèi)同時提供了比LM更高的強(qiáng)度和更好的延展性。尤其是PM含量約為20 %的T - T結(jié)構(gòu)，在750℃下的屈服強(qiáng)度提高了130 MPa，延伸率提高了一倍。隨著PM含量的增加，Ti Al合金的強(qiáng)度先增大后減小，延伸率不斷提高。

( 4 )PM通過位錯滑移和機(jī)械孿生的方式發(fā)生變形。位錯滑移和變形孿晶的共同作用，以及廣泛的位錯交滑移可以誘發(fā)顯著的TWIP & DJD效應(yīng)，有效地防止了當(dāng)應(yīng)變超過加工硬化階段I時的快速下降趨勢(圖4 ( c ) )。此外，發(fā)現(xiàn)TWIP & DJD效應(yīng)在室溫到700℃變形時起到強(qiáng)化作用，而韌塑化效應(yīng)在700℃以上變形時起到強(qiáng)化作用。

( 5 )作為一種異質(zhì)結(jié)構(gòu)，高密度的GNDs在變形過程中積累在T - T結(jié)構(gòu)的PM / LM界面，從而產(chǎn)生高的背應(yīng)力強(qiáng)化。當(dāng)T - T組織中引入的PM體積分?jǐn)?shù)小于50 %時，背應(yīng)力引起的強(qiáng)化并沒有被PM引起的軟化有效抵消，使得T - T1組織在750℃時具有比LM更高的YS和UST，隨著PM體積分?jǐn)?shù)的繼續(xù)增加，塑化作用超過了強(qiáng)化作用，導(dǎo)致Ti Al合金的強(qiáng)度降低，塑性逐漸增加。