具有有序相結構的金屬間化合物構成了一類在普通金屬和硬陶瓷之間架起橋梁的結構材料。Ti Al是一種很有前途的輕質金屬間化合物，目前被用于在650 ~ 850℃溫度范圍內替代航空航天構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、高溫強度高等優點。所有這些優勢使得它們的應用與相應的鎳基高溫合金相比，重量減少了50 %，有效地促進了環境保護和節能，同時幾乎沒有損害在役機械性能。例如，在航空航天工業中使用較輕的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航空發動機分別在GEnx™(波音787 )和A320發動機的渦輪葉片上實現了Ti - 48Al - 2Nb - 2Cr (除非另有說明,所有在. at %內)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模工程應用仍然需要在服役溫度范圍內進行微觀組織和力學性能的優化。

因此，需要在工作溫度下使TiAl合金具有更高的強度和更好的塑性。迄今為止，提高TiAl合金高溫力學性能的方法主要有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，當外載荷平行于片層取向時，這種單晶表現出顯著的失效強度和優異的抗蠕變性能，遠優于多晶TiAl合金。然而，由于其具有較強的各向異性，不適用于轉子類零件，如發動機葉片。( 2 )采用難熔金屬元素，如Nb、Mo、W、Ta等合金化，提供固溶強化，可賦予TiAl較高的強度。這些合金化在TiAl中誘發了大量的有序β_o相，嚴重降低了TiAl的室溫塑性，并導致服役溫度下的組織失穩。( 3 )添加Si、C和N形成硬質第二相粒子，有效阻礙位錯滑移，提高合金的服役性能。這些提高強度的方法往往會降低延性。近幾十年來，通過微結構工程形成梯度納米結構、納米孿晶和異質結構，同時提高了金屬的強度和延展性。其中，在TiAl合金中開發異質結構，由于能夠控制復雜的相組成和相間的相變，具有先天的優勢。異質結構可以誘導異質變形誘導的應變硬化/強化，提高強度和延展性。

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。機械孿生(一種與位錯滑移相競爭的變形機制)通過TWIP效應有效地打破了強度-塑性的折衷。這種效應在Ti Al金屬間化合物中也得到了很好的體現。變形孿晶的廣泛形成通過調節位錯的平均自由程來提高位錯儲存能力，從而維持應變硬化到更大的應變。它還能產生顯著的動態Hall - Patch效應，使合金具有更高的強度。值得注意的是，Ti Al金屬間化合物在高溫應變過程中更容易激活形變孿晶，這可能會產生更明顯的TWIP效應。然而，這一假設仍需要在TiAl中進行驗證。揭示TWIP效應如何影響TiAl合金在工作溫度下的力學性能將至關重要。這些知識將促進它們更廣泛的應用。

由于LM極不存在應變硬化，在拉伸變形時，LM表現出最高的強度，但在彈性或屈服階段后立即發生災難性破壞。應變硬化的缺乏表明了極低的缺陷儲存能力，這也導致TiAl合金的強度沒有得到充分的發揮。通過設計一種耦合異質形變誘導的強化/硬化和TWIP效應的新型微結構，可能會提高強度-塑性。基于這種微結構設計理念，本研究前期工作引入PM，利用胞腔反應分解LM，發展了T - T和T - B結構。與LM 相比，設計的T - T結構顯著提高了合金的強度，同時室溫塑性提高了一倍。然而，作為高溫應用的合金，進一步優化微觀組織以提高工作溫度下的力學性能顯得更為重要。

在本研究中，西北工業大學對所設計的T - T結構進行了微結構優化，提高了其在工作溫度下的力學性能，解決了航空航天應用對增強TiAl金屬間化合物強度/塑性的迫切需求。設計了一種通過改變時效溫度和保溫時間來控制PMs體積分數的固溶時效熱處理工藝。令人驚訝的是，這種優化的T - T結構在750 ° C時表現出遠優于LM的強塑性匹配，這在TiAl合金中從未報道過。通過微觀表征詳細闡明了力學性能、微觀結構和變形機制之間的相關性。本研究可能為同步提高TiAl金屬間化合物的強度和塑性開辟一條新的途徑。相關研究成果以題“Breaking the high-temperature strength-ductility trade-off in TiAl alloys through microstructural optimization”發表在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進行了表征。( a ) BSE圖像顯示LM由α₂ /γ集束和β₀ /γ區域組成。( 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結構的BSE圖像。( a ) T - T1結構；( b ) T - T2結構；( c ) T - B結構。

圖3 . PM的TEM表征。( a ) BF - TEM圖像。( b ) ( a )中A區的SEAD圖表明了三個階段之間的Blackburn，Burgers和Kurdjumov - Sachs OR。( c ) ( a )中A區的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性能。( a )在800°C ( 25°C ,如藍色箭頭所示)以下，T - T1比LM具有更好的強度和塑性。( b ) LM、T - T1、T - T2和T - B組織的750°C真拉應力-真應變曲線，其中內含物直接說明了強度-塑性的折衷。( c )真實應變-加工硬化率曲線。( d )四種組織的應變硬化模量-應變曲線表明，T - T2組織具有最佳的強度-延展性，即矩形區域的擴大。( e )比較了具有T - T1和T - T2結構的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準差。

圖5 . LM在750°C的塑性變形機制。( a ) BF - TEM照片顯示γ片層內的位錯網絡和葉片狀束，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區的HRTEM。( d )～( f ) ( b )中區域Ⅰ，Ⅱ和Ⅲ的FFT圖案。

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

圖7 . 750°C下粉末冶金的變形機制。( a ) BF - TEM照片顯示了高密度納米孿晶的發展；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絡。

圖9。對經歷不同真應變的PM進行TEM檢測。( a ) 4 %；( b ) 10 %。( b )中插入的SEAD驗證了成對出現的孿生衍射斑點。

圖10 . LM、T - T1和T - B結構在750℃拉伸后的斷口形貌；( b ) T - T1結構；( c ) T - B結構。

本文采用固溶時效熱處理工藝，通過調整PM含量，優化了T - T組織及其高溫拉伸性能。與過去一直被認為是工程應用中最有價值的LM的力學性能進行比較，發現優化后的T - T結構表現出比LM更高的強度和延展性。基于LM和PM不同的變形機制和形貌，揭示了T - T結構力學性能提高的內在機制。可以得出以下結論：

( 1 )提高時效溫度促進了胞狀反應速率，提高了T - T結構中PM體積分數( PM是T - T結構中不可缺少的一部分)。

( 2 )LM的變形機制對片層間距表現出很強的依賴性。當片層寬度小于80nm時，平行于片層界面的LPSO結構的發展主導了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，導致加工硬化率不持久，延展性較低。

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

( 4 )PM通過位錯滑移和機械孿生的方式發生變形。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顯著的TWIP & DJD效應，有效地防止了當應變超過加工硬化階段I時的快速下降趨勢(圖4 ( c ) )。此外，發現TWIP & DJD效應在室溫到700℃變形時起到強化作用，而韌塑化效應在700℃以上變形時起到強化作用。

( 5 )作為一種異質結構，高密度的GNDs在變形過程中積累在T - T結構的PM / LM界面，從而產生高的背應力強化。當T - T組織中引入的PM體積分數小于50 %時，背應力引起的強化并沒有被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體積分數的繼續增加，塑化作用超過了強化作用，導致Ti Al合金的強度降低，塑性逐漸增加。