简介概要

TiAl基合金超塑性变形中的位错运动

来源期刊：稀有金属1999年第5期

论文作者：曲选辉黄伯云周科朝

关键词：超塑性变形; 位错; 动态再结晶; TiAl基合金;

摘要：研究了细晶Ti-33Al-3Cr-0.5Mo (质量分数) 合金在超塑性变形过程中的位错运动. 透射电镜分析结果表明, 超塑性变形时, 合金中存在大量位错运动, 在晶界附近和晶粒内形成了位错网, 并在晶界上出现位错塞积. 大多数位错是从晶界及α2相粒子处发射出来的. 还发现了动态再结晶现象, 这种动态再结晶是由于位错的低可动性导致位错密度不断升高造成的. 分析认为, 位错运动是TiAl基合金超塑性变形过程的主要协调机理.

稀有金属 1999,(05),394-396 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.1999.05.017

ＴｉＡｌ基合金超塑性变形中的位错运动

黄伯云曲选辉

中南工业大学粉末冶金国家重点实验室!长沙410083,中南工业大学粉末冶金国家重点实验室!长沙410083,中南工业大学粉末冶金国家重点实验室!长沙410083

摘要：

研究了细晶Ｔｉ３３Ａｌ３Ｃｒ０．５Ｍｏ（质量分数）合金在超塑性变形过程中的位错运动。透射电镜分析结果表明，超塑性变形时，合金中存在大量位错运动，在晶界附近和晶粒内形成了位错网，并在晶界上出现位错塞积。大多数位错是从晶界及α２相粒子处发射出来的。还发现了动态再结晶现象，这种动态再结晶是由于位错的低可动性导致位错密度不断升高造成的。分析认为，位错运动是ＴｉＡｌ基合金超塑性变形过程的主要协调机理。

关键词：

超塑性变形;位错;动态再结晶;TiAl 基合金;

中图分类号： TG146

收稿日期：收稿日期: 1998 - 10 - 07

基金：国家自然科学基金;

Dislocation Movement During Superplastic Deformation of Ti 33Al 3Cr 0.5Mo Alloy

Abstract：

Abstract: The microstructure of superplastically deformed Ti 33Al 3Cr 0.5Mo (mass fraction) alloy was observed by transmission electron microscope (TEM) . The observation showed a lot of dislocation pile up and nets at grain boundary, as well as in grains. Furthermore, most of the dislocations were found to originate both from grain boundaries and α 2 particles which located at grain boundaries and within gamma grains. In addition, the poor mobility of dislocations resulted in their accumulating in gamma grains, and then dynamic recrystallization occured. It is proposed that the superplastic deformation in the present TiAl based alloy is controlled by grain boundary sliding accommodated by dislocation motion and dynamic recrystallization.

Keyword：

Superplastic deformation; Dislocation; Dynamic recrystallization; TiAl alloy;

Received： 收稿日期: 1998 - 10 - 07

近年来, TiAl基合金的超塑性引起了广泛的关注 ^[1,2,3] 。这种合金在950℃下呈现出明显的超塑性变形特征; 在1000℃下, 初始应变速率为3.6×10^-4 s^-1时, 最大伸长率可达305% ^[4,5] 。这些结果表明, 利用TiAl基合金良好的超塑性, 有可能实现超塑性成形, 从而为解决TiAl基合金成形难问题开辟一条重要途径, 尤其是TiAl基合金板材的成功轧制 ^[6] , 更为这种成形技术展示了良好的前景。这样, 研究合金的超塑性变形机理就显得十分重要, 因为它是超塑性成形技术的理论基础。然而, 对TiAl基合金的超塑性变形机理的研究还不多。虽然大家都一致认为晶界滑动是TiAl基合金主要的超塑性变形机理, 但对晶界滑动的协调过程看法不一。 Imayev等 ^[1] 认为, 晶界滑动的协调机制是位错运动, 并用位错动力学模型解释TiAl基合金的超塑性行为; 而Cheng ^[7] 和Mishra ^[8] 则认为, 晶格扩散是晶界滑动的协调过程。因此, 对超塑性变形机理需要进行进一步深入的研究。本文研究了TiAl基合金超塑性变形过程中的位错运动, 分析了合金的超塑性变形机理。

1 试验方法

试验用合金的名义成分是Ti-33Al-3Cr-0.5Mo, 合金铸锭采用自耗电弧炉熔炼而成。为了得到细晶粒TiAl基合金材料, 从铸锭中切出Φ100 mm×100 mm的试样进行快速包套锻复合形变热处理 ^[9] 。然后, 在 1250℃下进行7 h的最终热处理, 得到平均晶粒尺寸为 10 μm的细晶双态组织TiAl基合金。

用线切割机切取拉伸试样, 试样的有效尺寸为Φ5 mm×20 mm, 试样表面经过机械抛光。高温拉伸试验在WD-10D万能电子试验机上进行, 采用恒夹头速率方式进行拉伸, 试验条件为: 温度t=1000℃, 初始应变速率。当试样拉断时, 立即停止试验, 并迅速将试样从炉内取出, 以保存变形时的显微组织。

从拉伸变形试样的标距部位切取小圆片, 经过双喷电解抛光后, 用于透射电镜观察。双喷条件为-40℃, 7~10 mA, 45 V。双喷液配方为70 ml 酒精+120 ml 甲醇+100 ml 二丁氧基乙醇+80 ml 高氯酸。透射电镜分析是在H800型电镜上进行的, 工作电压为175 kV。

2 试验结果与讨论

经过超塑性变形后, TiAl基合金试样的超塑性延伸率δ均大于200%, 试样中出现了大量的位错塞积和位错网络。 TEM观察表明, γ晶粒内的位错在晶界前塞积, 而且在靠近晶界处形成了位错网络, 如图1所示。值得注意的是, 位错网络也出现在γ晶粒内, 如图2所示, 而且, 图2中的部分位错是从右上角的晶界发射出去的。这些位错同晶粒内的其它位错发生反应, 从而在晶粒的另一侧 (左下角) 形成了位错网络。

图1 晶界上的位错塞积和位错网络

图2 γ晶粒内的位错网络

在超塑性变形后的试样中, α₂相颗粒的分布比变形前更加均匀, 它们不仅分布在晶界上, 而且分布在晶粒内部 ^[10] 。这些α₂相粒子能起到位错源的作用, 如图3所示。从图3不难看出, 晶粒内的二个α₂相粒子发射的位错被吸引到晶界上, 并且可能被晶界吸收了, 因为在晶界附近没有出现任何位错网络。

在有些晶粒中, 还发现了亚晶界。晶粒中的位错被吸引到亚晶界上, 参与亚晶界的排列, 如图4所示。在另一些晶粒内, 高的位错密度引发了动态再结晶, 在晶粒内形成了新的再结晶晶粒, 如图5中的A所示。显然, 新晶粒是靠消耗高位错密度的基体而长大的, 而且, 在这个新晶粒中又出现了

图3 γ晶粒内的α2相粒子发射的位错

图4 γ晶粒内的亚晶界

图5 γ晶粒内的动态再结晶晶粒

新的位错。

已经发现, TiAl基合金在超塑性变形过程中存在协同晶界滑动, 即晶粒群的滑动 ^[11] 。而且, Astania ^[12] 和Padmanabhan等 ^[13] 认为, 超塑性变形时, 晶粒群的滑动比单个晶粒的滑动更容易进行, 因为在晶粒群滑动过程中, 晶粒有更多的机会调节自身的行为, 以适应超塑性变形, 而且晶粒群滑动本身已包含晶界滑动和单个晶粒的塑性变形。因此, 可以认为细晶Ti-33Al-3Cr-0.5Mo合金的超塑性变形机理也是晶粒群的滑动。而且, 综合图1~3的结果, 不难发现位错运动是晶界滑动的协调过程, 这与Ball-Hutchison模型 ^[14] 比较吻合。事实上, 在TiAl基合金的超塑性变形过程中, 晶粒群的滑动若遇到某个障碍晶粒的阻碍, 则引起应变硬化。为了松驰这些应变硬化, 将从晶界处和α₂相粒子处激发位错, 如图2、 3所示。一方面, 其中有些位错可以穿过晶内运动到对面晶界上, 并与晶界发生反应, 形成大量的可动晶界位错, 这反过来又增强了晶界滑动和晶界迁移的进行。若位错在穿越晶内的过程中遇到α₂相粒子, 也可能在α₂相粒子处发生攀移, 然后再继续向晶界运动。另一方面, 位错运动导致形成亚晶界, 如图4所示。然后, 亚晶界不断吸引晶格位错, 使亚晶界逐步演化为小角晶界, 甚至大角晶界, 这又为晶界滑动创造了条件。

在TiAl基合金的超塑性变形过程中, 动态再结晶也起着重要作用, 是晶粒群滑动的另一个协调机制。动态再结晶是TiAl基合金高温变形时的重要特征之一 ^[15] 。 TiAl基合金中之所以容易引发动态再结晶, 是因为其层错能低和位错的可动性低, 位错难以运动。这样, 在有些晶粒内, 位错的不断积累导致位错密度达到足以引起动态再结晶形核的程度, 并通过动态再结晶使晶粒细化, 松驰局部的应力集中。在超塑性变形过程中, 这种晶粒细化和因保温而引起的晶粒粗化达到一定的平衡时, 将使显微组织更加均匀, 从而有利于超塑性变形的进行。而且, 动态再结晶引起的晶界迁移, 可形成许多大角晶界, 这些大角晶界对晶界滑动的进行是非常有利的。因此, 动态再结晶也是TiAl基合金超塑性变形机理 —— 晶界滑动的协调过程之一。

3 结论

经过超塑性变形后, Ti-33Al-3Cr-0.5Mo合金中发现有大量位错运动, 并形成了位错塞积和位错网络。而且, 许多位错是从晶界和α₂相粒子处发射的。在有些晶粒内, 位错运动引发了动态再结晶, 而在另一些晶粒内, 则形成了亚晶界。因此, 细晶Ti-33Al-3Cr-0.5Mo合金的超塑性变形机理是晶界滑动, 其协调机制是位错运动和动态再结晶。