文章编号：1004-0609(2008)02-0203-06

γ -TiAl合金全片层组织室温变形协调行为

李臻熙，段  锐，曹春晓

 (北京航空材料研究院，100095)

摘  要：研究Ti-47.5Al-2Cr-2Nb-0.2B全片层组织室温变形结构中γ/γ片层间变形协调行为。引入多晶体塑性变形的几何协调因子m，并利用矩阵分析方法计算120?旋转有序型、真孪晶型和伪孪晶型γ/γ界面两侧片层中各种滑移系之间的m值，与实验结果比较发现，通过计算m值可以预测不同类型γ/γ界面两侧片层中的有效滑移系，120?旋转有序型γ/γ界面几何协调性最好，1/6{111}形变孪晶可以通过1/2{111}普通位错协调变形；对于真孪晶型界面，1/6{111}形变孪晶可以扩展通过，并仍以1/6{111}孪晶变形进行协调。

关键词：TiAl合金；片层组织；变形协调；孪晶；位错；晶体位向

中图分类号：TG 146　　     文献标识码：A

Compatibility of deformation in fully lamellar microstructure of γ -TiAl alloy at ambient temperature

LI Zhen-xi, DUAN Rui, CAO Chun-xiao

(Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

Abstract: The compatibility of deformation in fully lamellar microstructure of Ti-47.5Al-2Cr-2Nb-0.2B alloy at room temperature was studied. A geometric compatibility factor m was calculated by matrix operation to compare the compatibility between two slip systems in two neighboring γ lamellae with 120?-rotational, true-twin and pseudo-twin relationships. The experimental results show that the effective slip systems between two neighboring γ lamellae can be predicted by calculation of the m values. Among the three type γ/γ interfaces, the compatibility between 120?-rotational ordered interface is the best, the deformation of 1/6{111} twinning in one γ lamella can transfer into another γ lamella by 1/2{111} ordinary dislocation slip. For true-twin interface, 1/6{111} twin can propagate into a neighboring γ lamella through 1/6{111} twinning.

Key words: TiAl alloy; fully lamellar microstructure; deformation compatibility; twin; dislocation; crystal orientation

γ+α₂两相TiAl基合金的全片层组织与其他类型组织(如双态组织、近γ组织、近片层组织等)相比，具有更高的强度、更优良的抗蠕变性能和断裂韧性，是适合于航空发动机热端零部件长期服役的TiAl合金组织类型^[1]。然而，全片层组织室温塑性通常又是这几种组织中最差的。目前改善全片层组织室温塑性的最主要方法是通过细化全片层晶粒^[2~4]。考虑到TiAl合金全片层组织中高密度的γ/γ和γ/α₂片层界面阻碍孪晶扩展和位错滑移是影响其塑性的本质因素之一，本文作者研究了全片层组织相邻片层之间晶体位向结构对变形协调行为的影响。

由于TiAl合金全片层组织中L1₀结构的γ相的和位向晶体学上不等价，因此相邻两片γ片层以[111]方向为轴分别旋转±60?，±120?和±180?就可分别形成伪孪晶型、120?旋转有序型和真孪晶型γ/γ界面^[5-6]。这3种晶体位向关系对不同滑移系产生的变形协调机制是不同的。INUI等^[1]曾研究过PST晶体的单个γ片层内不同有序畴之间滑移系的协调变形方式。本文作者则研究多晶TiAl合金全片层组织室温变形条件下不同γ/γ界面的变形协调机制，建立可预测相邻片层之间有效滑移系的分析方法。

1  实验

研究所用的合金为采用冷壁坩埚感应悬浮熔炼法熔炼的Ti-47.5Al-2Cr-2Nb-0.2B合金。合金锭经1 200 ℃，153 MPa，4 h热等静压处理。经均匀化退火后在α单相区固溶处理后空冷，获得全片层组织，而后进行900 ℃，6 h，空冷时效。用d 5 mm×25 mm(工作部分)的圆形拉伸试样进行了室温拉伸试验，拉伸速率为5×10^-3 s^-1。取室温伸长率δ₅=1.0%的试样在JEM-200CX透射电镜下进行观察。TEM试样制备过程：在拉伸断口附近垂直于拉伸轴方向用电火花切割0.2 mm厚的薄片，机械减薄至0.05 mm，而后采用电解双喷减薄法制备薄膜试样。减薄液为：59%甲醇+35%正丁醇+6%高氯酸，在-30 ℃，35 V条件下制备。

2  实验结果

研究用TiAl合金全片层组织的金相照片见图1所示，片层组织晶粒平均直径为105 μm，单个片层晶粒内片层方向一致，没有魏氏片层束和羽毛状片层束等亚稳结构。取室温拉伸伸长率δ=1.0%的试样进行全片层组织的微观变形结构分析。图2所示为室温拉伸变形后的全片层组织，入射电子束方向B= //，片层界面平行于入射电子束方向，片层平均厚度为0.15 μm。

图1  Ti-47.5Al-2Cr-2Nb-0.2B合金全片层显微组织

Fig.1  Fully lamellar microstructure in Ti-47.5Al-2Cr-2Nb- 0.2B alloy

图2  TiAl合金室温拉伸变形(ε=1.0%)后全片层组织的TEM形貌

Fig.2  TEM image of RT tensile deformed (ε=1.0%) fully lamellar microstructure of TiAl alloy and its SAD pattern (B=// )

图3(a)所示为全片层组织中120?旋转有序关系γ片层内典型的室温变形结构，操作矢量，晶带轴B靠近，γ₁/γ₂和γ₂/γ₃片层界面的SAD花样分别见图4((b)、(c))，γ₁/γ₂和γ₂/γ₃片层界面均为120?旋转有序界面。为了分析方便，定义片层组织中的γ/γ界面均为(111)晶面。γ₁，γ₂和γ₃的晶带轴可分别标定为、和。γ₁和γ₃的晶体位向相同，变形结构主要为微孪晶，迹线分析表明，孪晶面为。由于L1₀结构的γ相中的形变孪晶只能是1/6{111}。因此γ₁和γ₃中晶面的微孪晶是惟一确定的，只可能是1/6。与γ₁和γ₃成120?旋转位向关系的γ₂中没有形变孪晶产生，而是出现了少量位错(见图中箭头所指)，这些位错位于晶面上，见图中的标示。γ₂中的位错大多与γ₁和γ₃中的形变孪晶相对应出现，表明γ₁和γ₃中的1/6孪晶产生的形变可以借助于γ₂中相应的滑移系开动而转移通过120?旋转位向关系的γ₁/γ₂或γ₂/γ₃片层界面。

图3  120?旋转有序关系γ片层内的变形结构(，)

Fig.3  TEM image of deformation structure in γ lamellae of 120?-rotational ordered relationship (a), SAD pattern of γ₁/γ₂ lamellae (b) and SAD pattern of γ₂/γ₃ lamellae (c)

图4(a)所示为形变孪晶通过真孪晶型γ/γ界面的TEM形貌。选区衍射分析表明γ₁/γ₂，γ₂/γ₃，γ₃/γ₄，γ₄/γ₅和γ₅/γ₆片层界面均为真孪晶界面，其中γ₂/γ₃衍射谱见图4(b)，晶带轴为//。图4(a)显示在γ₁片层上侧为一α₂片，γ₁和α₂相的衍射谱见图4(c)，晶带轴为//。γ₁，γ₃和γ₅的晶带轴为，γ₂，γ₄和γ₆的晶带轴为。从图5(a)中可以看到形变孪晶能够扩展通过γ₁/γ₂，γ₂/γ₃，γ₃/γ₄，γ₄/γ₅和γ₅/γ₆真孪晶型片层界面，但受阻于α₂相片层。

图4  变孪晶扩展通过真孪晶型γ/γ片层界面的TEM形貌

Fig.4  TEM image of deformation twins propagating across true-twin γ/γ interfaces

3  分析与讨论

TiAl合金全片层组织中存在着伪孪晶型、120?旋转有序型和真孪晶型三种γ/γ片层界面，这些具有特定位向关系的γ片层之间的变形协调机制对片层组织的塑性变形起着至关重要的作用。为了预测相邻两个变形晶粒之间有效滑移迁移过程，人们引入了几何协调因子^[8-11]这一概念来表征相邻晶粒内的有效滑移系之间的协调性，从而维持多晶体均匀变形时晶界的一致性。几何协调因子m定义为

式中  φ为两晶粒滑移面之间的夹角，λ为两晶粒滑移方向之间的夹角。按上述定义，相邻晶粒的滑移系之间的几何协调因子可在0~1之间变化。m=1，表示完全协调，两晶粒的滑移面和滑移方向均相互平行，这种情况下形变可以很容易地从一个晶粒越过晶界传递到另一晶粒内。m =0，表示完全不协调，两晶粒的滑移面和滑移方向均相互垂直，晶界两侧晶粒的位向处于不利于形变转移的状态。通常情况下，m值在0~1之间。由于片层组织中的γ片层之间存在着特定的旋转位向关系，因此可以计算出相邻γ片层内有效滑移系之间的几何协调因子，从而可以预测相邻γ片层内能够开动的有效滑移系。

图4中由于γ₁，γ₃与γ₂成120?旋转位向关系，并定义γ₁/γ₂和γ₂/γ₃片层界面为(111)界面，因此γ₂的晶体位向相对于γ₁，γ₃绕[111]晶带轴旋转了120?。如果近似认为γ相的正方度c/a=1，则γ₂与γ₁，γ₃之间的晶体位向关系可以用如下的变换矩阵R_120?表示：

这也就表示γ₂中的任何一个晶向矢量均可通过如下的矩阵运算表示为γ₁或γ₃中的相应的晶向矢量：

通过式(3)可计算出γ₁或γ₃片层中的1/6形变孪晶与γ₂片层中所有可能的滑移系之间的几何协调因子(1/2{111}超位错的m值与1/6{111}孪晶相同)，计算结果列于表1中。γ₂的1/2和两个滑移系与γ₁和γ₃中的1/6形变孪晶的几何协调因子最大，m=0.87，表明这两个滑移系的几何协调性最好，被激活的可能性最大，但由于超位错滑移比1/2普通位错滑移困难得多^[11-14]，因此可以推断γ₂是通过1/2滑移系的开动来协调γ₁和γ₃中的1/6形变孪晶产生的形变。图4显示γ₂中的位错位于晶面上，布氏矢量分析表明，它们是1/2普通位错。与上述分析一致。

表1  图4显示的γ₁和γ₃中1/6孪晶与γ₂中所有可能的滑移系之间的几何协调因子

Table 1  Geometric compatibility factors between possible slip systems in γ₂ lamella and 1/6 twinning in γ₁ and γ₃ lamellae shown in Fig.3(a)

INUI等^[6]对特定位向加载的PST晶体变形结构的研究发现，在同一γ片层内，平行于片层界面的1/6{111}形变孪晶产生的变形可以很容易地扩展通过120?旋转有序畴界，只是畴界两侧γ畴内的变形结构由1/6{111}形变孪晶转变为了1/2{111}普通位错，而且孪晶与普通位错列一一对应，孪晶面与普通位错的滑移面相互平行。因γ片层内的120?旋转有序畴界与120?旋转有序γ/γ片层界面的结构完全相同，表明前述几何协调因子的计算结果与INUI等的实验结果吻合。

图4中的γ₂相对于γ₁绕[111]晶带轴旋转了180?，γ₂与γ₁之间的晶体位向关系可以用如下的变换矩阵R_180?表示：

γ₁中的形变孪晶为1/6，通过矩阵运算可以计算出γ₂中所有可能的滑移系与γ₁中的1/6形变孪晶之间的几何协调因子，计算结果列于表2中。

表2  图4(a)显示的γ₁中1/6孪晶与γ₂中所有可能的滑移系之间的几何协调因子

Table 2  Geometric compatibility factors between possible slip systems in γ₂ lamella and 1/6 twinning in γ₁ lamella shown in Fig.4(a)

计算结果显示，γ ₂中的1/6孪晶的几何协调性最好(1/2超位错滑移通常十分困难，可以不予考虑)，m=0.60，表明γ₂可通过1/6孪晶来协调γ₁中的1/6孪晶产生的形变，这与图4(a)所示γ₂片层的变形结构完全吻合。由于γ₁/γ₂，γ₂/γ₃，γ₃/γ₄，γ₄/γ₅和γ₅/γ₆片层界面均为真孪晶界面，因此γ₁~γ₆各片层内的1/6孪晶恰好构成镜面对称关系，见图4(a)所示，孪晶可顺利通过γ₁~γ₆片层，最终受阻于α₂片层前。

同样道理，对于绕[111]晶带轴旋转60?而构成伪孪晶关系的γ片层之间的晶体位向关系可用变换矩阵R_60?表示：

通过矩阵运算同样可以计算出伪孪晶关系的g片层内各滑移系之间的几何协调因子，而通过比较各滑移系之间几何协调性的优劣可以推测出形变转移通过伪孪晶界面时的形变协调机制。

上述分析表明，通过计算相邻γ片层各滑移系之间的几何协调因子，可以推测出相邻γ片层内能产生形变协调的滑移系，从而保证形变能顺利转移至相邻γ片层内，并保持片层界面的连续性。在3种γ/γ片层界面中，120?旋转有序界面的几何协调性最好。因为γ_A片层中的任一{111}晶面在与γ_A成120?旋转位向关系的γ_B片层中均有相对应的{111}晶面与之平行，因此在γ_A中某一{111}晶面上产生的形变可以在相对较小的阻力下传递到γ_B片层中相应与之平行的{111}晶面(即φ=0?)上。在这种情况下形变协调机制就取决于滑移系所包含的布氏少量。对于180?旋转的真孪晶型和60?旋转的伪孪晶型γ/γ片层界面，它们的几何协调性相对较差。因为除了构成γ/γ片层界面的一对{111}晶面外，相邻γ片层内的其余任何一对{111}晶面均不平行，它们相互之间可构成39?、56.3?和70.5?的夹角，因此在γ/γ片层界面之外的{111}晶面上产生的形变转移通过真孪晶或伪孪晶界面相对比较困难。例如，表1和表2中显示的孪晶通过120?旋转有序界面和真孪晶界面时滑移系之间几何协调因子的最大值分别为0.87和0.60。

LUSTER和MORRIS^[15]研究发现厚度大于1 μm的γ片层中往往存在两种或两种以上的变形机制，而厚度小于1 μm的γ片层中通常只有一种变形机制，这表明片层厚度减小将会减少γ片层中的有效滑移系的数目。图3所示的片层组织非常细，平均片间距仅为0.15 μm，因此图4和图5中所示的在单个γ片层中通常只观察到了一个滑移系开动。尽管1/6{111}形变孪晶的密度较高，但孪晶扩展宽度却很小，产生的形变量有限，而1/2{111}普通位错则很少观察到。由于高密度的γ/γ和γ/α₂片层界面的存在，尽管各类γ/γ片层界面均有相应的形变协调机制来协调变形，形变转移通过γ/γ片层界面仍较为困难，而α₂相通常情况下不发生变形，形变无法转移通过γ/α₂相界面。由于单个γ片层中通常只有一个有效滑移系开动，而高密度的γ/γ和γ/α₂片层界面增加了形变转移的难度，导致全片层组织的室温拉伸塑性较低。

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收稿日期：2007-04-25；修订日期：2007-10-12

通讯作者：李臻熙，高级工程师，博士；电话：010-62496623; E-mail: lizhenxi@vip.sohu.com

(编辑 陈爱华)