具有有序相结构的金属间化合物构成了一类在普通金属和硬陶瓷之间架起桥梁的结构材料。Ti Al是一种很有前途的轻质金属间化合物，目前被用于在650 ~ 850℃温度范围内替代航空航天构件用较重的镍基高温合金。TiAl合金具有密度低、抗氧化性能好、抗蠕变性能高、高温强度高等优点。所有这些优势使得它们的应用与相应的镍基高温合金相比，重量减少了50 %，有效地促进了环境保护和节能，同时几乎没有损害在役机械性能。例如，在航空航天工业中使用较轻的TiAl合金可以显著降低燃料消耗，从而减少CO₂和NO_x的排放。GE航空和MTU航空发动机分别在GEnx™(波音787 )和A320发动机的涡轮叶片上实现了Ti - 48Al - 2Nb - 2Cr (除非另有说明,所有在. at %内)和锻造Ti - 43.5 Al - 4Nb - 1Mo - 0.1 B ( TNM )合金。然而，TiAl金属间化合物的大规模工程应用仍然需要在服役温度范围内进行微观组织和力学性能的优化。

因此，需要在工作温度下使TiAl合金具有更高的强度和更好的塑性。迄今为止，提高TiAl合金高温力学性能的方法主要有3种：( 1 )制备具有0 °片层取向的聚合体孪晶TiAl单晶。在900 ° C下，当外载荷平行于片层取向时，这种单晶表现出显著的失效强度和优异的抗蠕变性能，远优于多晶TiAl合金。然而，由于其具有较强的各向异性，不适用于转子类零件，如发动机叶片。( 2 )采用难熔金属元素，如Nb、Mo、W、Ta等合金化，提供固溶强化，可赋予TiAl较高的强度。这些合金化在TiAl中诱发了大量的有序β_o相，严重降低了TiAl的室温塑性，并导致服役温度下的组织失稳。( 3 )添加Si、C和N形成硬质第二相粒子，有效阻碍位错滑移，提高合金的服役性能。这些提高强度的方法往往会降低延性。近几十年来，通过微结构工程形成梯度纳米结构、纳米孪晶和异质结构，同时提高了金属的强度和延展性。其中，在TiAl合金中开发异质结构，由于能够控制复杂的相组成和相间的相变，具有先天的优势。异质结构可以诱导异质变形诱导的应变硬化/强化，提高强度和延展性。

由于TiAl金属间化合物中主要γ相的层错能较低，在塑性变形过程中容易形成形变孪晶。机械孪生(一种与位错滑移相竞争的变形机制)通过TWIP效应有效地打破了强度-塑性的折衷。这种效应在Ti Al金属间化合物中也得到了很好的体现。变形孪晶的广泛形成通过调节位错的平均自由程来提高位错储存能力，从而维持应变硬化到更大的应变。它还能产生显著的动态Hall - Patch效应，使合金具有更高的强度。值得注意的是，Ti Al金属间化合物在高温应变过程中更容易激活形变孪晶，这可能会产生更明显的TWIP效应。然而，这一假设仍需要在TiAl中进行验证。揭示TWIP效应如何影响TiAl合金在工作温度下的力学性能将至关重要。这些知识将促进它们更广泛的应用。

由于LM极不存在应变硬化，在拉伸变形时，LM表现出最高的强度，但在弹性或屈服阶段后立即发生灾难性破坏。应变硬化的缺乏表明了极低的缺陷储存能力，这也导致TiAl合金的强度没有得到充分的发挥。通过设计一种耦合异质形变诱导的强化/硬化和TWIP效应的新型微结构，可能会提高强度-塑性。基于这种微结构设计理念，本研究前期工作引入PM，利用胞腔反应分解LM，发展了T - T和T - B结构。与LM 相比，设计的T - T结构显著提高了合金的强度，同时室温塑性提高了一倍。然而，作为高温应用的合金，进一步优化微观组织以提高工作温度下的力学性能显得更为重要。

在本研究中，西北工业大学对所设计的T - T结构进行了微结构优化，提高了其在工作温度下的力学性能，解决了航空航天应用对增强TiAl金属间化合物强度/塑性的迫切需求。设计了一种通过改变时效温度和保温时间来控制PMs体积分数的固溶时效热处理工艺。令人惊讶的是，这种优化的T - T结构在750 ° C时表现出远优于LM的强塑性匹配，这在TiAl合金中从未报道过。通过微观表征详细阐明了力学性能、微观结构和变形机制之间的相关性。本研究可能为同步提高TiAl金属间化合物的强度和塑性开辟一条新的途径。相关研究成果以题“Breaking the high-temperature strength-ductility trade-off in TiAl alloys through microstructural optimization”发表在International Journal of Plasticity上。

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

图1 .通过SEM的BSE模式和TEM对LM进行了表征。( a ) BSE图像显示LM由α₂ /γ集束和β₀ /γ区域组成。( b ) Bf-Tem Micrograph；( c ) HRTEM图像显示α₂ /γ片层具有共格和台阶状的界面以及γ/γ孪晶。( d ) SAED证实了α₂ /γ片层之间的Blackburn OR和γ片层的孪晶对称性。

图2 . T - T1、T - T2和T - B结构的BSE图像。( a ) T - T1结构；( b ) T - T2结构；( c ) T - B结构。

图3 . PM的TEM表征。( a ) BF - TEM图像。( b ) ( a )中A区的SEAD图表明了三个阶段之间的Blackburn，Burgers和Kurdjumov - Sachs OR。( c ) ( a )中A区的HRTEM显示了它们之间的半共格界面。( D ) Haadf图像。( e )┐( i ) Ti，Al，Nb，Mo和B的元素映射。

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图4 .各种微观组织的拉伸力学性能。( a )在800°C ( 25°C ,如蓝色箭头所示)以下，T - T1比LM具有更好的强度和塑性。( b ) LM、T - T1、T - T2和T - B组织的750°C真拉应力-真应变曲线，其中内含物直接说明了强度-塑性的折衷。( c )真实应变-加工硬化率曲线。( d )四种组织的应变硬化模量-应变曲线表明，T - T2组织具有最佳的强度-延展性，即矩形区域的扩大。( e )比较了具有T - T1和T - T2结构的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基高温合金之间的屈服强度和延展性。注意到图4 ( a )中PM ( 65 % )在25°C和高温( 20 % )下的最佳比例不同。误差棒表示均值的标准差。

图5 . LM在750°C的塑性变形机制。( a ) BF - TEM照片显示γ片层内的位错网络和叶片状束，位错在α₂ /γ界面堆积。( b ) ( a )中黄色圆圈的SAED图案，表示α₂ /γ之间的Blackburn OR。( c ) ( a )中C区的HRTEM。( d )～( f ) ( b )中区域Ⅰ，Ⅱ和Ⅲ的FFT图案。

图6 . 750°C时较薄γ片层的变形机制。( a ) HRTEM显示LPSO结构在γ/γ孪晶界和α₂ /γ片层界面均有形成。( b ) ( a )中放大的B区域显示了6H堆积序列。( c ) ( b )的FFT模式。( d ) ( a )中的Magnified D区域表示9R堆叠序列。( e ) ( d )的FFT模式。

图7 . 750°C下粉末冶金的变形机制。( a ) BF - TEM照片显示了高密度纳米孪晶的发展；插入的SEAD花样为孪晶衍射花样。( b ) ( a )中黄色盒子的HRTEM和FFT花样进一步证明了纳米孪晶的形成。在相邻的孪晶之间观察到SFs。

图8 . ( a ) BF - TEM照片显示在α₂ /γ或β_o /γ界面处有高密度的位错和位错塞积。( b ) TEM BF像显示了β_o相中的位错滑移和位错网络。

图9。对经历不同真应变的PM进行TEM检测。( a ) 4 %；( b ) 10 %。( b )中插入的SEAD验证了成对出现的孪生衍射斑点。

图10 . LM、T - T1和T - B结构在750℃拉伸后的断口形貌；( b ) T - T1结构；( c ) T - B结构。

本文采用固溶时效热处理工艺，通过调整PM含量，优化了T - T组织及其高温拉伸性能。与过去一直被认为是工程应用中最有价值的LM的力学性能进行比较，发现优化后的T - T结构表现出比LM更高的强度和延展性。基于LM和PM不同的变形机制和形貌，揭示了T - T结构力学性能提高的内在机制。可以得出以下结论：

( 1 )提高时效温度促进了胞状反应速率，提高了T - T结构中PM体积分数( PM是T - T结构中不可缺少的一部分)。

( 2 )LM的变形机制对片层间距表现出很强的依赖性。当片层宽度小于80nm时，平行于片层界面的LPSO结构的发展主导了LM的塑性变形。在80nm以上，塑性变形是通过位错滑移和γ '变体的形成完成的。LM的纳米级片层间距使得晶体缺陷的积累相对困难，导致加工硬化率不持久，延展性较低。

( 3 )当T - T结构的珠光体组织含量在20 ~ 50 %范围内时，其在服役温度范围内同时提供了比LM更高的强度和更好的延展性。尤其是PM含量约为20 %的T - T结构，在750℃下的屈服强度提高了130 MPa，延伸率提高了一倍。随着PM含量的增加，Ti Al合金的强度先增大后减小，延伸率不断提高。

( 4 )PM通过位错滑移和机械孪生的方式发生变形。位错滑移和变形孪晶的共同作用，以及广泛的位错交滑移可以诱发显著的TWIP & DJD效应，有效地防止了当应变超过加工硬化阶段I时的快速下降趋势(图4 ( c ) )。此外，发现TWIP & DJD效应在室温到700℃变形时起到强化作用，而韧塑化效应在700℃以上变形时起到强化作用。

( 5 )作为一种异质结构，高密度的GNDs在变形过程中积累在T - T结构的PM / LM界面，从而产生高的背应力强化。当T - T组织中引入的PM体积分数小于50 %时，背应力引起的强化并没有被PM引起的软化有效抵消，使得T - T1组织在750℃时具有比LM更高的YS和UST，随着PM体积分数的继续增加，塑化作用超过了强化作用，导致Ti Al合金的强度降低，塑性逐渐增加。