Ｔｉ┐４８Ａｌ合金ＰＳＴ晶体显微组织及高温压缩性能＊林建国周亚建张永刚陈昌麒（北京航空航 天大学）摘要采用磁悬浮区域熔炼的方法，制备了ＰＳＴ晶体，在８００℃对其压缩性能进行了测 试，并对其变形组织进行了观察。结果表明，在８００℃时的屈服强度取决于片层界面与压缩轴的 夹角，在＝９０°时屈服强度为最高，而＝４５°为最低。８００°时屈服强度有较大程度 的下降，这与α２相中锥面滑移系｛１１２１｝〈１１２６〉的临界分切应力的降低有关。关键词 ＴｉＡｌ合金ＰＳＴ晶体临界分切应力ＴｉＡｌ合金以其低密度和良好的高温性能越来越引起人们 的兴趣，但其较差的室温塑韧性限制了它的应用［１］。为了改善其室温塑韧性，研究者采用了许 多方法，如通过合金化加入其他合金元素［２］，或通过机械热处理改善其组织［３］，等等。尽 管这样做能使合金的塑韧性有一定的提高，但作为结构材料，仍不能满足要求。为了进一步改善该 合金的室温塑韧性，有必要对此合金的变形机制做更进一步的了解。虽然已有许多工作对双相片层 组织的变形机理进行了研究［４，５］，但大部分工作都限于多晶体试样，各晶粒内片层方向随机 分布，其变形机制很难从中搞清楚。Ｙａｍａｇｕｃｈｉ等［６］首先熔制出ＰＳＴ（Ｐｏｌｙｓ ｙｎｔｈｅｔｉｃａｌｙｔｗｉｎｎｅｄ）ＴｉＡｌ类单晶，它是由一束平行的ＴｉＡｌ＋Ｔｉ３ Ａｌ片层组织构成的晶体，是研究片层组织变形机制理想的模拟材料。Ｈ．Ｉｎｕｉ等人［７］研 究ＰＳＴ晶体的室温性能，结果发现，ＴｉＡｌ合金ＰＳＴ晶体的屈服应力和延伸率随片层界面与 应力轴之间的夹角变化，当＝９０°和＝０°时，屈服应力最大，延伸率最低（称为硬取向） ，而当为３０°～７５°时，情况正好相反（称为软取向）。但对同处于硬取向的两种试样，其 屈服强度仍有较大差异，其机理有待进一步研究。本文采用磁悬浮区域熔炼的方法制备Ｔｉ－４８ ａｔ％的ＰＳＴ晶体，并在８００℃对三种取向的ＰＳＴ晶体试样的压缩性能进行测试，力图进一 步探讨片层组织的变形机理。１实验方法用高纯钛和铝，在磁悬浮熔炼炉中熔炼成分约为４８％Ａ ｌ的钛铝合金铸锭，用线切割方法在铸锭上切取８×１００ｍｍ的圆棒。在自制的单晶生长设备 中，用磁悬浮区熔的方法生长出ＰＳＴ晶体。从ＰＳＴ晶体上切取３ｍｍ×３ｍｍ×５．５ｍｍ的 压缩试样（试样的切取方法见图１），使得ＰＳＴ晶体中的片层界面与试样Ｙ面垂直，而其在Ｘ面 上的迹线与压缩轴垂直。角为片层界面与压缩轴的夹角。切得试样的角分别为０°，４５°， ９０°。压缩实验在ＭＴＳ试验机上进行，温度为８００℃，压缩速率为２×１０－４ｓ－１。为 了确定压缩轴取向，平行试样Ｙ面切取电镜薄片。用双喷法减薄试样，电解抛光液为：８ｖｏｌ％ 的高氯酸＋无水乙醇。试样在Ｈ－８００电镜下观察。图１压缩试样切取方法示意图Ｆｉｇ．１Ｇ ｅｏｍｅｔｒｙｏｆｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎｓａｍｐｌｅｓ２试验结果２．１ＰＳＴ晶体的显微 组织图２ａ为ＰＳＴ晶体典型的片层组织。分析表明，这些片层组织由γ和α２相组成，由于该合 金含铝量较高（４８ａｔ％Ａｌ），其α２含量较少，且片层较薄，片层大多数为相邻的γ有序畴 。许多研究已经证明，γ和α２之间存在一定的位向关系，即（１１１）γ∥（０００１）α２， 〈１１０〉γ∥〈１１２０〉α２由于α２相中基面上的三个〈１１２０〉是等效的，而γ相中的 （１１１）面上的［１１０］与另两个〈０１１］方向不等效。因此，［１１０］γ相对于〈１１ ２０〉α２有六种不同取向。于是在片层组织的γ相中有六种不同取向的有序畴。这些有序畴相互 连接，可形成三种类型的γ有序界，即真孪晶界、１２０°旋转孪晶界和伪孪晶界［８］，加上γ ／α２相界，在ＰＳＴ晶体片层组织中实际存在四种界面，这四种界面对ＰＳＴ晶体的变形起着重 要作用。要区分这几类界面可采用选区衍射的方法，由于γ相的［１１０］晶带轴的衍射斑点中有 超点阵斑点出现，而另两个〈０１１］晶带轴的衍射斑点只出现基体斑点，根据界面两侧〈１１０ 〉晶带轴衍射斑点类型的不同可确定界面的种类，详见文献［８］。图２ｂ为图２ａ中所标区域的 衍射花样及相应的界面类型。图２（ａ）典型的ＰＳＴ晶体片层组织，Ｂ－〈１１０〉γ，ＴＴ－ 真孪晶界，ＲＴ－１２０°旋转孪晶界，ＰＴ－伪孪晶界；（ｂ）图ａ中所示各区的衍射花样及片 层之间形成的界面类型Ｆｉｇ．２（ａ）Ｔｙｐｉｃａｌｌａｍｅｌａｒｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔ ｕｒｅｏｆＰＳＴｃｒｙｓｔａｌｓ，Ｂ－〈１１０〉γ，ＴＴ－ｔｒｕｅ－ｔｗｉｎｂｏｕｎｄ ａｒｙ，ＲＴ－１２０°ｒｏｔａｔｉｏｎａｌｔｗｉｎｂｏｕｎｄａｒｙ，ＰＴ－ｐｓｅｕｄｏ －ｔｗｉｎｂｏｕｎｄａｒｙ；（ｂ）ｄｉｆｅｒｅｎｔｔｙｐｅｓｏｆｂｏｕｎｄａｒｉｅｓｂ ｅｔｗｅｅｎｔｗｏｎｅｉｂｏｕｒｉｎｇγｌａｍｅｌａｅｗｈｉｃｈｍａｙｂｅｉｄｅｎｔｉ ｆｉｅｄｂｙｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎｐａｔｅｒｎｓｏｆｔｈｅａｒｅａｍａｒｋｅｄｉｎａ图 ３ＰＳＴ晶体屈服强度与角的关系Ｆｉｇ．３Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｂｅｔｗｅｅｎｙｉｅ ｌｄｓｔｒｅｎｇｔｈａｎｄａｎｇｌｅ２．２ＰＳＴ晶体８００℃时的压缩性能图３为ＰＳＴ 晶体的屈服强度随角变化的曲线。作为参考，成分相近，生长条件相似，取向相同的ＰＳＴ晶体的 室温屈服强度选自文献［９］。从图中可以看出，在８００℃时ＰＳＴ的屈服强度与室温一样，仍 然强烈依赖于压缩轴与片层界面的取向。在＝４５°时，屈服强度最低，只有１２５ＭＰａ，而 在＝９０°时屈服强度达到最高，约为４５０ＭＰａ；＝０°时居中，接近３００ＭＰａ。在 ８００℃时各取向试样的屈服强度都低于室温时的屈服强度。值得注意的是，８００℃时，＝９ ０°试样的屈服强度下降程度最大，约为４０％。３分析讨论ＴｉＡｌ合金ＰＳＴ晶体的屈服强度 随压缩轴与片层界面的取向不同而产生很大的差别，这与其变形模式有关。研究表明，ＴｉＡｌ相 中的变形是通过｛１１１｝面上的１／２〈１１０］普通型位错，〈０１１］超位错，以及１／６ 〈１１２〉孪晶位错的开动来进行的。从临界分切应力的角度来说，当＝４５°时，在平行于界 面的｛１１１｝的某些滑移系的Ｓｃｈｍｉｄ因子达到最大，滑移和孪晶变形首先发生在平行于界 面｛１１１｝面上，从而与界面不发生交互作用，因此其屈服强度主要取决于γ相中参与变形的各 滑移系的临界分切应力值。而对＝０°和＝９０°试样的情况则大不相同，此时平行于界面的 面上的分切应力为０，滑移与孪生变形只可能在与界面成一定角度的｛１１１｝面上进行，于是滑 移和孪晶要与界面发生交互作用，文献［１０］对几类界面对孪晶的交互作用作了较为仔细的研究 ，认为α２／γ相界和伪孪晶界对孪晶变形有强烈的阻碍作用，变形孪晶不能穿过这两类界面，而 对于真孪晶界，变形孪晶通过后，方向要发生偏转，因此对其也有一定的阻碍作用。虽然界面对滑 移的阻碍作用还有待进一步研究，但这里可以把＝４５°试样与后两者屈服强度的差异主要归结 为界面对变形的阻碍作用。对于界面与压缩轴平行和垂直的两种情况，屈服强度依然存在较大的差 异，尤其是在室温的时候，其原因可以从以下两方面考虑。首先分析一下压缩轴处于这两种取向的 试样γ畴的各滑移系的最大Ｓｃｈｍｉｄ因子的大小。当压缩轴为〈１１０〉时（电镜下测定＝ ０°试样的压缩轴接近〈１１０〉方向），根据计算，γ畴中的１／２〈１１０］普通型位错的最 大Ｓｃｈｍｉｄ因子为０．４０８，而超位错〈０１１］的最大Ｓｃｈｍｉｄ为０．４０８，１／ ６〈１１２］孪晶位错的最大Ｓｃｈｍｉｄ因子为０．４７１；当压缩轴垂直于片层界面时，其相 应的各滑移系上的最大Ｓｃｈｍｉｄ因子分别为０．２７４，０。２７４，０．３１４。从Ｓｃｈ ｍｉｄ因子的角度来看，当压缩轴与界面平行时更有利于位错的开动，其屈服强度较压缩轴垂直于 界面的试样要低，但还不致于造成如此大的差异。另一个更重要原因是α２相的作用。由于α２相 难于变形，其在片层组织中相当于强化相的作用，又因为α２相的变形模式随取向有很大的不同。 Ｙ．Ｍｉｎｏｎｉｓｈｉ等人用Ｔｉ３Ａｌ单晶对其变形机理随温度和取向的关系进行了研究［１ １］，结果表明，在８４０℃以下大多数取向的变形，主要是柱面｛１０１０｝上的１／３〈１１ ２０〉位错开动，而且其临界分切应力随温度的升高单调下降，但下降的幅度不大；而当压缩轴接 近［０００１］时，只有锥面｛１１２１｝上的１／３〈１１２６〉开动。而且此滑移系的临界分 切应力随温度升高而增大，在５００℃左右达到峰值，随后迅速下降。在室温下，后者的临界分切 应力为前者的８倍［９］。对于压缩轴平行于界面的试样（＝０°），其滑移系主要为｛１０１ ０｝１／３〈１１２０〉，而对于压缩轴垂直于界面的试样（＝９０°），其压缩轴为［０００ １］，只可能有｛１１２１｝１／３〈１１２６〉滑移系开动，其强化效果显然要比＝０°试样 大得多。而且，在温度达到８００℃时，由于其临界分切应力迅速下降，其强化效果也降低，表现 为＝９０°时的试样屈服强度有较大的下降。这也反过来证明了α２相的强化作用。４结论（１ ）与室温压缩性能一样，ＰＳＴ晶体８００℃时的屈服强度也随压缩轴与片层间的夹角变化，在 ＝４５°时最低，而＝９０°时最高。（２）＝０°时的屈服强度与＝９０°有较大差别不 仅与这两种取向的γ相中各滑移系的Ｓｃｈｍｉｄ因子的差异有关，而且与α２相的变形机制有关 。（３）８００℃时＝９０°的试样的屈服强度有较大的降低与相中锥面滑移系｛１１２１｝１／３〈１１２６〉在８００℃时的ＣＲＳＳ有较大下降有关。参考文献１ＫｉｍＹＷ．ＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｉｃＡｌｏｙｓＢａｓｅｄｏｎＧａｍｍａＴｉｔａｎｉｕｍＡｌｕｍｉｎｉｄｅ．ＪＯＭ，１９８９，４１（７）：４１２ＨｕａｎｇＳＣ，ＨａｌＥＬ．Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａ
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