Ｆｅ_３Ａｌ基合金超塑性变形过程中位错结构的演化陈明伟，单爱党，林栋梁（上海交通大学）摘 要利用ＴＥＭ研究了Ｆｅ_３Ａｌ基合金超塑性变形过程中位错结构的变化。发现变形后晶内位错 密度显著降低，且试样变形部位与柄部的泣错结构及密度有较大差异。位错滑动在Ｆｅ_３Ａｌ超 塑性变形中起重要作用。关键词Ｆｅ_３Ａｌ基合金，超塑性，亚晶界最近我们发现含Ｔｉ的Ｆｅ _３Ａｌ基合金在７００～９００℃温度范围内、应变率在１０￣－３～１０￣－５／ｓ之间时具 有明显的超塑性￣［１］。显微分析表明在超塑性变形过程中伴有动态再结晶发生，随应变量增大 ，晶粒逐渐细化￣［２］。为进一步探讨Ｆｅ_３Ａｌ基合金超塑性变形机理，采用透射电镜分析 了试样变形过程中位错结构的变化。１试验材料及方法材料成分为Ｆｅ－２８Ａｌ－２Ｔｉ（ａｔ ％），用非自耗真空电弧炉冶炼，１０００℃×５ｈ均匀化处理。在８００～ｌｌ００℃范围内热 轧成１ｍｍ厚的薄扳，线切割成拉伸试佯，试样引伸部位尺寸为１２．５ｍｍ×３．２ｍｍ×１． ０ｍｍ。超塑性变形试验在带有加热炉装置的ＳｈｉｍａｄｚｕＡｕｔｏｇｒａｐｈ－１０型全自 动材料试验机上进行，同时对试样的两个柄和变形部位进行三段式测温，温度误差在±２℃以内。 试样升温至８５０℃保温１５ｍｉｎ后，以１．２５×１０￣－３／ｓ的初始应变速率进行等温拉 伸。当应变量达到３５％、８０％和２５０％时，快速卸载并将试样淬入盐水中，整个过程约１０ ～３０ｓ。从拉伸试样的均匀变形部位、柄部以及热轧态试样上取电镜样品，小心地进行机械研磨 后进行双喷减薄，电解液为９０％无水乙醇＋５％甘油＋５％高氯酸，温度保持在－２０℃以下。 用电镜Ｈ－８００观察，加速电压为２００ｋＶ。２试验结果本文联系人：陈明伟，男，３０岁， 博士，上海市（２０００３０）上海交通大学材料科学系国家自然科学基金资助项目２．１热轧态 试样位错结构热轧态Ｆｅ_３Ａｌ亚结构是缠结位错胞（图１）。在ｇ＝２００时观察到胞壁位错 密度较高；稍微倾转试样，在ｇ＝３４１时胞壁明显变薄（图中Ａ、Ｂ区域），部分位错消光，由 此可推断缠结位错胞主要由＜１１１＞型位错组成。２．２拉伸试样柄部位错结构试样柄部位错密 度明显低于热轧态，且以均匀分布的长直螺位错为主（图２），并有大量的位错割阶和位错偶极子 （图中箭头所示）。衍衬分析表明位错柏氏矢量为＜１１１＞。位错割阶以及位错偶极子对位错运 动有钉扎作用，图中Ａ为两钉扎点间的位错弓出。低倍下未发现亚晶界。２．３均匀变形部位位错 结构试样应变量为３５％时，晶内仍未发现亚晶界，晶界多为图３ａ所示的平直三叉晶界。晶内位 错密度较低，但位错形态与试样柄部有显著区别，很少发现割阶和位错偶极子，但有一些位错环（ 图３ｂ箭头所示）。应变超过８０％时，晶内开始出现亚晶，且位错密度很低（图４），晶内位错 倾向于以位错墙的形式排列，而且随应变量增大向亚晶界发展。图５ａ是一个尚未完全形成的位错 墙，图５ｂ是一个完整的亚晶界。部分晶粒内有均匀分布的滑动位错，可看出位错滑动集中在某一 滑移系内（图６）。晶内位错往往是从晶界发射的（图７），这种位错发射形式与协调晶界滑移的 Ｂａｌｌ－Ｈｕｔｃｈｉｎｓｏｎ模型￣［３］不同，位错源并不限于晶界相交处。３分析讨论３ ．１超塑性变形过程中位错结构的变化试样柄部及变形部位位错形态的差异，说明应力对位错结构 的变化影响较大。应力较低时，带有割阶的位错可动性受空位扩散控制；而当应力较大时，由于空 位的扩散速度远低于位错运动速度，控制位错可动性的因素是热激活过程￣［４］。随着应力增大 ，位错越过短程障碍的能力增强，但在位错带着位错偶极子进行拖曳运动时会留下位错环，这一现 象与Ｂａｋｅｒ等￣［５］在其它材料中观察到的结果相同。因而在变形部位，位错具有良好的可 动性，它们可以很快地滑过晶体湮灭在晶界或通过交滑移、攀移使异号位错互毁，或是形成能量较 低的位错墙，因而变形部位的晶内位错密度反而较低。而柄部带有割阶或偶极子的位错，其可动性 受空位扩散控制，位错脱钉较为困难，因此虽在高温停留了较长时间，这部分位错并未在回复过程 中消失。在超塑性变形进入稳态流变阶段后，晶粒已较细，晶内位错密度也已很低，形变往往只发 生在取向最有利于滑移的晶粒内。在变形过程中，已启动的滑移系因晶粒取向逐渐变化而停止滑移 。其它晶粒内的某些滑移系将被启动，但在同一晶粒内几个滑移系很难被同时启动。集中在同一滑 移系内的位错很容易通过攀移或交滑形成位错墙。已形成的位错墙通过吸收晶格位错降低系统的能 重，同时增大位错墙两边晶体的位向差，逐步向亚晶界发展￣［９］。具有一定取向差的亚晶界在 应力作用下发生迁移、滑移和转动，从而向大角晶界转化￣［１０］。这也就是显微镜下观察到的 随应变量增大晶粒逐渐细化￣［２］的原因。３．２位错滑动对Ｆｅ_３Ａｌ超塑性变形的贡献有 关位错滑动对超塑性变形的贡献是近年来争议较大的问题。现有的超塑性理论多是建立在细晶超塑 性的基础上，这些理论或是否认位错滑动的存在￣［６］，或是仅认为位错滑动只能起协调晶界滑 移的作用￣［３，７］。尽管利用ＴＥＭ对这一问题进行了一些研究，但由于以下的原因，这一问 题迄今未能澄清。ｌ）电镜样品制作过程中容易引入位错。２）由于超塑性材料的晶粒很细小，在 卸载和淬冷的延迟过程中，形变位错会很快地消失到晶界。在我们的实验中，当应变量达到２５０ ％时，显微分析表明平均晶粒尺寸为２７μｍ￣［２］，这种大晶粒为保留形变位错起到了很好的 作用。另外我们所观察到的位错墙，亚晶界显然不会是制佯过程中产生的，晶内具有同一滑移系的 均匀分布的位错也不会是制样过程中产生的￣［８］。在ε＝３５％时晶内位错密度已很低，且位 错呈滑动特征（图３），因而在随后大应变量时出现的位错墙和亚晶界不会是热轧位错回复的结果 ，只能是塑性变形过程中滑动位错产生的。晶界随机分布的位错源也说明扩散控制的晶界滑移机制 在Ｆｅ_３Ａｌ超塑性变形过程中并不起主导作用。以上事实均说明晶内位错滑动在Ｆｅ_３Ａｌ 超塑性变形中起重要作用。４结论１）热轧态Ｆｅ_３Ａｌ超塑性变形过程中位错密度显著降低， 柄部与变形部位的位错结构有较大差别。２）位错滑动对Ｆｅ_３Ａｌ超塑性变形有较大的贡献。 参考文献｜｜１ＳｈａｎＡｉｄｏｎｇ，ＣｈｅｎＭｉｎｇｗｅｉ，ＬｉｎＤｏｎｇｌｉａｎｇ（ Ｔ．Ｌ．Ｌｉｎ）．ＴｈｅＩｎｔｅｒａｎｔｉｏｎａｌＣｏｎｆｅｒｅｎｃｅｏｎＳｕｐｅｒｐ ｌａｓｔｉｃｉｔｙｉｎＡｄｖａｎｃｅＭａｔｅｒｉａｌｓ，Ｍｏｓｃｏｗ，１９９４２陈明伟 ，单爱党，林栋梁。金属热处理学报，１９９５，１６（２）：３５３ＢａｌｌＡ，Ｈｕｔｃｈｉ ｎｓｏｎＭＭ．ＪＭｅｔａｌ．Ｓｃｉ．，１９６９（３）：１４ＨｏｒｔｈＪＰ，ＬｏｔｈｅＪ ．ＴｈｅｏｒｙｏｆＤｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓ．ＮｅｗＹｏｒｋ：ＡＷｉｌｅｙ－Ｉｎｔｅｒｓ ｃｉｅｎｃｅＰｕｂｌｉｃａｔｉｏｎ，１９８２：５９１５ＢａｋｅｒＩ，ＳｃｈｕｌｓｏｎＥ Ｍ．ＰｈｙｓＳｔａｔ．Ｓｏｌ．１９８５，８９：１６３６ＡｓｈｂｙＭ．Ｆ，ＵｅｒｒａｌＲ Ａ．ＡｃｔａＭｅｔ．，１９７３．２１：１４９７ＧｉｆｋｉｎｓＲＣ．ｍｅｔ．Ｔｒａｎｓ． ，１９７６．７Ａ：１２２５８ＬｉＦ，ＲｏｂｅｒｔｓＷＴ，ＢａｔｅＰＳ．ＳｃｒｉｐｔａＭ ｅｔａｌｌ．，１９９３，２９：８７５９陈明伟，单爱党，林拣梁。金属学报，１９９５，３１ （４）：Ａ１６５１０ＣｈｅｎＭｉｎｇｗｅｉ，ＳｈａｎＡｉｄａｎｇ，ＬｉｎＤｏｎｇｌｉａ ｎｇ（ＴＬＬｉｎ）．ＨｉｇｈＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅＯｒｄｅｒＩｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃ Ａｌｌｏｙ，Ｍａｔｅｒ．Ｒｅｓ，Ｓｏｃ，Ｓｙｍｐｐｒｃｃ．，Ｂｏｓｏｎ，ＵＳＡ，１９９ ４：１１ＴｈｅＥｖａｌｕｔｉｏｎｏｆＤｉｓｌｏｃａｔｉｏｎＣｏｎｆｉｇｕｒａｔｉｏｎＤ ｕｒｉｎｇＳｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃＤｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎＨｏｔ－ｒｏｌｌｅｄＦｅ_ ３ＡｌＡｌｌｏｙ￥ＣｈｅｎＭｉｎｇｗｅｉ；ＳｈａｎＡｉｄａｎｇ；ＬｉｎＤｏｎｇｌｉａｎ ｇ（ＳｈａｎｇｈａｉＪｉａｏｔｏｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ）ＡＢＳＴＲＡＣＴＴＥＭｈａｓ ｂｅｅｎｅｍｐｌｏｙｅｄｔｏｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｔｈｅｄｉｓｌｏｅａｔｉｏｎｃｏｎｆ ｉｇｕｒａｔｉｏｎｏｆｈｏｔ－ｒｏｌｌｅｄＦｅ_３Ａｌａｌｌｏｙｄｕｒｉｎｇｓｕｐｅｒ ｐｌａｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ．Ｉｔｈａｓｂｅｅｎｆｏｕｎｄｔｈａｔｄｉｓｌｏｃ ａｔｉｏｎｄｅｎｓｉｔｙｏｂｖｉｏｕｓｌｙｄｅｃｒｅａｓｅＳａｆｔｅｒｓｕｐｏｒｐｌａ ｓｔｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｔｈｅｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｃｏｎｆｉｇｕｒａｔｉ ｏｎｉｎｔｈｅｇｒｉｐｓｅｃｔｉｏｎｉｓｄｉｆｆｅｒｅｎｔｆｒｏｍｔｈａｔｉｎｇａｇｅ ｓｅｃｔｉｏｎｏｆｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｓｐｅｃｉｍｅｎｓ．Ｔｈｅｎｏｒｍａｌｇｌｉｄｅ ｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎｓｐｌａｙａｎｉｍｐｏｒｔａｎｔｒｏｌｅｉｎｓｕｐｅｒｐｌａｓｔ ｉｃｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎＦｅ_３Ａｌａｌｌｏｙ．ＫＥＹＷＯＲＤＳＦｅ_３Ａｌ，ｓ ｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ，ｓｕｂｂｏｕｎｄａｒｙFe_3Al基合金超塑性变形过程中 位错结构的演化@陈明伟，单爱党，林栋梁$上海交通大学Ｆｅ_３Ａｌ基合金，超塑性，
亚晶界 利用ＴＥＭ研究了Ｆｅ_３Ａｌ基合金超塑性变形过程中位错结构的变化。发现变形后晶内位错密 度显著降低，且试样变形部位与柄部的泣错结构及密度有较大差异。位错滑动在Ｆｅ_３Ａｌ超塑性变形中起重要作用。１ＳｈａｎＡｉｄｏｎｇ，ＣｈｅｎＭｉｎｇｗｅｉ，ＬｉｎＤｏｎｇｌｉａｎｇ（Ｔ．Ｌ．Ｌｉｎ）．ＴｈｅＩｎｔｅｒａｎｔｉｏｎａｌＣｏｎｆｅｒｅｎｃｅｏｎＳｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃｉｔｙｉｎＡｄｖａｎｃｅＭａｔｅｒｉａｌｓ，Ｍｏｓｃｏｗ，１９９４
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