Ti-Al金属间化合物的力学性能研究

Ti-Al金属间化合物的力学性能研究摘要:金属间化合物(irltermetalliccompound)习惯上又称为中间相(inteloediatePhase),是合金中除固溶体之外的第2类重要合金相。按其本来的意义,是指合金相图上在中间成分区域内形成的均质相,其晶体结构一般和组元金属不同,物理、化学和力学性质则与组元金属更是相去甚远。根据结合键的类型,一般可分为离子化合物、共价化合物和金属化合物;也可根据其形成规律和结构、性能特征,分为正常价化合物、电子化合物、间隙化合物和拓扑密堆相(TCP相)。除一部分正常价化合物外,它们一般都具有金属性质。有时也将具有很大成分范围的中间相称为次级固溶体或n类固溶体(seeondsolidsolution),而用金属间化合物一词专指均质范围比较狭窄、化学计量比较简单的中间相,也就是只把在较窄的成分范围内具有同一结构的中间相称之为金属间化合物。一般来说,形成金属间化合物的组元中至少有一种是金属元素。本人通过最近时间的学习，阅读了大量相关文献，并通过具体查询，选取了NiAl、TiAl和基金属间化合物，介绍其脆性和增韧方法，分3NiAl3Til析其脆性的本质原因及其增韧机理，总结国内外其超塑性试验的试验依据、试验规律和试验方法，并对其宏观试验和微观形貌进行了对比分析，将宏观与微观相衔接。关键词:金属间化合物,合金化,超塑性NiA合金,TiAl合金,脆性Ti-AlStudyonpropertiesofintermetalliccompoundsAbstract:Intermetalliccompounds(irltermetalliccompound)iscustomarilycalledmesophase(inteloediatePhase),isthealloyinsolutionofsecondkindsofimportantalloybodyphasesichuan.Accordingtoitsoriginalmeaning,referstothealloyphasediagraminthemiddlecomponentformedintheregionhomogeneousphase,thecrystalstructureandcomponentmetal,physical,chemicalandmechanicalpropertieswiththeelementmetalisfarmore.Accordingtothetypeofbond,ingeneralcanbedividedintoioniccompounds,covalentcompoundsandmetalcompounds;canalsobebasedontheformationandstructure,performancefeatures,dividedintonormalvalencecompounds,electroncompounds,interstitialcompoundsandtopologicallyclosepackedphase(TCPphase).Inadditiontoapartofthenormalvalencecompounds,theygenerallyhaveametalproperties.IntermediatecommensuratesometimeswillalsohavealargecompositionrangeforsecondarysolidsolutionorNtypesolidsolution(seeondsolidsolution),andtheintermediatecompoundsofmetalreferstohomogeneousstoichiometricscopeisquitenarrow,relativelysimple,thatisonlythesamestructurewithintermediatematchofintermetalliccompoundsincompositionanarrowrange.Ingeneral,theformationofbinaryintermetalliccompoundsofatleastonekindofmetalelements.Throughtherecenttimelearning,readingalotofliterature,andthroughaspecificquery,NiAl,TiAlandintermetalliccompound3NiAl3Tilselection,introducesitsbrittlenessandtougheningmethod,theessentialreasonanalysisitsbrittlenessandtougheningmechanism,summarizesthedomesticandforeignexperimentalbasis,itssuperplastictestrulesandtestmethodsonthemacro,andtestandmicrostructurewereanalyzed,themacroscopicandmicrocosmiccohesion.Keywords:intermetalliccompounds,alloy,superplasticityofNiAlalloy,TiAlalloy,brittl目录1绪论.11.1金属间化合物概诉.11.1.1金属间化合物研究概诉.11.1.2金属间化合物发展的基本概况.11.1.3金属间化合物的发展趋势.21.2金属间化合物的应用.21.2.1金属间化合物结构材料的基本力学性能特征.41.2.2Ni-Al系金属间化合物研究概述.51.2.3Ti-Al系金属间化合物研究概述.61.2.4金属间化合物超塑性研究概述.82金属间化合物的超塑性行为及变形机理.112.1金属间化合物的超塑性.112.2单相组织NiAl、TiAl基金属间化合物的超塑性行为.112.2.1及TiAl单相金属间化合物的超塑性行为.123NiAl2.2.2B2型(NiAl)单相金属间化合物的超塑性行为.122.2.3单相金属间化合物的超塑性变形机制.132.3双相（多相）NiAl、TiAl基金属间化合物的超塑性行为.132.3.1NiAl基合金的超塑性.132.3.2TiAl基合金的超塑性.132.3.3超塑性变形机制.143、TiAl、基金属间化合物的脆性现象和提高塑性的方法NiAl3il3TiAl.163.1Ni-Al系金属间化合物.163.1.1NiAl基金属间化合物的脆性现象.163.1.2改善NiAl基合金塑性的途径和方法.163.2基金属间化合物.173NiAl3.2.1基金属间化合物的脆性现象.173.2.2改善基合金塑性的途径和方法.183il3.3TiAl基金属间化合物.203.3.1TiAl基金属间化合物的脆性现象.20I3.3.2改善TiAl基金属间化合物室温脆性的途径和方法.203.4基金属间化合物.213TiAl3.4.1基金属间化合物的脆性现象.213.4.2提高塑性的方法.213.5本章小结.224NiAl、TiAl、基金属间化合物脆性的本质原因及增韧机理233Nil3TiAl4.1NiAl基金属间化合物.234.1.1NiAl的晶体结构.234.1.2NiAl脆性的本质原因.234.1.3NiAl基合金的增韧机理.234.2TiAl基金属间化合物.244.2.1TiAl基合金的晶体结构.244.2.2TiAl脆性的本质原因.254.2.3TiAl基合金的增韧机理.254.3本章小结.275金属间化合物的超塑性试验.285.1NiAl基合金.285.1.1NiAl基合金的超塑性试验方法总结及对比分析.285.1.2NiAl合金的超塑性试验结果总结及对比分析.305.2试验结果.315.3TiAl基合金.325.3.1TiAl合金的超塑性试验方法总结及对比分析.325.3.2TiAl合金的超塑性试验结果总结及对比分析.355.4本章小结.38结论.39参考文献.41致谢.4201绪论1.1金属间化合物概诉1.1.1金属间化合物研究概诉金属问化合物为基体的合金或材料是当前正在发展的一种新型金属材料,以前所有的金属材料都是以相图中端际固溶体为基体。而金属间化合物材料则以相图中间部分的有序金属间化合物为基体。因此,这是一种完全新的材料,与传统的金属材料相比有其特点和特殊规律。早在20世纪50年代就已发现金属问化合物具有作为高温结构材料的特殊优点,许多金属问化合物的强度随温度升高不是连续下降而是先升高后下降,这种强度随温度升高而提高是一种反常的强度一温度关系。这一发现推动了一轮研究热潮,由此在金属间化合物形变特性和强度反常温度关系方面提出了新的理论模型和机制,但是由于金属间化合物材料有严重的脆性,实用材料研究没有突破。日本研究发现加硼可以大大提高金属间化合物的塑性,这一工作为解决金属间化合物的脆性问题提供了可能性。由此以美国为代表的先进工业国家,为了能在世纪保持在航空和航天领域的优势,大力推动这方面的研究工作,希望能发展出一种能耐更高温度,强度更高的新型金属问化合物高温结构材料,给新一代航空和航天器的发展开辟一个新时代。由于金属间化合物是介于金属合金和陶瓷之间的一类材料,它们的长程有序化使其具有许多优异的机械性能,特别是用作高温结构材料,其优越性更加明显。许多金属间化合物都显示出非常高的屈服强度,并且往往能够维持到很高的温度。等化合物的屈服强度实际上还随着温度的提高而增大,在高达600左右3NiAl时仍然如此;强烈的原子间键合使其弹性模量很大,一般也能够维持到高温;另外,原子间的牢固键合和复杂排列意味着金属间化合物具有比无序化合金低得多的自扩散系数,从而提高了抗蠕变扩散能力。含有硅和铝等元素的金属间化合物在航空与航天工业中有着广泛的应用前景,和可望用作燃气涡轮发动机3NiAl3Til的结构材料,而早就用作燃气涡轮叶片的结构涂层材料了。在硫酸中NiAl3NiS的优异耐蚀能力使化学工业很感兴趣。1.1.2金属间化合物发展的基本概况1以前所有的金属材料都是以相图中边际固溶体为基体,而金属间化合物则是以相图中间部分的有序金属间化合物为基体的一类材料。作为一种具有特殊性能的新型结构材料,从20世纪50年代初就引起了材料科学家的注意,至今已有50多年的研究开发历史1。在最近的10多年中,许多国家的材料科学工作者对解决金属间化合物的脆性缺陷开展了大量的研究工作。由于日本学者首先解决了多晶材料的3NiAl室温脆性,这一具有开创性的研究成果大大加速了研究开发金属间化合物结构材料的步伐,进而扩展到对Fe一Al,Ti一Al系及另一个Ni一Al系化合物的il研究。最近几年来,对熔点更高的Al一Ta,Al一Nb系及硅化物等材料及以金属间化合物为基的复合材料也开展了进一步的研究。科学家们从多方面深人细致地研究了成分、显微组织、材料制备过程中加工工艺因素对金属间化合物塑性的影响,采用微合金化、宏观合金化、显微组织控制、纤维强韧化等方法来改善其塑性和韧性,并取得了实质性的进展,使得,等金属间化合物合金3NiAlTil逐渐向实用化的目标迈进,为金属间化合物这一具有特异性能的新型结构材料在航空、航天、化工、原子能工业等高技术领域的广泛应用开辟了道路。1.1.3金属间化合物的发展趋势分析认为,金属间化合物将有以下几种发展趋势：(1)加强材料的设计、研究与应用一体化的研究。新材料的研究是为了应用,而如何使研究得到的材料能够更好地得到应用则依赖于材料设计,即在研制新材料前要进行设计,制备出新材料后要积极的进行应用,推动其产业化,建立这类半脆性材料的设计、加工和应用新规范。这是不容易做到的,需要时间、经费和经验,但是一旦间题解决,其效益不可低估1。必须从战略上安排和组织好设计一材料一加工工艺一应用一体化的研究,只有这样,才能够取得重大突破。(2)发展和应用高温高性能金属间化合物合金。主要包括发展和应用新一代Ti一Al合金、等硅化物以及5MoSiiLAVES相结构材料。主要目的是提高金属间化合物的使用温度及其性能,扩大其应用范围。另外还有少量昂贵的高熔点金属间化合物系研究。如何在这2个方向上实现突破,加快它们的应用研究将是今后的方向之一。(3)加强金属间化合物基础研究和源头创新性研究。主要是加强金属间化合物的一些相关理论研究,同时开发出新的金属间化合物系列,为更好地解释研2究中出现的各种现象、指导生产应用以及享有独立的知识产权打下基础。1.2金属间化合物的应用结构材料是以强度、韧性、刚度、耐磨性等力学性能为主要特征，用以制造以受力为主的结构中的材料；功能材料则是具有特殊物理性能、化学性能、生物性能等而主要用于功能器件的材料。作为结构材料应用，以铝化物和硅化物为基的金属间化合物，具有比模量、比强度高，抗氧化、抗腐蚀性能优异的特点，可以在更高的温度和恶劣的环境下工作。因此，早在70年代，就有人提出开发以金属间化合物为基的高温结构材料，但由于脆性问题未得到解决，研究和开发工作在相当时间内停滞不前。1、结构材料应用Ni-Al系中有和NiAl两种化合物，围绕开发的商业合金3NiAl3NiAl牌号有美国的IC-50、IC-218、IC-221M和MX-246等，我国北京航空材料研究院也自主开发了基的IC-6合金。基合金可应用于涡轮发动机3il3il燃烧室，以提高发动机工作温度。Ti-Al系化合物包括、TiAl和，目前的研究主要集中在前两3Til3Til类化合物合金。与Ni-Al系和Fe-Al系合金相比，它们具有相当低的密度(4.23.9g/)和高的高温强度和抗蠕变性能，特别适合于航空航天应用。3cm材料应用于航空发动机部件，如高压涡轮启动器支撑环，燃烧室末端环3TiAl件等，与Ni-Al基合金相比可减轻重量43。由于TiAl合金的重量轻、抗氧化性能好、蠕变强度高，目前已成为金属间化合物研究和应用的热点。根据已有的报道，TiAl合金可应用于涡轮发动机叶片、涡轮增压器、汽车阀门、压气机部件等。2、功能材料应用金属间化合物功能材料是一类极具潜力的高科技材料，例如，高参数超导材料，磁性材料，贮氢材料，形状记忆材料，电磁屏蔽材料，吸波材料，发光材料，热电子发射材料，耐高温、耐辐射和耐腐蚀涂料等。研究这类材料使其达到实际应用水平是目前一个非常活跃的领域。1)磁性材料包括永磁材料，软磁材料，磁致冷材料，巨磁电阻材料，磁光材料，磁弹材料等。1966年金属间化合物被发现具有极高的磁晶各5SmCo向异性常数导致第一代稀土永磁体的诞生，从此开始了稀土基金属间化5o3合物永磁体村料的研究开发。1975年发现稀土金属间化合物Gd1-xEuxRh在15k以下的低温区具有很大的磁比热异常，可作为低温磁致冷的侯选者。1987年提出用Er(Ni1-xCox)等稀士金属间化合物作为新的低温磁致冷材料。2)超导材料在目前商业化超导材料中，金属间化合物占据了绝大多数，以节约电能输送过程中的损耗3。目前，已经发现了很多具有较高超导转变温度和较高临界磁场并实用化的超导金属间化合物。3)贮氢材料70年代人们发现有些金属间化合物具有比纯金属性能优越得多的贮氢性质。目前开发应用的化合物系列主要有铜镍体系，钛铁体系，镁镍(铜)体系和混合稀土体系等。当前贮氢金属间化合物是许多国家研究的热门。4)形状记忆合金某些金属间化合物材料因具有记忆形状的特性而成为一种智能材料。它们在某一温度下发生塑性变形，当加热到一个较高温度时，就会恢复到变形前的原始状态。目前形状记忆合金主要分为镍-钛系、铜系、铁系合金等。已发现几十种金属间化合物具有形状记忆效应，其典型代表是TiNi化合物，其它还有许多二元和三元化合物。另外，金属间化合物功能材料在其他许多方面也都得到了广泛应用，如稀土金属的硼化物有很高的热电子发射性质和中子吸收性质，是电子显微镜上使用的电于发射阴极材料。具6LaB3ZrAl有低中子俘获截面的优良性质。钡与镁的化合物有良好的光电子发射性质。1.2.1金属间化合物结构材料的基本力学性能特征金属间化合物作为结构材料的基本特色是在室温下有高的比强度，且高温也能保持。作为高温结构材料的金属间化合物，必须是密度低，且有较好的高温抗氧化性。在发展金属间化合物结构材料的过程中，遇到了几个基本力学性能问题，它们在不同程度上具有共性，是发展必须解决的问题。1金属间化合物的屈服强度反常温度关系金属间化合物力学性能的一个显著特点，是屈服强度反常温度关系，即R现象。1957年，Westbrook首先发现的硬度随温度升高而提高的反3NiAl常现象。1960年，Flinn得到了多晶反常屈服行为的屈服强度-温度曲线。后来对于许多单晶和多晶的金属间化合物，无论是拉伸还是塑性变形，试验中都发现有类似的屈服强度的反常温度关系，只是程度稍有不同。归纳来说，屈服强度与温度关系可分为三类：A类金属间化合物的屈服强度随温度升高而4提高(如单晶TiAl)；B类的屈服强度随温度升高无明显下降，但在低温区却随温度降低有明显硬化(如单晶NiAl)；C类金属间化合物的屈服强度随温度升高而降低。出现屈服强度峰值的温度一般在显著扩散的温度以下的中温区(8001100K)，温度再升高，则屈服强度正常地下降。后来有大量研究揭示了金属间化合物R现象的本质。它与金属间化合物的位错运动和滑移特性密切相关。2金属间化合物的本征脆性金属间化合物经常表现出脆断，一种是沿晶脆断，一种是穿晶解理脆断，有时是两者混合脆性断裂。有许多因素可能使金属间化合物产生本征脆性，可以归纳为：1、电子结构特征电子结构含有高的共价键结合因素，金属键结合因素相对较弱。2、晶体结构特征晶体有序，结构复杂且面缺陷能量高，导致超位错运动不易发生。3、位错运动特征滑移和交滑移难以发生。4、晶界本征脆性及晶界附近区变性特征晶界本征脆性大，易于裂纹成核，且位错不易发射和运动，导致晶界附近区变形难4。1.2.2Ni-Al系金属间化合物研究概述1.基合金3NiAl基合金基合金是研究得最多的金属间化合物之一，是一种3il具有Ll2型晶体结构的长程有序金属间化合物，在十分接近其熔点时还能保持高度有序。其具有熔点高、抗高温氧化性好、有较高的高温强度和蠕变抗力以及比强度大等特点，而且在一定的温度范围内，其屈服强度反常地随温度的上升而提高。1、合金化单晶具有良好的韧性，但在多晶状态下其韧性极低并3NiAl表现为明显的沿晶脆断。常温下，“本质脆性”的突破是由日本的3ilAoki和Izumi在1979年完成的。他们发现B的微合金化能有效地阻止沿晶断裂倾向并极大地提高的室温塑性。此后有人发现当B在3NiAl3il其固溶成分范围内的0.020.lwt时能显著提高的韧性，使其拉伸延伸率达52。不过3NiAl5就其综合机械性能而言，以B含量为1.5at时为宜。除了B外，有少数几种元素能改善的室温韧性，但效果也远不如B显著，这几种元素是3NiAlBe、Zr、Mn、Fe和Cr2。现研究的合金的成分范围一般为Ni-14/18Al-3NiAl6/0Cr-1/4Mo-0.1/1.5Zr或Hf-0.01/0.02B(原子分数)。2、(B)中、高温韧性及双相(B)的研究中、高温下，3il3il3NiAl(B)韧性的降低一般认为是由于氧的沿晶扩散所致。要改善(B)的中、高3il温动态脆性，采用双相的(B)-Cr比较有效。当形成/的双相韧性3il界面时，合金的中、高温性能会有很大的改善。目前研制的能在实际上应用的主要就是这类双相的(B)金属间化合物。3NiAl2.NiAl基合金NiAl合金熔点高，密度低，抗环境性能好，导电率高，弹性模量高，在韧-脆转变温度以上具有类似金属的性能，成本低。B2结构的NiAl有希望成为一种优良的高温结构材料，但存在两个主要障碍：室温脆性及低的高温强度、蠕变抗力阻碍其走向实用化。NiAl单晶压缩塑性很好，但单晶和多晶的室温拉伸塑性都很低。NiAl低的拉伸塑性主要归因于滑移系数目不足，低的解理断裂强度和晶界脆断。1、力学性能NiAl并不象等其它金属间化合物，在一定温度范围内出现屈服3NiAl强度与温度的正效应，即所谓的R效应。NiAl的屈服强度随温度升高而降低或只在一段温度范围内基本保持恒定。一般认为只有在化学计量比附近的NiAl合金才呈现出有限的室温拉伸塑性。在不提高NiAl屈服强度的前提下，开动更多的滑移系或提高断裂功将是改善其室温塑性切实可行的办法。2、合金化与制备由于滑移系少，断裂抗力低，合金化对B2结构的NiAl一直进展缓慢。B作为一种微合金化元素，使室温韧性大幅度提高，在其它Ni基高温3NiAl合金中B也被认为是传统的晶界韧化元素。经过GE公司发动机实验室几年努力，NiAl合金单晶的高温强度和蠕变强度已有很大提高，达到现代高强度镍基高温合金水平。多晶NiAl合金经调整铝含量和用铁合金化得到Ni-20Al-30Fe和Ni-30Al-20Fe合金系列6。此时得到NiAl和双相组织，还可3NiAl能有无序质点，起强韧化作用；近一步加钛、铌、钽，可明显提高蠕变强度，是一种有希望的多相NiAl合金。61.2.3Ti-Al系金属间化合物研究概述Ti-Al系金属间化合物是目前研究得较多的合金系，其高温强度和刚性都比镍基高温合金和钛合金高，而且在1273K左右还具有优良的抗氧化性，是公认的密度小、重量轻、强度高的先进材料。早在20世纪5060年代，Ti-Al系金属间化合物就成了苏美等国热衷研究的对象，但由于其从室温到700左右存在脆性问题(塑性差、断裂韧性低、裂纹扩展速率大)，应用受到限制。直到70年代后期，美国空军基地用粉末冶金方法并结合合金化技术，为该研究工作带来了转机，于是Ti-Al系金属间化合物重新引起了人们的注意，进入了新的发展时期。1.基合金3TiAl1、合金化通过合金化以改善合金的室温塑性，同时要保持的良好3TiAl蠕变性能，运用加入相稳定元素Nb改进其塑性已取得明显进展。此外研究添加V代替部分Nb，添加Mo进行强化，在此基础上，配合热加工变形，使合金的压缩塑性得到明显改善。工程合金多以Ti-24/25Al-11Nb为基3TiAl础合金，有双相组织。我国各有关单位深入地研究了Nb、Mo、V含量2对基合金室温塑性和高温强度的影响，并着重研究了Ti-24Al-11Nb和3TiAlTi-24Al-10Nb-3V-1Mo(超级合金)合金的组织和性能，这些合金在双22相组织时的室温拉伸塑性可达363。2、热处理和热机械处理与相组织的关系热处理和热机械处理对合3TiAl金的塑性有重要的影响，通过热处理和热机械处理可调整和控制合金的最佳组织状态，使合金达到最好的塑性。3、熔炼及加工技术基合金含有大量高熔点合金元素，且比重相差3TiAl较大，较难于获得成分均匀的合金。国内各有关研究单位结合现有熔炼设备，开发了真空自耗炉双联工艺等，保证了获得成分均匀的合金铸锭。此外，还研制了新颖的冷坩埚真空感应熔炼设备。基合金的热加工技术也获得较大3il进展，已轧制成各种规格的棒材。通过组织和变形工艺的控制，可获得450变形量的超塑性。2.TiAl基合金TiAl基合金的力学性能对成分和显微组织敏感，对TiAl金属间化合物的研究主要集中在通过合金化和显微组织的控制，研究其变形断裂行为，以改善其低塑性、低断裂韧性和低高温强度。7-TiAl最有希望的用途是，取代轻耐热不锈钢和Ni基超合金，用来做汽车发动机的排气阀和涡轮充电机的涡轮盘。由于它轻，可以提高发动机高速转动时的效率和降低燃料费用。此外，-TiAl还可用于航天飞机和超音速客机，作为头部的耐热材料和其他隔离材料。1、合金化近年来出现了一种可在10001200工作的新型金属间化合物的研究趋势，在TiAl化合物中加入高含量和高熔点过渡族元素Nb、Zr、Hf和Ta成为该趋势的主流，Nb元素的加入是提高其合金性能的最有效合金化手段之一。按其作用，加入元素可分为三类：(V、Cr、Mn、Ga、Si)主要用来提高塑性；1x(Nb、W、Ta和Mo、Si)主要起提高抗氧化性；(Si、C、N和B)的微量2x3x加入可调整双相合金多方面的性能。-TiAl+-两相TiAl合金的性能远优于单相-TiAl合金，一般23TiAl以Ti-45/48Al为基础合金，得到+双相组织。TiAl合金具有复杂的固态相2变，组织控制是优化性能的关键。该双相组织有四种基本组织状态：双态组织(DP)、近组织(NG)、近全片组织(NL)和全片组织(FL)，基本的区别是片层组织(NL、FL)和等轴组织(DP、NG)7。片层组织晶粒较大，强度高而塑性低；等轴组织晶粒细，强度低而塑性高。2、加工成形在合金的加工成形方面，由于TiAl合金室温塑性较差，通常采用一些特殊的加工工艺，以很低的速度进行挤压和等温锻造，不进行塑性变形的近成形加工及组织控制方法(其中，以定向凝固方式控制冷却可以得到类似单晶的单一方向层状结构，显著提高TiAl合金室温延伸率至38)，燃烧合成法制造TiAl合金粉末。另外，快速冷凝固技术被认为是解决钛铝化合物实际应用问题的技术之一，该工艺与粉末冶金技术相结合，可以获得性能量好的微细组织，同时还便于成形，但铸锭中不可避免地会产生诸如气孔之类很多缺陷，还需用热等静压(HIP)方法消除铸造缺陷的影响。1.2.4金属间化合物超塑性研究概述由于超塑性成形工艺是解决硬脆性材料金属间化合物难于加工成型的最可行的方法之一，近年来国际上有关金属间化合物的超塑性的研究颇多。美国、日本、俄罗斯等国的学者竞相开展了一系列研究，主要集中于铝化物和硅化物8两种体系，如镍基(，NiAl)、钛基(TiAl，)、铁基3NiAl3iS3TiAl(，FeAl，)和钴基()，按晶粒大小可分为细晶3FeAlFeCoT(，TiAl，)超塑性和粗晶(，FeAl，)超Ni3iS3il3i3Fel3FeSi塑性，部分NiAl、TiAl基合金中也发现有大晶粒超塑性行为。金属间化合物大晶粒超塑性的研究是比较引人注目的。关于金属间化合物实现的细晶超塑性，其变形特征都可以用常规细晶材料超塑性方程描述，但其变形中的组织变化有一些特殊的地方，即变形过程中滑移位错的作用较常规金属要显著得多，这一特点与金属间化合物的特殊位错结构有密切关系。大晶粒超塑性在金属间化合物中具有一定的普遍性，出现这种现象的根本原因在于金属间化合物特殊的位错结构。另外，动态再结晶在超塑性变形中也有不同的作用：传统的动态再结晶(DRX)是细晶结构金属间化合物超塑性变形的一种有效的协调机制，而连续的动态再结晶(CRX)是粗晶结构金属间化合物超塑性变形的主要机制。1.Ni-Al系合金的超塑性研究概述有关的超塑性研究较多，在中是通过获得两相组织。3NiAl3NiAl晶粒尺寸为6m的含硼可获得最大延伸率640；在晶粒尺寸为3il1030m的大晶粒基合金中也发现了超塑性。有关NiAl超塑性现象的3il发现最早始于1996年，Guha等人在研究Ni-20Al-30Fe的高温变形时，发现1100K下拉伸该合金，试样延伸率接近100%，且断裂前无颈缩发生，但他们并未对这种异常的现象作进一步的探讨。与此类似，Tasakuki等人研究二元化学计量比NiAl单晶的变形行为时观察到高达170%的反常延伸率。然而，明确提出NiAl超塑性的报道直到最近才出现。在研究等原子比NiAl多晶材料在不同的温度及应变速率条件下的拉伸行为时发现，在温度为1100及应变速率为条件下，4211.670.S挤压态等原子比NiAl多晶材料拉伸延伸率均超过200，最大达210，且应变速率敏感性指数均大于0.310。该材料初始晶粒度为20m左右，远大于传统组织超塑性所需晶粒度10m以下的条件。据分析，该合金的超塑性变形机理与大晶粒单相大晶粒FeAl和的变形机理一致，均为动态回复及3FeAl再结晶。2.Ti-Al系合金的超塑性研究概述多元合金化可大幅度提高TiAl合金的高温抗氧化性。截止到目前，国9内外有很多学者通过对TiAl加入一元或多元合金提高TiAl的超塑性能。周科朝等在对Ti-33Al-3Cr-0.5Mo合金进行高温拉伸力学性能试验时发现，在950下，合金试样就表现出了超塑性变形特征；在1000下，初始应变速率范围为时，试样的延伸率大于200%，最大为305%，应变4412.016.0S速率敏感性指数为0.330.5715。对显微组织的分析结果表明，孔洞连接是造成试样断裂的原因。TiAl合金强烈依赖于其晶粒尺寸的特点与合金是类似的，3TiAl3TiAl的超塑性是通过获得两相组织，从而可获得超过1000的最大延伸率，2其合金的亚微晶材料(d1m)显示了比以往研究的金属间化合物更好的超塑性性能。能表现出不寻常的行为，可能的原因是由于金属间化合物在加热时不3TiAl易形成退火感应孪晶，因为此类孪晶会抑制超塑性流动。最近，国内外有一些学者对基合金进行了压缩超塑性研究，其中最典型的是Ti-24Al-14Nb-3il3V-0.5Mo。对此合金经二次锻造的变形行为进行研究发现，合金的最佳超塑变形温度为980，与超塑拉伸时相同，该温度下硬相和软相的比例为35：65，变形速率范围为，此范围内m值大于0.5。在超塑变形过413120S程中，硬相发生结晶，并且一个条状硬相分离成几个，B2相中发生动态回复，等轴的硬相晶体变形过程中可在软相中滑动和转动，应力集中可由软相中的位错运动松弛。102金属间化合物的超塑性行为及变形机理2.1金属间化合物的超塑性到目前为止，人们已经提出很多种超塑性变形机理的模型，但是还没有形成一个统一的能完善地解释所有合金的所有超塑性变形行为的理论。随着对超塑性变形机理的研究日趋深入，逐渐明确了利用晶界滑移、扩散蠕变和晶内位错滑移三种变形机理的综合机理能较好地解释绝大多数合金的超塑性流动行为。金属间化合物由于结构有序导致室温塑性差，通常中高温加工性能亦不太好，常规热加工手段很难奏效。在众多加工方法中，超塑性成形作为一种近净成形工艺(near-net-shape)以其独具的技术优势而备受瞩目，获得了广泛的研究和应用。超塑性成形的主要优点是：在超塑性状态下材料变形抗力小，可承受大变形而不破坏，因此对于形状复杂的工件可实现一次成形而无需预成形工序，从而可减少工时，缩短生产周期；可一次精密成形。因此特别适合难加工材料。对金属间化合物的超塑性研表明，细晶的金属间化合物可以显示与普通细晶金属相似的超塑性变形行为。目前已广泛研究的金属间化合物包括、3NiAl以及TiAl，都是通过合金化或热处理获得两相组织从而实现细晶超塑性。3TiAl在中是通过获得+两相组织，其最大延伸率可达640%左右；在N中是通过获得+两相组织，最大延伸率可超过1000%；对TiAl进行3il2的工作量加入细小的粒子获得两相组织，最大延伸率可以达到300%以上TiB11。其变形特征都可以用常规细晶材料超塑性方程描述。但其变形中的组织变化有一些特殊的地方，即变形过程中滑动位错的作用较常规金属要显著得多，这一特点与金属间化合物的特殊位错结构有密切关系。11超塑性成形为金属间化合物等本征脆性材料的加工成形提供了可行的途径。本论文主要研究有代表性的四种金属间化合物NiAl、TiAl、3NiAl的超塑性行为。3TiAl2.2单相组织NiAl、TiAl基金属间化合物的超塑性行为绝大多数具有超塑性行为的金属间化合物呈复相细小的微观组织结构，晶界的滑移是金属间化合物超塑性变形的主要机制。由于这种复相组织的金属间化合物具有在恒温条件下晶粒易长大以及同相界面滑移能力差等缺点，单相组织金属合金一样难以依靠晶界的滑移来实现超塑性变形。但是，具有原子排列有序超点阵结构的金属间化合物的微观组织及位错特征(例如反相畴界能、层错能和化学成分差异等)比普通单相金属要复杂得多，因而单相组织的金属间化合物在特定条件下可以实现超塑性变形，而且一些金属间化合物的超塑性变形机制具有特殊性。2.2.1及TiAl单相金属间化合物的超塑性行为3NiAlKimKS等在单相、具有L12型晶体结构、并经硼韧化的超细组织(平均晶粒尺寸为6m)金属间化合物中发现了超塑性行为。在700及应变3NiAl速率为的条件下该材料的最大伸长率达到160%，比复相组织金属间化410s合物的最大伸长率(640%)小得多13。并且其伸长率对晶粒尺寸十分敏感，3NiAl仅在平均晶粒尺寸为1.6m的材料中发现超塑性行为。虽说晶界滑移是单相金属间化合物的主要变形机制，但是伴随超塑性变形发生的动态再结晶对3il于超塑性流变的持续进行也起着重要的作用，这反映了单相金属间化合物在超塑性变形温度区间内组织的不稳定性。单相超塑性材料是一3il3NiAl种B微合金化合金，冷轧后经再结晶处理得到的晶粒尺寸约为1.6m。在700、1.04条件下，得到160%的断裂伸长率。在超塑性变形过程中发410s生动态再结晶，其重要作用在于松弛晶界滑动引起的应力集中，同时也阻止晶粒长大、减少空洞及推迟断裂。2.2.2B2型(NiAl)单相金属间化合物的超塑性行为典型的B2型单相金属间化合物FeAl，(550950)和NiAl中的3FeAl12超塑性行为均发生在粗大的晶粒组织中。B2型单相金属间化合物NiAl的超塑性行为是最近才发现的。粗大晶粒组织(平均晶粒尺寸为200m)的B2型单相金属间化合物NiAl，在1100延伸率为211%9。透射电子显微镜观察发现，初始应变的NiAl试样中存在高密度位错，并且局部形成位错胞亚结构；在应变后期出现清晰的亚晶界；亚晶粒内部分布一定密度的位错，且晶界附近的位错密度明显高于中心；位错有向晶界偏聚的趋势，这表明在变形过程中发生了动态回复。宏观和微观组织观察都表明；随着变形量的增加，晶粒逐渐细化。然而，并未发现变形过程中晶粒内部形成位错密度的局部缠结，但发现了一些位错的胞状亚结构。这表明在超塑性变形过程中重新出现了起源于动态回复的动态再结晶。这种动态再结晶过程是位错滑移与攀移行为共同作用的结果，它能吸收金属间化合物在高温变形过程中产生的畸变能，并在一定的应变条件下使金属间化合物呈现出超塑性流变状态。实验采用的金属间化合物系等原子比材料，不存在溶质原子，因而在高温变形过程中没有溶质原子的晶格拖拽效应，可以排除类似一级固溶体的变形行为。2.2.3单相金属间化合物的超塑性变形机制相对于复相金属间化合物来说，尽管单相组织的L12，L10型金属间化合物实现超塑性变形比较困难，但是，只要晶粒充分细化，在比较低的变形温度和较慢的应变速率下仍然可以通过晶界的滑移来实现超塑性变形。其共同特点是伸长率不大，伴随超塑性流变的晶粒细化过程(如动态再结晶)对维持超塑性变形的持续进行起着重要的作用。L12，L10型金属间化合物高温变形的另一个途径是传统的动态再结晶过程，但是这一过程不会使金属间化合物产生超塑性变形。在粗大晶粒的B2型金属间化合物中发现超塑性行为，是对传统细晶组织超塑性领域的重要补充。超塑性变形的根本原因在于B2型金属间化合物具有严格的原子排列顺序，因而具有很高的层错能，使得位错的攀移行为在高温变形过程中占据主导地位，材料在变形过程中发生动态回复，并在此基础上发生连续的再结晶，从而使超塑性流变得以持续进行。这种粗大晶粒超塑性无需组织细化过程，具有重要的实际意义，显示出在金属间化合物中开发超塑性成形工艺所具有的潜力。132.3双相（多相）NiAl、TiAl基金属间化合物的超塑性行为2.3.1NiAl基合金的超塑性NiAl合金强韧化研究取得重大进展，并因其突出的高熔点和抗氧化性而备受青睐。硼微合金化使室温脆性得到显著改善，从而向实用化迈进了3NiAl一大步。复相和单相合金的超塑性研究都有过较多的报道。NiAl合金超塑性直到1999年才有中国科学院金属研究所首先发现。NiAl合金的超塑性现象是最新的发现。Ni-25Al-25Cr合金为多相组织，经过热挤压及再结晶处理得到细等轴晶粒（35m）3。在850950、条件下呈现超塑性，最大伸长率达到480%。有趣的是其4212.10.s断裂伸长率和温度之间的关系曲线呈现反常的下凹形。超塑性变形的机理为晶界滑动和晶粒转动。在断裂区发现大量空洞和空洞串。超塑性断口呈反常的脆性断裂特征，这种现象极少发现，只有Takasugi等研究单晶NiAl反常伸长率时得到类似的结果，其原因和机理尚待深入探讨。2.3.2TiAl基合金的超塑性由于解决低温脆性问题取得突破进展，因而钛铝金属间化合物将是最先走向实用化的金属间化合物结构材料。Ti-24Al-14Nb-3V-0.5Mo（TAC-1）合金由北京钢铁研究总院研制，为+复相组织合金，具有较好的室温塑性2（9%）和高温强度。在960、时，获得1129%的伸长率，并利用417.80s超塑性成型技术制造了复杂形状的帽罩和波纹板零件。对于制成的帽罩进行拉伸实验测试，结果表明零件仍保持足够高的强度和室温韧性并满足加工条件。TiAl基合金的研究比较多。TiAl合金超塑性的温度范围较宽（8001310），应变敏感指数m在0.5左右，最大断裂伸长率达980%7。值得一提的是粗晶TiAl合金（Ti-47Al-2Cr-4Nb、晶粒尺寸80m）也发现超塑性。在高温变形过程中发生动态再结晶，晶格扩散协调下的晶界滑动被认为是超塑性形变的控制机制。TiAl及其合金的超塑性一般出现在1000以上的高温，材料氧化时超塑性变形受到较大影响。在真空中进行的实验使伸长率从275%提高到470%。Imayev等报道在800、应变速率条件下，超418.0s细晶粒的Ti-50at%Al有225%的伸长率，但因其室温下几乎没有塑性而使用14价值不大。2.3.3超塑性变形机制超塑性变形有两种机制：一种是由于材料具有细小等轴晶粒而发生的超塑性，称为微晶超塑性（又称组织超塑性）；另一种是在变形过程中，由于相变或微观组织的改变引起的大的热塑性变形量，称之为动态超塑性。动态超塑性不要求材料有超细晶粒，而是在一定的变形温度和应力状态的条件下，通过反复的循环相变或同素异构转变来获得超塑性的。目前，人们对变形机理还不能做出完善的解释。TiAl基合金发生超塑性变形时，也存在微晶超塑性和动态超塑性两