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!"#$ 基合金室温脆性本质
!-$%&’ 合金是既有本征脆性又有环境脆性的金
属间化合物， 合金的室温脆性本质可主要归纳为以下 几个方面： （ 电子结构含有高的共价键结合因素， 金属键 !）
收到初稿日期： ,##!-#+-,,( 收到修改稿日期： ,##!-!#-,1 作者简介： 孔凡涛， 男， 博士研究生， 哈尔滨工业大学 *1* 信箱， 黑龙江 哈尔滨 !"###! ， 电话： !@A! 年生， #*"!-+*!++#A
!Байду номын сангаас
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改善 "#$% 基合金室温塑性的方法
改善微观组织结构 采用双相显微组织 $%&’ 基合金 对 $%&’ 二元合金的研究表明， $%&’ 基合金的力学
!N *N *
性能对微观组织结构非常敏感 2 M H 9 . 。$%&’ 基合金显微 组织取决于合金成分和冷却速度。 $%&’ 基合金缓冷态 研究表明含铝 3"B>I 接近平衡的组织随成分而异 2 *) . ， H 34B>I 合金为 ! 单相组织，含铝 L4B>I H 3)B>I 为 !O（ "" 5 !） 双相复合组织，含铝 L!B>I H L4B>I 为 前面已经说明， 富铝的单相合金几 "" 5 ! 全片层组织。 乎没有室温塑性， 因此控制合金成分， 引入少量 "" , 形成富钛的双相 $%&’ 基合金， 以此来提高塑 $%! &’ 相， 性。当铝含量控制在 L#B>I 左右时， 双相 $%&’ 基合金 具有较好的塑性变形能力。当然， 由于冷却速度不同 带来的显微组织不同同样会对合金的塑性带来影响， 但与缓冷态双相组织相比，其他显微组织研究较少， 这里不再赘述。 将铸态和热加工态的铝含量在 L4B>I H L9B>I &’ 范围内的当前重点研究的 $%&’ 基合金在不同温度区 间进行热处理， 可得到 L 种典型的室温双相显微组织， 它们分别为全层片状组织 ( PQ + 、 近层片状组织 ( 0Q + 、 与单相合金相比， 双态组织 ( R/ + 和近 ! 相组织 ( 0S + 。 几种双相组织的室温塑性都有不同程度的提高。
・ #" ・
稀有金属材料与工程
!" 卷
结合因素相对较弱， 具有方向性强键合。$%&’ 基合金 ! 相具有某些定向共价键特性，不但在纯钛原子所构 （ 成的晶面如 ( ))* + 面、 面和 （ 面等 $% , $% 原 **)） **"） 子间沿 -**) . 方向存在有明显的定向极性键合， 而且 在纯钛原子所构成晶面之间的原子相互之间的键合 面的 -))* . 方向 也具有很强的方向性 （ 如垂直 （ **)） 等） 。 这种定向键合（ 共价键的方向性） 会使 / , 0 力呈 各向异性。因此， 当位错线方向垂直于纯钛原子所构 成的晶面时，位错由于承受 / , 0 力较高而使得可动 性较差， 甚至不可动， 从而导致脆性大。 （ 室温下超点阵位错柏氏矢量大， 形成 &/1 等 "） 面缺陷， 位错受限制， 可动性差， 超位错运动需克服更 高的能量， 不易交滑移， 不易变形导致塑性差 。 金属自身变形系统 （ 包括滑移系统和孪生系统 ）
第 1, 卷 ,##1 年
第,期 ,月
稀有金属材料与工程
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3B’4 1,7 :B4 , CD;6EF6G ,##1
提高 !"#$ 基合金室温塑性的方法
孔凡涛，陈子勇，田
摘
竞，陈玉勇
（ 哈尔滨工业大学， 黑龙江 哈尔滨 !"###! ） 要： $%&’ 基合金具有密度低、 高温性能好等优点， 但室温塑性低一直是阻碍 $%&’ 基合金应用的重要原因。本文总结
以及通过添加合金化元素、改善加工工艺等方法来控制显微组织、提高 $%&’ 了 $%&’ 基合金的室温塑性的主要影响因素， 基合金的室温塑性的研究进展。 关键词： $%&’ 基合金 ( 室温塑性 ( 金属间化合物 ( 钛合金 中图法分类号： $)!*+ ・, 文献标识码： & 文章编号：!##,-!."/ 0 ,##1 2 #,-##.!-#+
典型 !"#$ 基合金的室温塑性 *! +,-."$"./ 01 ./2"-’$ !"#$ (’3)+ ’$$0/3 $6DFROD9R F9T O%N6BQR6ENRE6D 5FQR7 WKX7 W$ 0 MX 2 Y6BEUZR7 WKX7 W$ 0 CJ 2 5FQR 5FQR7 W$ 5FQR7 WKX7 W$ 0 :J 2 5FQR7 WKX7 W$ 0 :J 2 5FQR7 WKX7 W$ Y6BEUZR7 W$ 0 CJ 2 I’B9UFR%B97 ! S ? ,4 1 !4 ! #4 + !4 # !4 " !4 " !4 # !4 !
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孔凡涛等： 提高 )*+, 基合金室温塑性的方法
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具有复合组织 （ 含等轴 ! !种典型的显微组织中， 晶粒和一定数量的 ! ! "" 层片组织 ） 的双相合金显示 出最大的室温伸长率 （ 室温拉伸伸长率可高达 #$ % ， 其中双态组织有最好的塑性， 但断裂韧性和蠕 &$ ） 变抗力较差； 近全片层组织合金有最好的强度， 并有 一定的塑性， 但塑性与双态组织相比要低得多； 全片 层组织晶粒大， 虽有优良断裂韧性和蠕变抗力， 但塑 性较差， 而且强度低； 而近 ! 相组织晶粒大， 无层片组 织， 因而塑性、 断裂韧性等各方面综合性能都较差。 #’ (’ " 细化 )*+, 基合金晶粒尺寸 虽然有些研究者认为 )*+, 基合金的塑性不依赖 于晶粒尺寸而是取决于组织的均匀性及化学成分 - (( . ， 但多数研究表明多晶体的塑性随晶粒尺寸的减小而 提高 / 见图 ( 0
- (" .
有研究者认为与热机械处理相似， 不连续粗化转 变能显著细化合金组织。 在略高于 )*+, 合金共析温度 长时间保温处理， 合金中的这种不连续粗化转变能有 效细化合金的晶粒尺寸， 改善室温塑性。 另外， 通过添加一定量的合金元素可以获得较低 的 "" 、 较窄的 " 相区以及较宽的 " # # 相区， 在热处 理时通过少量的 # 相钉扎在 " 相界来抑制晶粒的生 这也可以达到细 长， 从而生成细晶全片层 / 456 0 组织， 化晶粒的目的。 #’ (’ # 降低 )*+, 基合金正方度和单胞体积 降低 )*+, 基合金正方度 / $ ! % & 和单胞体积 ’ $%" 0 能够提高合金的塑性 - (2 . 。 $ ! % 值减小使晶体的各向 同性增加， 有利于塑性变形。而单胞体积的减小， )* 7 +, 原子间的相互作用增强，可有效地减弱共价键性， 这意味着 )*+, 合金金属键增强， 理论上也有利于改善 塑性。 也有研究者认为， 改善合金塑性的程度与单胞体 积的下降程度相一致， 而与 $ ! % 值变化不一致， 单相 合金 $ ! % 值降低有利于改善塑性，而双相合金规律 性 不 明 显 。 例 如 通 过 研 究 双 相 )* 7 !8+, 以 及 )* 7 !8+, 7 " (（ ( 9 :，;<，=> 等 0 的室温塑性随 $ ! % 值 与单胞体积的变化规律发现（ 如图 "， 图 # 所示） ， 对于
断裂韧性、蠕变性能以及抗氧化性能等都得到普遍
%
前
言
提高 < ! = * > 。 但近几年来开发的 虽然 $%&’ 基合金有许多优点， 最突 $%&’ 基合金仍有许多性能方面的问题需要解决， 出的一点就是低的室温塑性及伴随而来的成形性差， 常见的 $%&’ 基合金的室温塑性见表 !。为此，围绕 国内外开展了广泛的研究。 $%&’ 基合金塑性的改善， 大量的研究表明合理地控制组织和成分， 可使室温塑 性提高到 *? 以上。 目前改善 $%&’ 基合金的室温塑性 0 ! 2 改善微观组织结构；0 , 2 合金化 有以下几种途径： 及微合金化；0 1 2 完善制备工艺；0 * 2 降低环境脆性； 0 " 2 在基体中加入塑性粒子或塑性纤维等。
表% !’()$ % &’’BG NBOPBQ%R%B9 S FR ? $% V *.&’ V ,56 V ,:; $% V *A&’ V !56 V !3 V ,4 +:; $% V *A4 1&’ V #4 A3 V !4 "CD V #4 A[ $% V *A&’ V ,Y V #4 "L% $% V *A&’ V ,:; V ,89 V #4 .[ $% V *+4 ,&’ V !56 V " 0 $F7 :; 2 $% V *A&’ V ,:; V ,56 V *$F $% V *+4 "&’ V ,56 V 1:; V #4 ,Y
开动的难易程度以及易开动的变形系统数目的多少 是金属的塑性优劣重要影响因素。 表 通过对单相 $%&’ 基合金变形微观机制的研究， 明 ( * 5 " + 2 **" . 和 2 )** . 滑移与 2 **" . ( *** + 孪生是 $%&’ 合金的 ! 种变形模式。但一方面作为孪生位错的 ( * 5 在 4!)6 以下受到障碍物钉扎， 使 4 + 2 **" . 不全位错， ( * 5 4 + 2 **" . 不全位错 形变孪生受到限制； 另一方面， 作为 2 )** . 位错的组成部分， 使得 2 )** . 超点阵位错运 动由于 ( * 5 4 + 2 **" . 位错的拖拽而受阻。 因而一般认 ( * 5 4 + 2 **" . 不全位错被钉扎可以导致 $%&’ 合金 为， 室温塑性降低。 通过进一步研究表明， 单相 $%&’ 基合 金因室温下 ( * 5 " + -**) . 普通位错和 ( * 5 " + -**" . 超点 阵位错运动受阻， 而-*)* . 超位错又被层错偶极子所 钉扎，因而加剧了合金的室温脆性。而高温下 ( 4))6 以上 + ，由于热激活， ( * 5 " + -**) . 普通位错和 ( * 5 4 + -**" . 孪生位错的可动性增强，合金的塑性随 之增加。 ( * 5 " + -**) . 普 通 位 错 和 ( * 5 4 + 对于 双 相 合 金 ， -**" . 形变孪生是合金室温变形的主要模式。 双相合 金中的普通位错和形变孪生较单相合金容易开动的 原 因 与 "" 相 的 存 在 使 ! , $%&’ 相 净 化 从 而 降 低 其 除形变孪晶和 ( * 5 " + -**) . / , 0 力的各向异性有关。 普通位错外， 双相合金变形后的层状组织 ! 层片中存 在着不同数量的超点阵位错， 这会对塑性有利。 另外， 双相合金可以增加相界面， 这会增加合金的滑移分散 度， 也可以改善室温塑性。 （ 层片组织具有方向性，/7$ 晶体硬取向脆性 !） 较高，即板条界面与外加载荷的夹角为 )8或 9)8时脆 性高。 对 $%&* 基 合 金 /7$（ /:’;<;=>?@>%AB’’; $C%==@D
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