Ti65合金的初级蠕变和稳态蠕变

近α型钛合金包括IMI834[1,2,3]、Ti-1100[4,5]和Ti60[6,7]等合金，人们对其高温强度和蠕变性能进行了广泛的研究 近α型钛合金的抗蠕变性能，主要与其组织类型有关 其组织为由10%~15%的初生α相和β转变组织组成的双态组织的合金，具有良好的综合力学性能，包括蠕变抗力，断裂韧性及抗疲劳性能等[8,9] 钛铝金属间化合物可能取代镍基高温合金作为高温结构材料，而与其相比近α型高温钛合金的室温塑性更高、加工成本更低[8,10,11]

合金蠕变的变形机制，与施加的应力、环境温度以及组织类型(比如晶粒尺寸)等因素有关 目前关于稳态蠕变变形机制[12,13,14]，主要有位错滑移/攀移[15]、 晶界滑移[16,17]、扩散蠕变[18]以及H-D(Harper-Dorn)蠕变[19,20] 研究合金的蠕变变形，其稳态蠕变阶段的应力指数n常作为蠕变机制的重要参考 当n=1时金属或合金的蠕变机制一般由扩散蠕变或者H-D蠕变机制主导，其中扩散蠕变还包括Coble蠕变和N-H(Nabarro-Herring)蠕变[18,21] 当n=2时，材料的蠕变机制可能部分或完全由晶界滑移承担[16] 当n=3~5时，金属或合金中的蠕变机制是由位错运动控制的位错蠕变过程[15,22,23] 在最近的研究中，有人提出一种改进型割阶钉扎的螺位错模型，是控制稳态蠕变速率的主要机制 这种蠕变机制也可解释γ-TiAl[24]、Ti-6242Si[3]以及Zr-4合金[25]在特定应力条件和环境温度下的蠕变机制，其稳态蠕变阶段应力指数一般为4~6 析出相强化的合金，其应力指数高达7~8[14]甚至更大 这种高应力指数，与合金中析出相与位错运动的复杂相互作用有关[26,27] 在近α型钛合金中通常加入一定量的Al和Si元素，因此其组织中有硅化物和α2相析出[4] 在先前的研究工作中，人们已经研究了硅化物和α2相对合金高温蠕变性能的影响 [28,29,30,31] 这些研究结果表明，均匀析出的硅化物钉扎合金中的位错，抑制了合金的蠕变变形[32,33]；还证实，在基体中引入α2相也能提高合金的抗蠕变性能 但是考虑到合金塑性的降低，需要控制α2相的规模和尺寸[6,34]

在高温钛合金的实际服役过程中，需要控制的是合金的蠕变总应变而不是稳态蠕变速率 在这种情况下，合金的初级蠕变阶段尤为重要[35,36,37,38,39] ES-Souni[1,40,41]相继观察了Ti-6242Si和IMI834合金在应力分别在80~450 MPa 和100~550 MPa、温度为500~625℃条件下的初级蠕变行为，研究了初级蠕变速率与温度应力的关系，认为初级蠕变速率由位错攀移控制的被钉扎位错段躬出过程主导 Gollapudi等[42]研究了杂质元素、应力及温度对IMI834合金在温度600~800℃、应力80~350 MPa条件下初级蠕变变形的影响，发现蠕变机制是扩散控制的位错攀移过程主导

近α型Ti65合金是制造航空发动机中工作在600~650℃的盘件或叶片的材料 到目前为止，大部分关于钛合金蠕变性能的研究，其温度范围一般为500~600℃，超过600℃成熟应用的近α型高温钛合金蠕变变形的报道不多[2,4,5,8,43] 本文研究Ti65合金在600~650℃、120~160 MPa应力范围内的蠕变行为，并提出合金的微观蠕变变形机制

1 实验方法

实验用材料是直径为32 mm、经三次真空熔炼及后续热加工过程的Ti65合金精锻棒，其名义成分为：Ti-5.9Al-4.0Sn-3.5Zr-0.3Mo-0.3Nb-2.0Ta-0.4Si-0.8W-0.06C 热处理制度为：1033℃/2 h/AC+700℃/5 h/AC Ti65合金固溶时效后为典型的双态组织，如图1a所示 图1b给出了对应组织的TEM明场像，干净的α晶内结构表明蠕变前合金组织内位错密度较低

图1



图1Ti65合金试样蠕变前的组织

Fig.1Microstructure of Ti65 alloy before tensile creep (a) SEM image; (b) TEM bright field image

将合金固溶时效热处理后，用线切割从精锻棒上切取M10的棒状标准蠕变试样，平行段尺寸为25 mm，工作段的直径为5 mm 在切取试样时，必须保证试样轴向与精锻棒轴线平行，蠕变加工试样具体标准如图2所示 所有蠕变试样，要保证有1支平行试样 试样在蠕变应力条件下发生充分蠕变变形，确保每支样品能够伸长至蠕变曲线第II阶段即稳态蠕变阶段 图3给出了合金蠕变应变随时间变化的典型曲线 Ti65合金的拉伸蠕变实验施加的应力为120、140、160 MPa，温度为600、630、650℃

图2



图2蠕变试样的尺寸示意图

Fig.2Geometric dimensions of creep test specimen (unit：mm)

图3



图3典型的蠕变应变-时间曲线

Fig.3A typical creep strain-time curve

为了制备TEM样品，将蠕变后试样沿纵向切开，利用线切割方法从样品工作段中部切取0.5 mm厚薄片，并确保薄片平行于试样拉伸轴 进行多次机械减薄和电解双喷减薄制备TEM样品，TEM试验在Tecnai G220型号透射电镜上进行，工作电压200 kV

2 实验结果2.1 蠕变应变-时间曲线与拟合

图4给出了拉伸蠕变实验的应变-时间曲线 可以看出，在600℃蠕变变形时，进入稳态蠕变阶段(阶段II)之前拉伸蠕变曲线经历了较长的初级蠕变阶段(阶段I)，而当样品在650℃进行蠕变变形时初级蠕变阶段显著缩短 此外，合金蠕变速率对施加的应力非常敏感，应力越大蠕变速率的提高非常明显，而且温度越高应力敏感性就越高

图4



图4Ti65合金在不同应力条件下的蠕变应变-时间曲线

Fig.4Strain-time curves for creep of Ti65 alloy with different applied stresses at (a) 600℃, (b) 630℃, and (c) 650℃

可使用经验公式

?ε=ε0+εT1-e-rt+?st

(1)

来描述高温蠕变过程中应力与应变的关系[42,44,45] 其中ε0为t=0时试样的初始(瞬时)蠕变应变(Initial/instantaneous strain)，εT为极限初始蠕变应变(Limiting transient creep stain)，?s为稳态蠕变速率，r为初始蠕变的耗尽速率(Rate of exhaustion of transient creep)，r与施加的应力和温度有关 使用公式(1)对不同蠕变条件下的ε-t曲线进行数值拟合，可确定公式中的εT和r值，拟合结果列于表1 可以看到，表1中的拟合系数几乎都大于0.98，表明用公式(1) 拟合Ti65合金蠕变曲线的拟合程度较高

Table 1

表1

表1不同条件下蠕变曲线的数值拟合结果(蠕变I和II阶段)

Table 1Numerical fitting results of creep curves under different conditions (creep stages I and II)

Test conditions		εT/%	r	Adjusted R2
600℃	120 MPa	0.215	0.0061	0.9820
	140 MPa	0.205	0.0081	0.9822
	160 MPa	0.146	0.0132	0.9912
630℃	120 MPa	0.225	0.0085	0.9945
	140 MPa	0.216	0.0110	0.9984
	160 MPa	0.182	0.0148	0.9772
650℃	120 MPa	0.260	0.0113	0.9960
	140 MPa	0.233	0.0478	0.9862
	160 MPa	0.086	0.0407	0.9973

Note: εT - the limiting transient creep stain; Adjusted R2- the adjusted determination coefficient calculated with Origin 9.0



2.2 蠕变应变与稳态蠕变速率

稳态蠕变应变速率?s，是由蠕变曲线II阶段的线性拟合直线的斜率确定的 瞬时蠕变应变εin，是指应力加载完毕时试样的瞬时应变(图3中O点对应应变值) 初级蠕变应变εp的定义，是由稳态蠕变阶段拟合直线与蠕变应变-时间曲线开始相切时(图3中B点)的应变值，即稳态蠕变正式开始时对应的蠕变应变值 稳态蠕变阶段开始的时间定义为tos，即蠕变应变达到εp时对应的时间 Es-Souni[1,40]认为，初级蠕变应变应该是t=0时蠕变曲线的稳态阶段拟合直线的截距(即图3中A位置对应的应变值) 本文定义初级蠕变为蠕变I与II阶段的分界位置所对应的应变值 本文作者将Es-Souni等定义的初级蠕变应变定义为初始蠕变应变εinter，即稳态蠕变拟合直线的截距对应值 基于原始记录的时间-伸长数据，上述应变特征值与稳态蠕变应变速率计算结果列于表2 为了更为直观地观察各个统计量随温度应力的变化情况，将表2的数据绘制在图5中 很明显，随着温度的提高和应力的增大稳态蠕变速率?s明显增加，且温度越高?s的增加越明显 瞬时应变εin随着应力增加而略微增加，但是对蠕变温度不敏感 初始蠕变应变εinter随着温度的提高或应力的增大而分别减小，初级蠕变应变εp在600℃随着应力增大而有所增大，但是在630和650℃下εp先增大后减小，且在650℃显著下降 对于稳态蠕变开始时间tos，温度的提高和应力的增大都明显缩短合金进入蠕变II阶段的时间 合金在600℃/120 MPa条件下的初级蠕变阶段持续时间tos，是在650℃/160 MPa条件下的12倍左右

Table 2

表2

表2不同蠕变条件下蠕变应变与稳态蠕变速率的统计

Table 2Statistics of creep strains and steady-state creep rates

Test conditions		?s/h,×10-6	εin/%	εinter/%	εp/% (tos, h)
600℃	120 MPa	0.73	0.138	0.353	0.420 (931 h)
	140 MPa	1.26	0.147	0.352	0.446 (746 h)
	160 MPa	3.08	0.176	0.322	0.451 (420 h)
630℃	120 MPa	2.62	0.137	0.362	0.515 (576 h)
	140 MPa	6.02	0.150	0.366	0.652 (470 h)
	160 MPa	15.9	0.181	0.363	0.639 (191 h)
650℃	120 MPa	5.67	0.132	0.392	0.668 (487 h)
	140 MPa	25.5	0.160	0.393	0.811 (159 h)
	160 MPa	42.7	0.215	0.301	0.610 (72 h)

Note: ?s-steady-state creep strain rate; εin-instantaneous creep strain; εinter-intercept strain of the steady-state creep fitting lines; εp-primary creep strain; tos-time at the onset of steady-state creep stages.



图5



图5稳态蠕变速率、蠕变应变及稳态蠕变阶段开始时间随温度应力的变化

Fig.5Relationships of steady-state creep strain (?s), creep strains, and time at the onset of creep stage II (tos) with test temperature, and applied stresses. The values of ?s and tos refer to the right Y-axis

2.3 稳态蠕变应力指数

稳态蠕变速率与施加应力σ和试验温度T(绝对温度)之间的关系，可用本构方程[13,14]

??=A0(σE)nexp(-QcRT)

(2)

表示，其中Qc为蠕变II阶段期间蠕变激活能，R为气体常数，E为杨氏模量 考虑到晶格自扩散系数

Dsd=D0exp(-QsdRT)

(3)

如果用自扩散激活能Qsd代替Qc，则蠕变方程可改写成自扩散系数补偿蠕变速率?/Dsd与弹性模量归一化应力σ/E形式[14]

??Dsd=A1(σE)n

(4)

图6给出了晶格自扩散系数补偿稳态蠕变速率?与杨氏模量归一化应力σ在双对数坐标轴内的关系 根据公式(4)，通过线性拟合由图6可计算出600℃时的蠕变应力指数n=5，630℃时的n=6.2，650℃时的n=7

图6



图6补偿稳态蠕变速率与归一化应力的关系

Fig.6Compensated steady-state strain rates versus mo-dulus compensated steady-state stress for creep behavior of Ti65 alloy

一般认为，应力指数在3~5左右表示蠕变机制是位错运动(滑移或攀移)主导的[23,46] 通常n=3的情况是高度固溶强化合金中固溶原子导致拖曳位错的粘滞性滑移，而不是攀移控制的位错运动[18,21] 当合金中有析出相强化时，蠕变应力指数一般为7~8甚至更大[14] 例如，在析出相Ti2Co强化的Ti-Co-Al合金，其蠕变应力指数为8~10[47] 在Ti-Zr-Si合金中有大量的硅化物析出，其蠕变应力指数甚至达到33[48] 经固溶时效热处理后的Ti65合金，其基体中有大量的硅化物及α2相析出[49] Ti65合金在本文实验条件下的蠕变应力指数为5~7，说明其蠕变机制是由析出相(硅化物与α2相)强化的位错滑移/攀移主导的过程

2.4 组织与位错

2.4.1组织形貌

图7给出了蠕变后试样组织的TEM形貌像 图7a与b分别给出了600℃/160 MPa与650℃/160 MPa蠕变条件下的明场像 从图7a可见，β转变组织中的残余β相发生明显溶解，α/β相界界面部分消失 图7b给出了α/β相界上有大量硅化物分布，与蠕变前的硅化物形貌相比，蠕变后组织中的硅化物发生粗化，该条件下硅化物长轴尺寸分布在200~500 nm，且其长轴方向几乎成一致分布 蠕变后β相溶解与硅化物长大现象，在Ti-6242合金的蠕变试验中也有报导[3]

图7



图7蠕变后组织形貌的TEM明场像

Fig.7TEM images of crept samples at (a) 600℃/160 MPa, (b) 650℃/160 MPa. The residual β phase in colonies partially dissolved and the silicides coarsened significantly after creep deformation

2.4.2位错组态

图8给出了不同蠕变条件下蠕变试样中的位错组态形貌 蠕变后位错主要集中分布在片层α相内，大量位错堆积在α/β相界处，位错密度较高 观察发现，在同一温度下，随着应力增大组织中的位错密度明显提高，如在600℃条件下，见图8a~c 大部分位错形貌为紊乱或相互缠结的弯曲位错段，且位错的一端大都终止于α/β界面，如图8e,f所示 此外，在α片层内也能观察到少量的平直位错，如图8i所示 在温度为600与630℃、应力为120 MPa条件下，片层α相内位错分布较为稀疏；在160 MPa应力条件下组织中的大量位错被相界或析出相钉扎，成拖曳状形貌，如图8c，f，i所示 Ti65合金的拉伸实验结果证实[50]，α相中所有平直位错可通过滑移穿过α/β相界而在整个集束中传播 其原因是，集束内的α与β片层间满足Burgers取向关系且集束内β相的厚度较小[51,52]，对位错运动阻碍较小，因此有利于位错滑移穿过α/β相界 在蠕变实验条件下Ti65合金中所有的位错(包括弯曲位错和平直位错)都限制在单个α片层内运动，并没有观察到像拉伸条件下跨越α/β界面的平直位错 这说明，Ti65合金的蠕变应力水平并未达到位错穿越α/β相界所需要的应力水平

图8



图8不同实验条件下蠕变试样中的位错组态

Fig.8Dislocation configurations of crept specimens under different conditions (a) 600℃/120 MPa, (b) 600℃/140 MPa, (c) 600℃/160 MPa, (d) 630℃/120 MPa, (e) 630℃/140 MPa, (f) 630℃/160 MPa, (g) 650℃/120 MPa, (h) 650℃/140 MPa, (i) 650℃/120 MPa

3 讨论3.1 初级蠕变(I阶段)

3.1.1 参数的计算

蠕变应变分为三部分：瞬时应变(εin)、初级蠕变(εp)与稳态蠕变(超过εp的部分)[35] 根据经典稳态蠕变的定义，只有当应变硬化和软化达到平衡状态时(即t=tos时)稳态蠕变机制才对蠕变应变有贡献 但是事实上，蠕变每一阶段并不是由相互独立的塑性变形机制单独完成的 Garofalo方程即表明，稳态蠕变阶段的机制在初级蠕变阶段已经存在[42] 因此，在确定公式(1)中εT时将εinter值作为极限初级蠕变εT的参考值，而不是初级蠕变应变εp 根据以上论述，在后者的应变组成中已经包含了稳态蠕变机制作用形成的塑性变形 因此，本文将Es-Souni确定的初级蠕变应变εinter (Primary creep strain)定义为初始蠕变应变(Transient creep strain)更为合适

按照定义，εinter是通过稳态蠕变拟合直线的反向外推在t=0处取应变截距得到的 有文献提出，讨论初级蠕变对应力和温度的依赖性时，应该除去瞬时应变εin部分对应力应变关系的影响[42] 因此在拟合的过程中，用εinter减去瞬时应变εin值后的应变大小作为极限初始蠕变应变εT的近似值 根据公式(1)中参数ε0即为瞬时应变εin，稳态蠕变速率?s经拟合结果也可以得到 最后，参数r则可使用公式(1)对蠕变应变-时间曲线的非线性拟合来确定 表1给出了不同条件下的拟合结果 拟合系数说明了对应的拟合程度的水平

3.1.2 初级蠕变机制

对于空位扩散主导的Coble蠕变或者N-H蠕变，一般不存在初级蠕变阶段的[21,42] 在本文的实验中观察到了明显的塑性变形且持续的初级蠕变区域，所以在本文实验条件下Ti65合金中位错运动是主导初级蠕变变形的主要过程 实验结果表明，对Garofalo公式的初级蠕变阶段拟合度较高，而满足该公式的蠕变过程都符合扩散控制的一阶动力学速率过程(Climb controlled first order rate process) [37] 因此，在本文实验条件下Ti65合金初级蠕变变形阶段的蠕变机制很有可能是受扩散控制的位错运动过程 如果考虑只有位错运动主导的蠕变机制，蠕变速率可以由下面公式给出[35]：

??=φbνρ

(5)

其中φ为取向因子，b为Burgers矢量，υ为平均位错运动速率，ρ为可动位错密度

从公式(5)可以看出，合金中位错密度越高位错运动越快，蠕变速率越高 由此可以解释温度和应力对蠕变速率的影响：温度越高则位错运动越快，应力越大则可动位错密度就越大 文献[53]指出，固溶强化和析出强化的合金的位错滑移有两种方式：不平稳滑移(Jerky glide)，主要指位错滑移过程中需要克服障碍的不平稳滑移；粘滞性滑移(Viscous glide)，主要指位错滑移过程中受到固溶原子的拖曳作用 在蠕变变形位错运动的初期主要受到两方面阻碍，一方面大量弥散分布的α2相阻碍位错的运动，由于蠕变应力较小，不足以提供位错直接绕过粒子的Orowan应力[53,54]，位错跨过α2相只能依靠位错攀移越过粒子；另一方面，合金基体中大量的固溶原子对位错形成拖曳，阻碍位错的运动 图9a给出了Ti65合金650℃/160 MPa条件下持续200 h后的位错组态，大致是初级蠕变阶段结束时的位错分布 从图9a可见，α片层内已经有大量弯曲位错缠结出现，但是α/β界面处尚未有大量位错钉扎，弯曲位错也并未形成大量割阶(Jogs)的尖锐折点形貌[55]，这与固溶原子强化的位错粘滞性滑移的位错组态不一致 同时，Bulm[15]指出，固溶原子拖曳位错运动的粘滞性滑移的应力指数一般为n=3左右，而Ti65合金初级蠕变阶段的应力指数远大于此值 这表明，初级蠕变阶段蠕变变形速率主要受位错运动越过α2相的阻碍作用的过程控制 这也间接说明，Ti65合金在600~650℃/120~160 MPa蠕变条件下α相中固溶原子对位错的拖曳作用小于α2相对位错的阻碍作用

图9



图9Ti65合金650℃/160 MPa条件下蠕变后位错组态

Fig.9Dislocation configurations of Ti65 alloy at 650℃ with the applied stress 160 MPa after creep for (a) 200 h, and (b) 1000 h

Marquis等[53]提出了适用于与基体共格的析出相强化的改良模型来计算最小蠕变应力，并将该模型应用在Al-0.3% Sc合金300℃拉伸蠕变变形研究中 该合金也含有均匀共格析出相Al3Sc相，尺寸与Ti65合金中α2相相近，其理论值与实验值符合良好

在本文的实验中，初级蠕变阶段的弯曲位错段相互缠结均匀分布在α片层内，尚未被硅化物或界面明显钉扎(图9a)，与ES-Souni[1,40]观察到的现象不完全一致 他提出，初级蠕变速率是由位错攀移控制的被钉扎位错段躬出过程主导，与Ti65合金的初级蠕变阶段的蠕变变形行为不符 这一现象的差异，可能与蠕变温度和应力条件的不同有关

3.2 稳态蠕变机制(II阶段)

3.2.1 稳态蠕变机制

Ti65合金稳态蠕变阶段在600、630与650℃时，其应力指数n分别为5、6.2、7 当应力指数在3~5时，认为蠕变机制是与位错运动有关的过程 Kassner[22]总结了无析出相强化的简单固溶合金中所有现有幂率蠕变机制模型特征，大致可以分为两类：1) 蠕变模型依赖于形成有不均位错的的亚结构(比如亚晶界)；2) 模型依赖于形成统一的Frank位错网(无位错胞或亚晶界形成) 显然，Ti65合金中稳态蠕变阶段的位错组态主要限制在α/β相界两侧，位错塞积明显，局部位错密度逐渐升高，如图4,5,6,7,8中的图c，f所示 因此，Ti65合金的稳态蠕变机制不能建立在组织中形成均匀位错网的基础上 在不均匀位错模型中稳态蠕变阶段形成亚晶界，在亚晶界处形成的位错墙是位错运动的有效阻碍，位错在该处攀移后发生对消[54,56] 作者认为，在Ti65合金中α/β界面俨然起到了类似亚晶界的作用 从图8中蠕变后位错组态可以看出，Ti65合金中位错全被限制在α片层内，α/β界面是阻碍位错运动的有效界面，界面上的硅化物对位错形成钉扎作用 初级蠕变阶段的大部分位错越过基体中α2相的阻碍后继续向前运动，直到α/β相界或集束晶界处停止并在界面处形成塞积 随着界面处的位错密度的提高位错运动速率逐渐受界面处扩散控制的攀移过程控制 这一过程，体现为初级蠕变阶段向稳态蠕变阶段的过渡 图9b给出了650℃/160 MPa条件下蠕变变形1000 h后组织中的位错组态，可以观察到亚晶界的存在 从图4蠕变曲线可见，此时试样已经进入稳态蠕变阶段的后半段 随着塑性变形的增大α片层内位错密度持续提高，除界面处位错塞积外α片层内开始出现亚晶界 这一现象，正好符合前面讨论的Ti65合金的稳态蠕变机制 总之，Ti65合金稳态蠕变阶段的蠕变机制是界面处扩散控制的位错攀移主导的过程

3.2.2 温度应力对蠕变的影响

随着蠕变温度的提高，应力指数从n=5逐渐增大到7 温度的提高促进了原子迁移速率，加速了合金元素的扩散能力，也使公式(5)中位错的运动速率提高 对于同时存在固溶强化和析出强化的Ti65合金，温度升高使固溶原子对位错的拖曳作用在一定程度上削弱，固溶强化能力降低，硅化物以及α2相的析出强化逐渐占主导作用 因此，蠕变温度越高第二相粒子强化作用越明显，应力指数也明显增大

随着应力的增大，位错密度明显增加(图8) 初级蠕变阶段蠕变机制以位错攀移控制的α2相阻碍位错运动的过程主导，应力的增加缩短了位错跨越α2相的时间，使位错快速在α/β界面或集束晶界处累积 当界面处位错塞积的位错攀移速率低于α2相处位错的攀移速率时，合金蠕变变形由初级蠕变阶段进入稳态蠕变阶段 从图5可以看出，从120 MPa到160 MPa的蠕变应力条件的变化，稳态蠕变开始时间tos对应力最为敏感 应力的增大明显缩短了初级蠕变阶段的持续时间，从而使整个蠕变变形过程明显加速

3.3 析出相的作用

3.3.1 硅化物

有第二相粒子强化的合金，其蠕变应力指数n一般超过普通固溶合金的5次幂率蠕变，达到7~8甚至更大[14] 在Ti65合金中有大量的硅化物与α2相析出，图10给出了硅化物与位错的相互作用 可以发现，当位错运动到硅化物附近时位错并不能直接切过硅化物，而是集中被钉扎在硅化物附近，部分硅化物之间的位错发生躬出 由于硅化物的阻碍位错不能继续向前运动，Ti65合金中的位错全限制在α片层内，α/β界面及界面上的硅化物对位错产生明显的钉扎 随着蠕变时间的增加残余β相发生不同程度的溶解(图7a)，硅化物在一定程度上长大(图7b)，α/β相界对位错的阻碍作用可能在长时蠕变过程中降低，因此硅化物对合金的强化作用会越来越重要

图10



图10TEM观察不同蠕变条件下硅化物对位错的钉扎作用

Fig.10Interactions of silicides and dislocations. (a) 600℃/160 MPa, (b) 630℃/160 MPa, and (c) 650℃/120 MPa

硅化物除了钉扎位错，还有强化界面的作用 Ti65合金中的硅化物从β相中析出并沿α/β相界分布，楔形的硅化物以一定角度生长到β相两侧的α相基体中，这一界面结构组合能阻碍界面滑移的发生 Paton等[48]证实，在含Si三元Ti-Al-Zr合金中晶界滑移不是主要变形机制 文献[57,58,59,60]通过准原位观察发现，晶界滑移在CP-Ti、Ti-3Al-2.5V、Ti-5Al-2.5Sn、Ti-8Al-1Mo-1V等合金的高温拉伸蠕变(370~455℃)起重要作用，甚至是超过位错运动的主导作用，前述观察到的界面滑移现象正是合金中没有硅化物的情况下发生的 实验观察发现，在蠕变后的Ti65合金中并未发现明显的界面滑移现象，证明沿α/β相界大量析出的硅化物有效抑制了晶界滑移的发生

3.3.2 α2相

初级蠕变阶段的蠕变机制，是攀移过程控制的位错不平稳滑移主导的 在蠕变应力条件下，当位错与α2相遭遇时蠕变应力不足以让位错直接切过或绕过，只能依靠位错攀移越过α2相，因此与基体共格的α2相可阻碍位错的运动 在拉伸应力条件下α2相使合金的拉伸强度提高源于促进合金中位错的平面滑移或局域滑移 而在蠕变应力条件下α2相提高合金的蠕变性能主要源于对合金初级蠕变阶段的强化作用

4 结论

(1) 随着温度的提高和应力的增大，稳态蠕变速率?s明显增大 εin对蠕变温度不敏感 初始蠕变应变εinter随着温度的提高或应力的增大而减小，稳态蠕变开始时间tos受温度应力的影响较明显，温度的提高和应力的增大都加速合金进入稳态蠕变阶段 稳态蠕变阶段应力指数为5~7

(2) 初级蠕变阶段蠕变机制主要由攀移控制的位错越过α2相的过程主导；稳态蠕变阶段蠕变机制主要是界面处扩散控制的位错攀移过程主导

(3) α2相主要通过在初级蠕变阶段阻碍位错运动而提高合金的蠕变抗力；硅化物沿α/β相界分布起钉扎位错和抑制界面滑移的作用，使合金的蠕变抗力提高

1 实验方法 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图2 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图4 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/table_thumbnail_icon.png"/>表2 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图62.4 组织与位错 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图83 讨论3.1 初级蠕变(I阶段) class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>图104 结论