D01:10.13374.isml00103x.2009.2.05 第31卷第2期 北京科技大学学报 Vol.31 No.2 2009年2月 Journal of University of Science and Technology Beijing Fb.2009 L12Co3Ti金属间化合物中析出相与位错的引力型交 互作用和软析出硬化 冷文秀2》田文怀D 1)北京科技大学材料科学与工程学院。北京100832)中国石油大学（北京）数理系。北京102249 摘要研究了具有C一20Ti成分的L1一C3Ti金属间化合物的硬度随时效时间的变化同时测定了时效处理后含析出相 的L1一C3Ti金属间化合物的屈服强度随温度的变化.通过透射电镜观察揭示出由于析出相为单纯的面心立方结构的Y一C。 相.虽然硬度低于基体的C3Ti金属间化合物，仍然可使Co3Ti相得到有效硬化.Y一C0析出相在时效初期与C03Ti基体保持 共格关系.Y-C。析出相呈片状形态。平行于有序基体的100晶面析出.透射电镜观察结果表明.Y一C0析出相与变形位错的 交互作用为引力型交互作用，这种引力型交互作用对材料的强化起了主要贡献.同时还讨论了由于软析出相而引起的强化机 理. 关键词金属间化合物：析出：时效硬化：显微结构 分类号TG166.5 Attractive interaction between precipitates and dislocation and soft precipitation strengthening in L12-Co3 Ti intermetallic compounds LENG Wen-xiu2.TIAN Wen-huai) 1)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083 China 2)Department of Mathematics and Physics China Petroleum University (Beijing).Beijing 102249 China ABSTRACT The variation in hardness of 80Co20Ti interme tallic compounds with aging time was investigated,and the change in yield strength of aged 80Cor20Ti intermetallic compounds undergoing aging and containing precipitates with temperature was tested. Transmission electron micmoscope(TEM)observations eveal that the pecipitates are Y-Co precipitates with simple fcc crystal struc- ture.Although the hardness of the precipitates is less than that of CosTi matrix phase the CosTi hardens appreciably by fine precipi- tation of disordered foc Co rich phase.The precipitates are perfectly ooherent with the matrix lattice at the beginning of aging.The shape of the precipitates is platelet and is nearly parallel to the100 planes of the LIordered matrix.It is indicated that the interac- tion betw een Y-Co precipitates and deformation dislocations is attractive interaction and this ty pe of interaction plays an important com tribution to the hardening.The strengthening mechanism deduced from the attractive interaction betw een the soft precipitation and hard matrix w as also disaussed. KEY WORDS intermetallic compounds precipitation;age-hardening:micnostructure 金属间化合物的强度、硬度、抗腐蚀性能和耐高应用价值的新材料习.通常认为金属间化合物结 温性能颇佳，所以多采用金属间化合物来补助或强 构材料硬度高，塑性差，其实未必完全如此.在面心 化普通的金属或合金，或用于普通金属或其合金 立方或密排六方基结构等比较简单的金属间化合物 难以达到的高温强度及剧烈腐蚀环境下使用的结构 中，有很多像普通合金一样是可形变的.而且在一 材料，是航空材料和高温结构材料领域内具有重要 定温度范围内，随着温度的升高，强度反而增加的金 收稿日期：200802-18 基金项目：国家自然科学基金资助项目(N。.50671012) 作者简介：冷文秀(1976一，女，讲师，博士研究生；田文怀(1959一)，男，教授，博士生导师，E-maik wenhuait ian@sina.com
L12-Co3Ti 金属间化合物中析出相与位错的引力型交 互作用和软析出硬化 冷文秀1 , 2) 田文怀1) 1)北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 2)中国石油大学(北京)数理系, 北京 102249 摘 要 研究了具有 Co-20Ti 成分的 L12-Co3Ti 金属间化合物的硬度随时效时间的变化, 同时测定了时效处理后含析出相 的 L12-Co3Ti 金属间化合物的屈服强度随温度的变化.通过透射电镜观察揭示出由于析出相为单纯的面心立方结构的 γ-Co 相, 虽然硬度低于基体的 Co3Ti 金属间化合物, 仍然可使 Co3Ti 相得到有效硬化.γ-Co 析出相在时效初期与 Co3Ti 基体保持 共格关系.γ-Co 析出相呈片状形态, 平行于有序基体的{100}晶面析出.透射电镜观察结果表明,γ-Co 析出相与变形位错的 交互作用为引力型交互作用, 这种引力型交互作用对材料的强化起了主要贡献.同时还讨论了由于软析出相而引起的强化机 理. 关键词 金属间化合物;析出;时效硬化;显微结构 分类号 TG166.5 Attractive interaction between precipitates and dislocation and soft precipitation strengthening in L12-Co3Ti intermetallic compounds LENG Wen-xiu 1 , 2), TIAN Wen-huai 1) 1)School of Mat erials Science and Engineering , University of S cience and Technology Beijing , Beijing 100083 , China 2)Department of Mathematics and Physics, China Petroleum University (Beijing), Beijing 102249 , China ABSTRACT The varia tio n in hardness of 80Co-20Ti interme tallic compounds with aging time was investig ated , and the change in y ield streng th of ag ed 80Co-20Ti intermetallic compounds undergoing aging and co ntaining precipitates with temperature was tested. Transmission electron micro scope(TEM)observ ations reveal that the precipitates are γ-Co precipitates w ith simple fcc crystal structure.Althoug h the hardness of the precipitatesis less than that of Co3Ti matrix phase , the Co3Ti hardens appreciably by fine precipitation of disordered fcc Co-rich phase.The precipitates are perfectly coherent with the ma trix lattice at the beg inning of aging .The shape of the precipitates is platelet and is nearly parallel to the{100}planes o f the L12-ordered matrix .It is indicated that the interactio n betw een γ-Co precipitates and deformation dislocationsis attractive interactio n and this ty pe of interaction play s an important co ntribution to the hardening .The streng thening mechanism deduced from the attractive interaction betw een the soft precipitation and hard matrix w as also discussed. KEY WORDS intermetallic compounds;precipitation ;age-hardening;micro structure 收稿日期:2008-02-18 基金项目:国家自然科学基金资助项目(No .50671012) 作者简介:冷文秀(1976—), 女, 讲师, 博士研究生;田文怀(1959—),男, 教授, 博士生导师, E-mail:w enhuaitian@sina.com 金属间化合物的强度 、硬度、抗腐蚀性能和耐高 温性能颇佳 ,所以多采用金属间化合物来补助或强 化普通的金属或合金[ 1] , 或用于普通金属或其合金 难以达到的高温强度及剧烈腐蚀环境下使用的结构 材料, 是航空材料和高温结构材料领域内具有重要 应用价值的新材料[ 2-5] .通常认为金属间化合物结 构材料硬度高 ,塑性差 ,其实未必完全如此 .在面心 立方或密排六方基结构等比较简单的金属间化合物 中 ,有很多像普通合金一样是可形变的 .而且在一 定温度范围内,随着温度的升高 ,强度反而增加的金 第 31 卷 第 2 期 2009 年 2 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .31 No.2 Feb.2009 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2009.02.015
。194 北京科技大学学报 第31卷 属间化合物也屡见不鲜，如L12型的Ni3A1,Ni3Ti、 机械研磨的方法磨薄，剪切成3mm的圆片，用双 Co3Ti和Fe3Al.其中Co3Ti具有最高的强度峰值温 喷电解抛光法制备电镜的薄膜试样.所用的电解液 度，并且在整个研究范围内都具有较好的塑性； 为正丁醇、高氯酸和乙醇把它们按体积比35560 虽然强度水平不如N3A1基合金，但其塑性要远比 配制成电解液待用.在电解侵蚀过程中加入液氮， NisA基合金好得多).对具有Ll2型有序结构 以保证电解抛光过程中保持低温.时效组织的观察 的C3Ti的研究，由于其高温性能显示出作为高温 所使用的电镜为配有双轴倾斜试样台的JEM一 结构材料的可能性而引起很多注意一？ 100CX透射电镜.利用透射电镜观察Co3Ti基体中 本研究采用时效强化的方法增加C03Ti的硬 析出相粒子的形态及大小，利用电子衍射方法确定 度，测试C03Ti的硬度随第二相析出而产生的变化. 析出相粒子的晶体结构及与基体的位相关系.同时 利用透射电镜观察析出相的形态特征，分析L12型 对变形试样的位错形态进行电镜观察，以确定变形 有序结构的Co3Ti金属间化合物中一Co析出相的 位错与第二相粒子之间的相互作用，为探讨析出强 长大过程.实验证实即使析出物一C。相的硬度小 化机制提供实验依据. 于基体L12Co3Ti的硬度，因为变形位错与析出物 2实验结果与讨论 之间存在引力型相互作用，也能够有效地提高基体 的硬度.同时探讨了软析出物强化硬基体的基本机 2.1力学性能变化 理. 图1表示80Co-20Ti试样在1373K固溶化处 理后，再经973,1023和1073K温度下时效处理后 1实验方法 样品的维氏硬度随时效时间的变化规律.尽管在 1.1合金熔炼 1073K温度下基体所产生的强化较小，但在973和 从Co一Ti二元系的相图可知，YCo3Ti相存在 1023K时效处理所得到的强化非常明显，最高硬度 的溶解度范围是20%~25%Ti(原子分数).用高 增加超过2倍. 纯度的Co(99.9%)和Ti(99.8%)配制所需的具有 450 C一20%Ti成分的合金，使用电弧炉熔炼30g的块 状试样.为使成分均匀化.在非自耗式真空电弧炉 400 --973K -m-1023K 中反复熔炼五次以上.熔炼后的合金称重结果显 350 --1073K 示，合金的质量损失小于0.15%，所以可以认为熔 炼合金成分等同于配比合金成分.将试样切成块状 样品装入石英管中封装好，同时向管内充入适量的 250 保护气体氦气. 200厘 1.2时效处理 as-Q 103 10 10 105 时效时间s 对试样进行1383K,1周的均匀化处理后，在 1373K对试样进行3h的固溶化处理以获得Y- 图1时效温度分别为973,1023和1073K时，80C一20Ti合金 C03Ti单相组织.再将试样用石英管真空封装后，分 的维氏硬度随时效时间的变化 别进行973,1023和1073K三个温度的等温时效处 Fig.I Variation in hardness of 80Co-20Ti during aging at 973, 1023and1073K 理，时效时间从0.3~1000h不等. 13力学性能测试 图2表示80C0一20Ti在973K分别时效30， 时效处理后尺寸为7mm×7mm×l0mm的块 300和1000h后屈服强度随变形温度的变化规律. 状试样经两面磨光后，在HX一1000显微硬度计上测 为了进行对比，Y单相的78Co一22Ti的屈服强度也 定各个样品的维氏硬度，选用载荷为196N. 标在图中，同时在图中引入80C0一20Ti单相的屈服 时效处理后的样品切割成尺寸为3mm× 强度数据.从图上可以看出，经973K时效处理300 3mm×7mm的压缩试样，在WDW-200D型试验机 和1000h后含有析出相的80Co一20Ti在所有测定 上进行压缩实验，测定屈服强度，压缩实验使用的变 温度区域内，屈服强度均高于单相合金的屈服强度. 形速度为0.3 mm'min1. 2.2时效组织特征 1.4组织观察 图3(a)是80Co一20Ti合金经973K,30h时效 从时效试样上切取0.4mm左右厚度的薄片用 后[100]取向的透射电镜明场像.从图中可以看到
属间化合物也屡见不鲜 , 如 L12 型的 Ni3Al 、Ni3Ti 、 Co3Ti 和 Fe3Al .其中 Co3 Ti 具有最高的强度峰值温 度[ 6-7] ,并且在整个研究范围内都具有较好的塑性 ; 虽然强度水平不如 Ni3Al 基合金 ,但其塑性要远比 Ni3Al 基合金好得多[ 6-7] .对具有 L12 型有序结构 的Co3Ti 的研究 ,由于其高温性能显示出作为高温 结构材料的可能性而引起很多注意[ 6-8] . 本研究采用时效强化的方法增加 Co3Ti 的硬 度,测试 Co3Ti 的硬度随第二相析出而产生的变化 . 利用透射电镜观察析出相的形态特征 ,分析 L12 型 有序结构的 Co3Ti 金属间化合物中 γ-Co 析出相的 长大过程.实验证实即使析出物 γ-Co 相的硬度小 于基体 L12-Co3Ti 的硬度, 因为变形位错与析出物 之间存在引力型相互作用, 也能够有效地提高基体 的硬度.同时探讨了软析出物强化硬基体的基本机 理. 1 实验方法 1.1 合金熔炼 从Co-Ti 二元系的相图可知,γ′-Co3 Ti 相存在 的溶解度范围是 20 %～ 25 % Ti(原子分数).用高 纯度的 Co(99.9 %)和 Ti(99.8 %)配制所需的具有 Co-20 %Ti 成分的合金, 使用电弧炉熔炼 30 g 的块 状试样 .为使成分均匀化, 在非自耗式真空电弧炉 中反复熔炼五次以上.熔炼后的合金称重结果显 示,合金的质量损失小于 0.15 %, 所以可以认为熔 炼合金成分等同于配比合金成分 .将试样切成块状 样品装入石英管中封装好, 同时向管内充入适量的 保护气体氦气. 1.2 时效处理 对试样进行 1 383 K , 1 周的均匀化处理后 , 在 1 373 K对试样进行 3 h 的固溶化处理, 以获得 γ′- Co3Ti 单相组织.再将试样用石英管真空封装后, 分 别进行973 , 1 023 和 1073K 三个温度的等温时效处 理,时效时间从 0.3 ～ 1 000 h 不等. 1.3 力学性能测试 时效处理后尺寸为7 mm ×7 mm ×10 mm的块 状试样经两面磨光后 ,在 HX-1000 显微硬度计上测 定各个样品的维氏硬度, 选用载荷为 1.96 N . 时效 处理 后的 样品 切 割成 尺寸 为 3 mm × 3 mm ×7 mm的压缩试样, 在 WDW-200D 型试验机 上进行压缩实验 ,测定屈服强度,压缩实验使用的变 形速度为 0.3 mm·min -1 . 1.4 组织观察 从时效试样上切取 0.4 mm 左右厚度的薄片用 机械研磨的方法磨薄 , 剪切成 3 mm 的圆片, 用双 喷电解抛光法制备电镜的薄膜试样 .所用的电解液 为正丁醇 、高氯酸和乙醇,把它们按体积比 35∶5∶60 配制成电解液待用.在电解侵蚀过程中加入液氮, 以保证电解抛光过程中保持低温.时效组织的观察 所使用的电镜为配有双轴倾斜试样台的 JEM - 100CX 透射电镜.利用透射电镜观察 Co3Ti 基体中 析出相粒子的形态及大小 ,利用电子衍射方法确定 析出相粒子的晶体结构及与基体的位相关系.同时 对变形试样的位错形态进行电镜观察, 以确定变形 位错与第二相粒子之间的相互作用, 为探讨析出强 化机制提供实验依据. 2 实验结果与讨论 2.1 力学性能变化 图 1 表示 80Co-20Ti 试样在 1 373 K 固溶化处 理后 ,再经 973 , 1 023 和 1 073 K 温度下时效处理后 样品的维氏硬度随时效时间的变化规律 .尽管在 1 073 K温度下基体所产生的强化较小, 但在 973 和 1 023 K 时效处理所得到的强化非常明显 ,最高硬度 增加超过 2 倍. 图 1 时效温度分别为 973 , 1 023 和 1 073K 时, 80Co-20Ti 合金 的维氏硬度随时效时间的变化 Fig.1 Variation in hardness of 80Co -20 Ti during aging at 973 , 1 023 and 1 073K 图 2 表示 80Co-20Ti 在 973 K 分别时效 30 , 300 和 1 000 h 后屈服强度随变形温度的变化规律. 为了进行对比,γ′单相的 78Co-22Ti 的屈服强度也 标在图中, 同时在图中引入 80Co-20Ti 单相的屈服 强度数据 .从图上可以看出,经 973 K 时效处理 300 和 1 000 h 后含有析出相的 80Co-20Ti 在所有测定 温度区域内 ,屈服强度均高于单相合金的屈服强度. 2.2 时效组织特征 图 3(a)是 80Co-20Ti 合金经973 K , 30 h 时效 后[ 100] 取向的透射电镜明场像 .从图中可以看到 · 194 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷
第2期 冷文秀等：L1一C0gTi金属间化合物中析出相与位错的引力型交互作用和软析出硬化 ·195。 700 细小的析出相，但由于细小的析出相周围存在应力 场，析出相的形态不能清楚地得以显示.当延长时 600 效时间后，析出物进一步长大.图3(b)和图3(c)分 别是80Ca一20Ti合金经973K,100h和300h时效后 500 [100取向的透射电镜暗场像.从电子衍射图谱分 析结果可知，析出物是面心立方结构的YC0相，基 400 体是有序的L12型结构相，所以在暗场像中析出物 300 的衬度呈暗黑而基体呈明亮衬度.图像清晰地显示 析出物呈片状而且片状析出相与基体点阵的{100} 200 晶面平行.图3(d)是80C0-20Ti合金经973K, Co-20Ti,973 K 时效（两相） 1000h时效后[100取向的透射电镜明场像.在透 100 -0-1000h 0-Co-22Ti(单相) s-30h ◆-Co-22Ti(Takasugi 射电镜明场像中析出物的衬度呈明亮，而基体的衬 9-300h 等的研究) 度呈暗黑：YC0析出物仍呈片状而且仍然与基体 200 400 600 80010001200 1400 点阵中的{100}晶面平行，Y一C0相进一步增大在 温度K CTi基体的界面可观察到界面位错，这时析出相 图2经973K不同时间时效后80C一20Ti合金的屈服强度随变 与基体之间己失去完全共格关系.从图1可知此时 形温度的变化 Fig.2 Variation in yield strength with testing temperature of 的维氏硬度值开始下降.在FeCu合金的研究中， 80Co-20Ti aged at 973K for different periods of time Osamura等发现当析出相与基体失去共格关系后， 将进入过时效状态，引起强度下降9. 200nm 图380Co一20Ti合金在973K,分别时效(a)30h.(b)100h.(c)300h和(d)1000h后的透射电镜图像 Fig.3 Transmission electron micmgraphs of 80Co-20Tiaged at 973K for 30h (a),100h (b)300h (c).and 1 000h (d) 图4是试样基体110选区的电镜衍射花样，由 d=Bt" (1) 于基体C03Ti具有L12型结构，YC0相为面心立方 其中，d是YCo相的平均尺寸，t是时效时间，B和 结构，因此在电镜衍射花样中，析出相的衍射斑点与 n是实验常数.通过图3测得的Y一Co相的平均尺 基体的衍射斑点出现重复. 寸在973K,100h、300h和1000h时效时分别为 从图3(a)~(d)的观察中可知，随着时效时间 102nm、240nm和332nm.通过一元线性回归法求 的延长，在有序L12型Co3Ti基体中析出的YCo相 出二者的关系式为： 的尺寸会增大.通过测定不同时效时间下YC0相 d=11.405 (2) 的尺寸，代入下式： 由金属和合金中的扩散理论知识可知，扩散物质的
图 2 经 973K 不同时间时效后80Co-20Ti 合金的屈服强度随变 形温度的变化 Fig.2 Variation in yield strength w ith t esting temperature of 80C o-20Ti aged at 973K for different periods of time 细小的析出相 ,但由于细小的析出相周围存在应力 场 ,析出相的形态不能清楚地得以显示 .当延长时 效时间后 ,析出物进一步长大.图 3(b)和图 3(c)分 别是 80Co-20Ti 合金经973 K , 100 h和 300 h 时效后 [ 100] 取向的透射电镜暗场像.从电子衍射图谱分 析结果可知, 析出物是面心立方结构的 γ-Co 相 ,基 体是有序的 L12 型结构相 ,所以在暗场像中析出物 的衬度呈暗黑而基体呈明亮衬度.图像清晰地显示 析出物呈片状,而且片状析出相与基体点阵的{100} 晶面平行 .图 3(d)是 80Co-20Ti 合金经 973 K , 1 000 h时效后[ 100] 取向的透射电镜明场像 .在透 射电镜明场像中析出物的衬度呈明亮, 而基体的衬 度呈暗黑;γ-Co 析出物仍呈片状, 而且仍然与基体 点阵中的{100}晶面平行 ,γ-Co 相进一步增大, 在 Co3 Ti 基体的界面可观察到界面位错, 这时析出相 与基体之间已失去完全共格关系 .从图 1 可知此时 的维氏硬度值开始下降.在 Fe-Cu 合金的研究中, Osamura 等发现当析出相与基体失去共格关系后, 将进入过时效状态 ,引起强度下降[ 9] . 图 3 80Co-20Ti 合金在 973K , 分别时效(a)30 h 、(b)100 h 、(c)300 h 和(d)1 000 h 后的透射电镜图像 Fig.3 Transmission electron micrographs of 80Co-20 Ti aged at 973K f or 30 h (a), 100 h (b), 300 h (c), and 1 000 h (d) 图 4 是试样基体[ 110] 选区的电镜衍射花样, 由 于基体 Co3Ti 具有 L12 型结构 ,γ-Co 相为面心立方 结构 ,因此在电镜衍射花样中 ,析出相的衍射斑点与 基体的衍射斑点出现重复 . 从图 3(a)～ (d)的观察中可知 ,随着时效时间 的延长,在有序 L12 型 Co3 Ti 基体中析出的 γ-Co 相 的尺寸会增大.通过测定不同时效时间下 γ-Co 相 的尺寸,代入下式: d =Bt n (1) 其中 , d 是 γ-Co 相的平均尺寸, t 是时效时间 , B 和 n 是实验常数 .通过图 3 测得的 γ-Co 相的平均尺 寸在 973 K , 100 h 、300 h 和 1 000 h 时效时分别为 102 nm 、240 nm 和 332 nm .通过一元线性回归法求 出二者的关系式为 : d =11.4 t 0.5 (2) 由金属和合金中的扩散理论知识可知, 扩散物质的 第 2 期 冷文秀等:L12-Co3Ti 金属间化合物中析出相与位错的引力型交互作用和软析出硬化 · 195 ·
。196 北京科技大学学报 第31卷 (a)的右下角虚线框区域A部分的放大图.从 图5(a)和(b)中可以看出，两个分位错处在析出物 中，也就是说两个分位错被吸引到析出相中处于稳 定状态.由于析出物具有面心立方结构，它的反相 畴界能为零，在析出物中分位错之间的距离由于两 分位错之间存在的斥力会增大.这种现象在含有细 小-Ni固溶体析出相的Ni3A1中也已观察到，对其 强化机理也有详尽的讨论1G训.图6(a)是本合金 图480C一20Ti合金在973K,100h时效后的选区电镜衍射花 系中两分位错在基体Y和析出相Y中的形态示意 样 Fig.4 Eleetron diffraction pattern of 80Co-20Ti aged at 973 K for 图，位错连接着基体和析出相.由于析出物的反相 100h 畴界能为零，分位错进入析出物中时，能量有减低的 趋势，并且在析出物中两分位错之间的距离会增大. 界面位置与时间的平方根成正比，生长速度与时间 在室温变形条件下，位错在Y'和析出相Y中的滑移 的平方根成正比，线尺寸与时间的平方根成正比. 面都是（①11，但由于析出相反相畴界能为零，析出 实验结果显示，YC0相在C03T基体中的析出过程 相中的位错处于稳定状态，要把位错从析出相中拖 属于扩散控制的生长过程 出需要外力的增加，这就导致材料的强化.图6(b) 23析出相与位错的相互作用 表示含有析出相Y时，合金在高温变形条件下的位 Co相是Co的固溶体，从C一Ti二元系的相 错形态图.Veyssiere等指出单相y金属间化合物在 图可知，在973K时Y一C0相中可固溶5%左右的 变形温度升高时，滑移面从{111}变成{001}13.基 Ti.实验测得YCo相的维氏硬度为180士4，C03Ti 体Y'中位错的滑移面由原来的(111)变为(001)，而 的维氏硬度是203士6，表明析出物的硬度小于基体 在析出相Y中，位错的滑移面仍然保持(111).在高 的硬度.可以认为，本研究中的合金体系是在硬的 温变形时，由于位错在两相中滑移面不同，位错在 基体中析出软的析出相，也可以起到析出强化的作 Y相中的交滑移受到阻碍，因而进一步增加了位错 用.图5(a)是Co3Ti经973K,30h时效并在 滑移所需的外力，也就使合金系的高温力学性能得 室温压缩变形3%之后的透射电镜暗场像，(b)是 到增加. 200nm 50nm 图580C一20Ti合金在973K,100h时效后经室温3%变形后的透射电镜暗场像(a)及A点局部放大图（仙） Fig 5 TEM dark field image of 80Co-20Ti aged at 973K for 100h and deformed 3%at room temperature (a)and an magnification (b)of A area surmounded by dotted lines in (a)
图4 80Co-20Ti 合金在 973K , 100 h 时效后的选区电镜衍射花 样 Fig.4 Electron diffraction patt ern of 80Co-20Ti aged at 973 K for 100 h 界面位置与时间的平方根成正比 ,生长速度与时间 的平方根成正比, 线尺寸与时间的平方根成正比 . 实验结果显示,γ-Co 相在 Co3 Ti 基体中的析出过程 属于扩散控制的生长过程 . 2.3 析出相与位错的相互作用 γ-Co 相是 Co 的固溶体, 从 Co-Ti 二元系的相 图可知,在 973 K 时 γ-Co 相中可固溶 5 %左右的 Ti.实验测得 γ-Co 相的维氏硬度为 180 ±4 , Co3 Ti 的维氏硬度是 203 ±6 ,表明析出物的硬度小于基体 的硬度 .可以认为, 本研究中的合金体系是在硬的 基体中析出软的析出相, 也可以起到析出强化的作 用.图 5 (a)是 Co3Ti 经 973 K , 30 h 时效并 在 室温压缩变形3 %之后的透射电镜暗场像 ,(b)是 (a)的右下角虚线框区域 A 部分的放大图 .从 图 5(a)和(b)中可以看出 , 两个分位错处在析出物 中 ,也就是说两个分位错被吸引到析出相中处于稳 定状态.由于析出物具有面心立方结构, 它的反相 畴界能为零, 在析出物中分位错之间的距离由于两 分位错之间存在的斥力会增大.这种现象在含有细 小 γ-Ni 固溶体析出相的 Ni3Al 中也已观察到, 对其 强化机理也有详尽的讨论[ 10-11] .图 6(a)是本合金 系中两分位错在基体 γ′和析出相 γ中的形态示意 图 ,位错连接着基体和析出相.由于析出物的反相 畴界能为零 ,分位错进入析出物中时 ,能量有减低的 趋势,并且在析出物中两分位错之间的距离会增大. 在室温变形条件下 ,位错在 γ′和析出相 γ中的滑移 面都是(111), 但由于析出相反相畴界能为零 ,析出 相中的位错处于稳定状态 ,要把位错从析出相中拖 出需要外力的增加, 这就导致材料的强化.图 6(b) 表示含有析出相 γ时 , 合金在高温变形条件下的位 错形态图.Veyssiere 等指出单相γ′金属间化合物在 变形温度升高时, 滑移面从{111}变成{001}[ 12] .基 体 γ′中位错的滑移面由原来的(111)变为(001),而 在析出相 γ中,位错的滑移面仍然保持(111).在高 温变形时 , 由于位错在两相中滑移面不同 , 位错在 γ′相中的交滑移受到阻碍 ,因而进一步增加了位错 滑移所需的外力, 也就使合金系的高温力学性能得 到增加 . 图5 80Co-20Ti 合金在 973K , 100 h 时效后经室温 3%变形后的透射电镜暗场像(a)及A 点局部放大图(b) Fig.5 TEM dark field image of 80Co-20Ti aged at 973K f or 100 h and def ormed 3%at room t emperature (a)and an magnification(b)of A area surrounded by dott ed lines in (a) · 196 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷
第2期 冷文秀等：L1一C0gTi金属间化合物中析出相与位错的引力型交互作用和软析出硬化 ·197。 (111) (111) 001 第一分位错 :第一分位错 第二分位错 第二分位错 图6含有析出相的Y的析出强化机理示意图.(a)室温变形时的位错形态图：(b)高温变形时的位错形态图 Fig 6 Schematicilustration of the precipitat ion hardening mechanism in Y containing precipitates(a)morphology of dislocation formed during deformation at room temperture;(b)morphobgy of dislocation formed during deformation t high temperature 本研究进一步证明，当析出相比基体软时，位错 本机理. 与析出相之间存在引力型相互作用.该引力型相互 (5)对于含有析出相Y的Y金属间化合物，在 作用促使位错存在于析出相中会使整体能量处于较 高温变形时，位错从{111}到{001}面的交滑移受阻， 低的状态.变形过程中，需要把存在于析出相中并 致使合金的高温强度得到提高. 且处于能量稳定状态的一部分位错运动到基体中， 这就会增加体系的能量，也就是需要外力的增加. 参考文献 这就是软析出相强化的基本机理.对于含有析出相 [I]Wang S R.Study on Magnesium Matrix Interpenetrating Com- posites Reinforced by TiAl3 Network Structure Dissertation.Ji- Y的Y金属间化合物，在高温变形时，位错从{111} nan:Shandong University,2007 到001}面的交滑移受阻，致使合金的高温强度得到 (王守仁.TAL3金属间化合物网络结构增强镁铝基复合材料 提高. 研究学位论刘.济南：山东大学，2007) [2 Schneibel J H.Munroe P R.On the path dependence of the ther 3结论 mal vacancy concentration in stoichiomeric FeAl.Intermetallics, 200412(1):111 (1)透射电镜观察显示，80C0一20Ti经过固溶 [3 Kupka M.High temperature strengthening of the FeAl inter metallic phase based alloy.Inter metallics,2006,14(2):149. 处理及时效处理后，由于细小无序的面心立方结构 [4 Hui L.H.Geng H R.Wang S R.ct al.Pwgress on the research Y-Co相的析出而使80C一20Ti得到硬化. of AlTi intemetali cs.Mater Mech Eng,2007.31(9):1 (2)时效初期析出相与基体保持共格关系，析 (惠林海耿浩然，王守仁，等.A山Ti金属间化合物的研究进 展.机械工程材料，2007,31(9)：1) 出相呈片状，且平行于有序基体的{100}晶面.随时 [5 Li B H,Kong FT.Cheng YY,et al.Albying design of titari- 效时间的延长，YC0相进一步增大，YC0析出相仍 um aluminum intemetalics and research progress J Aeronaut Maer,200626(2):72 呈片状，并仍然与基体点阵中的{100}晶面平行.当 (李宝辉，孔凡涛，陈玉勇，等.TA1金属间化合物的合金设 析出相与基体之间失去共格关系后，硬度下降.Y一 计及研究现状.航空材料学报，200626(2)：72) C0晶粒尺寸随时效时间的延长而增大，二者之间满 [6 Takasugi T.Izumi O.Defect structures in Corich CosTi inter 足关系式d=11.45,说明YCo相在Co3Ti基体 metallic compound.Acta Metall,1985,33:33 【刁Takasugi T,IzumiO.High temperat如e strength and ductilty of 中是属于扩散控制的生长. polycrystalline Co3Ti.Acta Metall,1985,33:39 (3)经过一定时效处理后的80C0一20Ti合金仍 [8 Takasugi T.kumi 0.Recrystallization and grain growth of CosTi.Acta Metall,1985,33:49 然具有随温度升高，屈服强度增加的性质，在所有测 [9 Kozo 0.Hiroshi 0.Shoim 0 et al.Precipitation hardening in 定温度区域内，屈服强度均高于未经时效处理的单 f-Cu binar町yand甲atemary alloys.ISIJ Int,199434(4片359 相合金. 10 Tian W H Sano T,Nemoto M.Deformation induced mi- (4)YC0相的硬度比基体CTi的硬度小，表 crostructure of L ordered Y'-Ni (AL Ti)phase.JIpn Ins M4,1989,53:1013 明YC0相是在硬的基体中析出的软的析出相.由 11]Nemoto M,Tian WH,Sano T.Precipitation strengthening by/ 于位错与析出相之间存在引力型交互作用，位错被 in LI2 ordered phase.J Phys,1991.1:1099 吸引到析出物中处于稳定状态，要把位错从析出相 12]Veyssiere P,Guan DL and Rabier J.Weak beam observation of dissociated disbeations in an ordered alloy deformed at temper 中拖出需要外力的增加，这就是软析出相强化的基 at une of strength anomaly.Phibs Mag.1984.A49:45
图 6 含有析出相的 γ′的析出强化机理示意图.(a)室温变形时的位错形态图;(b)高温变形时的位错形态图 Fig.6 Schematic illustration of the precipit ation hardening mechanism in γ′containing precipit at es:(a)morphology of dislocation formed during def ormation at room temperature ;(b)morphology of dislocation formed during deformation at high temperature 本研究进一步证明, 当析出相比基体软时 ,位错 与析出相之间存在引力型相互作用.该引力型相互 作用促使位错存在于析出相中会使整体能量处于较 低的状态.变形过程中, 需要把存在于析出相中并 且处于能量稳定状态的一部分位错运动到基体中 , 这就会增加体系的能量 , 也就是需要外力的增加 . 这就是软析出相强化的基本机理 .对于含有析出相 γ的 γ′金属间化合物 ,在高温变形时 ,位错从{111} 到{001}面的交滑移受阻 ,致使合金的高温强度得到 提高 . 3 结论 (1)透射电镜观察显示, 80Co-20Ti 经过固溶 处理及时效处理后 ,由于细小无序的面心立方结构 γ-Co 相的析出而使 80Co-20Ti 得到硬化. (2)时效初期析出相与基体保持共格关系 , 析 出相呈片状 ,且平行于有序基体的{100}晶面 .随时 效时间的延长,γ-Co 相进一步增大,γ-Co 析出相仍 呈片状 ,并仍然与基体点阵中的{100}晶面平行 .当 析出相与基体之间失去共格关系后 , 硬度下降 .γ- Co 晶粒尺寸随时效时间的延长而增大, 二者之间满 足关系式 d =11.4 t 0.5 ,说明 γ-Co 相在 Co3Ti 基体 中是属于扩散控制的生长 . (3)经过一定时效处理后的 80Co-20Ti 合金仍 然具有随温度升高, 屈服强度增加的性质,在所有测 定温度区域内, 屈服强度均高于未经时效处理的单 相合金. (4)γ-Co 相的硬度比基体 Co3 Ti 的硬度小, 表 明γ-Co 相是在硬的基体中析出的软的析出相 .由 于位错与析出相之间存在引力型交互作用, 位错被 吸引到析出物中处于稳定状态 , 要把位错从析出相 中拖出需要外力的增加, 这就是软析出相强化的基 本机理 . (5)对于含有析出相 γ的 γ′金属间化合物, 在 高温变形时 ,位错从{111}到{001}面的交滑移受阻, 致使合金的高温强度得到提高. 参 考 文 献 [ 1] Wang S R.S tud y on Magnesiu m Matri x Int erpenetrating Composites Reinforced by TiA l 3 Networ k S tructure[ Dissert ation] .Jinan:S handong University , 2007 (王守仁.TiAl 3 金属间化合物网络结构增强镁铝基复合材料 研究[ 学位论文] .济南:山东大学, 2007) [ 2] Schneibel J H , Munroe P R.On the path dependence of the thermal vacancy concentration in stoichiometri c FeAl.Intermetallics , 2004 , 12(1):111 [ 3] Kupka M .High tem perature strengthening of the FeAl intermet allic phase-based alloy .Intermetallics , 2006 , 14(2):149. [ 4] Hui L H , Geng H R, Wang S R, et al.Progress on the research of Al3Ti intermetalli cs.Mater Mech Eng , 2007 , 31(9):1 (惠林海, 耿浩然, 王守仁, 等.Al 3Ti 金属间化合物的研究进 展.机械工程材料, 2007 , 31(9):1) [ 5] Li B H , Kong F T , Cheng Y Y , et al.Alloying design of titanium aluminum intermetallics and research progress.J Aeronaut Mater , 2006 26(2):72 (李宝辉, 孔凡涛, 陈玉勇, 等.TiAl 金属间化合物的合金设 计及研究现状.航空材料学报, 2006 26(2):72) [ 6] Takasugi T , Izumi O .Defect structures in Co-rich C o3Ti intermet allic compound.Acta Metall , 1985 , 33:33 [ 7] Takasugi T , Izumi O .High temperatu re strength and ductility of polycrystalline Co3Ti.Acta Meta ll , 1985 , 33:39 [ 8] Takasugi T , Izumi O .Recryst allization and grain grow th of Co3 Ti .Acta Metall , 1985 , 33:49 [ 9] Kozo O , Hiroshi O , Shojiro O, et al.Precipitation hardening in Fe-C u binary and quaternary alloys.ISIJ Int , 1994 , 34(4):359 [ 10] Tian W H , Sano T , Nemoto M .Deformation induced microstructu re of L12 ordered γ′-Ni 3(Al, Ti)phase.J Jpn Inst Met , 1989 , 53:1013 [ 11] Nemoto M , Tian W H , Sano T .Precipitation strengthening by/ in L12 ordered phase.J Phys, 1991 , 1:1099 [ 12] Veyssiere P , Guan D L , and Rabier J .Weak beam observation of dissoci ated dislocations in an ordered alloy deformed at temperature of strength anomaly .Philos Mag , 1984 , A49:45 第 2 期 冷文秀等:L12-Co3Ti 金属间化合物中析出相与位错的引力型交互作用和软析出硬化 · 197 ·