南京理工大学&武汉理工大学 Acta Materialia 层状TiAl合金塑性新机制:高应变率下α2相锥面滑移的界面调控激活

文章导读

层状TiAl合金中α2相的有限变形能力是决定其塑性协调能力和力学各向异性的关键因素，尤其是在室温条件下，能够被激活的滑移系数量极为有限。本研究表明，γ/α2界面结构在高应变率加载条件下对位错激活机制起着决定性作用。与⟨110⟩γ孪晶相关的界面呈现出更大的晶格失配和更高的局部应变能，这种界面不相容性促进了相邻α2片层中锥面⟨2c+a⟩滑移的激活，该滑移由1/3⟨1126⟩型位错承担，并伴随着反相畴界的形成。相比之下，与⟨101⟩γ孪晶相关的界面附近的α2片层则主要通过棱柱滑移来协调变形，其界面失配几乎保持不变。原子尺度模拟进一步表明，⟨110⟩γ孪晶的扩展会改变γ/α2界面，并在锥面滑移系统上产生与激活所需临界应力相当的分切应力。这些结果表明，γ相孪晶可通过增大界面失配和局部应变集中来促进α2片层中的锥面滑移。该发现为理解γ/α2界面在层状TiAl合金塑性协调中的作用提供了新的视角。

https://doi.org/10.1016/j.actamat.2026.122427

背景介绍

TiAl基金属间化合物因其低密度、优异的高温强度、良好的抗蠕变性能和抗氧化能力，被广泛视为下一代航空发动机用轻质高温结构材料的理想候选者。在TiAl合金的诸多微观组织中，全层状组织（fully lamellar microstructure）因其在高温下出色的综合力学性能而备受关注。这种组织由交替排列的γ相（TiAl，L10有序结构）和α2相（Ti3Al，D019有序六方结构）片层构成，两相之间遵循Blackburn取向关系，即(111)γ // (0001)α2 和 [110]γ // [1120]α2。

层状组织的力学性能在很大程度上取决于γ和α2两相的协同变形能力。其中，γ相因其相对较多的滑移系和孪晶系统，在室温下已展现出良好的塑性变形能力。然而，α2相由于其D019有序六方结构，可激活的独立滑移系数量有限，表现出强烈的塑性各向异性。在室温条件下，α2相中最易激活的是棱柱滑移（prismatic slip），其临界分切应力（CRSS）约为100 MPa。相比之下，基面滑移和锥面滑移的CRSS分别约为棱柱滑移的3倍和9倍，在常规加载条件下极难被激活。因此，α2相通常被视为层状TiAl合金中的“硬相”，其有限的变形能力往往成为层状材料整体塑性的制约因素。

在层状TiAl合金的塑性变形过程中，γ/α2相界面起着至关重要的应力与应变传递作用。变形通常优先在较软的γ相中启动，并通过界面传递给α2相。已有研究表明，变形传递往往迫使α2相通过棱柱滑移来协调变形，这容易在界面处引起应力集中，进而诱发裂纹萌生。因此，如何激活α2相中那些原本难以启动的滑移系（如锥面滑移），以改善层状材料的塑性协调能力，是TiAl合金研究领域的一个重要科学问题。

近年来，研究者们发现，γ相中的变形孪晶类型可能是影响α2相滑移系统选择的关键因素之一。在γ相中，常见的变形孪晶有两种类型：⟨110⟩γ孪晶和⟨101⟩γ孪晶。这两种孪晶的形态、形成机制及其与γ/α2界面的交互作用方式存在差异。然而，在动态高应变率加载条件下，这两种孪晶对相邻α2片层变形行为的具体影响，以及是否能够激活α2相中的锥面滑移，此前尚不清楚。

本研究针对上述问题，结合宏观力学测试、多尺度电子显微表征、定量应变分析以及原子尺度分子动力学模拟，系统研究了高应变率加载下（应变率约4.5×10^3 s^-1）层状TiAl合金中γ相变形孪晶与α2相位错滑移之间的关联。研究特别关注了不同孪晶类型所导致的γ/α2界面结构差异及其对α2相滑移系统选择的影响机制。该工作不仅深化了对层状TiAl合金塑性变形微观机制的理解，也为通过界面工程改善其室温塑性提供了新思路。

材料制备与实验方法

材料制备：本研究采用的层状TiAl合金样品通过定向凝固生长技术制备，以获得片层取向高度一致的块体材料。利用电子背散射衍射（EBSD）确定了晶体的宏观取向。随后，将定向凝固棒材加工成压缩试样，其加载轴方向平行于γ相的[110]方向。EBSD极图分析确认了γ和α2两相之间满足Blackburn取向关系。

力学测试：动态压缩实验在直径为3.0 mm、高度为3.0 mm的盘状样品上进行，使用分离式霍普金森压杆（SHPB）在约4.5×10^3 s^-1的应变率下完成。作为对比，准静态单轴压缩实验在Instron伺服液压测试系统上进行，应变率为1.0×10^-4 s^-1。动态加载下的最大应力和名义屈服应力分别测得为1.4 GPa和1.1 GPa。

微观结构表征：变形后样品的微观结构通过透射电子显微镜（TEM）和高角度环形暗场扫描透射电子显微镜（HAADF-STEM）进行表征。所使用的设备为FEI Tecnai F20和Titan G2 60-300，加速电压分别为200 kV和300 kV。TEM样品采用双喷电解减薄技术制备，电解液为6%高氯酸、60%甲醇和34%正丁醇的混合溶液，温度控制在-25°C，电压为27 V。随后，使用配备冷却系统的Gatan 695离子减薄仪进行最终减薄，以去除表面损伤层并减少氧化。

应变分析：为量化局部晶格应变，对变形区域的高分辨TEM图像进行了几何相位分析（GPA）。分析工作利用CrysTBox和StatSTEM软件包完成，计算了对称应变张量的面内分量。应变图以内部参考晶格为基准生成。γ相孪晶界选用倒易矢量g1 = (1-11)和g2 = (-111)；α2相选用g1 = (0001)和g2 = (-1100)。空间分辨率设定为1 nm，平滑因子为1。

原子建模与界面构建：基于γ相（a = b = 4.01867 Å, c = 4.06542 Å）和α2相（a = b = 5.76803 Å, c = 4.64241 Å）的晶格参数，计算了原子面的理论失配度。利用Materials Studio软件包构建了γ相及γ/α2界面的原子模型。

分子动力学模拟：采用嵌入原子势（EAM）描述Ti-Al原子间的相互作用，该势函数由Zope等人开发。使用大规模原子/分子并行模拟器（LAMMPS）进行模拟。对γ相施加剪切变形，模拟中采用三维周期性边界条件，时间步长设为1×10^-3 ps。加载前先使用共轭梯度算法进行能量最小化，随后在NPT系综下于300 K弛豫100 ps。压缩加载在NPT系综下进行，剪切加载在NVT系综下进行，温度由Nose-Hoover热浴控制在300 K，应变率为1×10^9 s^-1。模拟结果的可视化及后续的应变分析和位错分析通过OVITO软件完成。

实验结果展示

图1. 室温压缩变形后层状TiAl合金的TEM图像，显示α2相中存在显著的应力集中。(a-c) 沿[11-20]晶带轴、在不同双束条件下拍摄的明场TEM图像；(d-f) 沿[10-10]晶带轴、在不同双束条件下拍摄的明场TEM图像。

图2. γ相中⟨101⟩γ和⟨110⟩γ孪晶界附近的GPA应变图。(a, b) ⟨110⟩孪晶的HAADF-STEM图像及对应的GPA图像；(c, d) ⟨101⟩孪晶的HAADF-STEM图像及对应的GPA图像。红色方框表示用于校准的零应变区域。

图3. 高应变率加载后层状TiAl合金的TEM图像。(a) α2片层中的棱柱滑移；(b) 对应于(a)中红色圆圈区域的选区电子衍射（SAED）花样；(c) α2片层中的线状变形特征；(d) 对应于(c)中红色圆圈区域的SAED花样。

图4. 沿[11-20]和[10-10]晶带轴观察到的α2相中的锥体位错滑移。(a) 沿[11-20]晶带轴的明场TEM图像及(b)对应的SAED花样；(c-e) 使用衍射矢量g = (0002)、(2-200)和(22-10)拍摄的明场TEM图像；(f) 沿[10-10]晶带轴的明场TEM图像及(g)对应的SAED花样；(h-j) 使用衍射矢量g = (0002)、(12-10)和(-12-1-2)拍摄的明场TEM图像。

图5. α2片层中锥面滑移的结构特征。(a) α2片层中滑移面上位错周围的原子构型；(b) 通过位错滑移形成反相畴界；(c, d) 反相畴界形成的示意图。

图6. γ相中的变形孪晶及其与α2片层中位错滑移的关联。(a, b) ⟨101⟩γ孪晶的HAADF图像和原子结构图像；(c, d) ⟨110⟩γ孪晶的HAADF图像和原子结构图像。

图7. 孪晶与α2片层结构的特征。(a, b) ⟨011⟩γ孪晶与α2片层的HAADF-STEM图像及对应的沿xy轴的GPA图像；(d, e) ⟨110⟩γ孪晶与α2片层的HAADF-STEM图像及对应的沿xy轴的GPA图像；(c, f) 分别沿(a)和(d)中方框区域测量的跨越γ/α2界面的平均应变。

图8. 孪晶形成后γ/α2界面的晶体学构型。(a, b) γ相中的(-1-1-5)γ和(151)γ面；(c) α2相的(0001)基面。

图9. ⟨011⟩压缩下孪晶形成后γ/α2界面的原子变形构型。(a, b, c) 压缩应变为0.075、0.076和0.085时的原子变形图；(d) (b)中橙色方框区域的局部原子结构放大图，显示γ相中的纳米孪晶结构。

图10. 显示α2片层中锥面滑移激活的应力-应变曲线和原子构型。(a) 沿锥面纯剪切变形的应力-应变曲线；(b) 沿(011)方向压缩的应力-应变曲线；(c) 剪切应变为0.133时OVITO分析得到的原子应变图，显示I型锥面滑移的开始；(d) 隐藏原子后的(c)的DXA构型，更清晰地显示锥面滑移。

主要研究内容和机制解析

本研究通过结合高应变率力学测试、多尺度电子显微表征、定量应变分析和分子动力学模拟，系统揭示了层状TiAl合金中γ相孪晶类型对相邻α2片层滑移系统选择性的影响规律及其物理机制。主要研究发现和机制可归纳如下：

1. 高应变率下γ相中的两种变形孪晶及其特征在高应变率（约4.5×10^3 s^-1）加载下，γ相中形成了两种类型的变形孪晶：⟨110⟩γ孪晶和⟨101⟩γ孪晶。前者密度较低，后者密度约为前者的2.5倍。高分辨观察和GPA应变分析表明，这两种孪晶均通过1/6⟨112⟩部分位错在相邻{111}面上的连续滑移而形成，其原子结构和孪晶界附近的应变场分布没有本质区别。

2. α2相中锥面⟨2c+a⟩滑移的发现及其与特定γ孪晶的关联在α2片层中，除了常见的棱柱滑移外，在高应变率加载下还观察到一种具有线状衬度特征的变形结构。通过系统的双束衍射衬度分析和g·b消光判据，该结构被确定为锥面⟨2c+a⟩滑移，其伯氏矢量为1/3⟨1126⟩，滑移面为锥面I型。HAADF-STEM原子级成像进一步揭示，该锥面滑移在α2相中留下了反相畴界（APB）作为其滑移痕迹。重要的是，这种锥面滑移并非均匀分布在所有α2片层中，而是优先出现在与⟨110⟩γ孪晶相邻的α2片层内。相比之下，与⟨101⟩γ孪晶相邻的α2片层中仅观察到棱柱滑移。通过对比两种孪晶附近区域的化学成分（EDS分析），排除了化学成分差异导致该选择性激活的可能性，从而将焦点引向了界面结构差异。

3. 界面失配与局部应变能：两种γ孪晶/α2界面的本质差异基于Blackburn取向关系，研究对两种孪晶形成后的γ/α2界面进行了详细的晶体学分析。计算表明，⟨101⟩γ孪晶相关的界面在孪晶形成后，其界面失配度变化很小（从-1.82%变为-1.72%）。然而，对于⟨110⟩γ孪晶相关的界面，其失配度则显著增大（从-0.81%变为-3.47%）。GPA定量应变分析进一步证实，⟨110⟩γ孪晶/α2界面附近的α2相中积累了更高的局部应变（平均应变1.16% vs. 0.807%），对应的应变能密度也更高（约1550 J/mol vs. 750 J/mol）。这表明，⟨110⟩γ孪晶的形成显著改变了γ/α2界面的晶格匹配状态，在相邻的α2相中引入了更大的晶格畸变和应变能，为激活高CRSS的锥面滑移提供了必要的局部应力/应变集中条件。

4. 几何条件与临界应力：锥面滑移激活的可行性对当前加载方向下α2相中各滑移系的施密特因子计算表明，除了棱柱滑移外，部分锥面⟨2c+a⟩滑移系也具有较高的施密特因子，说明从加载几何上看，锥面滑移的启动是可能的。分子动力学模拟进一步证实，在⟨011⟩γ压缩条件下，⟨110⟩γ孪晶首先在γ相中形核和扩展（剪切应变0.075）。当孪晶扩展至γ/α2界面时（应变0.076），会引起界面的局部破坏和台阶形成，并在相邻的α2相中同时激活棱柱滑移和锥面滑移。而在相同条件下，⟨101⟩γ孪晶则无法促使锥面滑移激活。通过计算，模拟中锥面滑移激活所需的分切应力约为6.79 GPa，与纯剪切条件下锥面滑移的临界分切应力（约6.41 GPa）相当，有力证明了⟨110⟩γ孪晶扩展所产生的局部应力集中足以克服锥面滑移的能垒。

5. 机制总结：界面介导的滑移系统选择综上，本研究提出了一个清晰的机制框架：高应变率加载下，γ相中形成的不同孪晶类型（⟨110⟩γ与⟨101⟩γ）导致了不同的γ/α2界面终端结构。⟨110⟩γ孪晶的形成显著增大了γ/α2界面的晶格失配，在相邻的α2相中造成更强的局部应变集中和应变能积累。这种局部的力学和晶体学环境变化，使得α2相中原本需要极高应力才能启动的锥面⟨2c+a⟩滑移得以被激活，从而为α2相提供了额外的塑性变形模式，协调了层状材料在动态加载下的变形。该机制强调了界面结构在决定相邻片层变形模式中的核心作用。

文章总结

本研究通过系统的实验表征与原子尺度模拟，揭示了高应变率加载下，层状TiAl合金中γ相变形孪晶类型（⟨110⟩γ与⟨101⟩γ）是决定相邻α2片层滑移系统选择性（棱柱滑移 vs. 锥面滑移）的关键因素。研究发现，⟨110⟩γ孪晶引起的γ/α2界面晶格失配显著增加（至-3.47%）和局部应变能升高（至1550 J/mol），足以克服α2相中锥面⟨2c+a⟩滑移的高临界分切应力（约6.4-6.8 GPa），从而激活这一在常规条件下难以启动的硬滑移系。该过程伴随着1/3⟨1126⟩位错的滑移和反相畴界的形成。这一发现不仅阐明了层状TiAl合金在高应变率下的塑性变形微观机制，更表明了通过调控γ/α2界面结构来激活α2相中潜在大变形能力的可能性，为通过“界面工程”优化层状TiAl合金的室温塑性和动态力学性能提供了全新的理论依据和微观结构设计思路。