导读:在本研究中，2.0Ru合金在片层集落边界处形成了由C15-Laves和τ₁相组成的共析结构。C15-Laves/τ₁和C15-Laves/β₀界面处的应变梯度较小，表明晶格畸变不明显，有利于界面结合，应力分布均匀。Ru在β₀相的进一步富集阻碍了其他元素的扩散，促进了缺Ru的C15-Laves相的析出。在拉伸变形过程中，位错在共晶结构的相界处被激活，并向内滑移，而不是在相界面处积累。这种共析组织是延缓TiAl合金断裂的独特位错储存单元。随着Ru含量从0增加到2.0 at，抗压强度和应变分别从1605 到 2248 MPa和从29.2%到39.9%，室温拉伸性能也显著提高。850℃极限拉伸强度和伸长率同时提高，伸长率提高8.3倍。层状集落边界的共析组织对位错构型的改善、γ - b和τ₁相的增韧作用、Ru对层状间距的细化以及Ru的溶质溶解作用是影响其力学性能的主要因素。

Al含量高达48%的γ-TiAl合金已作为成品应用于航空发动机。然而，由于其固有的层状结构，其塑性和热加工性仍然不足。由于片层取向的差异，片层集落边界是应力集中的首选位置，而α₂/γ界面尽管存在Blackburn取向关系，但仍保持较高的应变梯度。因此，如何优化板层结构对解决TiAl合金的缺点起着重要的作用。TiAl合金的成分设计被认为是一种有效的改进方法。通过添加合金元素来控制固相转变和协调组织形态，可望获得优异的强度和塑性。

在TiAl合金中掺入低固溶度的Ru元素可形成各种析出物。Liu等报道了Ti-55.4Al-xRu。当Ru含量超过0.6 %时，τ₁相（Th₆Mn₂₃结构的一种填充变体）在片层晶界处析出。在Ti （40-50 %)铝合金发生L+β→γ+τ₁三元伪包晶反应或L→γ+β+τ₁三元共晶反应。Wu等观察到Ti₄₅Al₂Ru_0.2B合金在10 K/min冷却条件下α→γ+τ₁的共析反应。叶相金属间化合物是潜在的航空发动机高温结构材料。有趣的是，Ru的固有性质（较大的相对原子质量和较慢的扩散速率）和掺杂浓度的增加限制了其在β相中向下扩散，从而促进了C15-Laves相的形成。C15-Laves相对TiAl合金起到了增强作用纳米压痕和透射电镜观察证明了位错运动的障碍。综上所述，研究Ru掺杂TiAl合金在施加应力前后含Ru相的析出行为和组成相的界面应变状态，对于优化TiAl合金的成分和提出强化增韧策略具有重要的指导意义。

基于以上分析，哈尔滨工业大学陈瑞润团队制备Ti₄₈Al₂Cr_xRu合金(at.%)，加入2.0 %后，β₀→C15-Laves+τ₁发生新的共析反应。该反应经TEM、HTLSCM和DSC验证。通过HRTEM、SAED和GPA进一步确定了共析结构的界面特征和晶体结构。通过测试压缩性能、拉伸性能和显微硬度来揭示其力学性能的改善机理。

相关研究成果以“Forming Ru containing eutectoid structure serves as the dislocation

storage unit at the lamellar colony boundary of TiAl alloy”发表在Acta Materialia上

链接：https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S1359645424009352

图1 Ti₄₈Al₂CrxRu合金显微组织SEM图像： (a) 0Ru; (2) 0.4Ru; (3) 0.8Ru; (d)

1.2Ru; (e) 2.0Ru; (f) 2.4Ru.

图1(c)-(d)表明，当Ru含量增加到1.2 %时，β₀枝晶的互连和τ₁相的相对含量增加，而块状γ相发生在β₀枝晶之间。在2.0 Ru合金中（图1(e)），τ₁相作为共析结构的一部分而不是单一相存在。在前人的研究中，Ti₄₅Al₂Ru_0.2B合金发生了α→γ+τ₁的共析分解反应。在本研究中，共晶结构分布在片层集落的边界处，而不是在片层集落内。该共析结构由τ₁相和哑铃状的C15-Laves相组成。在2.4 Ru合金中，β₀枝晶连接成一个网络（图1(f)）。

表1 Ti₄₈Al₂CrxRu合金片层间距及析出相相关参数

图2 Ru原子在α或β相内占据Ti或Al原子的单体模型：

(a) Ti原子的单体模型；(b) Al原子的单元胞模型；(c) Ru原子的单元胞模型；

(d)α期Supercell模型；(e) Ru原子取代Ti原子的α相超级单体模型；

(f) Ru原子取代Al原子的α相超级单体模型；(g) β相超级单体模型；

(h) Ru原子取代Ti原子的β相超级单体模型。

表2 Ru掺杂到α相和β相的结合能。

图3 Ti₄₈Al₂Cr_xRu合金元素分布：(a) 0Ru合金BF图像；

（a1）-(a4) Ti、Al、Cr对应的元素映射分布；(b) 0.8Ru合金的点分析；

（b1）-(b4)为图3(b)中1 ~ 4点的元素组成；(c)图的点扫描结果。

3 (b);(d) 2.0 Ru合金共析组织HAADF图像；

（d1）-(d4) Ti、Al、Cr、Ru的对应映射分布；（d5） Ti, Al, Cr， Ru的线扫描结果。

0Ru合金由纳米级间距的片层组成，如图3(a)所示。由图3(a1)-(a4)可知，Ti和Cr是α片层的组成元素，而Al则富集于γ片层中。0.8Ru的扫描位置合金如图3(b)所示，图3(b1)-(b4)的结果也证实了Cr和Ru的富集。如图3(c)所示，点1中Ti的原子比与Al的原子比接近，但这里Cr和Ru的浓度高于其他三个点，可识别为τ₁相。与片层集落相比，2点的Cr和Ru浓度相对较高，可初步确定为残余β₀相。与点4相比，点3含有较高的Al，可认为是γ_B相。因此，0.8Ru合金由（α₂+γ）片层集落、β₀、γ _b和τ₁相组成。图3(d)-(d4)为2.0 Ru合金共析组织的STEM分析。共析结构由两种不同形态的相组成。点2表示哑铃状相内Ti浓度较高，点3表示Ru、Cr、Al含量较高，点1表示该区域为γ- b相。图3（d5）的行扫描结果与上述结果一致。除上述分析外，还对共析结构进行了晶体结构的准确确认。

图4不同Ru含量TiAl合金晶体结构和界面特征的TEM分析：

(a) 0Ru合金α₂和γ片的BF图像；(b) α₂/γ界面HRTEM图像；(c) α₂和γ相的SAED型；

(d) α₂/γ界面GPA结果；(e)1.2Ru合金片层集落中的位错和γ孪晶；

(f) τ₁相、γ_B相和α₂相的BF图像；(g)图4(f)中相应的元素分析结果；

(h)和(i)不同带轴τ₁相的SAED模式；(j) γ_B相的SAED图；(k) α₂相的SAED模式。

图5 2.0Ru合金显微组织的TEM分析：

(a)板层集落BF图像；(b)共析结构BF图像；(c) C15-Laves/β₀界面HRTEM图像；

(d) C15-Laves和β₀相的SAED模式；(e) C15-Laves/τ₁界面HRTEM图像；

(f) C15-Laves相和τ₁相的SAED模式；(g) C15-Laves/γ - b界面HRTEM图像；(h) γ_B相内位错；(i) C15-Laves/β₀界面GPA结果；(j) C15-Laves/τ₁界面GPA结果。

图6 Ti₄₈Al₂Cr_xRu合金抗压性能：(a)抗压强度-应变曲线；(b)加工硬化速率-真应变曲线；

(c)加工硬化曲线;(d) TiAl合金的压缩性能与其他研究的比较。

图7 Ti₄₈Al₂Cr_xRu合金在850℃时的拉伸性能：(a)极限抗拉强度-伸长率曲线；

（a1）图7(a)的放大图像；(b)极限抗拉强度与伸长率直方图。

图8 Ti₄₈Al₂Cr_xRu合金室温拉伸性能：(a)极限抗拉强度-伸长率曲线；

(b)极限抗拉强度与伸长率直方图。

图9 Ti₄₈Al₂Cr_xRu合金裂纹扩展及断口形貌：

(a) 0Ru; (b) 0.8Ru; (c) 1.2Ru; (d)-(e) 2.0Ru; (f) 2.4Ru.

图10 2.0Ru合金的载荷-位移曲线：

(a)片层集落内α₂相；(b)共析结构内的C15-Laves相；(c)共析结构内的τ₁相；

(d) γ - b相；(e) α₂、C15-Laves、τ₁和γ_B相的显微硬度与弹性模量之比。

图11 HTLSCM分析2.0Ru合金在1014 ~ 1410℃范围内的凝固过程：

(a) 1410℃；(b) 1390℃;(c) 1368℃;(d) 1355℃;(e) 1328℃;

(f) 1262℃;(g) 1250℃;(h) 1024℃;(h)1014 ℃。

图12 10℃/min Ti₄₈Al₂Cr₂Ru合金的DSC曲线：(a)加热曲线；(b)冷却曲线。

图13不同Ru含量下的微观结构演变示意图。

图14(a)-(g)为1.2Ru合金室温压缩后的组织(a)和(d) BSE图像；

(b)和(e) 2.0Ru合金的BSE图像；(c)和(f) 2.4 Ru合金的BSE图像；

(g)-(g4)图14(b)中黄色矩形共析结构的EDS结果。

图15 2.0Ru合金在850℃下拉伸后的显微组织：

(a)片层集落内γ孪晶；(b)裂纹扩展终止于共析组织；(c) A区高倍图像；

(d)共析组织内部位错分布；(e) B区高倍图像；(f)裂纹扩展示意图；

(g) C15-Laves/τ₁界面裂纹偏转的BF图像；(h)图中粉色矩形的HRTEM图像。

15 (g);(i)图15(h)的IFFT。

图16添加Ru的共析结构强化机理。

图17不同强化机制对抗压强度增量贡献：(a) Δσ_P-τ₁；(b) Δσ_P-C15-Laves；(c) Δσ_HP；(d) Δσ_SS。

本研究通过含有Ru的共析组织作为位错存储单元，成功地延缓了TiAl合金的失效。分析了六种合金的相组成和凝固路径，确定了合金的晶体结构和共析组织的界面特征。揭示了微观组织演变与力学性能的相关性。主要成果如下：

(1)当Ru含量增加到2.0 %时，β₀相内形成由C15-Laves和τ₁相组成的共析共晶结构。这是由于Ru在β₀相中进一步富集，阻碍了其他元素的扩散，促进了缺Ru的C15-Laves相析出。

(2)与α₂/γ界面相比，C15-Laves/τ₁和C15-Laves/β₀界面处的应变梯度转变更为平缓，表明两种界面处晶格畸变不明显，有利于界面结合大，应力分布均匀。

(3)施加应力后，位错在共析结构与γ - b相界面处被激活，然后向内滑移并均匀存储在共析结构中，从而降低了界面处的应力集中，阻碍了片层集落边界处裂纹的扩展。

(4)含Ru TiAl合金的力学性能主要表现为层状集落边界共析组织对位错构型的改善、γ_B和τ₁相的增韧作用、Ru对层状间距的细化以及Ru的固溶作用。