一、實驗過程

TiAl及TiAl+2％Mn合金錠是在非自耗真空電弧爐中，于氬氣保護下熔煉的。試樣經1100℃退火24h，退火后進行力學性能檢測，用線切割機從中切取2．9mm×0．4mm薄圖片。將薄圓片磨成0．1mm厚后，用雙噴技術制取透射電鏡樣品。再在H—800透射電子顯微鏡上進行觀察。操作電壓為200kV。

為了進行熱擠壓，加錳合金試樣經線切割成d25mm的圓棒，用碳鋼進行包套。熱緞樣品為d6mm的小圓棒，亦用碳鋼包套后進行熱鍛。

二、結構與討論

1、變形亞結構

二元TiAl合金經過輕微變形后，可觀察到具有柏氏矢量為d／2[110]的正常位錯。隨著變形量的增加，這些位錯以相互纏結的網狀出現并形成胞狀結構，不會對理性變形產生重大作用。隨著變形量的進一步增加，則出現大量層錯偶極子，并且，這種層錯偶極子的密度會隨著塑性變形量的增加而增加。

在與此二元TiAl合金相同的變形條件下，TiAl+Mn三元合金的位錯亞結構有三個顯著不同待征：其一是沒有觀察到層錯偶極子；其二是發現有大量的堆垛層錯帶；其三是有大量的孿晶。

Hug等人研究了超位錯的詳細分解情況，其中包括Ti54Al合金中的[101]型以及a／2[112]型。他們認為這些超位錯形成層錯偶極子，而這些層錯偶極子的層錯是外稟層錯，且其邊界是a／6[112]型不全位錯。然而我們的觀察和分析表明，在Ti50Al合金中所觀察到的層錯偶極子，是由a／6[112]型不全位錯包圍的內稟層錯，并且所有觀察到的層錯偶極子都是在[111]滑移面上形成的。

一些前期研究工作認為，單相TiAl室溫脆性是由[011]和[101]型超位錯的某些部分被一種尚不清楚的機制釘扎造成的。這種釘扎形成高密度的層錯偶極子，包圍層錯的是1／6[112]型不全位錯。后來發現，在大約700℃左右被釘扎的超位錯克服其釘扎障礙，并且層錯偶極子消失，于是呈現出明顯的塑性。很顯然，TiAl金屬間化合物的塑性變形特性是與層錯偶極子緊密相關的。

正如上述實驗所指出的，少量Mn的添加可使層錯偶極子消失。造成這一現象的原因，主要是由于Mn的添加消除了室溫時對a／6[112]不全位錯的釘扎效應，從而增加了超位錯的可動性，使塑性得到了改善。

從堆垛層錯帶的襯度特征看、它們是屬于相互重迭層錯。當相互平行的(111)面上彼此近鄰的層錯相互重迭時，由于相鄰面上兩個層錯堆垛時的相角差是±2π／3，這就導致衍射條紋發生位移。這些相互迭蓋的堆垛層錯實際上是變形孿晶的胚胎，它們是由螺旋型孿生位錯源開動時形成的。

Mn的加入不僅降低了TiAl合金的堆垛層錯能，同時，增加了a／6[112]不全位錯的可動性。這些a／6[112]型位錯也是孿晶位錯。因此，孿晶對變形起到了重要作用，對塑性增加也作出了顯著貢獻。

2、加錳TiAl合金的加工性

通過加入2％左右的Mn可使TiAl合金的室溫塑性得到明顯的改善。為了考查加Mn合金的可加工性，我們對TiAl+2％Mn合金進行了高溫熱擠壓和熱銀實驗。實驗發現，在擠壓溫度為1100℃時，選擇合適的擠壓速度，在擠壓比小于6時，能夠得到沒有明顯裂紋的完好擠壓樣品。

實驗表明，在1100℃下熱鍛可以獲得變形過為28％而元表面裂紋的樣品。

從顯微組織可以看出，經熱擠壓和熱鍛后TiAl+Mn合金的晶粒明顯被拉長了。此外，還可以看到部分回復和再結晶組織。