双相层片型TiAl基合金的室温变形及断裂

TEM原位拉伸研究表明，尽管双相层片型TiAl基合金中与α2相共存的γ层片相的（1／2）＜110]位错具有良好的可滑移性，并在一些γ层片中（1／6）＜112]形变孪生也较为活跃，但对变形有贡献的滑移系统及孪生系统数目少是室温塑性差的重要原因提高多晶体双相TiAl基合金室温塑性的关键在于促使（1／2）＜110]{111）以外的滑移系开动.     

Ti-47Al-2Mn-2Nb(at%)+0.8TiB_2(vol%)合金中的γ相层错分析

利用透射电镜研究了蠕变变形(650~750℃,250~350 MPa)Ti-47 Al-2Nb-2Mn(at%)+0.8TiB_2(vol%)合金的微观组织及变形机制。结果表明,该合金的微观组织由等轴状γ相和(γ+α_2)区域组成;在层片状γ中,观察到1/2110]普通位错外,还发现了层错。与化学计量比TiAl化合物中的结果不同,该富Ti的TiAl合金中所观察到的{111}层错是由1/6[112]和1/6[121]位错在{111}面的运动产生的。基于对该合金中层错形成机制的认识,本文探讨了合金元素Mn和Nb等对TiAl基合金变形机制的影响。     

晶向对含空位单晶γ-TiAl合金拉伸性能的影响（英文）

采用分子动力学方法研究了含空位γ-TiAl合金沿不同晶向下的拉伸性能。通过一系列模拟分析了空位和晶向对力学性能和微观缺陷演化的影响,结果表明:晶向对含有Ti空位和Al空位模型的屈服应力和位错形核机制有明显的影响,在3个晶向上含Ti空位模型的屈服应力高于含Al空位模型。在单晶γ-TiAl合金的拉伸变形过程中,发现位错密度与堆垛层错数目具有相同的变化趋势。此外还讨论了温度对屈服强度的影响,随着温度的升高,材料的极限应力非线性下降,弹性模量明显降低。当温度越高时,晶向和空位缺陷对γ-TiAl合金极限应力的影响越小。     

超细晶/纳米晶γ-TiAl基合金的流变行为研究

摘要：本文采用高能球磨及真空热压烧结方法制备超细晶/纳米晶双相γ-TiAl基合金。将Ti、Al、Nb单质粉末经25h高能球磨配制成名义成分为Ti-45Al-5Nb(at.%) 的纳米级混合粉末。球磨后的混合粉末经真空热压烧结（烧结温度1200℃,压力30MPa,保温保压1h）,原位合成Ti3Al 及γ-TiAl双相等轴状合金组织,烧结组织由小于500nm的等轴γ-TiAl相和纳米晶Ti3Al相组成。利用Gleeble-1500D对合金进行热压缩模拟实验,变形温度为1100℃-1200℃、应变速率10-4-10-2s-1,研究该合金压缩组织及流变行为。研究结果表明：与γ-TiAl合金微米级晶粒组织相比,超细等轴双相TiAl+Ti3Al组织明显降低了流变峰值应力,使其在2-2.5%应变量时就达到最大,流变应力随应变速率的降低和温度的升高而降低。同时建立流变应力本构方程,反映一定条件下流变过程中材料的结构特性。随温度升高γ相的孪生倾向显著增加,形变主要发生在基体γ-TiAl相中,晶界滑移、位错及孪晶为等轴双相γ-TiAl合金的高温形变机制,动态回复和再结晶为其软化制。     

Ta含量对镍基粉末高温合金高温蠕变变形行为和性能的影响

采用FESEM、TEM等实验技术,系统研究了750℃、600 MPa条件下,不同Ta含量的镍基粉末高温合金的蠕变性能和蠕变过程中显微组织和变形行为特征以及合金层错能对蠕变行为的影响.结果表明,随着Ta含量的增加,合金层错能呈非线性关系降低.蠕变变形各阶段的变形行为和位错组态的变化与层错能密切相关.低Ta含量合金层错能相对较高,基体位错a/2<110>滑移被阻止在γ/γ'内界面处,不易发生位错分解,可直接进入γ'相中形成反相畴界(APB)或通过Orowan环弓弯模式绕过γ'相;当合金中Ta含量中等时,合金层错能降低,促进在γ/γ'内界面处基体位错发生分解,产生a/6<112>Shockley不全位错开始剪切γ'相,形成超点阵层错(超点阵内禀层错(SISF)或超点阵外禀层错(SESF))和扩展层错(ESF)进而转化形成形变孪晶,呈现层错和形变孪晶共同强化效应,提高蠕变性能;而高Ta含量合金层错能很低,有利于位错在不同{111}滑移面上同时形成尺寸较宽的扩展层错,并出现相互交结的交叉层错抑制形变孪晶的形成,加快蠕变形变裂纹发展.因此,合金中加入适量Ta能有效降低层错能,提高形成不全位错剪切γ'相能力和形成显微孪晶能力,增加蠕变抗力,有效改善合金蠕变性能.     

基于分子动力学的3D打印TiAl纳米多晶合金变形机制及其温度相关性分析

借助透射电镜观察和分子动力学计算,对3D打印Ti-6Al-4V合金的变形行为及其温度相关性进行了系统研究。结果表明,温度在TiAl纳米多晶体变形机制的竞争中起关键作用。当温度低于800 K,平均晶粒尺寸低于8.3 nm的单相TiAl纳米多晶合金首先出现位错运动,且层错保留在晶粒中并形成交错结构。同时,大尺寸晶粒(≥8.3 nm)为位错运动提供了足够的空间,很少在晶粒中形成层错。在双相TiAl+Ti₃Al纳米多晶合金中,层错的交割是低应变(ε<18.0%)TiAl晶粒的主要变形机制,并且Ti₃Al晶粒保持其初始结构。当ε≥18.0%时,Ti₃Al晶粒中的位错开始运动并形成层错交割。当温度高于800 K时,Ti和Al原子处于高能状态,主要的变形机制与具有非晶结构的滑移边界有关。非晶滑移边界及再结晶结构是双相TiAl+Ti₃Al纳米多晶合金组织变形的最重要特征。     

含空位γ—TiAl合金沿不同晶向拉伸特性研究

采用分子动力学模拟方法研究了含空位缺陷的γ-TiAl合金在不同晶向下的拉伸行为。通过一系列模拟分析了空位和晶格取向对力学性能和微观缺陷演化的影响。结果表明，晶向对Ti和Al空位的临界应力有明显的影响。含Ti空位模型的屈服应力高于含Al空位模型。在单晶γ-TiAl合金的变形过程中，发现位错密度与堆叠错数具有相同的变化趋势。此外，还讨论了温度对屈服强度的影响。随着温度的升高，材料的极限应力呈非线性下降，弹性模量明显降低。温度越高，晶体向和空位缺陷对极限应力的影响越小。     

L1O结构TiAl中超位错分解宽度研究

研究了弹性各向异性、超位分解组态，变形温度及层片界面对L10结构TiAl合金中超位错分解宽度的影响作用。计算结果表明，同弹性各向同性相比，弹性各向异性减小了超位错的分解宽度，并且，使螺型超位错和刃型超位错的分解宽度差别减小。超位错发生三重或四重分解时，形成内禀性层错（SISF）的分解宽度小于其发生二重分解时的分解宽度，非共面分解对超位错的分解 宽度也有一定的影响，随分解位错的Burgers矢量的不同而不同，实验结果表明，温度变化对＜101]型超位错的分解宽度几乎没有影响，显示了剪切模量和层错能随温度变化而具有相同的变化趋势。＜101]型眼位错在γ/γ层片界面附近的分解宽度不同于γ层片内，位错分解位置愈靠近γ/γ层片界面，分解宽度愈窄。     

TiAlSiN涂层对γ-TiAl基合金抗高温氧化性能的影响

采用多弧离子镀的方法在两种γ-TiAl基合金(Ti-46Al-2.5V-1Cr-0.3Ni和Ti-48Al-2Cr-2Nb,原子分数)表面制备了TiAlSiN涂层,研究了样品在800℃下空气中的循环氧化行为。在800℃循环氧化300 h后,γ-TiAl基合金表面都形成了TiO_2和Al_2O_3混合氧化物膜,氧化膜分层;Ti-46Al-2.5V-1Cr-0.3Ni合金表面氧化膜较厚且剥落严重,而Ti-48Al-2Cr-2Nb合金氧化膜较薄,只发生了轻微剥落。表面施加Al、Si含量不同的TiAlSiN涂层显著降低了TiAl基合金的氧化速率,涂层表面氧化膜主要由TiO_2和α-Al_2O_3组成。Ti_(0.5)Al_(0.4)Si_(0.1)N和Ti_(0.5)Al_(0.45)Si_(0.05)N两种涂层样品表面氧化膜薄而致密,涂层未发生明显退化;Ti_(0.6)Al_(0.3)Si_(0.1)N涂层样品表面氧化膜相对较厚。Al含量较高的Ti_(0.5)Al_(0.4)Si_(0.1)N和Ti_(0.5)Al_(0.45)Si_(0.05)N涂层抗氧化性能优于Al含量较低的Ti_(0.6)Al_(0.3)Si_(0.1)N涂层的。TiAlSiN涂层与TiAl基合金之间只发生了轻微互扩散。     

Ti-47Al-5Nb合金高温循环变形后的组织和断裂特征

为研究新一代高Nb含量γ-TiAl合金在低周疲劳过程中双态组织稳定性对应力-应变响应和疲劳断裂过程的影响，测试了Ti-47Al-5Nb合金在总应变控制条件下550℃～750℃温度范围的低周疲劳性能，并观察了循环变形后的显微组织，缺陷特征和断口形貌。结果表明：在550℃变形时所产生的循环硬化缘于不均匀的位错滑移，在滑移带内高密度位错之间产生强烈的相互作用降低了位错的可移动性，滑移带产生的应力集中使裂纹易于沿α2/γ层界面扩展。在650℃和750℃变形时的循环软化则一方面归因于部分α2片层溶解和γ相再结晶，另一方面大量孪晶的激活和位错通过交滑移和攀移克服短程障碍的作用使合金的变形能力提高，同时增加了疲劳过程中的塑性应变累积。疲劳断口特点为等轴γ晶和α2/γ层的穿晶断裂。     

近片层γ-TiAl基合金宏观塑性行为的尺度效应

将近片层-γTiAl基合金视为由等轴γ颗粒和多孪晶PST(polysynthetically twinned crystal)单晶颗粒组成的两相复合材料。基于非均质微极介质塑性理论,构建-γTiAl基合金整体有效微极柔度张量,将传统塑性割线模量法推广到微极材料,建立分析和预测-γTiAl基合金的塑性行为尺度效应的细观力学模型。结果表明:-γTiAl基合金的微结构尺度对其宏观塑性硬化行为存在显著的影响;近片层组织-γTiAl基合金中PST晶体颗粒的尺寸越小,合金中硬相夹杂PST颗粒的体积分数越大,合金材料相应的塑性硬化越明显;微极基体的塑性特征尺度与等轴γ晶粒的平均尺寸大小在同一数量级。     

双态组织TiAl基合金拉伸塑性的断裂力学

探讨了双态组织TiAl基合金中晶粒尺度对合金常温拉伸塑性的影响. 对等温锻造后的γ-TiAl基合金进行了热处理, 获得了含有不同等轴γ晶粒及片层晶粒体积比的双态组织. 采用单轴拉伸实验, 对断口进行分析发现 双态组织的断裂方式是脆性断裂, 在片层区域以穿晶解理断裂为主, 而在以等轴γ区域为主的细晶区以沿晶断裂为主. 通过统计断裂力学分析, 建立了双态组织TiAl基合金拉伸塑性模型, 并得出结论 只有在晶粒半径细化到50μm以下, 才会对拉伸塑性产生较大的影响.     

不同空位浓度γ-TiAl合金剪切过程分子动力学模拟

利用分子动力学分析了不同空位浓度的Al空位和Ti空位对γ-TiAl合金剪切力学性能的影响，重点研究了含空位γ-TiAl合金的温度效应。结果表明，随着空位浓度增加，弹性模量没有太大变化，但剪切强度逐渐减小，且含Al空位γ-TiAl合金的剪切强度要高于含Ti空位γ-TiAl合金。在剪切过程中，材料偏向于离边界更近处的空位处形成位错源，进而向材料内部发射位错，并且出现了类似于宏观材料的颈缩现象。进一步分析了温度对空位浓度为0.5%的γ-TiAl合金剪切强度的影响，发现随着温度的增加，γ-TiAl合金剪切强度总体呈下降趋势。     

淬火工艺对FGH95合金组织结构与蠕变性能的影响

通过蠕变曲线测定及组织形貌观察,研究固溶及淬火工艺对FGH95镍基合金蠕变行为及变形特征的影响。结果表明:固溶后经油浴冷却的合金的组织结构由不均匀的颗粒及γ′相组成,粗大γ′相在边界区域呈不连续分布,边界区域为γ′相贫化区;经盐浴热处理后合金中无粗大γ′相,晶粒略微长大,晶内细小的γ′相弥散分布,粒状(Ni,Ti)C相沿晶界不连续析出;在650℃和1034MPa条件下,经盐浴热处理后合金的蠕变寿命较长,测定出该合金的蠕变激活能为542.07kJ/mol;固溶后经油浴冷却的合金在蠕变期间的变形机制是位错发生双取向滑移,而固溶后经盐浴冷却合金在蠕变期间可形成位错缠结和层错等位错组态,晶界及晶界处不连续析出的粒状碳化物可有效阻碍位错滑移,这是合金具有较高蠕变抗力和较长蠕变寿命的主要原因。     

Y掺杂γ-TiAl电子结构的第一性原理计算

采用基于密度泛函理论的第一性原理平面波赝势方法,计算过渡元素Y在γ-TiAl中占位情况,并优化了Ti_2Al_2、TiAl_2Y、Ti_3Al_4Y、Ti_7Al_8Y及Ti_(15)Al_(16)Y的结构模型,获得以上掺杂体系的几何结构、电子结构、形成能以及电荷布局值从而分析体系的稳定性、成键特性,预测掺杂体系的宏观性质。结果表明:Y元素优先占据Ti位;随Y掺杂浓度增加,晶格畸变逐渐增大,晶体形成能力逐渐变强,Ti(d)-Al(p)中共价性比例先增加后减小,其中Ti_(15)Al_(16)Y的共价性最弱,有利于γ-TiAl改善脆性。     

FGH95粉末镍基合金蠕变期间位错网的形成与分析

采用TEM观察和衍衬分析研究了FGH95粉末镍基合金蠕变期间的位错组态.结果表明,蠕变初期,1/2〈110〉位错在γ基体{111}晶面开动,使位错不断增殖.蠕变稳态阶段,2组不同Burgers矢量的位错可能滑移至同一晶面并相遇,反应后形成六角位错网络,或在不同滑移晶面相交.形成具有四边形特征的位错网络.位错网的形成可降低位错可动性并抑制位错交滑移,提高合金蠕变抗力.蠕变后期变形特征是形变位错在γ/γ′界面位错网损坏处切入γ′相,切入γ′相的位错可发生分解,形成不全位错和层错的位错组态.     

双相层片型NiAl基合金的室温变形及断裂

ＴＥＭ原位拉伸研究表明，尽管双相层片型ＴｉＡｌ基合金中与α２相共存的γ层片相的（１／２）〈１１０］位错具有良好的可滑移性，并在一些γ层片中（１／６）〈１１２］形变孪生也较为活跃，但对变形有贡献的滑移系统及孪生系统数目少是室温塑性差的重要原因。提高多晶体双相ＴｉＡｌ基合金室温塑性的关键在于促使（１／２）〈１１０］｛１１１）以外的滑移系开动。     

新型高性能镍基粉末高温合金拉伸变形行为和机制研究

采用SEM和TEM研究了室温(23℃)和中温(650、750、815℃)下第3代镍基粉末高温合金(FGH98)拉伸变形显微组织、行为和机制。结果表明:含有多模尺寸分布γ′相的合金具有优良的拉伸性能,室温拉伸主要变形机制为位错剪切γ′相形成层错,并在γ′相周围形成位错环,阻碍后续位错运动。中温拉伸变形机制为位错剪切γ′相形成层错和形变孪晶,随着变形温度的升高,形变孪晶增多。给出了a/3112不全位错剪切γ′相形成层错和形变孪晶共存的模型,随着应变量的增加,在连续相邻的{111}滑移面上层错堆积变多,促进连续孪晶的形成,协调了γ和γ′相两相之间的变形,有助于释放两相之间的变形应力和提高合金强韧性。     

双相TiAl基合金γ相中螺旋状普通位错的形成

利用自行开发的精确立体显微术研究了800℃压缩变形2％的双相TiAl基合金γ相中普通位错的空间形态。研究结果表明，同一位错往往并不处于同一晶面，其中一些位错段靠近（111）晶面，另一些则靠近（112）晶面，构成三维螺旋状曲线。普通位错形成这种螺旋状曲绠交滑移的结果，即原先在（111）密排面滑移的螺位错的部分位错段交滑移到（112）非密排面。随着处于不同晶面的位错段的进一步滑移，靠近位错段交界处的位错线方向将发生变化，具有较大刃型分量的部分可通过攀移而偏离（111）或（112）晶面。     

γ-TiAl单晶塑性变形中晶粒转动的CPFEM模拟

基于晶体塑性理论和有限元方法建立适合面心正方结构(L1_0)金属力学行为的细观数值本构关系模型,并利用该晶体塑性有限元(CPFEM)模型对γ-TiAl单晶室温下的单向拉伸试验进行模拟。模拟中拉伸方向分别选取[10](普通滑移),[01](超滑移)、[112](孪生)及任意取向[201]。结果表明:拉伸变形中γ-Ti Al单晶晶粒以中心为转轴发生转动,且取向对其晶粒转动有显著的影响。[10](普通滑移)取向的晶粒转动较小,其余取向的晶粒转动角度相对较大;[10]取向的晶粒,其拉伸阻力较小,进而普通位错容易启动,且拉伸中以普通滑移系的激活为主;其他取向拉伸时,滑移系激活的阻力较大,必须以扭转来调整取向因子从而协调变形,因而表现出显著的晶粒转动。