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1.  TiAl基合金微观变形及显微结构对屈服应力的影响  
   杨晓华 梁伟《有色金属》,2000年第52卷第3期
   分析了全层片多晶体TiAL基合金的几种可能的微观变形模式及显微结构对屈服应力的影响。在此基础上推导出全层片多晶体TiAl基合金室温下应力和晶粒 d以及层片间距的关系,可表示为:σr=σ0+KyL^-1/2+K3c.dc^-1/2。其中晶凿尺寸对屈服应力的影响比层片间距显得多。    

2.  层片状双相TiAl合金拉伸与压缩变形行为差异  被引次数:3
   姚可夫  乾 晴行  山口正治《金属学报》,2000年第36卷第3期
   本文研究了层片状双相TiAl合金的室温拉伸压缩变形行为与断裂行为,发现在拉压变形条件下,其室温塑性有显著差异.并且这种差异与裂纹扩展路径有关.在室温拉伸与压缩变形时,该合金的拉压屈服应力随外载与层片界面间的夹角φ的变化趋势一致,而拉压断裂应变εf随夹角φ的变化趋势正好相反.外载与层片界面垂直时(φ=90°),拉伸断裂应变最小(εf≈0);压缩断裂应变最大(εf≈38%).夹角φ减小时,拉伸断裂应变增加,压缩断裂应变减小.在拉、压变形时裂纹的扩展路径不同.    

3.  TiA1 基合金微观变形及显微结构对屈服应力的影响  
   杨晓华  梁伟  杨德庄《有色金属》,2000年第52卷第3期
   分析了全层片多晶体TiA1基合金的几种可能的微观变形模式及显微结构对屈服应力的影响。在此基础上推导出全层片多晶体TiA1基合金室温下屈服应力和晶粒直径d以及层片间距λ的关系,可表示为σ    

4.  Ll_0型TiAl金属间化合物的高温形变行为  
   郝士明  郑占青《金属学报》,1990年第26卷第3期
   研究了Ll_0型TiAl金属间化合物的高温压缩变形行为及再结晶组织,结果表明,与该化合物的单晶一样,多晶体的压缩屈服应力σ_(0.2)也具有正的温度依存性。流变应力与变形温度、应变速率之间较好地符合ε=A·σ_p~nexp(-Q/RT)关系。控制变形温度和应变速率,使合金的流变应力小于脆断应力时,不仅可以顺利实现TiAl基合金的高温塑性加工,而且在形变量合适时,可以获得晶粒明显细化的再结晶组织。    

5.  超塑性TiAl基合金的显微组织特征  被引次数:1
   周科朝 黄伯云《稀有金属材料与工程》,1998年第27卷第6期
   采用金相显微镜,扫描电镜和透射电镜,对超塑性拉伸变形后的Ti-11Al-3Cr-0.5Mo(质量分数)合金的显微组织进行了观察和分析。研究发现,TiAl基合金在超塑性变形过程中发生了动态再结晶现象,动态再结晶使晶粒显著细化。透射电镜观察结果表明,γ晶粒内有位错运动,位错运动导致γ晶粒内形成位错墙,位错网。这些显微组织特征与TiAl基合金的超塑性变形机理有着密切的关系。    

6.  超塑性变形TiAl基合金中的孔洞  
   周科朝 黄伯云《中南工业大学学报》,1998年第29卷第6期
   研究了超塑性Ti-33Al-3Cr-0.5Mo(质量分数,%)合金中孔洞的形成和发展过程及其与合金的断裂之间的关系,研究结果表明 ,TiAl基合金在超塑性变形过程中产生的孔洞有3种类型,它们分别形成于三叉晶界外、晶界上和晶粒内。三叉晶界上的孔洞一般呈V型,而晶界和晶内的孔洞则呈圆形或椭圆,分析认为,孔洞的长大、扩展和聚集是造成TiAl基合金超塑性拉伸断裂的主要原因。    

7.  包套轧制制备TiAl基合金板材的研究  
   张俊红  黄伯云  周科朝  李志友  何双珍  刘咏《粉末冶金材料科学与工程》,2001年第6卷第1期
   采用包套轧制技术,在1050℃(炉温)制备了2.7mm厚的TiAl基合金薄板.金相组织分析结果表明,薄板具有均匀、细小的等轴晶组织,平均晶粒尺寸约为3μm.利用模拟平面应变实验研究了外加包套对TiAl基合金轧制时流变行为的影响,揭示了包套轧制提高TiAl基合金热加工性能的机理,结果表明,包套轧制可以降低TiAl基合金变形时的流变应力,延缓流变软化趋势,降低局部流变系数,从而提高TiAl基合金的塑性变形能力.    

8.  含β相的TiAl基金属间化合物组织与性能的优化(英文)  
   邱从章  刘咏  黄岚  刘彬  张伟  贺跃辉  黄伯云《中国有色金属学会会刊》,2012年第11期
   从合金相的结构与相图入手,探讨了B2型TiAl基合金(以γ相为基、含β/B2相的TiAl合金)成分、结构、组织与性能的相关性,分析了β/B2相细化合金的组织和提高材料的高温变形能力的原因,并阐述了B2型TiAl基合金超塑性变形的机理。在TiAl基合金中添加适量的β稳定型元素,形成较稳定的B2结构的有序相,有利于细化晶粒和提高材料的高温变形能力。这种B2型TiAl基合金可通过掺杂微量低序数元素以及随后的热加工工艺提高其综合性能,包括变形能力和高温性能。    

9.  TiAl基合金低温超塑性变形的力学行为  被引次数:9
   张俊红  黄伯云  贺跃辉  孟力平《中国有色金属学报》,2003年第13卷第2期
   采用恒应变速率和应变速率递增实验研究了Ti 48Al 2Cr 0.2Mo(摩尔分数,%)合金在常压空气中的低温超塑性变形力学行为,并且探讨了TiAl基合金的低温超塑性变形机理。研究结果表明,TiAl基合金的变形组织具有良好的空气中低温超塑性变形性能。在t=900℃,ε·=5×10-4s-1时,伸长量δ达到最大值为413%,即使在较低的温度(t=800℃)和较高的应变速率(ε·=1×10-3s-1)下变形,伸长量δ值仍然超过300%。在整个变形区间m值均大于0.3,mmax为0.78。当t>900℃或ε·<5×10-4s-1时,剧烈氧化导致超塑性变形性能的恶化和脆性断裂。在900~950℃之间,TiAl基合金超塑性变形的热激活机制发生转变。实验测得TiAl基合金在800~900℃时超塑性变形的热激活能为Qav=178kJ/mol,这个数值介于γ TiAl的蠕变体积激活能和TiAl基合金的空位迁移能之间,而接近于后者,因此,TiAl基合金低温超塑性变形的速率控制机制是晶界扩散。    

10.  TiAl基合金断裂情况的研究现状及发展趋势  被引次数:2
   曹睿 陈剑虹 等《甘肃工业大学学报》,2003年第29卷第1期
   对TiAl基合金断裂情况的研究现状进行了论述。从显微结构的控制提高其断裂韧性及其它性能,加载率、温度和环境对TiAl基合金的断裂及韧化机理的影响,变形和断裂行为,韧化机理和断裂机理的研究情况等五个方面对前人的工作进行了分析与比较,有助于对TiAl合金的变形为断裂,断裂过程及其韧化机理更进一步的理解。同时进一步提出了TiAl基合金的断裂模型是什么,传统的COD法能否合理地测试TiAl合金的断裂韧性,用什么方法才能更好地评定此类合金的断裂韧性等需解决的问题,并对TiAl基合金发展趋势进行了初步的探讨。    

11.  细晶8.5Nb-TiAl基合金的研究  
   闫蕴琪 王文生 周廉《稀有金属材料与工程》,2004年第33卷第2期
   研制出1种细晶的8.5Nb-TiAl基合金,化学成分为Ti-45Al-8.5Nb-0.3W-0.3B(TAWBY),铸态组织的晶粒度约为25μm。合金中含有一定量的B2 ω相,B2相和ω相的位相关系(110)B2/(0001)ω和[111]B2//[112^-0]ω。同时,对TAWBY合金的变形试样进行了1250℃,1h和1310℃,0.5h真空退火处理,分别获得了DP和FL组织。对2种组织的试样进行了室、高温拉伸和三点弯曲KIC测试,分析了变形TAWBY合金与K5合金等第3代TiAl基合金的力学性能。结果表明,在760℃~870℃下,高温拉伸性能已达到第3代TiAl基合金的性能。    

12.  超细晶/纳米晶γ-TiAl基合金的流变行为研究  
   陈华  裴文  宫学博  段振鑫《稀有金属材料与工程》,2019年第48卷第11期
   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。    

13.  双相层片型TiAl基合金的室温变形及断裂  
   梁伟  李强  杨德庄《金属学报》,1997年第3期
   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.    

14.  双相层片型NiAl基合金的室温变形及断裂  
   梁伟  李强  杨德庄《金属学报》,1997年第33卷第3期
   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。    

15.  γ-TiAl基合金的显微组织与机械性能  被引次数:3
   李向阳  林建国  黄正  陈昌麒《稀有金属材料与工程》,1994年第5期
   简要介绍了γ-TiAl基合金性能与其显微组织的关系以及该合金的变形、断裂、韧化机制,由此归纳出了γ-TiAl基合金的塑化、初化途经。指出,合金化和显微组织的控制是改善该合金性能的重要方法。文章还探讨了γ-TiAl基合金今后的研究工作重点。    

16.  球磨氧化铝晶粒尺寸与显微应变的关系  被引次数:4
   刘新宽  马明亮  席生岐《无机材料学报》,1999年第14卷第4期
   研究了高能球磨氧化铝的晶粒尺寸和显微应变。发现球磨后氧化铝的显微应变(ε)与晶粒尺寸(D)符合逆变关系,即晶粒尺寸越小,显微应变越大。显微应变与晶粒尺寸的倒数成线性关系,在ε~1/D图上出现双斜率。表明球磨不同阶段,显微应变增加的机制不同。    

17.  TiAl基合金的组织演变  
   唐建成  黄伯云  周科朝  刘文胜  刘咏  贺跃辉《材料导报》,2001年第15卷第4期
   针对TiAl基合金是显微组织控制,综述了TiAl基合金中几种常见的组织演变,着重论述了变形TiAl基合金在热处理过程中的晶粒长大及动力学分析,TiAl基合金在冷却时层状组织的形成和全层状TiAl基合金在高温时的非连续粗化这3种组织演变的研究现状和面临的问题。    

18.  GH625合金的动态再结晶行为研究  被引次数:1
   周海涛  刘志超  温盛发  李伟东  周 啸《稀有金属材料与工程》,2012年第41卷第11期
   采用Gleeble-3800热模拟试验机研究了GH625合金在变形温度为950~1150℃,应变速率为0.001~5s-1条件下的热变形特性,并用OM和TEM分析了变形条件对微观结构的影响。结果表明:当应变量很小时,该合金没有发生再结晶,直到应变量达到0.1时才开始有再结晶晶粒析出。随着变形温度的升高,再结晶晶粒尺寸增大,位错密度降低;当温度较低时显微结构中可以观察到孪晶。当变形温度一定时,随应变速率的增大,再结晶的形核率增大且晶粒变小,位错密度变大;而当应变速率较低时,再结晶进行得比较充分,晶粒尺寸较大。根据实测的应力-应变曲线,获得了该合金发生动态再结晶的临界应变εc和峰值应变εp与Z参数之间的关系:εc=2.0×10-3.Z0.12385,lnεp=-6.02285+0.12385lnZ。此外,还采用定量金相法计算出了合金的动态再结晶体积分数,并建立了该合金动态再结晶的动力学模型:Xd=1-exp[-0.5634(ε/εp-0.79)1.313]。    

19.  双相合金超塑性变形晶粒长大的模式  
   张宇东  崔忠圻《材料科学与工艺》,1991年第2期
   由应变促进晶粒长大是双相(α+β)合金超塑性变形中的重要组织效应。晶粒长大的驱动力来自界面滑动而造成的界面能升高。由于双相合金各界面的易动性和迁移性的不同,致使β相以晶界迁移的方式长大;α相以相遇合并的方式长大。两相晶粒的长大规律均符合下式: d=Aε~B+d_0 本文提出一个双相合金超塑性变形晶粒长大模型。    

20.  双相钢变形与断裂特性的研究  
   马鸣图  汪德根  吴宝榕《钢铁研究学报》,1983年第3期
   本文对双相钢的变形和断裂特性进行了研究。用计算机对双相钢单轴拉伸下的变形特性进行了计算,发现双相钢均匀变形阶段存在着双扎特性。根据分析和显微组织的观察结果,本文提出:Ashby-Mileiko综合变形理论来描述双相钢的初始加工硬化和均匀应变硬化特性。用缺口棒四点弯曲法测定了双相钢的解理断裂应力σf;根据解理断裂温度下断口形貌,微裂纹萌生、扩展与显徽组织的关系,得出双相钢的裂纹扩展途径,根据σf与断裂单元的测定结果,得出了σf=0.33 19.33C~(-1/2)的回归关系式,提出了双相钢的解理断裂的应力扩展控制模型。按照综合变形理论和应力扩展控制模型,提高双相钢初始加工硬化速率、均匀延伸和σf的途径是:在保持合理的马氏体体积分数下,降低马氏体岛的直径和铁素体晶粒尺寸,增加马氏体岛中板条马氏体量,尽可能使马氏体岛分布均匀。    

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