片层厚度对双相TiAl合金力学性能影响的纳米压痕分子动力学研究

为研究纳米压痕过程中片层厚度和γ/α2相界对双相TiAl合金变形行为及力学性能的影响,本文针对5种不同厚度的双相TiAl合金模型,采用分子动力学的方法模拟计算了金刚石压头以垂直于γ/α2相界方向分别压入γ和α2相的纳米压痕过程。结果表明：材料的硬度随片层厚度的减小而增大,当片层厚度减小至7nm时,材料的硬度达到最大值,进一步减小片层厚度时,材料的硬度反而减小。材料的弹性模量也会随片层厚度的变化而改变,与硬度呈现正比关系。此外,在纳米压痕过程中,压头压入γ相时,变形行为以{111}面的层错为主,γ/α2相界会阻碍位错的运动;压头压入α2相时,变形行为以(0001)基面的堆垛层错为主,基面上Shockley不全位错的运动会导致材料表面产生相变,且棱柱面滑移被激活。     

TiAl-Nb合金在近750℃温度区间的蠕变行为

通过蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了铸态TiAl-Nb合金在近750℃施加不同应力条件下的蠕变损伤行为。结果表明,合金的组织由不同取向的层片状γ/α_2两相组成,不同取向层片状组织的晶界为单一γ相。铸态合金在(750℃,300 MPa)蠕变期间的变形机制是位错和孪晶,且位错在层片状γ/α_2两相及孪晶中滑移。随蠕变进行,激活的位错数量增加,当蠕变位错与位错网相遇,可改变位错的运动方向,促进发生位错攀移,减缓应力集中。在蠕变后期,大量位错在近相界区域塞积,引起应力集中,可致使裂纹沿垂直于应力轴的层片状γ/α_2两相界面萌生与扩展,当不同横断面的裂纹通过撕裂棱相互连接,直至发生断裂,是合金在近750℃蠕变期间的损伤与断裂机制。     

Al含量微调对TiAl合金组织及压缩力学性能的影响

研究了Al含量对TiAl合金微观组织及压缩力学性能的影响,并分析其破坏机理。研究发现,Al含量对TiAl合金微观组织影响显著。通过真空自耗电弧冶炼方法制备的Ti-44.1Al(原子分数,%)合金的组织为全层片组织,层片团粗大,呈现柱状晶特征;而Ti-47.3Al合金的组织为双态组织,三维连通的网状γ相将粗大的铸造组织分割成细小的层片团。力学性能研究发现,与Ti-47.3Al合金相比,无论是在准静态还是动态压缩加载条件下,Ti-44.1Al合金都表现出较高的屈服强度,较低的抗压强度以及较差的塑性变形能力。破坏机理分析表明,准静态压缩加载条件下,在Ti-44.1Al合金中,微孔在γ/α_2层片团的α_2相中萌生并聚集形成裂纹;而在Ti-47.3Al合金中,微孔同时在γ/α2层片团中α_2相中以及三维连通的网状γ相中萌生,微孔聚集形成裂纹并扩展;动态压缩加载条件下,在Ti-44.1Al合金中,在γ/α_2层片团中存在大量的α_2相与γ相的相界,由于加载时间短,在相界处易引起位错塞积而导致应力集中,致使微裂纹在相界处迅速萌生并扩展;而在Ti-47.3Al合金中,微裂纹不仅在γ/α_2层片团中α_2相与γ相的相界处萌生,同时也会在三维连通的网状γ相中迅速萌生并扩展,直至材料破坏。     

INTERFACIAL CHARACTER OF PRIMARY α_2/γLAMELLAE FOR γ-TiAl-BASED(α_2+γ) TWO-PHASE AllOY

利用金相法及TEM研究了γ-TiAl基（γ十α2）双相合金初生（α2／γ）片层形成过程中的界面特征及形成方式．发现合金中初生α2／γ片层组织是通过α→αss2→α2＋γ或α→α＋γ→α2＋γ相变方式形成的．γ片层的析出是通过在原α或αss2晶界处形核,以体积扩散控制的台阶机制生长,1000℃时γ片层的伸长速度约为（1．0—3．33）×10(-7)m／γ．并确定初生α2／γ界面为半共格,估算α2／γ界面能约为0．274J／m2．     

TC4钛合金连续热变形过程中的组织及取向演变

利用扫描电镜和背散射电子衍射技术等分析方法,研究了TC4钛合金在连续热变形过程中的组织和取向演化。结果表明:随着应变量的增加,初生α相所占比例明显降低;长条状初生α片层发生球化,尺寸也有一定程度的下降,片层β相厚度减小;Burgers取向关系偏差角度变大。进一步的半定量分析表明,在真应变ε为0.5~0.6时界面能达到最大值,共格界面消失。与此同时,Burgers取向关系的角度偏差也在相同的应变量范围下达到15°,界面完成由半共格界面向非共格界面过渡。     

γ/α 2 相界面对TiAl合金超音速微粒轰击影响的分子动力学模拟

为探究γ/α₂相界面对TiAl合金在轰击过程中的变形机制和轰击后力学性能的影响,通过分子动力学来模拟超音速微粒轰击双相TiAl合金的过程。结果表明：γ/α₂不同厚度比模型的冲击变形机制不同,变形主要集中在γ相和界面处。随着γ相厚度的减小,与相界面接触的位错首先被界面处的失配位错网络吸收,然后在相界面处成核,最终穿过相界面进入α₂相。冲击过程中产生的位错以Shockley位错为主,试样中形成了不完全层错四面体。冲击之后分别使用单轴拉伸模拟和纳米压痕模拟,测定了试样的强度和表面硬度。拉伸过程中相变、孪晶和层错是不同厚度比试样的主要变形机制。与其他试样相比,厚度比为1:3的双相TiAl合金在冲击后具有最高的屈服强度、硬度和弹性模量。     

铸态TiAl-Nb合金的组织结构与蠕变性能

通过蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了铸态TiAl-Nb合金在近890~910℃温度区间的蠕变行为。结果表明,铸态TiAl-Nb合金的组织结构主要由层片状γ/α_2两相组成,不同取向γ/α_2两相层片状组织之间存在不规则锯齿状形态的晶界,该锯齿状非层片晶界由单一γ相组成。在高温蠕变期间,合金具有较好的蠕变抗力和较长的蠕变寿命;合金在蠕变期间的变形机制是大量位错以位错列的形式剪切层片状γ/α_2两相,其中,大量位错在基体中滑移,发生反应可形成位错网,可促进位错的攀移,减缓应力集中,改善合金的蠕变抗力。与α_2-Τi_3Al相比,γ-TiAl相有较弱的强度。因此,蠕变期间合金中的裂纹易于在与应力轴呈45°角、且与层状结构相平行的晶界处萌生与扩展,直至蠕变断裂是合金在蠕变期间的断裂机制;其中,与层状结构相平行的断口呈光滑表面,而与层状结构呈一定角度的断裂表面存在撕裂棱,为较高强度的α_2-Ti_3Al相阻碍裂纹扩展所致。     

Ti-43Al-4Nb-1.5Mo合金包套锻造与热处理过程的微观组织及高温拉伸性能

对Ti-43Al-4Nb-1.5Mo合金进行包套锻造和后续热处理实验,考察了该过程TiAl合金的热变形行为、流变软化机制以及热处理参数对微观组织和力学性能的影响。结果表明,TiAl合金包套锻造过程的高温流变软化以β相协调变形、片层相变分解、g相内位错滑移以及孪晶诱导的动态再结晶为主,最终组织为残余α_2/γ层片和等轴α_2、γ、B2相的混合组织。随热处理温度的升高,热变形组织由残余α_2/γ层片和多相混合组织转变为α_2/γ层片+γ相组织,在较高的温度下(1300℃)转变为全层片组织。其中,B2相随着溶质扩散程度的增加逐渐消失,残余层片组织发生分解转变为等轴α_2/γ层片团,同时发生γ→α转变,形成全层片组织。对热等静压、锻态和热处理试样的高温(800℃)拉伸性能进行比较,经热处理后获得的全片层组织具有最佳的综合性能,抗拉强度为663 MPa,延伸率达到26%。分析该样品的断裂行为可知,由于存在层片扭曲拉长、微孔钝化以及裂纹曲折延伸的断裂机制,全层片组织具有良好强度-塑性的综合力学性能。另外,热加工过程中(高温)bcc结构B2相能够协调变形,但服役条件下硬脆的B2相作为裂纹源容易引起裂纹萌生,对力学性能极其不利。因此,TiAl合金在热变形和服役过程中需要对组成相进行严格控制,从而获得良好的力学性能。     

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。     

真空感应熔炼制备Al0.86Ga0.14Nb半导体合金热轧变形行为

选择热轧方法制备AlGaNb合金试样,对此过程的组织结构变化与变形行为进行了分析。研究结果表明:在铸态Al0.86Ga0.14Nb合金中形成了大量片状组织,其尺寸在200～240μm之间,α2/γ片层间距在0.3～0.6μm范围内,片层团晶界区域形成了粒径约为Φ8μm的γ相晶粒;获得了厚度接近1 mm的AlGaNb合金,形成了光滑的界面组织。当片层受到热轧力的作用后,除了发生偏转外,还形成了间距更大的片层,获得了更宽的γ板条,而α2相的宽度减小。最初的变形阶段在片层板条内形成堆垛位错,γ相晶粒内发生了明显的位错塞积;在后续变形过程中,亚结构不断转变为大角度晶界,产生了更多的再结晶晶粒。在Al0.86Ga0.14Nb合金内形成了形态差异很大的孪晶组织,并且宽度均较大,大部分孪晶位于片层组织的晶界区域。     

V_4C_3质点与形变孪晶的交互作用SCIEI

本文利用V_4C_3与γ相双衍射所形成的Moire图,分析了析出V_4C_3质点与基体γ相的界面关系,探讨了V_4C_3对形变孪晶发展的阻止作用。结果表明,V_4C_3与γ相存在半共格关系,在外力作用下,孪晶位错可以进入相界面并转变为界面位错;孪晶位错以绕过或交滑移的方式继续运动。     

离子渗氮层的晶体缺陷和界面结构

采用高分辨电子显微镜研究了离子渗氮层的晶体缺陷和界面结构结果表明,高速离子的持续轰击将导致大量空位点缺陷的产生,空位的聚合形成空位盘,空位盘的崩塌形成扩展位错,层错四面体等晶体缺陷ε(Fe_(2-3)N)和γ'(Fe_4N)相界面平直、共格,且具有:(111)∥(0001)_ε,[110]γ'∥[1120]_ε的取向关系     

Ti_2AlN/Ti-48Al-2Cr-2Nb复合材料在900°C的组织稳定性（英文）

采用XRD、OM和TEM等方法对原位合成Ti_2AlN/Ti-48Al-2Cr-2Nb复合材料在900°C时效过程中的组织稳定性进行研究,并与未增强的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金进行对比分析。研究结果发现,在TiAl合金中,α_2片层变细并发生破碎,且随着时效时间的延长变得不连续。以α_2板条平行分解和破碎为特征的α_2片层向g的分解导致片层结构退化。而在复合材料中,在900°C时效100 h,片层结构保持相对稳定。除了片层平行分解和细小的氮化物沉淀外,没有发现α_2片层破碎。复合材料较好的组织稳定性主要与α_2/γ界面上的Ti_2AlN颗粒沉淀有关。Ti_2AlN相的析出对延缓复合材料基体片层组织粗化具有重要作用。     

L1_0结构TiAl中超位错分解宽度研究

研究了弹性各向异性、超位错分解组态,变形温度及层片界面对Ｌ１ｏ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]型超位错在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．     

α2相滑移系对γ-TiAl基多孪晶晶体屈服强度的影响

基于γ-基多孪晶晶体微结构及滑移系和形变孪晶空间晶体学位向分布的变形机制,提出了分析晶体屈服应力对外载轴和片层界面夹角间的依赖关系及影响因素的细观力学解析模型.分析了α2相中柱面和锥面上滑移系的启动对多孪晶晶体屈服应力的影响.模拟计算和分析结果表明:当θ=0°时,位错滑移方向跨越片层界面,α2相中柱面滑移系开动;当θ=45°时,滑移方向平行片层界面;当θ=90°方向时,γ相中与片层界面斜交的孪晶开动,而α2相中锥面滑移系由于其临界剪切应力(CRSS)很大而并不开动.多孪晶晶体中孪晶与普通位错、柱面与孪晶及锥面与柱面之间的CRSS比值关系可确定为k:e:z=1:3:18.     

内燃机用Ti-42.5Al-4Nb-1Mo-0.2B合金高温组织研究

热处理可以有效细化Ti-Al合金晶粒,改善微观组织,提高性能。通过微观组织分析研究热处理温度对内燃机用Ti-42.5Al-4Nb-1Mo-0.2B合金组织的影响。结果表明:合金在铸态下主要为片层状组织形貌,合金组织中的B2相和γ相以混合状态存在。淬火组织内大块γ相已经全部消失,B2晶粒内只存在数量较少的细小棒状α_2晶粒。在高温状态下合金组织内存在大量β相,温度越高越易发生动态再结晶。随变形温度的升高,合金γ相的数量明显减少,γ相开始析出α_2相层片结构,生成α_2/γ片层状组织,同时也有一部分γ相全部转化为α_2相。     

热处理对快速凝固Ti-48Al-4Cr合金组织的影响

采用单辊旋淬快速凝固设备制备了Ti-48Al-4Cr(at%)薄带,并在真空封装后进行热处理,研究了热处理对快速凝固Ti-48Al-4Cr合金组织演变的影响。结果表明,快速凝固Ti-48Al-4Cr合金凝固基体为等轴的γ相,基体中含有少量的B2相、α_2相颗粒和片层组织;经723℃保温1 h空冷后,亚稳的α_2相颗粒失稳,但片层组织仍然比较稳定;热处理温度升高至932℃时,片层组织中的杆状α_2相开始按照"瑞利"分解失稳,分解成大量短杆状或者颗粒状的α_2相;在995℃保温1 h以后,基体中已较难发现片层组织存在,但存在着排列方向相同的棒状α_2相,同时在等轴γ相晶界处发现了数量较多的颗粒状B2相。     

Ti-55531合金变形及断裂行为的原位SEM分析

采用原位SEM拉伸方法对比分析了Ti-55531合金片层和双态组织静载下的变形及断裂行为。结果表明,静载下α相的特征参数对该合金的形变、裂纹萌生及扩展有强烈影响。片层组织中粗大次生αs片较软,αs片最先变形促进位错滑移,位错运动至次生αs和残留βr的界面处堆积,塑性变形导致局部应力集中促进裂纹萌生,并沿αs/βr相界面扩展。双态组织中初生等轴αp是相对最软相且尺寸较大,位错滑移自由程较大,易启动多系滑移,αp内不同位向的滑移线交割促进应力集中,部分位错在αP/βtrans界面处堆积产生应力集中,两者导致微裂纹萌生于αp内及αp/βtrans界面,并沿αp/βtrans界面和αp聚集处扩展。     

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。     

铜包铝复合材料界面金属间化合物及形成机理（英文）

采用垂直充芯连铸工艺制备了直径为12 mm、铜层厚度为2 mm的铜包铝复合材料。通过SEM、XRD和TEM对界面金属间化合物的种类和形态进行了研究。研究结果表明,Cu_/Al界面主要由层状γ_1(Cu_9Al_4)相、胞状θ(Cu_Al_2)相和α(Al)+θ(Cu_Al_2)共晶组成,特别是在界面组织中观察到残留的针状Cu_3Al_(2+x)相。通过比较γ_1(Cu_9Al_4)和ε_2(Cu_3Al_(2+x))的形核驱动力,证明了ε_2(Cu_3Al_(2+x))相优先在界面处形成。此外,完整揭示了铜包铝复合材料界面形成机理。