TiAl合金全片层组织的热稳定性研究

研究了Al含量、冷却速率和添加硼元素对TiAl合金全片层组织在1150℃的热稳定性的影响。研究表明：Al含量在46％～48％（原子分数,下同）范围的二元TiAl合金的Al含量越高,γ偏析程度越严重,铸造片层组织的热稳定性越差;Ti-48AI合金α单相区固溶处理后炉冷的粗片层组织的稳定性远远优于空冷的细片层组织,空冷细片层组织容易在晶界处发生不连续粗化转变,并且空冷片层晶粒内的魏氏片层（LW）与基体的界面往往与晶界一同成为片层组织发生分解的起始部位;Ti-48A1合金中添加0．8％B因晶界TiB2相的存在能有效抑制细片层组织的晶界不连续粗化,但γ相从TiB2／基体界面和晶界重新形核生长可使片层组织转变为均匀的细晶近γ组织。     

Ti-5321合金热处理过程中α相的析出行为

研究了Ti-5321合金不同热处理制度下的α相析出行为。结果表明:β单相区固溶后的组织为单一的β晶粒组织,α/β两相区固溶后的组织中含有β基体和分布于β基体的初生α相。这两种组织在后续的时效过程中均析出细小针状次生α相,且其尺寸随时效温度的升高而增加,不同的是,β单相区固溶加时效样品的晶界处析出的次生α相的尺寸明显大于晶内次生α相。合金从910℃缓冷过程中α相首先在晶界处析出,随后片层α集束以晶界α相为核心形核并长大,随后的520℃时效过程中析出尺寸细小的针状次生α相。电子背散射衍射(EBSD)分析表明,缓冷过程中,在两侧β晶粒有平行{110}面的晶界上析出一种α相变体,这种变体与两侧的β晶粒均保持Burgers取向关系,以这种变体为形核核心向晶界两侧生长形成片层α相。在两侧β晶粒没有平行{110}面的晶界上会析出多种α相变体,每种变体只与其中一侧的β晶粒保持Burgers取向关系,且会以这种变体为形核核心向与其保持Burgers取向关系的β晶粒一侧生长形成片层α相。     

Ti-Al-Nb-W-B合金不同工艺处理状态的组织演变及钨的作用

采用电子探针观察和分析了不同工艺处理状态下Ti-Al-Nb-w-B合金的背散射组织。结果表明，热处理后，由于合金中的γ等轴晶的数量增多、粒径长大，β（B2）析出相亦增多，合金的微观组织从近层片状组织转变为近双态组织；钨在γ相中的含量较低，且扩散能力很低，对γ晶的等轴化影响不大，不论钨含量（≤0．7％，摩尔分数）为多少，其γ等轴晶的尺寸差别不大；随着钨含量的增多，白色的第二相析出量越多，且优先在仅α2／γ界面和台阶处形核，析出相主要分布在α2相的两端。     

Ti-48Al合金全片层组织的稳定性

研究了Ti 48Al合金全片层组织在 115 0℃时效时的组织稳定性。结果表明 ,140 0℃ ,1h固溶处理后炉冷获得的粗片层组织的稳定性远远优于空冷获得的细片层组织。细片层组织首先在晶界处发生不连续粗化 ,而后粗化片层组织中的α2 相发生溶解并球化 ,从而转变为近γ组织 ;空冷组织中魏氏片层的存在降低了片层组织的稳定性 ,魏氏片层 /基体界面与晶界一同成为片层组织发生分解的起始部位。Ti 48Al 0 .8%B(摩尔分数 )合金的细片层组织因晶界TiB2 相的存在有效抑制了晶界不连续粗化 ,但γ相从TiB2 /基体界面和晶界重新形核生长使片层组织转变为均匀的细晶近γ组织     

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．     

IN-SITU OBSERVATION OF NUCLEATION AND GROWTH OF HIGH-TEMPERATURE δ PHASE DURING AUSTENITE → FERRITE+LIQUID PHASE TRANSFORMATION IN AN AISI304 STAINLESS STEEL

利用共焦激光扫描显微镜原位观察AISI304不锈钢加热过程中高温占相的形核与生长．结果表明，130m-1400℃之间δ相在，γ晶界处优先析出，而δ相在γ晶粒内“爆炸”形成需在1410℃以上；δ相形成主要受控于Ni原子的扩散；提高升温速率有利于δ晶粒细化，促使δ／γ平界面失稳并出现二次枝晶．δ相析出时以非小平面为主，另可见少量的小平面δ晶体；随着相变进行，小平面状δ相呈现出边缘钝化、向非小平面转变的趋势．利用平直界面稳定临界扰动理论探讨了δ相生长界面失稳的机制，并从结晶动力学对δ相生长方式转变的原因进行了分析．     

Cu－Zn－Al合金等温转变产物的形态及其精细结构

通过ＴＥＭ及ＳＥＭ分析研究了Ｃｕ－２５．９ｗｔ％ｚｎ－４ｗｔ％Ａｌ合金在２００～１００℃范围内等温过程中析出相的形态及内部结构的变化。初生α＿１片（贝氏体）有生长台阶，内部无层错。在其生长的第二阶段出现层错，界面处有生长台阶。第三阶段界面弯曲，层错逐渐消失，代之以位错网。片状α＿１逐步转变为块状平衡α相。实验证明，α＿１片的相变特征与各种切变长大机制不符，属扩散控制的台阶长大机制。     

钛合金表面激光熔覆材料研究进展

研究了Ti-45Al-5Nb（at％）和Ti-45Al-5Nb-0．3Y（at％）合金的铸态显微组织。结果表明：稀土Y的添加改变了Ti-45Al-5Nb合金的铸态显微组织，促进了等轴晶粒的形成，极大地细化了晶粒；稀土Y主要富集在等轴晶粒的晶界处，并呈断续网络状分布，还有极少量的稀土呈小颗粒分布在晶粒内部；与Ti-45l-5Nb合金相比，Ti-45Al-5Nb-0．3Y合金除了γ和α2相外，还形成了富集Al和Y的富稀土 相-YAl2相；在合金凝固过程中，稀土Y能够提高TiAl合金的形核率，同时稀土Y在固液界面前沿的富集抑制了初生声相的生长，并且后者对晶粒的细化起主要作用。     

高压凝固Ti-48Al合金片层组织失稳机理

采用高压凝固设备制备了Ti-48Al(原子分数,%)合金,并在真空封装后进行热处理试验,研究热处理工艺对高压凝固Ti-48Al合金的片层组织失稳机理。结果表明,在低于共析转变温度进行热处理时,常压凝固Ti-48Al合金组织中较难发现α_2相颗粒,而高压凝固片层组织界面处已开始析出α_2相颗粒。加热至1280℃进一步确定,相比于常压凝固,高压凝固Ti-48Al合金更易分解,且片层组织中γ相优先分解,长杆状的残余α_2相经历球化长大,这为进一步研究高压下组织与相转变提供了基础,丰富了高压凝固理论。     

B含量对K417G合金凝固过程中组织演变和力学性能的影响

研究了B含量对K417G合金凝固过程中相析出以及铸态组织和力学性能的影响。研究不仅证实了B显著促进元素偏析以及凝固后期(γ+γ')共晶析出,还发现B对K417G合金凝固早期基体γ相的析出和长大具有明显影响。B降低基体γ相的析出温度,抑制γ相的形核,并阻碍γ相生长。当B含量低于0.036%时,由于B降低γ相形核率,导致K417G合金的晶粒组织随B含量增加明显粗化。当B含量增加至0.060%时,尽管B仍然降低γ相形核率,但由于其阻碍γ相枝晶的早期生长,使熔体内部过冷度升高,局部发生晶粒细化。B对K417G合金力学性能的影响决定于硼化物的晶界析出形态,当B含量低于0.036%时,硼化物以颗粒状在晶界析出并对晶界产生强化作用,合金的900℃拉伸性能和900℃、315 MPa持久性能随B含量的增加而显著提高。当B含量达到0.060%时,共晶态硼化物在(γ+γ')前沿析出,导致共晶态硼化物与(γ+γ')的界面显著弱化,拉伸和持久性能显著降低。     

TiAl基合金高温变形行为研究

通过对Ｔｉ－３３Ａｌ－３Ｃｒ－０．５Ｍｏ（ｗｔ％）合金在９００℃高温拉伸时的变形特性、显微组织变化及断口形貌的研究。发现ＴｉＡｌ基合金高温变形主要是通过等轴γ相晶粒内的位错滑移、晶界滑移和层片晶团中层片间的相对滑移来进行的；γ相晶粒在变形过程中发生周期性的动态再结晶并引起流变应力周期性波动；层片状晶团与γ晶粒变形的非协调性导致孔洞在Ｌ／γ界面形核，长大并相互连通使合金最后断裂。     

TiAl合金片层组织的形成与细化工艺及其机理研究

利用金相显微镜、扫描和透射电镜等仪器表征了TiAl合金的片层组织及结构特征,研究了Ti-48Al at%合金片层组织的形成机制和片层组织细化工艺及其机理。结果表明,Ti-48Al合金单级热处理能够得到全片层组织,平均晶粒尺寸约150μm,片层间距约1.30μm。其形成过程是:γ相在α相晶内(0001)面上通过全位错分解成核,通过不全位错滑移、层错区扩展而长大。循环热处理和双温热处理均能将片层晶粒尺寸细化到30μm,片层间距0.90μm,前者的细化机理为相变重结晶细化了α相晶粒,后者细化片层组织的关键在于低温段(α2+γ)两相区热处理形成细小的双态组织。     

Cu—Zn—Al合金等温转变产物的形态及其精细结构

通过ＴＥＭ及ＳＥＭ分析研究了Ｃｕ－２５．９ｗｔ％Ｚｎ－４ｗｔ％Ａｌ合金在２００－４００℃范围内等温过程中析出相的形态及内部结构的变化。初生ａ１片（贝氏体）有生长如阶，内部无层错。在其生长的第二阶段出现层错，界面处有生长台阶。第三阶段界面弯曲，层错逐渐消失，代之以位错网。片状α１逐步转变为块平衡ａ相。实验证明，ａ１片的相变特征与各种切变长大机制不符，属扩散控制的台阶长大机制。     

Ti-1300合金等温时效过程中相结构和组织转变

采用OM、SEM、XRD和TEM等研究了固溶态Ti-1300合金在350~700℃等温时效过程中相结构和组织转变。结果表明,Ti-1300合金在350℃等温时效时,β相基体上开始弥散析出细小的颗粒状ω相,后期ω相消失,出现了片状的α相。亚稳β相的分解方式为:β→ω+β→α+β。在400℃等温时效1 h时,亚稳β相分离出了β′相,继续保温,β′相消失,出现了长针状α相,亚稳β相的分解方式为:β→β′+β→α+β。在500~700℃等温时效时,α相在β晶界和晶粒内亚晶界上快速形核,随着保温时间的延长,晶界α相逐渐向晶内生长为α集束,随着时效温度升高,α相的片层越厚;亚稳β相的分解方式为:β→α+β。     

高压凝固Ti-48Al合金片层组织失稳机理研究

采用高压凝固设备制备了Ti-48Al(at.%)合金,并在真空封装后进行热处理实验,研究热处理对高压凝固Ti-48Al合金的片层组织失稳机理。结果表明,在低于共析转变温度进行热处理时,常压凝固Ti-48Al合金组织中较难发现α₂相颗粒,而高压凝固片层组织界面处已开始析出α₂相颗粒。加热至1280℃进一步确定,相比于常压凝固,高压凝固Ti-48Al合金更易分解,且片层组织中γ相优先分解,长杆状的残余α₂相经历球化长大,本文的研究为进一步研究高压下组织与相转变提供了基础,丰富了高压凝固理论。     

热处理对AZ80镁合金结构及性能的影响

利用环境扫描电镜（ESEM）和透射电镜（TEM）研究了时效温度对AZ80镁合金析出相的影响,测定了析出相／基体的位向关系,分析了不同析出相的析出机理及其对合金性能的影响．实验中观察到β-Mg17Al12析出相的一种新的析出方式一颗粒状卢相沿晶界及孪晶处形核、生长．AZ80镁合金高温（310℃）时效时,析出相为连续析出,呈菱形片状或颗粒状．其中前者在晶内均匀形核生长,与基体的基面平行,对合金性能有一定强化作用;而后者分布于晶界,它的出现大大降低了合金性能．时效温度降低（〈250℃）,将出现不连续析出相,呈片层状,其片层与基体基面平行或垂直,在晶界形核并向晶内生长,随着不连续析出相的生长,将推动晶界向前移动,不连续析出相对合金的性能强化效果较大．     

TiAl基合金的α→γ相变研究进展

综述了ＴｉＡｌ基合金中扩散型α→γＬ析出转变和非扩散型α→γｍ块状转变的研究新,着重阐述了ａ２／γ片层组织的晶体学特征、形成机理的ｒｍ相的形核、生长及有序化转变机制。     

Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al钛合金固溶-时效过程的析出行为研究

通过对Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al钛合金进行不同工艺的固溶-时效处理,采用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)等方法研究了固溶-时效工艺对材料析出行为和力学性能的影响。结果表明：经过980℃×0.5h固溶处理后,组织中出现有大量亚稳态的马氏体α"相,通过随后的时效处理,组织中将析出有不同数量和形态的α析出相,随着时效温度升高或时间增长,析出相数量增多,形态由无规则聚集态向针状转变,析出物的尺寸和间距也增大。材料时效过程中析出大量纳米级弥散分布的α析出相,形成的α/β相界面对位错运动起到阻碍作用,从而提高合金强度,析出相数量越多,越细小,强化作用越大。而塑性主要取决于析出相在晶界上的分布形态和数量,晶界α相的形貌对材料的塑性有重大影响,连续的晶界α相分布会严重损害材料的塑性。     

Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金β晶粒生长及片层组织转变

利用可控冷却速度热处理装置研究了Ti-6. 5Al-3. 5Mo-1. 5Zr-0. 3Si合金β热处理过程中的β晶粒生长及片层组织转变规律。结果表明,合金在β单相区固溶时,随着温度升高和保温时间延长,β晶粒尺寸增大,且加热温度高于1140℃时,β晶粒快速生长。计算了β相区晶粒生长激活能为129. 6 k J·mol-1,并建立了β晶粒生长模型。随冷却速度变化,合金出现全马氏体组织和(α+β)片状组织。原始β晶界在全马氏体组织和(α+β)片状组织中均清晰可见,原始β晶粒呈等轴状特征。(α+β)片以取向各异"集束"形式存在于原始β晶粒内,(α+β)集束内的α片几乎相互平行。(α+β)片层组织特征参数(原始β晶粒尺寸、α片厚度及(α+β)集束尺寸)均随冷却速度降低而增加。α片层可在β晶界和晶内形核,以集束形式生长,但不能穿过β晶界。原始β晶界能对α片层的生长起到约束作用。     

铸造Ti-1100-0.10B合金中原位合成TiB相的显微组织表征（英文）

采用真空感应熔炼技术制备Ti-1100-0.10B合金,并对原位合成TiB相的显微组织特征以及TiB相与Ti基体的界面结构进行系统研究。结果表明:TiB相优先在原始β晶界处析出。TiB相沿[010]方向择优生长形成典型的针状形貌,横断面为六角结构。TiB相与Ti基体的界面非常干净,没有析出相出现。TiB相内部的(100)面上出现大量的堆垛层错,这归因于B原子在TiB晶体结构中的位置以及TiB与Ti基体的晶格错配能。