形变温度对Ti3Al基合金α2相滑移系的影响

利用透射光电显微管，采用双倾双束技术和ｇ．ｂ不可见判据，分析了Ｔｉ－２５Ａｌ－１０Ｎｂ－３Ｖ－１Ｍｏ（ａｔ．－％）合金中α２相（Ｄ０１９结构）在２５－７００℃拉伸形变时的位错类型和滑移系，结果表明：室温位伸形变主要要源于α型位错在棱柱面或基面滑移，如（１１２０）（１０１０），（１１２０）（０００１）；和少量Ｃ＋ａ／２型位错对在棱锥面滑移，如（１１２６）（２０２１）；Ｃ＋ａ／２，型位错密度随形变温提     

钽丝的拉拔及退火织构

对不同拉拔变形程度及不同温度退火后的钽丝织构, 借助极图与现代ＯＤＦ 分析术进行了研究。结果表明钽丝的拉拔织构主要聚集在α取向线上,形成〈１１０〉丝织构,织构组分主要有｛４４１｝〈１１０〉,｛３３２｝〈１１０〉,｛３３４｝〈１１０〉及｛１１５｝〈１１０〉。丝织构的形成与发展的主要特征可用｛１１０｝〈１１１〉位错滑移和轴对称变形的Ｔａｙｌｏｒ 完全限制模型进行解释。两种不同减面率的钽丝具有明显不同的退火织构组分。７７ ％ 冷拉减面率的钽丝退火后具有与拉拔丝基本相同的织构组分, 钽丝发生了原位再结晶。９０ ％ 冷拉减面率的钽丝低温退火后产生同样的效果, 然而经高温退火后出现新的织构组分｛１１１｝〈１１０〉和｛１１１｝〈１１２〉随退火温度的升高而增强, 其形成由定向长大机制控制。     

再结晶退火对Ni_（47）Ti_（44）Nb_9合金冷轧板相组成及板材织构的影响

采用Ｘ射线衍射术和ＯＤＦ研究了再结晶退火对Ｎｉ４７Ｔｉ４４Ｎｂ９合金冷轧板相组成和织构的影响。结果表明，冷轧板材的相组成为Ｂ２＋β－Ｎｂ＋Ｂ１９＇；织构类型为面织构｛００１｝ｐ＋｛１１０｝ｐ再结晶退火期间，马氏体相Ｂ１９＇逆转变为母相Ｂ２，合金的相组成为：Ｂ２十β－Ｎｂ，而再结晶织构为：｛００１｝＜１１０＞ｐ。     

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。     

THE BEHMAVIORS OF (1/2)〈110] DISLOCATIONS IN γ-TiAl SINGLE CRYSTALS

[021]取向的γ—TiAl单晶（Ti—56％Al,原子分数）在－196－1000℃温度范围内压缩变形时主要形变方式为｛111｝（110］普通位错的滑移低温时,（1／2）（110］普通位错大多沿螺型及60°交角两种方向排列,井倾向于成组出现;而在反常屈服温度区域内,（1／2）（110］普通位错大多平行于其螺型方向,且形成许多位错拐点,其数目随温度的升高而增加;在反常屈服峰温以上,普通位错不具有特殊的方向性,且倾向于通过攀移向其它滑移面运动     

充氢Ni_3Al｛110｝型解理断裂原位TEM观察SCIEI

利用ＴＥＭ原位观察技术研究了充氢Ｎｉ_３Ａｌ｛１１０｝型解理断裂裂纹萌生、扩展过程。发现｛１１０｝型解理裂纹的萌生是由于｛１１１｝型主裂纹前端位错塞积产生的局部应力集中造成的，且氢的存在降低了｛１１０｝面的解理能。     

AZ91 Mg-Al合金中β-(Mg_(17)Al_(12))析出相的形态及其晶体学特征

应用透射电镜研究了时效ＡＺ９１ Ｍｇ－Ａｌ合金连续析出相的显微组织形态及晶体学特征。发现四种不同形态和晶体学特征的β－（Ｍｇ１７Ａｌ１２）析出相，其中占绝大多数的是板条状析出相沿基面（０００１）α析出的板条析出相与基体保持Ｂｕｒｇｅｒｓ位向关系，生长方向为［７， ２，９，０］；其晶体学特征与由不变线应变原理预测的完全一致。第二类析出相是以其轴线与基面垂直的六棱柱体，六个棱柱面都是｛１１００｝α／／｛１１０｝β，与基体保持对称性好的Ｃｒａｗｌｅｙ位向关系。另有少量短棒状析出相与基体保持Ｐｏｒｔｅｒ位向关系。实验中还观察到一种未见报道过的位向关系。讨论了形成不同形态和晶体学特征的机制。     

异步轧制对3004名合金变形织构及制耳率的影响

以３００４铝合金为实验材料，研究了异步轧制对该合金的变形织构以及相应的制耳率的影响。实验表明：异步轧制和同步轧制板的主要变形织构是相同的，均为纯铜型织构｛１１２｝〈１１１〉＋｛２１３｝〈３６４〉＋｛１１０｝〈１１２〉，但异步轧制产生的变形织构较同步轧制的强度高，且随异步轧制速比的提高而增加。同时，异步轧制的板材中还出现｛００１｝〈１１０〉织构。另外，在相同压下率的情况下，异步轧制板材的深冲制耳率大     

L12型Al3Ti合金室温变形超位错的分解及计算机图像模拟

利用透射电子显微镜和计算机图像模拟技术研究了ＬＩ２型Ａｌ３Ｔｉ合金室温变形的位错核心结构，结果表明：α（１１０）超位错在｛１１１｝面上分解成两个α／３｛１１２｝型超偏位错，其间为超点阵内禀层错。     

PST双相TiAl类单晶高温变形位错特征

利用透射电子显微镜研究了ＰＳＴ双相ＴｉＡｌ晶体高温变形后的位错组态。发现微孪晶变形、１／２＜１１０］单位位错、＜０１１］超点阵位错、１／２＜１１２］超点阵位错均参与了变形。螺型＜０１１］超点阵位错可在｛１００｝面上分解，构成Ｋｅａｒ－Ｗｉｌｓｄｏｒｆ锁。４００℃，６００℃变形时由１／２＜１１２］位错分解形成的层错偶极子仍然存在，但数量减少。８５０℃变形时未发现层错偶极子，但这时１／２＜１１２］刃型可动位错数量增加。原位加热观察表明，层错偶极子在６５０℃时完全消失。本文讨论了这些位错特征对ＴｉＡｌ合金韧脆转变特征的影响。     

面心立方金属{111}〈110〉滑移和{111}〈112〉孪生平面共生变形？…

将Ｂｉｓｈｏｐ－Ｈｉｌｌ最大功原理拓展于ｆｃｃ金属｛１１１｝〈１１０〉滑移和｛１１１｝〈１１２〉孪生两种机制同时起作用的平面共生变形。研究了不同临界剪切应力（ＣＲＳＳ）之比ξ对各理想取向的屈服应力状态及相应活化系的影响。分析结果表明,当ξ〉１／３ｊｆ ,Ｃ,Ｇ和Ｒｃｕ３种取向共同的活化系均为滑移系,不易孪生：其它５种取向共同的活化系均包括滑移系和孪生系,有孪生倾向。同时分析了取向空间里屈服强度各向     

一种单晶镍基合金蠕变初期的位错组态

利用ＴＥＭ研究了单晶镍基合金平行于应力轴的（１００）晶面拉伸蠕变初期的位错组态,表明：形变特征是错在γ相八面体滑移系中运动,在基体通道中,１／２〈１１０〉型位错运动相遇,发生反应而增殖;由于（１００）晶面的基体通道受压应力,位错运动阻力大,密度小,位错运动多以交滑移和Ｏｒｏｗａｎ弓入方式进行;当受拉应力通道中弓出的位错环经交滑移进入压应力通道后,入口两侧被钉扎,位错可定向弓入成为形貌类似于双端Ｆ－     

Ti_3Al基合金超塑形变的微观观察

Ｔｉ－２５Ａｌ－１０Ｎｂ－３Ｖ－１Ｍｏ（ａｔ．－％）合金在９００－９８０℃温度范围和１×１０~（－３）Ｓ~（－１）拉伸速率下显示了良好的超塑性能，δ＝３８２％．其超塑形变受控于晶界滑动（主要为α_２／α_２晶界滑动），并协调以扩散、位错、位错环和层错机制．扩散协调机制表现为螺旋位错和割阶的攀移，位错协调制主要为的位错的滑移．位错环主要为的切变型位错环，并伴有少量的扩散切变型位错环．     

Al67Mn8Ti25合金的解理裂纹

利用Ｓｔｒｏｈ 位错塞积模型解释了Ｌ１２ 结构Ａｌ６７ Ｍｎ８Ｔｉ２５ 合金室温解理裂纹的萌生。计算表明,位错塞积优先在与滑移面成３５ ．３°方向诱发微裂纹, 导致解理断裂。经室温弯曲断口解理面取向的电子背散射衍射（ＥＢＳＤ） 测试结果验证表明,Ｌ１２ 结构Ａｌ６７ Ｍｎ８Ｔｉ２５ 合金室温解理断裂裂纹优先在｛１１０｝ 晶面萌生     

金属间化合物Al_(67)Mn_8Ti_(25)合金解理能和解理面

用ＥＥＴ 计算了Ｌ１２ 结构Ａｌ６７ Ｍｎ８Ｔｉ２５ 合金的键结构, 键能和主要解理面的解理能。结果表明几种低指数晶面的解理能以｛１１０｝ 晶面为最低, 其值为３ ．１２Ｊ·ｍ － ２ ; 其次为｛１００｝ 和｛１１１｝ 型晶面, 解理能分别为４ ．１７ 和４ ．８７Ｊ·ｍ － ２ 。用电子背散射衍射技术对合金室温弯曲断口解理刻面的晶体学位向进行了测定, 在所测刻面中,｛１１０｝ 刻面约占５４ ％ ,｛１００｝ 和｛１１１｝ 约占３１ ％ 和８ ％ , 其结果与ＥＥＴ 计算结果相一致。可以认为, 解理能低是Ａｌ６７ Ｍｎ８Ｔｉ２５ 合金室温脆性解理的主要原因之一。     

氮强化高锰奥氏体不锈钢的应变硬化行为

研究了２２Ｍｎ－１３Ｃｒ－５Ｎｉ－０．２５Ｎ钢的应变硬化行为。结果表明：变形初期，形变孪晶的形成降低应变硬化指数；随应变增加，先形成的形变孪晶阻碍位错运动和阻碍其它｛１１１｝形变孪晶形成，从而提高应变硬化指数。应变硬化指数ｎ与真应变量ε的关系为ｎ＝ａ·１ｎｅ＋ｂ。晶粒尺寸对ｎ值的影响与应变量有关，当ε＜０．１时，随晶粒尺寸增大，应变硬化指数先降后升；当ε≥０．１时，应变硬化指数随晶粒尺寸的增大而增加。     

｛123｝〈111〉多滑移的屈服顶点

从Ｔｙｌｏｒ－Ｂｉｓｈｏｐ－Ｈｉｌｌ理论出发，系统分析和计算了ｂｃｃ金属在｛１２３｝〈１１１〉滑移系上滑移的单晶屈服面，发现共有３３８种应力状态，并将它们按晶体结构的对称性加以分类。结果表明，所有的屈服顶点共可分为１４组，它们分别活化５，６或８个滑移系，依赖于结晶学上不等价的滑移系组。     

SLIP SYSTEMS AND DISLOCATION DISTRIBUTION CHARACTERISTICS IN α-PHASE OF SUPERPLASTICALLY DEFORMED Ti-6Al-4V ALLOY

本文采用TEM系统操作方法分析了Ti-6Al-4V合金超塑性变形中α相激活的滑移系统。结果表明α相以{0110}〈2110〉和{0111}〈2110〉激活为主,降低变形温度{0001}〈2110〉基面滑移及b=〈1123〉的α+c型位错亦参与变形。大量观察还表明,α相中激活的位错主要分布在三岔晶界、α/α晶界、以及α/β相界附近。     

Ti-45Al-10Nb合金α_2+γ层状结构中的ω相

利用高分辨电镜（ＨＲＥＭ）观察了Ｔｉ－４５Ａｌ－１０Ｎｂ（原子分数,％）合金α２＋γ层状结构中的ω相。发现ω相与α２和γ片层存在着取向关系［０００１］ω／／＜１１２０＞α２／／＜１１０＞γ,｛１１３０｝ω／／（０００２）α２／／｛１１１｝γ．同时,观察到在片层中具有Ｂ８２结构的ω相进一步转变为Ｂ８８结构的ω相．片层中可能存在着α２→ω的直接转变     

密排六方金属的塑性变形

综述了密排六方金属可能的滑移和孪生变形方式。滑移面包括：（０００１）基面，（１１００）柱面和〈ｃ〉型及〈ｃ＋ａ〉型锥面。（１０１２）、（１１２１）和（１１２２）是其主要的孪生类型，在Ｔｉ和Ｚｒ中还可能出现（１０１１）、（１１２４）和（１１２３）型孪晶。进一步分析了塑变过程中滑移和孪生之间的关系。着重讨论了Ｔｉ和Ｚｒ的滑移方式与试验温度之间的关系，其滑移面开动按由易到难的排列顺序为：柱面、锥面和基面