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。     

全层片组织TiAl基合金的室温断裂及断裂韧性

采用标准试样，测试了全层片组织Ｔｉ３３Ａｌ３Ｃｒ０．５Ｍｏ（质量分数，％，下同）合金的室温断裂韧性（以下简称断裂韧性）。在ＳＥＭ、ＴＥＭ下原位观察了板状和薄膜状合金试样中裂纹产生及扩展的动态过程。发现试样的断裂韧性因层片板条取向的不同而呈现各向异性，α２相层片板条对裂纹的扩展具有阻碍作用并使裂尖发生钝化。基于以上原因，使得层片板条取向呈现随机性的合金试样具有高的室温断裂韧性。     

双相TiAl基合金中,层片间的塑性变形协调机制

研究并讨论了以三类不同孪晶关系存在的，层片间的塑性变形协调机制．结果表明，120°旋转孪晶层片间存在穿越和不穿越层片界面的塑性变形协调机制；两真李晶层片间可协调的塑性变形不穿越层片界面；而两伪孪晶层片间的塑性变形则是不协调的．     

全层状TiAl基合金断裂机理原位观察

通过对裂纹与晶内片层和晶界的交互作用的原位观察,研究了全层状组织TiAl基合金的断裂机制。结果表明：裂纹萌发和扩展方式不仅依赖于片层与拉伸轴的相对取向,还受晶界取向的制约。当片层与拉伸轴成较大角度时,沿片层裂纹扩展是通过主裂纹与沿片层微裂纹的连接及剪切的过程;而当拉伸轴近乎平行片层时,跨片层裂纹依靠对界面分离和跨片层微裂纹这两种形式的微裂纹的连接进行扩展的,纵向交叉晶界有利于断裂韧性的提高,而横向晶界则不利于材料断裂韧性。     

双相TiAl基合金的室温孪生变形机制

研究了Ｔｉ－４８Ａｌ双相合金在室温下以不同压缩量变形后的微观组织结构。试验结果表明，形变孪笺是双相ＴｉＡｌ合金的重要变形机制，孪生系统为「１１１」〈１１２。随着变形量的增加，形变孪晶数量均多，但即使经历较大变形，形变孪晶仍然很薄。     

铸造TiAl合金定向层片组织的室温拉伸性能和断裂行为

评价了常规铸造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr(at%)合金定向层片组织的室温拉伸性能和断裂韧性,并结合断口形貌分析其断裂行为。结果表明:该定向层片组织在承受平行于层片界面载荷作用时,表现出优异的室温抗拉强度和塑性组合,且其室温拉伸塑性可达到3.8%,明显优于其他铸造TiAl合金。其较高的室温拉伸塑性归因于定向层片组织的一致性和穿层断裂区发生较大程度的塑性变形。定向层片组织室温拉伸的主要断裂模式是穿层断裂,断裂起源于层片界面端部垂直于试样表面的TypeⅡ层片区域,而不是层片界面平行于试样表面的TypeⅠ层片区域。其主要原因是TypeⅡ层片具有比TypeⅠ层片低的裂纹萌生和扩展抗力。     

层片状双相TiAl合金拉伸与压缩变形行为差异

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.     

近全层组织γ-TiAl基合金的室温拉伸断裂机理

通过对直缺口近全层组织的扫描电镜原位拉伸实验以及相应的断裂表面观察，结合有限元计算了TiAl基合金近全层组织拉伸的断裂机理。研究表明：许多裂纹在塑性变形前沿着层间起裂和扩展，断裂过程的驱动力是拉应力。在直缺口试样中，许多裂纹直接起裂于缺口根部，并且沿着层间扩展。随着拉应力的增加，主裂纹和新裂纹也可以通过障碍晶粒的穿层解理断裂来连接。通过有限元计算得沿层断裂强度大约为50MPa，穿层断裂强度大约为120MPa。     

金属多晶体塑性变形几何分析及双相TiAl基合金的室温塑性

通过对金属多晶体塑性变形几何分析表明,塑性应变量一定时,扫过单位体积晶体的位错线长度与晶粒尺寸成反比,从理论上证明了单位面积晶界所发射的位错线长度与晶粒尺寸无关,而晶粒间协调变形时晶界凸起或凹陷的畸变量与晶粒尺寸成正比。     

热变形TiAl基合金中非平衡α2／γ与γ／γT片层的精细结构

利用常规和高分辨电镜（ＨＲＥＭ），研究了热形变Ｔｉ４５Ａｌ８Ｎｂ２．５Ｍｎ０．０５Ｂ（摩尔分数）合金中偏离严格取向关系的α２／γ片层与非严格孪晶关系的γ／γＴ片层以及这些非平衡片层界面的精细结构，并提出了这些非平衡片层形成的可能位错反应机制。     

TiAl的室温氢致滞后断裂

TiAl镀Ni-P后可避免阴极腐蚀，氢化物饱和的试样平面应力断裂韧性Kc(H)比空与中的Kc值低约20％，含饱和氢化物试样动态充氢时能发生滞后断裂，这是原子氢引起的，氢致滞后断裂门槛值KIH和Kc(H)的比值约为0．7。     

77K温度下双相TiAl合金的形变机理

利用透射电子显微镜研究了具有近全片层组织的Ｔｉ－４７Ａｌ－２Ｍｎ－２Ｎｂ合金在液氮（７７Ｋ）温度下变形的微观结构。结果表明：在层片内部只存在（１／２）〈１１０］普通位错,但是在γ晶粒内部除了存在（１／２）〈１１０］普通位错外,也存在〈１０１］和（１／２）〈１１２］超位错。另外,在γ晶粒内发现了位错被钉扎后形成的层错偶。说明在该温度下,合金形变不受超位错的运动和层错偶控制,而且受（１／２）〈１１０］     

双相层片型TiAl基合金中γ相的形变孪生

应用ＴＥＭ分析研究了Ｔｉ－４８Ａｌ双相合金在不同温度经不同压缩量变形后的微观组织结构。试验结果及理论分析表明，层片型组织中γ相的形变享生具有选择性，形变孪晶与γ基体层片界面的交线属〈０１」类型；交线为〈１１０」类型的形变孪晶，不论室温，高温，压缩变形时都难以形成。     

DEFORMATION AND FRACTURE MECHANISMS OF TWO－PHASE TiAl－BASED ALLOYS WITH FULLY LAMELLAR MICROSTRUCTURE

ＤＥＦＯＲＭＡＴＩＯＮＡＮＤＦＲＡＣＴＵＲＥＭＥＣＨＡＮＩＳＭＳＯＦＴＷＯ－ＰＨＡＳＥＴｉＡｌ－ＢＡＳＥＤＡＬＬＯＹＳＷＩＴＨＦＵＬＬＹＬＡＭＥＬＬＡＲＭＩＣＲＯＳＴＲＵＣＴＵＲＥＹ．Ｇ．Ｚｈａｎｇ，Ｃ．Ｑ．Ｃｈｅｎ（ＢｅｉｊｉｎｇＵｎｉｖｅｒｓｉｔ...     

钛合金片层组织两相区变形时的流动软化机理分析

钛合金片层组织在两相区变形时流动应力随应变的增加普遍表现为快速硬化和持续软化的特征.为了研究该流动软化的机理,采用等温热压缩实验研究了TC11合金片层组织在温度890—995℃和应变速率0.01—10s~(-1)范围内的热变形行为.理论计算表明α/β片层界面(α片层内孪晶界)产生的Hall-Petch强化效应远大于片层束集边界.TC11合金片层组织高温变形的流动软化机理可归结为硬滑移模式向软滑移模式转变导致Hall-Petch强化效应的减弱.     

TiAl基合金高温形变与退火织构

利用显微组织观察和织构定量分析,研究了Ｔｉ－４９．６Ａｌ－０．１６Ｎｉ－０．１４Ｂ合金９００℃高温锻造有随机后高温退火过程中组织与织构变化。分析了经各种处理后合金的织构,     

一种Al-Li-Zn-Zr合金在室温与低温下的反常拉伸断裂行为SCIEI

本文研究了一种Al-Li-Zn-Zr合金从室温到77K范围内的拉伸性能与断裂行为,结果表明,随实验温度的降低,合金的拉伸极限强度与延伸率均提高,屈服强度基本不变;合金在室温时为明显的穿晶断裂,而77K则主要为沿晶断裂形式;断口附近室温及低温下的变形模式基本相同,但室温时断裂主要与平面滑移有关,而低温时平面滑移倾向大大减弱,此时合金的断裂与位错和晶界的交互作用有关。