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．     

Ta含量对镍基粉末高温合金高温蠕变变形行为和性能的影响

采用FESEM、TEM等实验技术,系统研究了750℃、600 MPa条件下,不同Ta含量的镍基粉末高温合金的蠕变性能和蠕变过程中显微组织和变形行为特征以及合金层错能对蠕变行为的影响.结果表明,随着Ta含量的增加,合金层错能呈非线性关系降低.蠕变变形各阶段的变形行为和位错组态的变化与层错能密切相关.低Ta含量合金层错能相对较高,基体位错a/2<110>滑移被阻止在γ/γ'内界面处,不易发生位错分解,可直接进入γ'相中形成反相畴界(APB)或通过Orowan环弓弯模式绕过γ'相;当合金中Ta含量中等时,合金层错能降低,促进在γ/γ'内界面处基体位错发生分解,产生a/6<112>Shockley不全位错开始剪切γ'相,形成超点阵层错(超点阵内禀层错(SISF)或超点阵外禀层错(SESF))和扩展层错(ESF)进而转化形成形变孪晶,呈现层错和形变孪晶共同强化效应,提高蠕变性能;而高Ta含量合金层错能很低,有利于位错在不同{111}滑移面上同时形成尺寸较宽的扩展层错,并出现相互交结的交叉层错抑制形变孪晶的形成,加快蠕变形变裂纹发展.因此,合金中加入适量Ta能有效降低层错能,提高形成不全位错剪切γ'相能力和形成显微孪晶能力,增加蠕变抗力,有效改善合金蠕变性能.     

Ti-Al合金γ/α2界面结构及拉伸变形行为的分子动力学模拟

采用分子动力学方法,通过考察共格和半共格界面,发现体系总能量随两相厚度比变化,得到2种界面相互转变的临界片层厚度;对不同片层厚度的Ti-Al合金进行垂直界面的拉伸加载,发现共格界面的屈服强度高于半共格界面,断裂行为随γ和α_2相的厚度比变化。塑性变形首先发生在γ相一侧,形成Shockley偏位错,进而通过剪切传递方式穿过γ/α_2界面,激活a2相的锥面层错;γ/α_2界面为后续的位错和孪生提供形核点。     

二元调幅分解型合金扩散偶中自组装片层组织的生长现象（英文）

采用耦合弹性场的相场法对调幅分解型合金扩散偶中的片层组织生长现象进行研究,通过考虑浓度起伏和弹性各向异性模拟二元调幅分解型合金扩散偶中的组织演化。模拟结果表明:即使在较大的弹性各向异性条件下,周期性层片组织的层数随着初始浓度起伏的增大而减小。片层组织生长的主要原因可归结于初始界面化学势的不连续所引起的定向扩散。     

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。     

离子渗氮层中γ′-Fe_4N相内位错环和层错类型的研究

用透射电镜衍衬方法测定了稀土催渗离子渗氮层中γ'-Fe_4N相内位错环及层错的类型。结果表明,位错环为b=1/3[111]空位型,其形成原因是:在离子渗氮过程中,高能离子的持续轰击导致大量空位点缺陷的产生,随后空位聚集成空位片,最终崩塌形成位错环;而层错类型为抽出型,其两边的不全位错是1/6(112)型Shockley不全位错,它们是由全位错1/2[110]=1/6[121] 1/6[211]反应分解形成的。     

FGH95粉末镍基合金组织结构对蠕变机制的影响

通过对热等静压态FGH95合金进行完全热处理、组织形貌观察、点阵常数测定和蠕变曲线测定,研究了FGH95镍基合金的组织结构和蠕变机制.结果表明:合金经热等静压成型后,粗大γ′相沿原始颗粒边界不连续分布,经高温固溶和时效处理后,晶粒尺寸无明显变化,粗大γ′相数量减少,且细小γ′相和MC碳化物在合金中弥散析出,可提高合金蠕变抗力,同时由于γ′相形成元素A1、Ti溶入基体,经XRD谱线测定,γ′相的平均点阵常数减小,而γ体相平均点阵常数增加,致使γ/γ′两相晶格错配度减小;在实验温度和应力范围内,测得合金的蠕变激活能为630.4 kJ/mol.在蠕变期间,FGH95合金的蠕变机制是位错在基体中运动或剪切γ′相,其中,蠕变位错以Orowan机制绕过γ′相,而＜110＞超位错切过y′相发生分解形成(1/3)＜112＞超肖可莱不全位错+层错的位错组态.     

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。     

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］     

新型镍钴基高温合金拉伸性能和变形机制研究

采用SEM、EBSD和TEM研究了室温（25℃）和中温（650、700和750℃）下新型镍钴基高温合金力学性能及其变形机制。结果表明：室温下,合金的屈服强度和延伸率分别是1176 MPa和22.5%,主要的变形机制为大量位错发生滑移,不全位错切割γ′相形成孤立层错。当温度达到650℃时,观察到微孪晶切割二次γ′相和γ基体,以连续层错切割二次γ′相和γ基体变形为主。在700～750℃时,以连续层错和微孪晶同时切割二次γ′相和γ基体为主,并且层错的长度和微孪晶的厚度随温度的升高而增加。650～750℃范围内,切割一次γ′相的机制从APB转变到孤立层错。讨论了中温条件下变形机制随温度的变化以及微孪晶、层错等的形成机制。其中给出了a/6<112>不全位错剪切γ′相形成超点阵外禀层错（SESF）的一种原子互换扩散模型,解释微孪晶的形成过程,为进一步研制高性能水平的新型镍钴基高温合金提供参考。