Fe_3Al－Ti超塑性变形过程中晶粒形态演化规律

对Ｆｅ_３Ａｌ－Ｔｉ合金超塑性变形中不同应变量下的晶粒形态进行了研究。发现Ｆｅ_３Ａｌ－Ｔｉ超塑性行为与连续再结晶有关，随变形量增大，晶粒逐渐细化，但晶粒形状变化不大，并沿拉伸方向有所伸长。ＴＥＭ分析表明，晶粒细化过程与超塑性过程中亚晶界向大角晶界的演化有关。本文对Ｆｅ３Ａｌ－Ｔｉ合会超塑性变形机理进行了初步的探讨。     

Fe3Al基合金超塑性变形过程中位错结构的演化

利用ＴＥＭ研究了Ｆｅ３Ａｌ基合金超塑性变形过程中位错结构的变化。发现变形后晶内位错密度显著降低，且试样变形部位与部的位错结构及密度有较大差异。位错滑动在Ｆｅ３Ａｌ超塑性变形中起重要作用。     

Ni—Al系、Fe—Al系和Ti3Al金属间化合物研究

简要介绍了金属间化合物的熔炼与铸造工艺。论述了Ni-Al系（包括NiAl和Ni3Al)、Fe-Al系（包括Fe3Al和FeAl)及Ti3Al基金属间化合物高温结构材料的研究现状和发展动态,分析了上述合金存在的问题及解决办法,介绍了它们在不同领域的潜在应用。     

Fe3Al基合金高温变形过程中原位再结晶现象

ＴＥＭ及金相分析发现Ｆｅ３Ａｌ在高温变形过程中伴生原位再结晶。Ｆｅ３Ａｌ合金良好的高温塑性与ＩＳＲ有密切的关系，形变产生的晶格位错通过攀移或交滑移形成位错墙，在进一步的变形中，位错墙通过吸收晶内滑移位错增大两侧晶体的位向差，并逐渐向亚晶界和大角晶界演化。     

大晶粒单相Ni-48Al金属间化合物超塑性变形过程中的组织演化

原始平均晶粒尺寸约为200μm的单相Ni-48Al金属间化合物在温度为1025—1100℃、应变速率为1.25×10~(-4)—2.00~10~(-3)s~(-1)范围内呈现超塑性。在1100℃、应变速率为1.125×10~(-3)s~(-1)时,最大延伸率可达188.2％。金相分析表明,超塑性变形过程中晶粒明显细化;电子背散射衍射分析(EBSD)和透射电子显微术(TEM)观察表明,超塑变形过程中形成了大量亚晶界网络,且随变形量增大,亚晶界及小角晶界比例不断增加。亚晶界由位错墙和位错网络构成,不稳定的亚晶界在超塑性变形过程中不断吸收晶内滑移和攀移位错,亚晶界位错密度不断增加,取向差不断增大。伴随亚晶界的滑移和迁移及亚晶的转动,部分亚晶界转变为小角度晶界,并进而转变为大角度晶界,即在超塑性变形过程中发生了连续动态回复与再结晶(CDRR)。     

Fe3Al基合金室温塑性的改善

进行了不同成分、表面状态、相结构，显微结构的Ｆｅ３Ａｌ基合金在真空及气中的温拉伸试验，结果表明，与二元Ｆｅ３Ａｌ相比，本研究Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｓｉ等代位合金元素中，仅有Ｃｒ的添加提高真空室温拉伸伸长率。     

大晶粒Fe_3Al基合金的超塑性

本文研究了大晶粒Ｆｅ_３Ａｌ基合金Ｆｅ—２８Ａｌ—２Ｔｉ合金的高温变形行为。发现该合金在７５０℃到９００℃应变速率为１×１０~（－３）／ｓ时以及在８５０℃一个较宽的应变速率范围内具有超塑性，最佳延伸率可超过５００％。８５０℃不同应变速率下，ｍ值可以从０．２２变化到０．４１金相及ＴＥＭ观察表明变形过程中发生了明显的动态再结晶，并由此导致了大晶粒Ｆｅ_３Ａｌ合金中的超塑性。     

锻态Ti3Al基合金超塑压缩的力学行为及组织演变

Ti3Al基的Ti-24A1-14Nb-3V-0.5Mo(at%)合金为非理想的超塑材料.用超塑压缩方法研究了合金的超塑变形行为,分析了变形量和应变速率对流变应力及组织演变的影响.结果表明所研究合金的最佳超塑变形温度为980 ℃.在980 ℃,2×10-3s-1的条件下,应变速率敏感性指数值为0.55.应变速率对合金超塑压缩时的力学行为和组织演变有显著的影响.     

含Mo的Ni3Al—Fe基合金在900—1100℃空气中的氧化行为

研究了含Ｍｏ的Ｎｉ３Ａｌ－Ｆ３基合金在９００－１１００℃空气中等温氧化行为，利用光学显微镜、ＳＥＭ、ＥＰＭＡ、ＸＲＤ分析了氧化膜的形态和结构。研究表明，含Ｍｏ的Ｎｉ３Ａｌ－Ｆ３基合金由γ和β相组成，对应于γ相的氧化膜由多相组成，合金元素Ｆｅ和Ｍｏ使得γ相的氧化速率增大，氧化膜的粘附性和内聚力下降，其氧化反应激活能为４２．７ＫＪ／ｍｏｌ，Ｆｅ穿过Ａｌ２Ｏ３氧化层的扩散为氧化反应的速率控制步骤。而β相     

金属间化合物大晶粒超塑性变形机理

在所研究的Fe3Al，Fe3Si，FeAl，Ni3Al，NiAl和TiAl等金属间化合物中均发现大晶粒超塑性。显微分析表明，超塑性变形过程中晶粒明显细化；电子背散射衍射(EBSD)技术和透射电子显微学(TEM)分析表明，大晶粒金属问化合物超塑变形过程中形成了大量亚晶界网络，且随变形量增大．亚晶界不断吸收晶内滑动位错，使其位向差不断增大，从而逐渐演变成小角度和大角度晶界，即超塑性变形过程中产生了连续动态回复与再结晶(CDRR)。高温塑性变形是通过位错的滑移和攀移进行的，而亚晶界的迁移、滑动和转动起到协调变形的作用，保持了材料在宏观上的超塑性。     

Ni-20Al-30Fe金属间化合物合金超塑性的研究

研究了金属间化合物合金Ni-20Al-30Fe的超塑性行为及其机理.结果表明,该合金的显微组织由β相和γ/γ′相组成;在1023-1253 K,1.67×10-4-3.34×10-3 s-1拉伸变形时,合金呈超塑性,最大伸长率可达469%.SEM分析发现超塑性变形试样的断口呈韧性特征,在断裂区有不均匀分布的空洞存在.     

Fe_3Al基合金超塑性变形过程中位错结构的演化

利用ＴＥＭ研究了Ｆｅ_３Ａｌ基合金超塑性变形过程中位错结构的变化。发现变形后晶内位错密度显著降低，且试样变形部位与柄部的泣错结构及密度有较大差异。位错滑动在Ｆｅ_３Ａｌ超塑性变形中起重要作用。     

Ti3Al基合金的拉伸形变和断裂

测试了三种显微组织Ｔｉ３Ａｌ基合金的室、高温拉伸性能；并用ＳＥＭ和ＴＥＭ详细观察样品的形变和断裂特征，结果发现，材料的力学性能与断口和位错组态的变化密切相关，随实验温度升高，强度降低，延性增加；随固溶温度提高，强度增加，延性降低，三种组织室温拉伸均为解理断裂，温度呈现解理与沿晶混合断裂。     

添加Nb对LI2型Al3Ti—8Mn基合金的相组成影响

在单相Ll2结构Al67Mn8Ti25金属间化合物中加入少量Nb（0．5at％～4．0at％）,并相应调整Al,Ti含量后,其组织变化显著。在邻近Al－Ti－Nb-8Mn四元系Al3Ti－8Mn区域设计了32种实验合金,随Nb加入量的变化,其结构除单相Ll2外,尚有Ll2＋A12Ti,L12＋DO22,LI2＋LI0,Ll2＋Al2Ti＋DO22和Ll2＋Al2Ti＋Ll0等5种复相或多相组织。Nb含量一定,随Al／Ti比的降低,会导致片状或网纹状Al2Ti组织析出,Nb含量较高时会进一步促使波纹或针片状Ll0TiAl相的形成。初步制定了Al－Ti－Nb-8Mn四元系邻近Al3Ti-8Mn区域的室温相组成图。     

大晶粒含钛Fe—36.5Al基合金的超塑性研究

通过对未加Ｔｉ及加有不同量Ｔｉ的Ｆｅ－３６．５Ａｌ基合金的高温变形行为的研究，发现加Ｔｉ的合金在９００－１０００℃，初始应变速率为２．０８×１０＾－４－８．３３×１０＾－２ｓ＾－１范围内比未加Ｔｉ的ＦｅＡｌ合金的延伸率有较大幅度提高，且应变速率敏感性指数ｍ值普遍超过０．３。     

Fe3Al金属间化合物的高温抗氧化性能

当温度超过１０００℃时,二元ＦｅＡｌ的抗氧化性能随温度上升而争剧下降,对１２００℃氧化试样的ＳＥＭ分析发现试样表面存在晶须状氧化物,氧化层与基体的界面上有大量的孔洞。微量的Ｃｅ加入Ｆｅ３Ａｌ可显著地改善合金的抗氧化性能,在１２００℃长时间氧化后,含Ｃｅ的Ｆｅ３Ａｌ试样表面平整致密,且无氧化物剥落,其抗氧化性能比不含Ｃｅ的合金提高了一个数据级。