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］     

共晶NiAl—9Mo合金的超塑性行为

研究了共晶 ＮｉＡｌ－９Ｍｏ合金的超塑性行为及其变形机制．该合金的微观组织由 ＮｉＡｌ以及 ＮｉＡｌ和α－Ｍｏ共晶体组成．在 １３２３－１３７３ Ｋ温度区间,以 ５.５５×１０－５－１．１１×１０－４ ｓ－１的应变速率拉伸变形时,表现出超塑性行为,最大延伸率达到 １８０％,应变速率敏感性指数达到 ０．５６．超塑性的变形机制为初生 ＮｉＡｌ基体的晶界滑动,断裂起源于超塑性变形过程中产生的孔洞．     

定向凝固NiAl—Cr（Mo）—Hf合金微观结构的电子显微学研究

利用ＴＥＭ研究了定向凝固方法制备的ＮｉＡｌ－２８Ｃｒ－５．５Ｍｏ－０．５ｈｆ（原子分数,％下同）共晶合金的微观组织与结构,以了解其复相强韧化机理,共晶合金呈典型的胞状结构,并由层片状Ｃｒ（Ｍｏ）相,ＮｉＡｌ基体,不连续网状分布的Ｈｅｕｓｌｅｒ相ｉ２ＡｌＨｆ组成,ＮｉＡｌ和Ｃｒ（Ｍｏ）相存在固定的立方－立方取向关系,并共同沿（１１１）方向生长,两相间呈半共格界面,并存在三套规则的界面错配们错网,在     

溅射Ni-8Cr-3.5Al纳米晶涂层的抗高温氧化行为

对Ｎｉ－８Ｃｒ－３．５Ａｌ质量分数,％合金及其纳米晶涂层进行了１０００℃空气中高温氧化研究。结果表明：Ｎｉ－８Ｃｒ－３．５Ａｌ纳米晶涂层的抗高温氧化性能优于Ｎｉ－８Ｃｒ－３．５Ａｌ合金。这主要在于Ｎｉ－８Ｃｒ－３．５Ａｌ纳变涂层表面生成了具有分层结构含一连续α－Ａｌ２Ｏ３内层的氧化膜,而Ｎｉ－８Ｃｒ－３．５Ａｌ合金则生成了由Ｃｒ２Ｏ３内氧化物组成的氧化膜。讨论了涂层氧化膜的生成过程。     

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。     

Ni3Al＋Ni7Hf2共晶合金的微观结构及凝固行为研究

利用金相、扫描电镜、透射电镜观察了Ｎｉ３Ａｌ＋Ｎｉ７Ｈｆ２共晶合金的微观组织结构,并利用高梯度定向凝固技术研究了该合金的凝固行为：Ｎｉ－５．８Ａｌ－３２Ｈｆ Ｎｉ３Ａｌ＋Ｎｉ７Ｈｆ２共晶组成,是Ｎｉ３Ａｌ／Ｎｉ７Ｈｆ２共晶复合材料的合适成分。由于不平衡凝固,有害相β－ＮｉＡｌ与金属间化合物Ｎｉ７Ｈｆ２以共晶体的形式存共晶胞间,在一定的温度梯度下,可以通过降低生长速度的方式予以消除。Ｎｉ－５．８Ａｌ     

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。     

超塑性TiAl基合金的显微组织特征

采用金相显微镜,扫描电镜和透射电镜,对超塑性拉伸变形后的Ｔｉ－１１Ａｌ－３Ｃｒ－０．５Ｍｏ（质量分数）合金的显微组织进行了观察和分析。研究发现,ＴｉＡｌ基合金在超塑性变形过程中发生了动态再结晶现象,动态再结晶使晶粒显著细化。透射电镜观察结果表明,γ晶粒内有位错运动,位错运动导致γ晶粒内形成位错墙,位错网。这些显微组织特征与ＴｉＡｌ基合金的超塑性变形机理有着密切的关系。     

Zr65Al7.5Cu17.5Ni10大块非晶态合金的制备及晶化过程

采用直接水淬法成功制备直径５ｍｍ球状Ｚｒ６５Ａｌ７．５Ｃｕ１７．５Ｎｉ１０大块非晶态合金。Ｘ射线衍射、透射电镜检验证明样品完全为非晶态。采用Ｘ射线衍射、差示扫描热分析仪（ＤＳＣ）分析了Ｚｒ６５Ａｌ７．５Ｃｕ１７．５Ｎｉ１０非晶态合金的晶化过程,利用Ｋｉｓｓｉｎｇｅｒ方程求得Ｚｒ６５Ａｌ７．５Ｃｕ１７．５Ｎｉ１０非晶合金的晶化表观激活能。Ｘ射线衍射实验结果表明,Ｚｒ６５Ａｌ７．５Ｃｕ１７．５Ｎｉ１０非晶态合金的晶化是按下面的次序进行的,非晶态合金→体心立方晶相Ｚｒ２（Ｎｉ,Ａｌ）＋非晶相→体心立方相Ｚｒ２（Ｎｉ,Ａｌ）＋体心立方相Ｚｒ２（Ｃｕ,Ａｌ）。     

NiAl和Ni3Al双相合金的超塑性变形

研究了ＮｉＡｌ和Ｎｉ３Ａｌ双相合金在高温超塑性变形行为．结果表明：该合金在９７５至１０２５℃的温度范围及应变速率为１５２×１０（－４）ｓ（－１）时，表现出超塑性变形行为；１０００℃时最大拉伸延伸率为１４９％，此时对应的应力敏感指数为０．３７５．该合金的超塑性形变可用经验公式ε＝Ａσ（２．６７）ｅｘｐ（－３０３０００／ＲＴ）来表示。对拉伸后试样的金相和ＴＥＭ研究表明，合金中ＮｉＡｌ和Ｎｉ３Ａｌ两相在高温能够较好地协同形变，超塑性是由变形过程中发生的连续回复与再结晶过程来实现的．