α2板条在TiAl合金全层状组织形变和断裂中的作用

通过单轴压缩及TEM原位拉伸研究了全层状TiAl合金（PST晶体）中α2板条的形变和断裂特征。结果表明,全层状TiAl合金中α2相形变和断裂特征与加载方向有关,当片层与加载轴平行时,α2相中的滑移沿柱面进行,微裂纹优先在α2相内（沿柱面）形核;而当片层与加载轴垂直时,形变困难,α2相中的滑移将沿角锥面进行,微裂纹奶容易沿相界面形核、扩展。     

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。     

层状组织对双相TiAl合金裂纹扩展的影响

在ＴＥＭ下原位观察了双相ＴｉＡｌ层状组织对裂纹扩展的影响，发现了裂纹尖端的钝化以及裂纹的扩展方式与裂纹和片层界面的夹角有关。当裂纹接近平行片层界面时，主裂纹前端有微裂纹产生，此时剪切带韧化机制起主导作用。而当裂纹垂直于片层界面以及介于平等我恶性循环之间进，片支界面对扩展裂纹的阻碍，界面滑移造成的裂纹尖端钝化是层状组织韧化ＴｉＡｌ合金的主要原因，依据裂纹形核的位错理论地上述现象进行了分析。     

TiAl基两相合金热形变诱导形成T(Q)型孪晶与α_2薄片的TEM研究

利用常规和高分辨电镜（ＨＲＥＭ），研究了热形变诱导的Ｔｉ４５Ａｌ８Ｎｂ２．５Ｍｎ０．０５Ｂ合金中偏离严格取向关系的α２／γ片层界面结构，以及横过片层的Ｔ（Ｑ）型γ孪晶与α２（Ｑ）薄层优先在这些偏离严格取向关系的α２／γ片层界面上形成的机理。由于其片层界面上较大的应力集中，通过界面上的复杂位错核心反应将导致这些Ｔ（Ｑ）型γ孪晶与α２（Ｑ）薄层的产生。     

TiAl合金增压涡轮断裂分析

某TiAl合金增压器涡轮在超速试验转速达8.6×104r/min时发生断裂失效。通过对失效的TiAl合金增压涡轮及涡轮叶片断口进行宏、微观观察及分析,以确定其失效原因。结果表明：涡轮和涡轮叶片断口的断裂特征主要由沿层断裂及穿层断裂组成;涡轮断裂是从增压器涡轮和涡轮轴颈相连接的圆弧过渡区域处的铸造疏松起源并发生断裂;涡轮断裂失效与层取向、铸造缺陷、圆弧过渡及离心力有关。     

γ－TiAl合金层状组织的转变动力学和粗化行为

研究了Ｔｉ－４７．８ａｔ．－％Ａｌ合金从α相区冷至室温再在双相区时效后，层状组织的转变机理及不连续粗化．层状组织转变过程与时效温度和形成过饱和α＿２单相时的冷却速度有关．建立了层状组织转变的动力学模型．层状组织的稳定性随片间距减小而降低，表现为时效时发生不连续粗化．     

缺口对铸造单一取向层片组织TiAl合金断裂行为的影响

研究了缺口对铸造单一取向层片组织TiAl合金断裂形貌特征和断裂机制的影响。通过对断口进行观察发现,缺口对单一取向的层片组织有较大影响。研究表明,在光滑试样的拉伸过程中,裂纹起源于试样内部,然后迅速扩展至断裂;在缺口试样的拉伸过程中,微裂纹于断口边缘产生,在切应力的作用下扩展、连接形成裂纹稳态扩展区,然后在正应变控制下从裂纹稳态扩展区向裂纹失稳扩展区过渡,同时试样失稳。     

TiAl合金细小全层片组织形成机理

根据对细小全层片组织及其高温转变中间组织的金相和电镜观察分析结果,提出了一种新的双相钛铝合金层片组织形成机理,即γ／α层片结构在α单相区温度下沿γ相基体中不同取向（１１１）惯习面成束形成,而后在冷却过程中转变为层片团细小的γ／α２全层片组织。     

室温变形γ—TiAl基合金中形变孪晶与α2片的交截机制

利用透射电镜在室温变形的γ-TiAl基合金中研究了一种新的形变孪晶与α2片的交截机制.选区电子衍射和矩阵分析结果表明γ基体中的形变孪晶切过α2片时,如果形变孪晶的宽度与α2片宽度相当,则α2片可以通过K1={3031},η1=1/18<10 16>的孪生机制来协调形变孪晶产生的切变.由于α2片与γ基体之间存在(0001)α2∥{111}γ,<1120>α2∥<011>γ的晶体位向关系,α2片的1/18<10 16>{3031}切变矢量等价于形变孪晶的切变矢量1/6<112]{111},因此形变孪晶产生的切变可完整地切过α2片而不需要交截区附近γ基体中其它滑移系或孪晶系开动来辅助协调变形.     

TiAl合金涡轮压缩损伤与拉伸断裂行为

为研究TiAl合金涡轮经压力作用后的组织损伤机制及性能弱化规律,设计了对TiAl合金涡轮先压缩再拉伸的实验方法。利用扫描电镜(SEM)对压缩后的涡轮轴颈表面及内部的滑移和微裂纹进行了分析,并观察了拉伸断口形貌。实验结果表明：随着前期涡轮所受的压力的增大,压缩后的TiAl涡轮剩余抗拉强度逐渐降低,当压力为610 MPa时,剩余抗拉强度仅为86 MPa,强度损失率高达70%。TiAl合金压缩过程中形成了以沿层裂纹为主、穿层裂纹为辅的变形损伤特征。与压缩轴成45°的最大剪应力方向上的沿层裂纹是TiAl合金压缩损伤的主要形式。压缩损伤后的TiAl合金涡轮拉伸断裂均发生在靠近涡轮浇铸冒口侧的细轴颈部位。受压变形后的片层组织中的微小裂纹在随后拉应力作用下继续扩展直至韧带桥被贯穿,小裂纹合并成大裂纹,在断口上表现出沿层和穿层的混合断裂形貌。     

TiAl合金细小全层片组织断裂机理

对多重热处理得来的铸造Ｔｉ－４６．５Ａｌ－２．５Ｖ－１．０Ｃｒ－０．２Ｎｉ（原子分数，％）合金细小全层片（ＦＦＬ）组织断裂韧性试样侧面和断口形貌及裂纹区位错、孪晶结构进行了观察分析．发现ＦＦＬ组织具有和ＦＬ组织相同的断裂特征，即多重断裂和裂尖区充分形变．但层片团尺寸的大幅度减小使得单个剪切带对应变能的消耗减小较多，且使裂纹扩展中总的变形体积减小，从而减弱了剪切带的韧化作用，使ＦＦＬ组织具有相对ＦＬ组织较低的断裂韧性．     

高铌TiAl合金双态组织室温断裂行为研究

通过对高铌TiAl合金双态组织的缺口试样进行原位拉伸、相应的断裂表面SEM观察,研究其拉伸断裂机制和裂纹扩展的动态过程.结果表明,高铌TiAl合金双态组织的断裂模式主要是穿晶解理断裂;合金的断裂过程是主裂纹首先起裂,微裂纹的产生、扩展和连接主裂纹,直至断裂;在裂纹扩展过程中,尖端附近区域范围内的γ相晶粒内易形成微裂纹,为其断裂过程的一个明显特征;对于双态缺口试样,由于晶粒细小,缺口根部出现应力集中,裂纹扩展路径比较平直.     

全层状TiAl合金层片生长及其影响因素

利用光学显微镜(OM)和TEM，研究了全层状TiAl合金的层片间距的影响因素及与各因素的关系。实验结果表明，全层状TiAl合金的层片间距与冷却速度和合金中铝含量有关，层片间距与冷却速度呈反比关系，并随着合金中铝含量的增加而增加。同时，以层片生长的台阶机制为基础，推导出了全层状TiAl合金在连续冷却过程中层片间距的数学表达式，推导结果与实验结果相符。     

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。     

Al—Li合金在慢拉伸条件下的形变与断裂行为

研究了Ａｌ－Ｌｉ合金在单向受力状态下的形变特征与断裂行为，测试了不同时效状态合金的慢拉伸裂纹扩展速率与应力强度因子的关系。结果表明，不同时效合金的范性形变机制、微观断裂模式和慢拉伸裂纹扩展阻力不同，它们视微观组织和晶界性态而异，应变局部化是低塑性的根源。     

合金元素Nb在TiAl高温氧化行为中的作用

研究了Ti-45Al-10Nb(at%)合金在800℃－960℃氧气和空气中的氧化行为，并与Ti-50Al(at%)合金作一对比，表明该合金具有较好的高温抗氧化性能，其氧化增重速率略优于文献报道的铁基耐热不锈钢，发现了Ti-45Al-10Nb合金在空气中的氧化增重速率明显低于在纯氧中的氧化增重速率，X－射线相分析与能谱分析表明氧化产物主要由TiO2与Al2O3组成，但空气中氧化后的氧化产物中含TiN相，认为它是降低氧化速率的主要原因，并且认为合金元素Nb稳定了氧化层中的TiN相，因而提高了合金在空气中的抗氧化性能。     

预形变和时效Al-2.73Li合金的断裂机制SCIEI

本文研究了预先冷形变对Al-2.73Li合金的机械性能和断裂行为的影响。试验结果表明,预先冷形变使合金的加工硬化率和强度提高,相应损失部分塑性。预先冷形变造成不均匀分布的胞状位错结构及晶界无沉淀带加工硬化,乃是导致塑性下降的主要原因。合金的断裂方式为沿晶和穿晶混合型。预形变后时效使沿晶断裂倾向增大。最后探讨了其断裂机制。     

TiAl合金的热加工、组织和性能

采用水冷铜坩埚感应熔炼技术制备了高质量的Ti-43Al-9V-0．3Y合金铸锭,该合金铸态组织为近层片组织结构,层片团簇的体积分数为85％左右,大小约为80μm,块状卢和γ相位于层片团簇边界。层片结构中除了γ和α2相外,还存在少量的口相析出物。Ti-43Al-9V-0．3Y合金具有良好的热加工性能,通过包套锻造和包套轧制技术,成功制备了大尺寸TiAl合金锻饼和国内最大尺寸TiAl合金板材,其尺寸分别为犯60mm×24mm和500mm×300mm。经热变形后,Ti-43Al-9V-0．3Y合金的显微组织明显细化,力学性能得到了显著提高。     

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。     

带缺口的熔模铸造TiAl合金断裂特性的扫描电镜原位观察(英文)

采用感应凝壳熔炼技术和熔模铸造方法制备TiAl合金。在增量加载情况下,采用扫描电镜原位观察技术观察带缺口的熔模铸造TiAl合金试样的裂纹扩展和断裂特性。在拉伸变形的整个过程中,观察并分析裂纹萌生、扩展直至断裂的全过程。结果表明,TiAl合金的断裂机制不仅对于缺口区域附近的微裂纹敏感,而且与层片方向和加载轴的位向有关。当局部应力大于TiAl合金的断裂韧性时,高的拉伸应力就会导致裂纹萌生、扩展直至断裂失效。因此,TiAl合金的塑性和高的拉伸应力导致带缺口的TiAl合金的断裂失效。