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。     

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。     

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。     

Al含量微调对TiAl合金组织及压缩力学性能的影响

研究了Al含量对TiAl合金微观组织及压缩力学性能的影响,并分析其破坏机理。研究发现,Al含量对TiAl合金微观组织影响显著。通过真空自耗电弧冶炼方法制备的Ti-44.1Al(原子分数,%)合金的组织为全层片组织,层片团粗大,呈现柱状晶特征;而Ti-47.3Al合金的组织为双态组织,三维连通的网状γ相将粗大的铸造组织分割成细小的层片团。力学性能研究发现,与Ti-47.3Al合金相比,无论是在准静态还是动态压缩加载条件下,Ti-44.1Al合金都表现出较高的屈服强度,较低的抗压强度以及较差的塑性变形能力。破坏机理分析表明,准静态压缩加载条件下,在Ti-44.1Al合金中,微孔在γ/α_2层片团的α_2相中萌生并聚集形成裂纹;而在Ti-47.3Al合金中,微孔同时在γ/α2层片团中α_2相中以及三维连通的网状γ相中萌生,微孔聚集形成裂纹并扩展;动态压缩加载条件下,在Ti-44.1Al合金中,在γ/α_2层片团中存在大量的α_2相与γ相的相界,由于加载时间短,在相界处易引起位错塞积而导致应力集中,致使微裂纹在相界处迅速萌生并扩展;而在Ti-47.3Al合金中,微裂纹不仅在γ/α_2层片团中α_2相与γ相的相界处萌生,同时也会在三维连通的网状γ相中迅速萌生并扩展,直至材料破坏。     

α2相滑移系对γ-TiAl基多孪晶晶体屈服强度的影响

基于γ-基多孪晶晶体微结构及滑移系和形变孪晶空间晶体学位向分布的变形机制,提出了分析晶体屈服应力对外载轴和片层界面夹角间的依赖关系及影响因素的细观力学解析模型.分析了α2相中柱面和锥面上滑移系的启动对多孪晶晶体屈服应力的影响.模拟计算和分析结果表明:当θ=0°时,位错滑移方向跨越片层界面,α2相中柱面滑移系开动;当θ=45°时,滑移方向平行片层界面;当θ=90°方向时,γ相中与片层界面斜交的孪晶开动,而α2相中锥面滑移系由于其临界剪切应力(CRSS)很大而并不开动.多孪晶晶体中孪晶与普通位错、柱面与孪晶及锥面与柱面之间的CRSS比值关系可确定为k:e:z=1:3:18.     

Ti-55531合金变形及断裂行为的原位SEM分析

采用原位SEM拉伸方法对比分析了Ti-55531合金片层和双态组织静载下的变形及断裂行为。结果表明,静载下α相的特征参数对该合金的形变、裂纹萌生及扩展有强烈影响。片层组织中粗大次生αs片较软,αs片最先变形促进位错滑移,位错运动至次生αs和残留βr的界面处堆积,塑性变形导致局部应力集中促进裂纹萌生,并沿αs/βr相界面扩展。双态组织中初生等轴αp是相对最软相且尺寸较大,位错滑移自由程较大,易启动多系滑移,αp内不同位向的滑移线交割促进应力集中,部分位错在αP/βtrans界面处堆积产生应力集中,两者导致微裂纹萌生于αp内及αp/βtrans界面,并沿αp/βtrans界面和αp聚集处扩展。     

Ti-43Al-4Nb-1.5Mo合金包套锻造与热处理过程的微观组织及高温拉伸性能

对Ti-43Al-4Nb-1.5Mo合金进行包套锻造和后续热处理实验,考察了该过程TiAl合金的热变形行为、流变软化机制以及热处理参数对微观组织和力学性能的影响。结果表明,TiAl合金包套锻造过程的高温流变软化以β相协调变形、片层相变分解、g相内位错滑移以及孪晶诱导的动态再结晶为主,最终组织为残余α_2/γ层片和等轴α_2、γ、B2相的混合组织。随热处理温度的升高,热变形组织由残余α_2/γ层片和多相混合组织转变为α_2/γ层片+γ相组织,在较高的温度下(1300℃)转变为全层片组织。其中,B2相随着溶质扩散程度的增加逐渐消失,残余层片组织发生分解转变为等轴α_2/γ层片团,同时发生γ→α转变,形成全层片组织。对热等静压、锻态和热处理试样的高温(800℃)拉伸性能进行比较,经热处理后获得的全片层组织具有最佳的综合性能,抗拉强度为663 MPa,延伸率达到26%。分析该样品的断裂行为可知,由于存在层片扭曲拉长、微孔钝化以及裂纹曲折延伸的断裂机制,全层片组织具有良好强度-塑性的综合力学性能。另外,热加工过程中(高温)bcc结构B2相能够协调变形,但服役条件下硬脆的B2相作为裂纹源容易引起裂纹萌生,对力学性能极其不利。因此,TiAl合金在热变形和服役过程中需要对组成相进行严格控制,从而获得良好的力学性能。     

TiAl的脆断行为及其组织和氢化物产生的影响

研究了TiAl金属间化合物的组织结构和氢化物含量对屈服强度σ_(ys),解理断裂强度σ_F以及断裂韧性K_(Ic)的影响.结果表明,对单相γ,随等轴晶粒尺寸降低,σ_(ys)和σ_F略有升高,如出现层状结构(α+γ2两相),则σ_(ys),σ_F和K_(Ic)明显上升,氢化物使σ_(ys)上升但使K_(Ic)下降,层状结构的氢脆敏感性要比等轴γ的小. 合金中解理裂纹形核的阻力随着裂纹的扩展而不断增大,呈现稳态扩展,跟踪裂纹的形核和扩展,发现当裂尖塑性区及其变形量发展到临界值后,解理裂纹在塑性区中沿滑移带形核。     

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。     

K4169合金循环加载过程中的微观组织演变

通过熔模精密铸造、循环加载和微观组织表征等方法研究了K4169合金循环加载过程中的微观组织演变特征,重点分析了不同循环周次后Laves相和δ-Ni_3Nb相的变形和断裂特征。结果表明,在室温380 MPa应力幅值循环加载实验中,循环寿命主要取决于显微疏松体积分数,裂纹优先萌生于试样表面的显微疏松位置。Laves相的断裂不受循环周次的影响,在循环加载初期,显微疏松附近的长带状Laves脆性相容易开裂,其内部还产生平行排列的二次裂纹,成为裂纹扩展的敏感区域。δ-Ni_3Nb层片呈现2种变形和断裂特征:沿长度方向的开裂;层片表面滑移和断裂。循环加载初期,显微疏松附近的δ-Ni_3Nb层片容易产生沿长度方向的开裂,而随着循环周次的增加,远离显微疏松的δ-Ni_3Nb层片表面滑移迹线逐渐增多直至滑移断裂。γ-Ni基体在循环加载过程中产生孪生变形特征,导致应变局部化程度加剧,进而使Laves相和δ-Ni_3Nb层片周围产生应力集中。     

750℃热暴露对定向层片组织铸造TiAl合金室温拉伸塑性的影响

研究了大气中750℃,48~300 h热暴露对定向层片组织铸造TiAl合金室温拉伸塑性的影响,并采用拉伸中途卸载、染色渗透后再次加载直至断裂的方法,分析因表面脆性层诱发的微裂纹的形成和扩展行为,以揭示定向层片组织在热暴露后保持更好室温拉伸塑性的原因.结果表明,定向层片组织TiAl合金在750℃热暴露150 h后室温塑性仍大于2.0%,300 h热暴露后尚保持1.0%的水平,其热暴露致脆程度远小于双态组织和其它层片组织.在430 MPa应力下,微裂纹起源于脆性贫Al层,并在后续加载过程中扩展进入基体.此裂纹起到尖锐缺口的作用,约束了材料的塑性变形,导致TiAl合金室温拉伸塑性降低.对于定向层片组织,由于层片界面平行于基体表面,有利于抑制微裂纹在后续加载过程中向基体扩展,从而使合金在热暴露后保持较高的室温塑性.     

高铌TiAl合金在疲劳蠕变作用下的裂纹萌生及扩展

利用SEM原位观察技术研究了近片层Ti-45Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.1Y合金在750℃疲劳蠕变交互作用下的裂纹萌生及扩展行为,循环实验采用在最大拉应力保载的梯形波.结果表明,裂纹主要在片层团界面萌生,裂纹萌生方式包括蠕变空洞和疲劳微裂纹.片层团界面处的微裂纹先通过吞并蠕变空洞或在裂纹尖端应力集中作用下沿片层团界面进行扩展,然后相互连接长大;当裂纹扩展受到不同取向的片层团界面阻碍时,受阻的裂纹开始沿试样厚度方向扩展,且附近伴随出现垂直于载荷方向的微裂纹;最终受阻的裂纹相互连接直至合金断裂.将实验结果与该合金在相同条件下疲劳变形和蠕变变形的原位观察结果进行了比较.结合实验结果建立了高铌TiAl合金在疲劳蠕变交互作用下裂纹萌生及扩展示意模型.     

不同组织TA15钛合金等温拉伸微裂纹扩展规律的有限元建模研究

钛合金高温变形过程往往伴随微裂纹的产生与扩展,且其与微观组织形态密切相关,显著影响了钛合金的成形质量和成形极限。为此,利用金相照片建立了基于TA15钛合金真实组织的二维多晶体微观有限元模型,采用微裂纹扩展时间,定量研究了不同组织形态的TA15钛合金等温拉伸过程中的沿晶微裂纹形成与扩展规律。结果表明:微裂纹优先形成于三角或四角晶界处,更容易沿α-β相界扩展;等轴组织随着α相体积分数升高,微裂纹更易产生和扩展;网篮组织与魏氏组织中微裂纹易于沿与加载轴垂直取向的片层α相界面扩展,魏氏组织晶界α相为微裂纹扩展提供了路径;三态组织中微裂纹易于沿片层α相界面扩展,但是等轴α相与片层α相的交织使界面形貌复杂,阻碍微裂纹扩展。相同加载条件下,微裂纹扩展的难易顺序为:三态组织、网篮组织、魏氏组织、等轴组织。     

动高压加载条件下Ti-6Al-4V和Ti-47Nb合金层裂微结构特征与断裂机理

利用平板撞击实验和样品软回收技术,结合光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)等微观分析手段,研究了动高压加载条件下Ti-6Al-4V和Ti-47Nb 2种不同类型钛合金的层裂微结构特征与断裂机理。结果表明:Ti-6Al-4V合金的抗层裂破坏能力强于Ti-47Nb合金,其原因在于Ti-6Al-4V合金的高强度。Ti-6Al-4V合金层裂微孔洞大多在α/β两相界面处形核并沿相界扩展,而Ti-47Nb合金中的微裂纹是通过微孔洞直接连通形成。随后汇合的大空洞或大裂纹间形成的绝热剪切带(ASB)加速了试样层裂破坏的产生,Ti-6Al-4V与Ti-47Nb合金均表现出了韧性断裂特征。     

位移速率对全层微观组织结构TiAl基合金断裂机理的影响

通过三点弯曲试验和扫描电镜(SEM)断口观察研究了位移速率对具有全层微观组织结构TiAl基合金断裂韧性及断裂机理的影响。结果表明:全层组织断裂韧性随位移速率的提高而增加,全层组织试样断裂机理呈扩展控制的特征,在较高的载荷速率加载时,试样的原始缺口起主导作用,主裂纹可沿正应力最大的方向,选取直接快速的穿层方式扩展;而在较低位移速率加载时,主裂纹扩展时有足够时间沿结合能较低的层面扩展。     

全片层γ-TiAl合金显微组织对断裂行为的影响

通过SEM原位拉伸研究了全片层Ti-46．5Al-2．0Cr-1．5Nb-1.0V合金的显微组织与断裂行为的关系。通过热处理手段获得可区分晶粒尺度和片层厚度的全片层组织。研究表明，随着晶粒尺度的增大，裂纹扩展路径由平直变得曲折，断裂方式由沿片层界面和沿晶断裂变为穿片层断裂。随着片层厚度的减小，韧带的刚性增强，塑性变形减小，增韧效果得到改善。在全片层组织中，微裂纹在α2/γ片层界面形核。     

不同温度下Ti6321合金的拉伸行为及塑性变形机制

为了研究Ti6321合金在不同温度下的服役性能及其塑性变形机制,在–196～400℃下对其进行拉伸性能测试并对断口形貌和显微组织进行分析。结果表明,随着温度的升高屈服强度和抗拉强度逐渐降低,屈强差和断面收缩率逐渐增大;延伸率在–100℃降至16.0%,之后随着温度的升高而升高。不同温度下Ti6321合金的塑性变形机制有所不同。25℃下Ti6321合金塑性变形机制主要为柱面滑移。–196℃下Ti6321合金的位错滑移受到抑制,此时等轴α相滑移类型为柱面滑移、一级锥面和滑移,片层α相滑移类型为基面滑移和二级锥面滑移;但{1012}和{1122}孪晶开动使塑性得到恢复,变形机制为滑移、孪生共存,以滑移为主。200℃和400℃下Ti6321合金位错交互作用强烈,可发现位错网等位错组态特征,同时有少量{1012}孪晶开动,变形机制主要为位错滑移。等轴α相与片层α相中的滑移类型相同,为柱面滑移和二级锥面滑移。     

动高压加载条件下Ti-6Al-4V和Ti-47Nb合金层裂微结构演化规律的研究

利用平板撞击实验和样品软回收技术,结合光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)等微观分析手段,研究了动高压加载条件下Ti-6Al-4V和Ti-47Nb两种不同类型钛合金的层裂微结构特征与断裂机理。实验表明：Ti-6Al-4V合金的抗层裂破坏能力强于Ti-47Nb合金,其原因在于Ti-6Al-4V合金的高强度。Ti-6Al-4V合金层裂微孔洞大多在α/β两相界面处形核并沿相界扩展,而Ti-47Nb合金中的微裂纹是通过微孔洞直接连通形成。随后汇合的大空洞或大裂纹间形成的绝热剪切带(ASB)加速了试样层裂破坏的产生,Ti-6Al-4V与Ti-47Nb合金均表现出了韧性断裂特征。     

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。