TiAl基金属间化合物作为一种新型轻质高温结构材料,在航空航天和汽车等领域具有广阔的应用前景.熔模精密铸造是目前制备TiAl基金属间化合物构件的主要方法之一.本文主要介绍了TiAl基金属间化合物的合金设计、熔模精密铸造技术及应用研究概况,并对TiAl基金属间化合物熔模精密铸造技术发展提出了展望.

以有序O相为基的Ti₂AlNb基金属间化合物(简称Ti₂AlNb基合金),以其较高的强度和塑性, 优良的抗蠕变性能以及较低的密度,逐渐发展成为一种极具潜力的航空应用材料.本文总结了Ti₂AlNb基合金微观组织与力学性能方面的最新研究进展,重点对晶体结构、相变、微观组织及热成形等方面进行评述.

通过研究TiAl合金中不同Al含量和不同β相稳定元素含量的变化,分析了Al含量和β相稳定元素对TiAl合金初生相选择与凝固特征的影响.结果表明, 单一β相凝固的TiAl基合金含Al量低, 结晶温度范围窄, 凝固组织均匀细化.采用背散射法(BSE)观察并分析了不同过冷度下铸造TiAl基合金非平衡凝固的枝晶形貌,运用经典竞争形核理论研究了Ti48Al2Cr2Nb (原子分数, %)包晶合金非平衡凝固中β相与α相的形核与过冷度的关系,并计算了Ti48Al2Cr2Nb合金深过冷凝固中的β相(bcc)和α相(hcp)的临界形核功及稳态形核率,结果表明, 在约15 K/s的冷速下, Ti48Al2Cr2Nb合金在所能达到的过冷度(≤370 K)范围内凝固时,β相始终为领先相优先形核. 以过包晶凝固的TiAl基合金, 其Al含量高,结晶温度范围窄, 凝固枝晶细小, 趋向逐层凝固, 可减少并消除糊状凝固所造成的疏松和热裂趋势.β相稳定元素对凝固路径的影响取决于其Al当量,并可使TiAl合金的凝固路径从过包晶凝固转变为亚包晶凝固;过多的Al含量将导致铸造TiAl合金凝固组织中存在过多γ相,从而影响合金的强度和塑性.

研究了不同SiC体积分数原位合成MoSi₂－SiC复合材料在500℃的氧化行为.经1000 h氧化的结果表明: 复合材料的氧化抗力明显好于单一MoSi₂,原位合成复合材料的氧化抗力好于传统的热压商用MoSi₂粉末和SiC粉末混合物制备的复合材料(外加复合材料),复合材料氧化1000 h后未发生pest现象. 其氧化动力学曲线分为:孕育期、快速氧化期和稳态氧化3个阶段. 氧化膜的相组成为MoO₃,非晶SiO₂和β－SiC, 材料的氧化过程主要是O₂与MoSi₂的作用,SiC未发生氧化. 氧化5, 10和20 h后样品表面形貌观察结果表明:材料的氧化优先在相界处发生, 初生氧化物以无定形态存在; 随着氧化的进行,逐渐形成MoO₃晶须和非晶SiO₂为主的团絮状氧化物;MoO₃晶须优先在表面凸凹不平处形核并长大.

针对双态(duplex, DP)和全片层(fully lamellar, FL)不同组织形态的Ti－43Al－9V－Y金属间化合物合金,开展了高温蠕变(700℃)和高温低周疲劳(700和750℃)实验,研究其高温蠕变、疲劳变形行为和寿命预测方法.首先采用Omega法对2种组织形态TiAl合金的蠕变变形行为进行了数值模拟,并对其持久寿命进行了预测, 然后在Walker应变的基础上提出了新的寿命模型,对2种组织形态TiAl合金的疲劳寿命进行了预测. 研究结果表明:(1) 2种组织形态TiAl合金的高温蠕变实验曲线仅包含稳态和加速蠕变阶段, 而不包含初始蠕变阶段,且Omega法能够对2种组织形态TiAl合金的高温蠕变变形行为进行准确地表征;(2) 相同温度和应力水平下, FL组织形态TiAl合金的持久寿命比DP组织形态TiAl合金的长,且Omega法预测的持久寿命与相应的实验寿命吻合得很好;(3) 在相同温度和载荷条件下,DP组织形态TiAl合金的疲劳寿命比FL组织形态TiAl合金的长,且采用新提出的寿命模型能够对2种不同组织形态TiAl合金的疲劳寿命进行预测,预测的寿命全部位于实验寿命的±3倍分散带以内.

利用水冷Cu模喷铸快速凝固技术制备Laves相(Cr₂Nb)增强NiAl基复合材料,并对比研究了普通铸造和快速凝固工艺制备的NiAl/Laves相材料的微观组织和力学性能.结果显示, 普通铸造合金中的Laves相相对粗大, 呈不连续状分布于NiAl相周围,NiAl相中析出了棒状的Laves相, 由于Ni和Al元素在Laves相中的存在,合金中Laves相在室温下拥有C14的晶体结构.快速凝固工艺有效地细化了NiAl和Laves相,并使NiAl相界的Laves相形成NiAl/Laves共晶层片, 呈胞状结构包覆NiAl相. 但是,快速凝固工艺仍然无法完全抑制细长针状Laves相在NiAl中的析出, 但抑制了α－Cr相的析出.压缩性能显示, 相对普通铸造工艺, 快速凝固工艺制备的胞状Laves相增强NiAl基复合材料具有更佳的室温和高温性能,其性能的改善应归因于胞状Laves的结构以及胞状Laves相在高温变形过程中的纳米化.

采用SEM和XRD分析了NiAl－2.5Ta－7.5Cr－1B合金的微观组织,采用万能力学试验机测试了合金的力学性能,采用高温摩擦磨损机研究了合金室温－-600℃的摩擦磨损特性. 研究表明,NiAl－2.5Ta－7.5Cr－1B合金由NiAl相、NiAl－Cr共晶、Cr₂Ta相、(Ta, Cr)₃B₂相和TaB相组成.B元素的添加使NiAl－2.5Ta－7.5Cr合金的塑性提高了50%. 从室温－600℃时,NiAl－2.5Ta－7.5Cr－1B合金表现出良好的自润滑耐磨损特性,其自润滑耐磨损特性来源于合金磨损表面存在固体Al₄B₂O₉颗粒和液态B₂O₃,液态B₂O₃使摩擦磨损符合流体动压润滑机制,Al₄B₂O₉颗粒起到支撑作用.

利用人工神经网络研究了不同化学成分NiAl合金超塑性变形的条件.建立了以化学成分、应变速率和温度等为输入参数的标准多层负反馈神经网络,利用挤压态NiAl及NiAl系合金数据库对网络进行了训练和测试. 研究了NiAl及添加P,Mo, Fe, Y, Ce, Nb, Cr和Hf元素的NiAl系合金在超塑性拉伸实验中,合金元素对超塑性延伸率的影响以及变形温度、应变速率等对延伸率的影响. 为了获得期望的结果,神经网络模型对输入参量、数据库和隐含层神经元个数进行了优化. 测试结果表明,神经网络的多元相关系数为0.93.利用模型预测并得出优化后的NiAl及NiAl系合金化学成分以及可以获得的最大延伸率以及最佳实验条件范围.

在热模拟试验机上进行高温压缩实验, 研究了含β相的Ti—42Al—9V—0.3Y合金的高温变形行为,分析了其不连续屈服行为的产生机理. 研究表明,含β相的Ti—42Al—9V—0.3Y合金的主要热变形软化机制为β相的动态回复和γ相的动态再结晶,高温变形过程的不连续屈服行为与β相的动态回复和γ相中超位错(Burgers矢量b=1/2〈112〉)的增殖相关.基于Orowan方程建立的位错动力学模型可合理解释该合金不连续屈服的产生原因,证实可动位错密度的快速增加和低的位错速度应力敏感系数m^*容易诱发TiAl合金的不连续屈服.合金在较低温度(1100—1150℃)和较高应变速率(1 s^-1)下产生波动屈服归因于位错滑移和孪晶交互作用.

JJ—3合金是具有中国自主知识产权的高性能NiAl共晶合金. 本文介绍了JJ—3合金的成分与组织特点,评述了JJ—3合金的物理、力学、化学性能及工艺特性. 在保持NiAl合金特有的密度低、熔点和导热率高、抗高温氧化性能优异的基础上, JJ—3合金高温持久性能已达到定向凝固高温合金水平.JJ—3合金具有良好的可焊性和铸造性能, 已浇铸出形状复杂的叶片.JJ—3合金优异的综合性能为NiAl合金的工程化应用提供了基础,但其室温塑性低的缺点尚待进一步突破.

利用无污染的电磁冷坩埚进行定向凝固, 对大尺寸Ti44Al6Nb (原子分数, %)定向合金锭进行研究,研究了抽拉速率和加热功率对合金表面质量、固/液界面形态、枝晶形态以及相选择的影响.结果表明, 随抽拉速率降低和功率增大, 铸锭表面质量提高,它们通过改变熔体过热度和糊状区体积而影响铸锭的表面质量; 随抽拉速率增加,凝固界面变凹, 且晶粒宽度变大, 抽拉速率超过临界值后,柱状晶不能连续生长; 随功率增加, 晶粒宽度减小; 在抽拉速率较低或功率较高时,易发生CET转变; 抽拉速率为0.5 mm/min时的初始凝固相为α相, 其它抽拉速率下初始凝固相为β相.

采用Gleeble－1500D热压缩模拟试验机研究了铸态Ti－43Al－9V－Y合金在1100－-1225℃,应变速率0.01－1.0 s^-1条件下的高温变形行为. 根据测得的真应力－真应变曲线,基于动态材料模型(DMM)建立了Ti－43Al－9V－Y合金的热加工图. 结果表明,在高应变速率区, 合金易发生楔形开裂; 在1150℃, 0.01 s^-1条件下,合金发生了α+β+γ→β+γ相变;在1200－1225℃, 0.01－0.05 s^-1条件下, 合金发生了动态再结晶, 具有一定的超塑性,组织为均匀细小的γ晶粒, 此时最适于进行热加工. 研究发现, 1225℃处于α单相区,高温无序α相良好的变形能力是改善合金热加工性能的主要原因.锻造后的合金同时具有良好的断裂韧性和室温塑性. 在室温下,Ti－43Al－9V－Y合金中的B2相可以起到阻碍裂纹扩展的作用, 而不降低合金的塑性.

采用水冷Cu坩埚真空感应悬浮熔炼技术制备了Ti－46Al－8Nb和Ti－46Al－8Nb－0.1Er合金.根据氧化动力学, 结合XRD, SEM和EDS分析氧化层的相结构、显微组织及与基体合金的界面特征,测试了合金在900℃的抗循环氧化性能. 结果表明, 2种合金循环氧化100 h, 100 cyc均未见氧化膜剥落,Ti－46Al－8Nb－0.1Er较Ti－46Al－8Nb表现出更优良的抗氧化性能,氧化后第二层混合氧化物主要由Al₂O₃组成,连续致密且与基体良好结合的氧化膜可明显降低合金的氧化速率、减小氧化增重及氧化膜厚度.Er净化了合金基体, 阻止O原子内向扩散,并促进TiAl氧化膜中的Al₂O₃形成, 从而提高TiAl基合金的抗循环氧化性能.

采用Birdgman定向凝固系统, 在恒定的温度梯度和宽的生长速度范围(v=10－120μm/s),对Ti－46Al－2Cr－2Nb合金进行了定向凝固实验, 并对合金的领先相类型、一次枝晶间距(λ₁)、二次枝晶间距(λ₂)和片层间距(λ_e)进行分析.结果表明, 随着生长速度的增加, 试样的领先相由β相转变为α相;通过计算领先相界面温度, 发现基于最高界面温度判据的相选择模型能对Ti－46Al－2Cr－2Nb合金领先相随生长速度v的转变趋势进行预测;λ₁随v的变化规律受领先相转变影响不大, 满足λ₁=700.6v^-0.24关系;但λ₂随v的变化规律受领先相转变影响较大, 当领先相为β和α时,分别满足λ₂=44.0v^-0.10和λ₂=57.3v^-0.23关系;λ_e与v之间满足λ_e=16.4v^-0.76关系, 不受领先相转变的影响. 与TiAl二元合金相比,提高生长速度更有利于Ti－46Al－2Cr－2Nb合金片层细化.

采用真空非自耗电弧炉制备了不同含O量的Ti－46Al－8Nb－xO (原子分数)合金铸锭,研究间隙原子O对高Nb－TiAl 合金凝固组织及相转变的影响规律和作用机制.结果表明, 随着O含量的增加, Ti－46Al－8Nb－xO铸锭中α₂相含量逐渐增加.O的加入明显细化合金组织, 并且使得组织由双态组织向全片层组织转变.间隙原子O的添加使得Ti－46Al－8Nb合金由β相领先的凝固方式转化为以α相领先的凝固方式,同时使包晶反应α+L→γ向低Al区移动,共析反应α→α₂+β向高Al区移动, 扩大了α相区的范围.通过DSC分析表明, O原子可以明显提高合金的共析反应温度, 但随着含量的增加作用效果逐渐减弱.

利用基于密度泛函理论的第一性原理计算了γ－TiAl (100)表面附近空位、Si和W掺杂的形成能,以及它们对O原子在该表面附近吸附和扩散的影响. 计算结果表明, 在掺杂体系中,Si原子更容易替代表面第1层Al原子的位置, 而W原子更容易替代表面第2层Ti原子的位置,且2者均使其近邻吸附O原子的吸附能升高. 因此, Si更容易偏析在表面第1层上,而W更容易偏析在表面第2层上, 且抑制了O原子在γ－TiAl (100)表面的吸附.在空位缺陷体系中, 表面第1层Ti原子空位比Al原子空位更易形成.在干净表面、Ti空位表面、Si掺杂和W掺杂表面体系中,O原子从表面上到表面下第2层扩散的能垒分别为1.98, 1.34, 2.53和2.69 eV,相对于干净表面, Ti空位缺陷的形成使得O原子在γ－TiAl (100)表面附近的扩散更加容易,而Si和W掺杂使得O原子在γ－TiAl (100)表面上的扩散更加困难.

采用压缩和单边缺口三点弯曲实验,研究了Mo₅SiB₂ (T2相)合金试样在真空条件和不同温度下的压缩行为和断裂行为,利用XRD, SEM－EDS和TEM等对试样变形后的微观组织、位错组态和断口形貌进行了分析和观察.结果表明, T2相的脆－韧转变温度为1000－1200℃.在外加切应力的作用下, [010](001)和<110>{110}等多个滑移系开始开动,导致试样发生明显的塑性变形. 由于刃型位错比螺型位错或混合型位错活跃,表现为[010]刃型位错深入到滑移面{110}, 与<110>位错发生交互作用,形成大量位错节点, 导致加工硬化. 随温度升高,试样断裂模式从单一解理断裂向穿晶解理－沿晶混合断裂转变,在1000℃时, 试样断口处能清晰地观察到滑移带.

在始锻温度1120℃, 终锻温度1050℃的近等温锻造条件下,通过工程应变量75%的变形获得晶粒细小的喷射成形FGH4095高温合金组织.合金经热处理调节晶粒尺寸, 平均晶粒直径约为8 μm,其室温和650℃拉伸强度(σ_b)分别为1565和1552 MPa,屈服强度(σ_0.2)分别达1231和1130 MPa. 利用OM, SEM和TEM对不同状态坯料进行微观组织观察.结果表明, 经较大累积变形量后, 合金组织由尺寸1-3 μm的细小再结晶晶粒和较大尺寸狭长变形晶粒组成,细小再结晶晶粒为后续静态再结晶提供了形核核心, 小角度晶界为静态再结晶提供了晶格畸变能作为驱动力储备.对比沉积态组织, 喷射成形高温合金经锻造后晶界洁净度更高、碳化物破碎、微观孔洞等缺陷更少,细小的三次γ＇相弥散分布于基体之中, 具有较好的力学性能.

采用双层辉光等离子表面渗金属技术在γ－TiAl合金表面制备Cr－W合金层.硬度实验表明, γ－TiAl合金Cr－W共渗后, 合金层的表面显微硬度大幅提高,其中扩散层的显微硬度为648.8 HV_0.1, 比基体提高了2倍多. 划痕实验表明,Cr－W共渗合金层至少能够承受70 N的垂直载荷, 渗层与基体结合良好. 室温条件下的摩擦磨损实验表明,Cr－W合金层摩擦系数平均为0.43, 低于基体的0.70, 磨痕较窄, 且深度小,磨损失重和比磨损率相对于基体下降幅度较大; 500℃摩擦磨损实验表明,Cr－W合金层摩擦系数为0.50, 低于基体的0.75, 且磨损量和比磨损率相对于基体都有所下降.

采用Nb对Fe－6.5%Si(质量分数)高硅钢进行微合金化处理, 结果表明:Nb在高硅钢薄板制备过程中细晶效果明显.铸态、锻态和热轧态组织的晶粒分别细化了17.50%, 24.51%和30.13%.铸态样品压缩强度由1365 MPa提高至1520 MPa, 延伸率提高77.78%; 温轧板试样室温拉伸强度由573 MPa提高至621 MPa,延伸率提高44.44%. 利用XRD对厚度为0.30－1.68 mm的温轧板的板面织构演变过程进行跟踪测量, 结果发现:初始织构以(011)<100>Goss织构为主, 单道次变形量为26.2%的情况下,Goss织构完全转化为(100)<011>旋转立方织构, 随后,在单道次变形为22.6%的情况下, 旋转立方织构完全转化为{111}面织构,即纤维织构, 并稳定保持至0.30 mm.

分别在900和1000℃下对全片层Ti－45Al－8.5Nb(W, B, Y)合金进行了长期热循环(500和1000 cyc)实验,通过光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)及透射电镜(TEM)研究了该合金在不同温度长时热循环条件下的显微组织稳定性.研究表明, 合金经全片层热处理工艺后凝固偏析(Al偏析)仍未完全消除,900℃下长期热循环后Al偏析处易产生不连续粗化, 合金1000 cyc热循环后仍未发现α₂相的球化;1000℃下合金长期热循环后Al偏析处易析出大块γ晶粒,合金经500 cyc热循环后沿晶界产生了许多细小的等轴γ晶粒,同时α₂相在γ晶粒内球化析出. 1000 cyc热循环后晶界、晶内均有大量的等轴γ晶粒析出, 且晶粒内部有不同取向的长条状或颗粒状α₂相析出;合金1000℃下长期热循环后, 长条状或颗粒状α₂相从γ晶粒内沿晶面{111}_γ析出, α₂相与γ基体保持共格位向关系.

固定Nb含量在7% (摩尔分数), 研究了Al含量变化对高Nb铸造TiAl合金高温强度和室温塑性的影响,并根据铸造组织的差异对不同Al含量合金表现出的性能特点进行分析讨论.结果表明, Al含量为46%－49%的高Nb铸造TiAl合金均具有优异的高温强度.其中, 高Al含量合金更具高温强度优势. 分析认为, 在高Nb合金化产生的固溶强化作用基础上,层片组织处于拉伸硬取向以及应变诱发的形变孪晶强化也有可能是高Al含量高Nb铸造TiAl合金900℃具有优异强度的重要机制. 层片组织相对细小的Ti－46Al－7Nb－2.5V－1.0Cr合金室温塑性相对较好,而层片组织处于拉伸硬取向的高Al含量合金室温拉伸塑性很低,但有可能通过后续热处理改善其室温塑性.

为了研究热氢处理技术对TiAl基金属间化合物Ti－45Al－5Nb－0.8Mo－0.3Y合金高温变形行为的影响规律,对未置氢和H含量为0.037% (质量分数)的铸态合金进行了等温热压缩实验,并利用SEM和TEM观察了合金压缩后的微观组织．结果表明,H可以降低合金的高温变形流动应力, 细化微观组织,提高合金的热加工性能．与未置氢合金相比, 在1200℃, 应变速率0.01 s^-1变形条件下,H可使合金的峰值流动应力下降25%左右．置氢处理促进了位错运动、动态再结晶和孪生变形, 并提高了β相的含量,这是置氢合金高温变形流动应力下降的主要原因．

为提高Nb－Ti－Si基超高温合金的高温抗氧化性能,采用Si－Ge－Y共渗工艺在其表面制备了Ge－Y改性的硅化物渗层. 利用XRD,SEM和EDS分析了渗层的结构和相组成, 并对其组织形成机理进行了讨论. 结果表明:所制备的渗层具有明显的分层结构, 由外至内依次为(Nb, X)(Si, Ge)₂(X代表Ti, Cr和Hf)外层和(Ti, Nb)₅(Si, Ge)₄内层;Ge在渗层中的含量由外向内逐渐增加. 与Y改性硅化物渗层相比,Ge－Y改性硅化物渗层的组织并未发生显著改变,但Ge的添加会在一定程度上减少Si在共渗层表面的吸附和沉积,对渗层的生长有明显的抑制作用. 保温不同时间(0－8 h)所制备的渗层具有相似的结构,渗层的生长动力学曲线符合抛物线规律.

采用Deform－3D有限元软件模拟了β－γ高Nb－TiAl合金Ti－45Al－8.5Nb－0.2W－0.2B－0.02Y(原子分数, %)的准等温锻造过程,分析了合金内部等效应力场、等效应变场、温度场的分布以及结合热压缩实验确定了该合金在特定工艺参数下的临界损伤因子.结果表明, 随应变速率的增大, 锻件的温度损失不明显, 等效应力增大,最大等效应变值增加, 变形均匀性系数下降, 工件变形更加均匀.结合模拟和实验结果, 确定了β－γ高Nb－TiAl合金在1150℃,应变速率5×10^-2 s^-1条件下进行包套准等温锻造过程中的临界损伤因子为0.206.

研究了热轧Fe－6.5%Si (质量分数)高硅钢薄板在不同温度、不同时间的热处理条件下其组织及合金力学性能的变化.结果表明, 经过热处理的试样具有更好的力学性能,300℃拉伸延伸率比热轧态试样的延伸率(9.09%)高出近1倍,硬度也大幅下降, 有利于后续轧制的进行. 通过对比分析,确定在850℃下保温1 min并在盐水中淬火是较理想的热处理条件,在此条件下处理的Fe－6.5%Si合金板材组织均匀, 塑性提高, 硬度降低,有利于下一步轧制的进行, 并且该条件也大大提高了现有的热处理效率, 满足生产工艺的要求.

通过单辊快速凝固的方法制备出宽度为20 mm, 厚度为35－50 μm,连续成卷的Fe－6.5%Si合金薄带. 与普通铸造方法相比,用快速凝固方法得到的Fe－6.5%Si合金具有良好的室温塑性.采用TEM及XRD研究了普通铸锭和快凝薄带的有序化结构和微观组织,并计算了这2种制备条件下B2有序相的长程有序度. 结果表明,普通铸造方法得到的Fe－6.5%Si合金含有大量的B2和D0₃有序相,且有序度较高. 而快凝薄带晶粒细小,快的冷却速率有效地抑制了D0₃有序相的形成, 同时也降低了B2相的生长速度,使合金有序度较低, 从而使带材塑性得到明显改善.

通过对片层取向与单轴应力方向呈不同角度的Ti－45Al－8Nb (原子分数, %)合金多孪晶合成(PST)晶体进行压缩实验, 获得了室温压缩性能,分析了断口形貌及断裂失效的原因, 并对Nb的强化作用进行了分析.PST晶体片层取向平行或垂直于应力方向时, 剪切变形沿垂直于片层界面的方向前进;而当片层取向与生长方向夹角为45°时, 剪切变形沿平行于片层界面的方向前进.0°取向PST晶体屈服强度最高, 可达1296 MPa; 45°取向PST晶体塑性最好,压缩塑性应变约为1.1%, 但屈服强度最低仅为847 MPa. Nb可以细化片层组织,提高位错运动的分切应力并降低层错能, 使室温屈服强度显著提高.

将纯Ti箔和TiB₂/Al复合材料箔交替堆垛, 通过热轧获得Ti－(TiB₂/Al)叠层,随后进行热处理使固态Ti和液态TiB₂/Al快速发生化学反应,近净成形制备出增强体TiB₂颗粒呈层状分布的TiAl基复合材料板材.研究热处理过程中的相转变和组织演变规律,并测试和评价了最终层状TiB₂－TiAl复合材料板材拉伸性能. 结果表明:固态Ti和液态TiB₂/Al复合材料反应首先生成多孔结构TiAl3相,1300℃, 2 h, 50 MPa的压力烧结实现材料致密化,随后热处理时TiAl3与Ti继续发生反应扩散,最终生成全层片结构(α₂－Ti3Al+γ－TiAl)层, TiB₂不参与任何反应,且呈层状分布于基体(α₂+γ)层中.TiB₂－rich层阻碍了(α₂+γ)层的全层片组织粗化,并大幅提高了层状TiB₂－TiAl复合材料板材的高温拉伸性能.

综合运用电子空位理论和d－电子理论, 设计了一种新型无Re镍基单晶高温合金7.5Cr－5Co－2Mo－6.1Al－8W－6.5Ta－0.15Hf－0.05C－0.004B－0.015Y(质量分数, %),Ni余量. 采用光学显微镜、扫描电镜、X射线能谱观察了其铸态、固溶处理和时效处理后的组织特征,研究了完全热处理后合金的760℃拉伸力学行为及断口形貌. 结果表明,合金的组织稳定, 合金元素间共价键平均结合强度Bot, γ′相固溶温度T_γ′solvus, 成分性能预测参数P,抗拉强度σ_b等与第2代含Re镍基单晶高温合金相当.

采用Bridgman技术研究在10, 30和150 μm/s抽拉速率下的一次定向凝固和10 μm/s抽拉速率下的二次定向凝固方法制备出的Al₃CrCuFeNi₂高熵合金,并对相应的金相显微组织进行分析; 采用EBSD技术对10 μm/s一次和二次定向凝固样品生长过程中的取向变化及晶界取向差角进行分析;对10 μm/s二次定向凝固样品和吸铸样品的室温拉伸力学性能进行研究. 结果表明,对比吸铸, 10, 30 和 150 μm/s定向凝固样品的组织形貌,10 μm/s定向凝固制备的样品枝晶一次间距最大, 枝晶干生长方向角度差最小;10 μm/s二次定向凝固的晶粒取向更接近<001>方向,且多数晶界取向差小于5°; 10 μm/s 二次定向凝固Al₃CrCuFeNi₂高熵合金样品比吸铸样品的屈服强度提高34.6%, 抗拉强度提高10.2%, 延伸率提高40%.

系统研究了熔体保温温度对渗流铸造快淬法制备的W_f/Zr基金属玻璃复合材料的影响.室温力学性能测试结果表明, W_f/Zr基金属玻璃复合材料在制备过程中存在一个最佳熔体保温温度.偏离该保温温度, 复合材料的室温压缩塑性发生恶化.光学显微组织和能谱分析结果表明其原因在于, 在不同的熔体保温温度,基体内产生不同数量的各种析出相. 在最佳熔体保温温度810℃下,制备出了室温压缩塑性达到19.6%的、W_f体积分数为75%的复合材料.

对两相区锻造的Ti₃Al合金棒材分别在1020和1150℃保温30 min,以10, 1.5和0.3℃/s速度冷至室温, 研究了冷速对Ti₃Al合金组织和拉伸性能的影响.结果表明, 在1020℃固溶, 冷速为10℃/s时, 合金主要由B2相和α₂相组成;降低冷速, 基体中均匀析出针状α₂/O相; 冷速为0.3℃/s,等轴α₂/O相体积分数增加, 针状α₂/O相粗化.随着冷速下降, 合金的室温强度先升高后下降, 塑性先降低后提高;600℃拉伸强度逐渐下降, 塑性提高. 在1150℃固溶, 快速冷却时,合金主要由B2相构成, 晶粒尺寸约为440 μm; 降低冷速, 晶内均匀析出α₂/O相,呈网篮状; 冷速0.3℃/s时, 基体中析出的α₂/O相片层呈集束状.随着冷速下降, 室温强度下降, 而塑性先升高后降低; 600℃拉伸强度先升高后降低, 而塑性逐渐上升.结合组织分析表明, Ti₃Al合金的强度取决于晶界和α₂/O片层的尺寸,塑性受B2相体积分数以及α₂/O相的分布及体积分数影响. 冷速为1.5℃/s时,Ti₃Al合金具有良好的综合力学性能.