层片状双相TiAl合金拉伸与压缩变形行为差异

Ｓ本文研究了层片状双相ＴｉＡｌ合金的室温拉伸压缩变形行为与断裂行为，发现在拉压变形条件下，其室温塑性有显著差异．并且这种差异与裂纹扩展路径有关．在室温拉伸与压缩变形时，该合金的拉压屈服应力随外载与层片界面间的夹角ψ的变化趋势一致，而拉压断裂应变εｆ随夹角ψ的变化趋势正好相反．外载与层片界面垂直时（ψ＝９０°），拉伸断裂应变最小（εｆ≈０）；压缩断裂应变最大（εｆ≈３８％）．夹角ψ减小时，拉伸断裂应变增加，压缩断裂应变减小在拉、压变形时裂纹的扩展路径不同。

γ—TiAl单晶中(1/2)〈110]位错的行为

[021]取向的γ—TiAl单晶（Ti—56％Al,原子分数）在－196－1000℃温度范围内压缩变形时主要形变方式为｛111｝（110］普通位错的滑移低温时，（1／2）（110］普通位错大多沿螺型及60°交角两种方向排列，井倾向于成组出现；而在反常屈服温度区域内，（1／2）（110］普通位错大多平行于其螺型方向，且形成许多位错拐点，其数目随温度的升高而增加；在反常屈服峰温以上，普通位错不具有特殊的方向性。

TiAl单晶中〈011]超点阵位错滑移的临界分切应力(CRSS)与晶体取向的关系

γ—ＴｉＡｌ单晶中，＜０１１］超点阵位错的运动方向同晶体取向有关、当沿极射投影图００１一１１０—０１０单位三角形的００１－１１１－０２１区域中的取向变形时，ＳＩＳＦ偏位错为领先位错；而沿三角形中其余区域中的取向变形时，ＡＰＢ偏位错为领先位错．在反常温度区域中（即超点阵位错开动的温度范围内），前者的ＣＲＳＳ较高，形变的热激活焓也较高，＜０１１超点陈位错的脱钉过程更为困难，造成ＣＲＳＳ反常上升的速率较快．

γ-TiAl单晶中〈011]超点阵位错的分解及其核心结构

［１５２］取向的γ－ＴｉＡｌ单晶（Ｔｉ－５６ａｔ．％Ａｌ）在屈服强度的峰温以下的主要形变方式是（１１１）［０１１］超点阵位错滑移。［０１１］超点阵位错具有不对称的分解方式：［０１１］→１２［０１１］＋（ＡＰＢ）＋１６［１２１］＋（ＳＩＳＦ）＋１６［１１２］；在低温，［０１１］位错大多在（１１１）滑移面上呈平面型核心结构，而在呈现反常屈服现象的温度区域内，１２［０１１］ＡＰＢ不全位错大多交滑移至（１００）面，然后在（１１１）面上分解成ＳＩＳＦ，构成Ｋ－Ｗ钉扎结构。

γ-TiAl单晶在不同温度的形变特性

在-196-1100℃温度范围内，利用压缩试验研究了γ-TiAl单晶（Al的原子分数为56％）在[001]，[152]，[021]，[233],[191]，[251]，[110]七个晶体取向上的塑性变形行为、它们的屈服强度-温度关系曲线都可分成三个部分：-196-600℃屈服强度随温度的升高先是快速下降，达到室温附近以后基本保持不变；600℃以上，屈服强度随温度的升高而反常升高，随晶体取向的不同在700-1000℃之间达到峰值；峰温以上，屈服强度随温度的升高又呈现快速下降的趋势峰温以下仅[021]取向的形变方式为｛111｝＜110]普通位错滑移，其余皆为｛111｝＜101]超点阵位错滑移。峰温以上．形变方式为：｛111｝＜112]孪生变形、｛111｝＜112]超点阵位错滑移、或普通位错滑移，普通位错的滑移面随晶体取向的不同可以是｛111｝。