应变速率对近全片层组织γ-TiAl合金韧脆转变温度的影响

采用拉伸试验，研究了不同应变速率（10-5－10-1s-1）下温度对具有近全片层组织的γ＋α2双相Tial合金的屈服强度和延伸率的影响，得到Tial合金韧脆转变温度随应变速率升高而升高的变化关系，随后确定Tial合金韧脆转变激活能为324kJ／mol．这一激活能数值与Tial合金中原子自扩散激活能相当.结合断口分析和理论计算结果，认为Tial合金韧脆转变过程可能受位错攀移机制控制.

Ti-47Al-2Mn-2Nb合金动态拉伸性能的研究

采用自制的Hopkinson拉杆装置，在20—1000s－1应变速率范围内研究了具有近全片层组织的Ti－47Al—2Mn—2Nb合金的拉伸力学性能，并与准静态拉伸性能相比较试验发现动态强度明显高于静态强度，前者和应变速率之间遵循线性关系，后者和应变速率之间遵循半对数线性关系；室温塑性随应变速率变化而波动，但变化范围不大.扫描电镜断口分析结果表明，动态与静态断裂方式都以穿晶解理为主，局部区域伴有沿晶开裂.

Ti-47Al-2Mn-2Nb-0.8TiB_2合金韧脆转变温度及其应变速率敏感性

采用拉伸试验，研究厂不同应变速率（10－5-10－1S-1）下温度对台体积分数为0．8％的TiB2、具有近全片层组织的Ti—47Al—2Mn－2Nb金属间化合物的屈服强度和延伸率的影响，得到合金韧脆转变温度随应变速率升高而升高的变化关系，确定这种含TiB2的TiAL合金的韧脆转变激活能为256kJ／mol这一数值低于无TiB2的合金的韧脆转变激活能（324kJ／mol），接近TiAl合金中原子自扩散激活能结合断口分析和理论计算结果，表明这种含TiB2的TiAl合金韧脆转变过程可能受位错攀移机制控制.

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，合金形变不仅受超位错的运动和层错偶控制，而且受（１／２）〈１１０］普通位错的控制．

微量硼对TiAl合金动态拉伸性能的影响

采用自制的Hopkinson拉杆装置，研究了微量硼对形变Ti—47Al—2Mn—2Nb合金在20—1000S－1应变速率范围内的拉伸性能的影响；发现添加1．0％B（原子分数）能明显提高其动态拉伸强度，不破坏动态拉伸强度与应变速率之间的线性关系，但对其动态拉伸塑性无明显的改善作用，对动态断裂方式也无明显影响.

Ti-47Al-2Mn-2Nb合金低温静态和动态拉伸性能及硼的影响

用常规拉伸和Ｈｏｐｋｉｎｓｏｎ拉杆技术，研究具有近全片层组织形变Ｔｉ－４７ＡＩ－ＺＭｎ－２Ｎｂ合金１８０Ｋ下静态（１０－５──１０－１ｓ－１）和动态（２０－１０３ｓ－１）拉伸性能及其受硼的影响，发现Ｔｉ－４７ＡＩ－２Ｍｎ－２Ｎｂ和Ｔｉ－４７ＡＩ－２Ｍｎ－２Ｎｂ－１Ｂ合金１８０Ｋ下的拉伸强度均比室温高，静态（１０－５──１０－１ｓ－１）时与应变速率之间呈单对数线性关系，动态（１０—１０３ｓ－１）时呈线性关系．１．０Ｂ原子分数，％）仍能明显提高合金的静态和动态拉伸强度，但对拉伸塑性和断裂方式影响不大。

γ—TiAl合金拉伸形变的热激活参量

采用拉伸变形方式，在285—1273K范围内测定了具有近全片层组织的γ－TiAl合金（Ti-47Al-2Mn-2Nb-0.8TiB2）在屈服点的热激活参量：激活体积V,激活焓△H，激活自由焓△G和激活熵△S；据此推断控制γ－TiAl合金拉伸形变的微观位错机制．发现在实验温度范围内，存在着三个温度区间，分别对应三个不同的可能热辅助位错运动机制：在低温温区（285—398K），位错运动阻力主要是Peierls－Nabarro阻力；在中温温区（523—873K），流变应力对温度和应变速率不敏感，但仍是一热激活过程；在高温温区（≥973K），控制塑性变形速率的微观机制是位错攀移此外，还发现激活熵△S随温度变化趋势与激活体积V相似，这在一定程度上也反映热辅助位错运动机制。