摘要:TiAl基合金具有密度低、高温性能好等优点，但室温塑性低一直是阻碍TiAl基合金应用的重要原因。本文总结了TiAl基合金的室温塑性的主要影响因素，以及通过添加合金化元素、改善加工工艺等方法来控制显微组织、提高TiAl基金合金的室温塑性的研究进展。

摘要:以元素粉末为起始粉末，采用双步球磨法（球磨＋热处理＋球磨）制备TiAl基纳米晶多相结构粉末（粉末成分为Ti-47Al(at%)、Ti-45Al-2Cr-2Nb-1B-0.5Ta(at%)）。采用XRD、SEM、EDS、DTA、粒度分布仪对两种粉末颗粒在球磨和热处理过程中的特性进行了表征和分析。结果表明，采用双步球磨法制备的多相结构纳米晶粉末杂质含量低，粒度分布均匀，合金元素弥散分布。一步球磨6 h获得Ti/Al均匀复合结构及实现Ti（Al）部分固溶；700 ℃，2 h热处理获得Ti3Al、Ti、Al3Ti、TiAl相，Al相已经消失 ；二步球磨实现晶粒尺寸、颗粒尺寸进一步细化。

摘要:为了深入研究晶界对全片层组织TiAl基合金断裂韧性的影响，采用SEM原位拉伸实验，对全片层和近全片层Ti-46．5Al-2．OCr-1．5Nb-1．0V合金中裂纹的扩展进行了观测。发现晶界对全片层组织TiAl合金断裂韧性的影响表现在改变裂纹扩展方向以及影响韧带的尺寸上。并得出结论：全片层组织γ-TiAl合金的断裂韧性来源于基体的断裂韧性、片层晶界导致的韧性增强以及片层导致的韧带增韧。

摘要:采用恒应变速率和应变速率递增实验研究了变形态Ti-48Al-2.3Cr-0.2Mo (at%)合金的超塑性变形力学行为，并根据计算得到的变形激活能，结合超塑性变形的流变曲线形态，对TiAl基合金的超塑性变形机理进行了分析。超塑性拉伸试验分别在800~900 ℃区间和950~1100 ℃区间和应变速率?=1′10-3~5′10-5 s-1的条件下进行。结果表明，变形态TiAl基合金超塑性变形的应变-应力曲线上几乎没有稳态塑性流变阶段。在950~1100 ℃区间，加工硬化现象显著。当T>1025 ℃或≤5′10-4 s-1时，应力-应变曲线呈典型的加工硬化形态，并且随着变形温度升高和应变速率降低，加工硬化阶段增长。原始组织中的高密度位错是引起加工硬化的原因。在800~900 ℃区间，应变速率敏感性因子m的最佳值在0.52~0.67之间，超塑性变形的表观激活能为Qapp=178 kJ/mol，晶界扩散是超塑性的速率控制机制。在950~1100 ℃区间，m的最佳值在0.63~0.77之间，超塑性变形的表观激活能值Qapp=290 kJ/mol，晶格扩散是超塑性变形的速率控制机制。