赖运金[1]2016年在《Ti-V-Cr系阻燃钛合金热变形基础及应用性能》文中研究表明在航空发动机的高温高压工作环境下,常规钛合金材料因具有较大的燃烧敏感性,在使用上受到了极大的限制。发生“钛火”事故的概率也随着发动机用钛量的增加而增大。阻燃钛合金的发明成为解决“钛火”事故最直接有效的途径,也是先进高推重比发动机成功设计和生产的关键基础。Ti40阻燃钛合金在高温变形韧性开裂准则和热加工图等方面的研究较多,但对于WSTi3515S阻燃钛合金的热变形的开裂机理、再结晶机制和组织演变等基础研究及热物理性能等应用性能方面尚未进行深入研究。目前Ti-V-Cr系阻燃钛合金的热变形基础及应用性能研究存在的主要问题有:研究欠全面,主要集中在Ti40合金,且研究对象主要为小型铸锭或小试样;单相组织晶粒细化尚未建立工程化物理模型,未明确不同阻燃钛合金显微组织中的各种析出物;应用性能研究以常规性能为主,而更为基础的热物理性能反而未见研究报道;这些都严重制约了国产阻燃钛合金材料的推广应用和工程化进程。本文通过真空自耗电弧熔炼(VAR)试验、热模拟压缩试验、工程化坯料物理模拟镦粗试验、热挤压开坯试验和包套自由锻造试验,结合组织观察(OM、SEM、EBSD、EDS、XRI和TEM)、热物理性能以及力学性能等测试分析手段,对Ti-V-Cr系阻燃钛合金WSTi3515S和Ti40合金的开裂机理、热变形过程中的再结晶行为和组织演化以及工程化制备方法进行了研究,对比分析了两种典型阻燃钛合金的开裂行为、微观组织、力学性能和热物理性能,探索了阻燃钛合金大型铸锭和大尺寸板坯的工程化制备新方法,建立了Ti-V-Cr系阻燃钛合金晶粒细化的物理模型和热物理性能与温度关系数学方程,并揭示了其热变形开裂机理和再结晶机制。获得的主要研究成果和结论如下:(1)基于热模拟压缩试验和小铸锭物理模拟镦粗试验,对Ti-V-Cr系阻燃钛合金热变形行为进行了研究,发现该合金热变形过程中易发生开裂,归纳出该合金最典型的3种开裂形式为:45°剪切开裂、沿“界”开裂和放射状开裂。对其开裂行为研究表明,Ti-V-Cr系阻燃钛合金热变形开裂机制与应力状态、高温氧化、析出物形态等因素密切相关;坯料表面的拉应力、析出物以及高温氧化等促进了孔洞和裂纹的形成,最终在薄弱界面处“爆发”,并不断向薄弱方向延伸扩展。(2)基于Ti40和WSTi3515S合金工程化大规格坯料锻造过程中的组织演化行为,建立了Ti-V-Cr系阻燃钛合金晶粒细化物理模型。Ti-V-Cr系阻燃钛合金的晶界破碎再结晶机制表明,锻造过程中依靠晶界处的变形,在晶界形成亚晶,当亚晶与母晶粒的位向差超过一定数值时,出现从母晶粒上分离的再结晶晶粒,这些晶粒在随后的加热保温过程中长大,促使组织细化和均匀化。大晶粒和强固溶强化效果是Ti-V-Cr系阻燃钛合金出现晶界破碎再结晶机制的最主要的原因,这导致阻燃钛合金在锻造过程中极易产生沿晶界和相界的开裂。(3)WSTi3515S合金的热处理组织演化行为研究结果表明,在900℃以下退火,WSTi3515S合金的组织差别不大,力学性能变化不明显;退火温度超过900℃时,晶界小晶粒开始明显长大,并向原始晶粒扩展。WSTi3515S合金中主要有4种析出相:Ti_2C、(TiV)C、Ti_5Si_3和α相。当加热温度为900~950℃时,WSTi3515S合金锻态组织开始发生明显改变;温度为950~1000℃时,鸡爪型(TiV)C开始溶解;温度为1000~1050℃时,点状颗粒Ti_5Si_3开始溶解;温度升高到1200℃以上时,球状Ti_2C发生溶解;在570℃热暴露过程中,在晶界处析出少量的第二相导致WSTi3515S合金热暴露塑性显着降低。(4)基于横向“九点对称中分(NPSM)”和纵向“圆周面五点均分(LCFA)”取样测试分析方法,以及X射线实时成像检测(XRI)结果表明,采用4次真空自耗电弧熔炼技术可以解决Ti-V-Cr系阻燃钛合金大型铸锭的成分偏析问题;大尺寸板坯的力学性能结果表明:借助大型挤压机和大型快锻机可以有效控制阻燃钛合金工程化板坯的组织和性能均匀性。WSTi3515S合金的室温拉伸、硬度、冲击和540~oC高温拉伸等性能与Ti40合金相当,但540℃高温蠕变、高温持久以及热稳定性等热强性能较好;V和C元素对Ti-V-Cr系阻燃钛合金的热强性能影响显着,且C元素还具有促进晶粒细化的作用。(5)Ti-V-Cr系阻燃钛合金的热物理性能测试结果及采用最小二乘法原理拟合获得的数学方程表明,在室温到600℃范围内,WSTi3515S和Ti40合金的热物理性能受温度的影响变化规律曲线比较稳定,泊松比m随温度的变化不明显,杨氏模量E和剪切模量G随着温度的升高呈线性缓慢下降,比热C_p随着温度的升高呈抛物线增加,热扩散率D和热导率K随着温度的升高呈线性增加,线性热膨胀率ΔL/L_0和平均线性热膨胀系数a随着温度的升高呈抛物线增加。
雷力明[2]2002年在《低成本阻燃钛合金微观组织和力学性能研究》文中研究指明本文制备了15Kg级Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C-x(x=0,2wt%Mo,0.2wt%Si+2wt%Mo)β稳定型低成本阻燃钛合金。进行了熔炼、锻造、热处理、力学性能测试、微观组织和拉伸断口形貌观察等试验。采用SEM、TEM、XRD、EDX等分析手段研究了合金相组成、热处理和合金元素对微观组织及力学性能的影响。讨论了合金相析出行为、断裂行为、变形行为和强化机制等。研究结果表明:除了基体β相外,还有α、(Ti,V)C、TiCr_2等析出相。其中,金属间化合物TiCr_2相是本研究首次发现存在于Ti-V-Cr-Al系阻燃合金中的析出相。合金中少量Al的引入降低了生产成本,但增加了α相析出倾向,促使基体β和α相发生短程有序化(SRO)等。α相在晶界的析出行为对合金塑性有重要影响,它在晶界连续析出时会急剧降低合金塑性。氧被认为是影响仅相析出的主要因素,(Ti,V)C能通过吸收基体中的氧而抑制α相的析出。本文首次开展了碳化物分布形态对Ti-V-Cr-Al系合金微观组织影响的研究工作,提出通过细化(Ti,V)C颗粒来有效抑制晶界连续α相网络的形成,从而明显提高该类合金热暴露后的塑性。α相和(Ti,V)C是合金中的主要析出强化相,(Ti,V)C颗粒受热处理影响较小,不同热处理工艺主要通过影响α相的析出而改变合金的力学性能。固溶处理后空冷(1~#热处理工艺)不能阻止α相的析出;固溶处理后的单重时效热处理(2~#热处理工艺)将促使α相在晶界和晶内的大量析出。除此之外,本文还开创性地发展了一种能强烈抑制α相在合金晶界和晶内析出的热处理工艺,即高温固溶处理后又进行一次低温固溶处理,随后再进行双重时效热处理(3~#热处理工艺)。2~#热处理工艺由于α相析出多而具有较高的强度,持久和蠕变性能也相对最好,但α相在晶界的大量析出导致合金变脆,尤其是在540℃热暴露100h后塑性急剧下降。3~#热处理工艺抑制了α相在晶内和晶界的大量析出而使强度稍低,合金热稳定性得到明显提高,但因强化相较少而使持久和蠕变性能欠佳;1~#热处理工艺性能则居于前两者之间。Mo有抑制α相析出的作用;Si则以固溶和析出硅化物两种形式对合金进行强化,能显着提高合金的持久和蠕变性能。Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C-x合金室温变形以位错滑移为主要形变机制,没有发现孪生现象。热暴露后,由于β基体和α相短程有序转变程度加剧,导致变形结构中出现了平面形变带(位错对滑移)。高温变形则是一个热激活的形变过程,位错交滑移和攀移是其重要的形变机制。位错环组是合金持久和蠕变变形结构中的重要位错组态,它是滑移位错运动的有效阻碍,合金基体上析出相越多,位错环组密度越高,持久和蠕变的抗力越大。
刘桐[3]2017年在《激光立体成形Ti-V-15Cr系合金微观组织演化及性能》文中指出激光立体成形技术兼顾精确成形和性能成性的需求,在设计新型钛合金和工程实践中应用广泛。Ti-V-Cr系阻燃钛合金具有较优良的机械性能和阻燃性能,是目前较成熟的航空发动机用阻燃钛合金材料。本研究以纯Ti、纯V和纯Cr的混合元素粉末为原料,使用高吸收率的半导体激光器和连续快轴流CO2激光器成形Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金,针对其组织演化规律以及部分性能展开研究,取得的主要研究成果如下:1.以混合元素粉末为原料激光立体成形制备的试样符合预期成分配比,未出现宏观成分偏析;物相分析的结果显示,Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金由体心立方单相β组成,无第二相析出。针对半导体激光束成形Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金的凝固组织展开研究,结果表明,V元素含量的增加对合金凝固组织形态未产生显着影响,晶粒平均尺寸逐渐减小,Ti-V-15Cr合金的凝固组织均是由竹节状的柱状晶或类等轴晶组成,顶部皆由细小等轴晶层组成,随着V含量的增加,顶部等轴晶厚度逐渐减小。2.基于多元合金凝固柱状晶/等轴晶转变(Columnar to equiaxed transition,CET)模型以及激光沉积过程熔池凝固条件分析,揭示激光立体成形Ti-V-15Cr合金凝固组织形成机理。结果表明,Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金中,V含量的增加对CET转变临界条件的影响极小,凝固条件一定时,V元素含量的增加不会对合金凝固组织形态产生显着影响,因而半导体激光立体成形Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金中,V元素由20wt%增加至35wt%,合金凝固组织形态未产生明显变化,理论分析与实验观察结果一致。此外,研究发现,熔池凝固条件是影响激光立体成形Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金凝固组织形态的关键。基于以上分析,选择典型成分合金Ti-35V-15Cr,采用CO2激光器激光沉积制备合金试样,以显着改变熔池凝固条件。结果表明,在采用CO2激光束,且对沉积工艺进行合理设计的条件下,得到由全?柱状晶组成的Ti-35V-15Cr合金试样。表明激光立体成形Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金的凝固组织具有较高的可控性,通过合理设计控制工艺,能够实现合金凝固组织调控。3.在组织演化规律研究的基础上,对激光立体成形Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金及其不同区域进行了纳米压痕、显微硬度测试以及阻燃性能测试,结果表明:在相同的工艺条件下,随着V元素含量的增加,Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金在最大载荷时的平均硬度逐渐增加;此外,观察Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金的硬度-位移曲线可以发现,自沉积层的底部到顶部,各合金的硬度与弹性模量都呈逐渐增加的趋势,而位移则逐渐减小。在阻燃性能方面,随着V元素含量的增加,合金燃烧的速率逐渐降低,激光立体成形Ti-xV-15Cr(20≤x≤35)合金的阻燃性能逐渐增强。
李笑[4]2011年在《热加工过程中的Ti40合金组织结构与力学性能研究》文中提出Ti40合金(Ti-25V-15Cr-0.2Si)是我国针对航空发动机钛火问题而研制的具有自主知识产权的阻燃钛合金。经过10余年的发展,课题组人员已经对合金的变形机理、阻燃机理、高温氧化机理、组织与性能的关系、以及热稳定性和蠕变性能进行了系统的研究,得出了一些重要结论。但是,Ti40合金大规格锻件在热加工过程中的开裂问题直没有能够得到很好的解决,这极大的限制了Ti40合金的加工和应用。针对此问题,本文在Ti40合金大规格锻件的锻造过程中选取不同状态的(铸态、中间锻态、终锻态、环材)样品,研究合金在热加工条件下加热过程中晶粒的生长行为、固溶特性、高温拉伸特性及成品环材成品环材的去应力退火工艺。研究结果对Ti40合金大规格锻件锻造工艺的选择和成品环材机加工过程中残余应力消除具有重要的指导作用。对不同样品在热加工温度下晶粒生长行为的研究表明,在加热过程中,组织的变化主要是锻态过程中沿晶界生成的再结晶晶粒的长大过程。当加热温度较低时,由于再结晶晶粒生长不充分,导致整体组织不均匀；随着加热温度的升高,再结晶晶粒逐渐长大,并向原始晶粒延伸,整体组织均匀化程度增加；当温度继续升高,出现晶粒的异常长大现象。综合组织均匀性和平均晶粒尺寸,认为Ti40合金在实际的热加工过程中,加热温度应选择在1000℃,时间不宜超过5小时。对合金铸态、终锻态和环材样品在热加工温度下的固溶特性和高温拉伸行为研究表明,Ti40合金的组织为单一等轴p相组织,合金中固溶的大量V、Cr元素,造成了晶格的较大畸变,导致实际晶格常数比标准p相晶格常数有较大程度的减小,但不同状态、不同加热条件下晶格常数变化不大,这种固溶程度导致Ti40合金具有极高的晶内固溶强化效果；而随后的高温拉伸性能表明,在1000℃温度条件下,合金的晶界强度极弱,通过和晶内强度对比,认为高温下晶内强度和晶界强度的巨大差别是Ti40合金锻造过程中容易开裂的主要原因之一。最后针对Ti40合金成品环件中存在的残余应力问题,设计不同的去应力退火工艺,结果表明,退火温度对合金室温、高温和热暴露后强度影响不大,但对塑性影响明显。当退火温度超过600℃时,合金室温、高温和热暴露后塑性显着降低,综合而言：当退火工艺选择在不超过550℃/4h时,退火工艺不会对合金的综合性能造成较大影响。
李博[5]2014年在《基于搅拌摩擦焊技术的TC4钛合金表面改性研究》文中指出新兴的固态搅拌摩擦焊技术及其衍生的新型加工方法,既可实现钛合金的连接,亦可用于钛合金的表面改性。本文基于搅拌摩擦焊技术原理对TC4钛合金进行表面改性,通过不同的工艺手段,分别制备具有结构或组分不同于原TC4母材的改性层,并揭示氮气气体、分散陶瓷/金属粉体、连续软质异种金属块体与搅拌区钛基组织的相互作用机制,结合组织性能评价,深入研究相关的基本理论和关键问题。在保护气氛下进行了直接搅拌摩擦TC4表面改性。研究了改性层组织结构特征,探明了搅拌摩擦热-力效应及其对TC4搅拌区宏观成形、α/β微观组织演变规律的影响,并建立了工艺参数、加工温度变化特征与组织演变特征之间的联系。基于加工升-降温区的组织变化,揭示了搅拌区α/β相结构演变机理;分析表明,TC4钛合金搅拌区的形成先后经历了起始塑性变形、高温塑性流变、高温“小锻造”和冷却的过程;在优化的工艺条件下,搅拌区“搅拌挤压流变区域”发生α/β相变;在“高温锻造区域”的全β相组织的演变及其冷却速率,决定了最终搅拌区的组织形态,并在冷却后获得基于β相区群的新生α+β(或α+α'+β)双态组织。在分析了改性层硬度及耐磨性的基础上,讨论了搅拌区组织强化机理。介入一定比例的氮气/氩气混合气氛搅拌摩擦TC4表面改性,提出了钛合金搅拌摩擦氮化工艺,在分析氮化层组织结构特征的基础上,揭示了氮化机理。研究认为,氮气可与TC4搅拌区表层的、经塑性变形活化的钛基组织进行气-固热吸附,在搅拌摩擦作用下通过“塑性变形诱发Ti/N加速反应扩散”、冷却过程的氮化相析出等机制,以及表层氮化物和高氮Ti(N)固溶体相的搅拌迁移行为,实现了机械驱动、固态加工和快速氮化的工艺目标。获得了厚度在200μm以上的氮化层,并测试分析了氮化层的硬度分布特征。搅拌区的结构呈现出“致密氮化层区”、“次致密氮化层区”、“氮化物颗粒弥散层区”、“贫氮搅拌区”的分层特征,结合搅拌头对氮化相的“机械破碎效应”及氮的成分浓度因素,分析了氮化层结构梯度特征的形成原因。利用植粉搅拌摩擦加工工艺,制备了Ti Cp/TC4钛基陶瓷颗粒增强复合化改性层,重点研究了搅拌区的Ti C颗粒行为。对改性层不同特征区域的颗粒形态、分布、尺寸等因素进行了观察分析,结合预植入的不连续Ti C颗粒与搅拌头之间、相邻颗粒之间的相互作用,揭示了陶瓷颗粒在钛基搅拌区中的整体分散和微区弥散、塑性变形、破碎细化、溶解-析出等多种物理行为的发生机理。测试和分析了Ti Cp/TC4复合化改性层的硬度分布特征,进而阐明了这种复相组织的强化机制,认为搅拌区分散的Ti C颗粒以及钛基α+β双态组织晶粒的双重细化,可对改性层产生第二相强化和基体复相强化的作用。分别基于植粉搅拌摩擦加工工艺和异种金属搅拌摩擦焊搭接工艺,将异种的塑性金属引入TC4搅拌区制备改性层,重点研究了异种金属相与钛基组织的相互作用机制及其影响。主要工作包括:①将β-Ti相稳定元素Cu粉预植入TC4表层,利用搅拌摩擦热-力效应制备了Ti-Cu阻燃改性层;金属Cu粉体在钛基搅拌区中发生分散、固溶、反应扩散等行为,获得了基于新生富β-Ti相区的Ti-Cu合金化层区;结合阻燃性能评价,分析了Ti-Cu改性层的阻燃机理,研究认为,β-Ti相比例的提升以及生成的Ti-Cu中间相,均有利于改善组织的耐烧蚀能力。②改变植入的金属粉体,将α-Ti相稳定元素Al粉引入TC4搅拌区,制备了TC4表面的Ti-Al合金化改性层。研究了引入Al粉在搅拌区中反应生成Ti-Al中间相颗粒的机理及其分布特征,分析认为,弥散分布的中间相颗粒可提高改性层复相组织的硬度。③提出了在搅拌摩擦焊搭接工艺下,将软质的、连续的纯Al金属块体引入TC4表层,在TC4基板表层制备了Ti-Al合金化层区及Al基覆层,实现了TC4表面的Ti-Al合金化及异种金属块体的冶金结合。研究了加工过程中异种块体金属之间的相互作用机制,并且评价了改性层的抗热氧化性能,分析了热氧化60小时后Ti-Al合金化层区的相结构演变。
霍亚洲[6]2016年在《半固态锻造Ti-7Cu合金组织及力学性能研究》文中研究表明钛合金具备比强度高、耐腐蚀性好、耐热性高等优点因而在各个领域得到广泛应用。当前,钛合金正向着高性能化、低成本化的方向发展。其中,钛合金半固态加工技术是研究的重点之一。本文以Ti-7Cu合金为对象,研究了合金半固态加工温度、变形量与微观组织及其性能间的规律性关系。主要研究结果表明:较常规锻造,Ti-7Cu合金半固态加工过程中,由于液相的协调变形机制,合金的变形抗力得到有效的减小,Ti-7Cu合金表现出较好的可锻性;锻造温度为1000℃与1050℃时,所得锻件表面光滑,无明显的裂纹。随着锻造温度的升高,晶粒尺寸呈现长大趋势,且主要以合并长大和Ostwald熟化机制生长;另一方面,随着变形量的增加,动态再结晶发生,晶粒细化。同时,在Ti-7Cu合金半固态锻造过程中,由于液相在晶界发生偏聚,并在冷却过程中发生共析反应,使Ti2Cu相产生晶界偏析。变形温度对液相的积聚及Ti2Cu相的偏析有很大的影响。随着锻造温度的增加,晶界析出的Ti2Cu相明显增多,大量液相偏聚在能量较低的晶界处,最终析出条状Ti2Cu,粗化了晶界。力学性能研究结果表明:半固态锻造后Ti-7Cu合金的拉伸强度明显提高,但塑性下降。随着锻造温度的升高,Ti2Cu析出相数量增加并在晶界发生偏析。试样晶内位错在析出相表面缠结、钉扎产生了强化作用,使合金的强度升高;此外Ti2Cu为硬质相,位错的聚集与钉扎产生应力集中,易萌生裂纹,导致塑性下降。常规锻造合金在拉伸过程中表现出典型的穿晶断裂模式,断口以细小韧窝为主;半固态锻造时硬质Ti2Cu相沿晶界呈一定角度生长并形成偏析带组织,合金在拉伸过程中表现出穿晶和沿晶的混合断裂模式,断口由粗大的韧窝和解理条纹组成。
吴贞号[7]2018年在《TC11钛合金连续点式锻压激光快速成形工艺与热处理研究》文中研究表明TC11钛合金是一种热强钛合金,属于α+β类型钛合金,具有优异的高温强度、抗蠕变能力和良好的综合机械性能。主要用于制造航空发动机的压力机盘、叶片、鼓筒等零件,也可以用于制造航天飞机结构件。本文以TC11钛合金为研究材料,研究了连续点式锻压激光快速成形技术成形高度不同的试件,其组织与力学性能的差异;主要研究了连续点式锻压激光快速成形工艺参数下压量以及热处理工艺对组织和性能的影响。研究了高度不同的成形试件的组织和显微硬度的对比分析,结果表明:连续点式锻压激光快速成形技术成形TC11钛合金的组织和硬度与成形高度无关。高的试件和低的试件其宏观组织形态从上到下保持一致且晶粒尺寸差异很小,均由上部柱状晶、上部大等轴晶和下部均匀小等轴晶组成;微观组织保持一致,均由上部魏氏组织转变成下部网篮组织;显微硬度保持一致,均是上部柱状晶的硬度最大,底部均匀小等轴晶次之,上部大等轴晶硬度最小。对下压量0.1mm和下压量0.2mm的TC11钛合金进行了组织和力学性能研究,结果表明:两种下压量的试件组织均为等轴晶组织,且下压量0.2mm的试件晶粒尺寸较小;两种下压量的显微组织均为网篮组织;下压量0.2mm的试件显微硬度和抗拉强度较高,但是下压量0.1mm的试件的延伸率较优。研究了固溶处理和时效处理对两种下压量的TC11钛合金的组织和力学性能的影响,结果表明:随着固溶温度的升高,两种下压量的初生α相体积分数和初生α相的长宽比均降低,晶界α相的球化程度增高,并且保温时间有一定的促进作用。经过固溶处理和时效处理后,显微硬度、抗拉强度和延伸率均有显着的提高。经过热处理后,下压量0.2mm的试件力学性能要优于下压量0.1mm的试件力学性能。
李劲波[8]2012年在《基于加工图技术的锻态Ti40合金锻造工艺优化》文中指出Ti40合金是我国具有自主知识产权的高合金化全型钛合金，具有良好的抗燃烧性能和高温性能，但该合金锻造性能差，易产生变形缺陷。基于此，本文对锻态Ti40合金在变形温度950～1100℃和应变速率0.001～1.0s-1的参数范围内进行了等温恒应变速率热压缩试验，基于压缩试验结果，研究了这种合金的力学行为，并采用基于动态材料模型的加工图技术对该合金的变形热力参数进行了优化。主要研究结果如下：锻态Ti40合金的流变应力随应变速率的增大和变形温度的降低而增大，该合金的真应力-真应变曲线基本上呈稳态流动型，但在应变速率为1s-1时，流变应力会逐渐出现软化现象。分析表明，锻态Ti40合金在高温变形时，更适合用双曲正弦方程来描述热激活稳态变形行为，并通过计算求得锻态Ti40合金的变形激活能约为253.48KJ/mol，说明该合金在本试验参数范围内的热变形机制并非仅仅由Ti原子自扩散控制。在试验参数范围内还建立了锻态Ti40合金峰值流变应力模型，结果表明，该模型能够达到较高的精度。基于动态材料模型理论，分别利用Prasad判据、Murty判据和Malas判据绘制出该合金在不同真应变下的加工图。基于Prasad判据的加工图和基于Murty判据的加工图基本相同，但基于Malas判据的加工图与基于Prasad判据和Murty判据的加工图有较大的区别。分析表明，Malas判据容易把较佳的变形区归入到失稳变形区，而Prasad判据和Murty判据均能较好地确定失稳变形区和稳定变形区，但基于Prasad判据的加工图中失稳变形区略大，从安全加工的角度考虑，应以基于Prasad判据的加工图的优化结果为宜。根据基于Prasad判据的加工图得出失稳变形区参数范围为950℃~1017℃、0.13s-1~1.0s-1，失稳变形区的失稳现象主要为局部流动，较佳的锻造加工参数范围为950℃～1100℃、0.001s-1～0.01s-1，其变形机制以动态再结晶为主，伴随动态回复，最佳的锻造加工参数位于1060℃、0.001s-1附近，发生了完全动态再结晶，其它区域对应的变形机制以动态回复为主，伴随动态再结晶。
李培峰[9]2010年在《TC11钛合金热变形行为研究》文中研究说明TC11钛合金主要用于制造航空发动机压气机盘、叶片和鼓筒等零件。由于TC11钛合金热变形过程中的成形温度范围较窄,热变形参量对其组织和性能的影响比较复杂,导致成形的难度较大,微观组织不均匀,严重影响了产品品质的稳定性。因此,开展TC11合金高温热变形行为及组织结构演化的研究对于TC11合金的高温锻造及热加工工艺的合理制定具有十分重要的指导意义。本文选取了具有粗片层组织TC11钛合金作为研究对象,采用热模拟压缩方法,系统地研究了合金在950℃下,不同应变速率(O.1s-1、1s-1、10s-1、50s-1)和应变量(50%-80%)下的热压缩变形行为及应力-应变响应。利用扫描电镜、透射电镜以及激光共聚焦显微镜观察和表征了不同条件下TC11合金高温压缩变形诱发的组织结构变化。采用楔形TC11板材样品对其进行了950℃连续应变热轧实验,重点考察材料的内裂纹形成与应变及应变速率间关系。研究结果表明：(1)热模拟压缩时随着应变的增大,流变应力迅速增大,达到峰应力值后出现流变软化。应变速率越高,峰应力越大,应变速率每增大一个数量级,峰应力值增大30～60MPa。(2)热模拟压缩时,样品中形成了变形死区、小变形区和大变形区。在变形死区,晶粒较大；小变形区中晶粒较小,显微组织开始细化,α相与β相片层与轴向呈较小角度并趋向于横向平行排列,部分区域产生扭折现象；在大变形区的晶粒不明显,显微组织极度细化或球化,α相与p相片层基本相互平行且与轴向垂直；热模拟样品变形死区外侧没有裂纹萌生,小变形区外侧有边裂,大变形区内没有裂纹萌生,变形死区、小变形区和大变形区的交界处有挤出、外包裂纹等缺陷。(3)楔形板材热轧时,存在应变速率显着增加的临界厚度拐点,而在拐点前后样品中的应变速率都随长度(应变)的增加而逐渐减小。热轧样品中小应变区无内裂纹,中等应变内形成少量长裂纹,大应变区内有显微裂纹出现,随应变量的增加,显微裂纹的尺寸逐渐减小,数量逐渐增多,应变量增大到一定值时,显微裂纹和长裂纹的数量和尺寸趋近饱和。显微斜裂纹在轧制正应力和剪切应力作用下产生并扩展,最终导致板材的开裂或断裂。通过热模拟和热轧实验结果的对比,可以得出在950℃,较低应变速率下锻造加工TC11钛合金是更优的工艺。
张平平[10]2013年在《新型高强结构钛合金的组织与性能研究》文中进行了进一步梳理钛合金由于低密度、高比强度及良好的耐蚀性使其在航空航天、船舶和兵器等领域获得了广泛应用。随着现代航空飞行器对承力构件性能的要求越来越高，提高结构钛合金性能已成为研究热点。本文以高强钛合金为研发目标，设计了新型高强钛合金成分。借助光学显微镜、扫描电镜、XRD、显微硬度计和拉伸实验机等测试手段，研究分析了热变形和热处理工艺对叁种钛合金组织和性能的影响。主要研究内容及结论如下：从合金化原理及β钛合金设计原则出发，设计了三种新型Ti-Al-V-Mo-Cr-Zr-Fe-Nb系钛合金，1#、2#和3#合金的钼当量分别为21.0、19.0和14.2。采用真空自耗熔炼技术，将叁种合金按设计成分进行叁次熔铸，叁次熔炼后合金的成分分布均匀，与理论设计成分相符，杂质含量均低于标准。铸态合金的晶粒比较粗大，晶粒大小约为800~1200μm，合金中相含量随着钼当量降低而增多。采用计算法、连续升温金相法和差热分析法叁种方法，得出1#、2#和3#的相变点分别为705±5℃、720±5℃和785±5℃。累计变形量为60%粗锻后，合金中析出大量初生相，粗锻棒材横截面边部相含量比中部的多且细小。经过精锻，合金中初生相含量明显减少。对比叁种合金锻态组织发现，3#合金中初生相含量比1#和2#的多，表明在相同锻造条件下，钼当量低的合金，初生相含量多。叁种合金经800℃热轧，其组织主要为细小“扁状不规则”的β晶粒相，2#和3#合金分别含有颗粒状相和针状相。测得1#，2#和3#合金的抗拉强度分别为890MPa、957MPa和861MPa，延伸率分别为20.0%、27.0%和17.5%。对比发现，2#合金的拉伸性能比1#和3#的好。通过不同固溶+时效热处理后，1#，2#和3#合金的抗拉强度分别为1412.8MPa、1428.5MPa和1404.5MPa，延伸率分别为8.5%，10.16%和11.92%。该结果表明对于所设计的叁种合金，通过制定合理的热处理工艺，抗拉强度均能达到1400MPa以上，延伸率不低于8%。相比1#和3#合金，2#合金的强度与塑性匹配性较好。
参考文献：
[1]. Ti-V-Cr系阻燃钛合金热变形基础及应用性能[D]. 赖运金. 西北工业大学. 2016
[2]. 低成本阻燃钛合金微观组织和力学性能研究[D]. 雷力明. 北京航空材料研究院. 2002
[3]. 激光立体成形Ti-V-15Cr系合金微观组织演化及性能[D]. 刘桐. 长安大学. 2017
[4]. 热加工过程中的Ti40合金组织结构与力学性能研究[D]. 李笑. 东北大学. 2011
[5]. 基于搅拌摩擦焊技术的TC4钛合金表面改性研究[D]. 李博. 南京航空航天大学. 2014
[6]. 半固态锻造Ti-7Cu合金组织及力学性能研究[D]. 霍亚洲. 长安大学. 2016
[7]. TC11钛合金连续点式锻压激光快速成形工艺与热处理研究[D]. 吴贞号. 燕山大学. 2018
[8]. 基于加工图技术的锻态Ti40合金锻造工艺优化[D]. 李劲波. 南昌航空大学. 2012
[9]. TC11钛合金热变形行为研究[D]. 李培峰. 东北大学. 2010
[10]. 新型高强结构钛合金的组织与性能研究[D]. 张平平. 西安建筑科技大学. 2013
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