方璐[1]2016年在《全片层高Nb-TiAl合金显微组织热稳定性研究》文中研究说明高Nb-TiAl合金由于其优异的高温力学性能和较低的密度,在航空、航天以及汽车的高温端部件中显示了巨大的应用潜力,有望替代Ni基高温合金。经过近几十年的研究,高Nb-TiAl合金在成分设计、组织控制和制备加工等方面已经取得了一系列进展,但对合金在近服役条件下的显微组织热稳定性研究还比较欠缺,严重影响了该合金的进一步应用。基于此,本文围绕全片层高Nb-TiAl合金的显微组织热稳定性及其对力学性能的影响展开了研究,主要结论如下:(1)研究了全片层高Nb-TiAl合金700℃-1000℃热循环后显微组织变化规律。结果表明,长时热循环后合金片层团晶界将发生粗化,700℃和800℃下晶界组成相为γ和ω相,900℃和1000℃下晶界组成相为γ和B2相,说明该成分合金在此温度区间存在(α2+γ+B2/ω)三相区。片层团晶界的粗化是通过不断析出新的γ晶粒来实现的,取向差越接近的晶界,γ晶粒的析出受抑制,晶界不发生迁移,反之,片层团晶界迁移的驱动力越大。新析出的γ晶粒通常与片层团晶界一侧的γ片层取向一致;(2)揭示了Al偏析对全片层高Nb-TiAl合金热循环后显微组织稳定性的影响。结果表明,900℃热循环后,Al偏析处易产生片层组织的不连续粗化,1000℃下Al偏析处和片层团晶界及片层团内部均有大块γ晶粒的形成。γ晶粒内又有不同取向的α2颗粒沿{111}γ晶面析出,两相之间满足Blackburn共格位向关系。900℃和1000℃热循环后均没有B2相的析出;(3)研究了Nb含量对全片层TiAl合金热循环后显微组织稳定性的影响。结果表明,低Nb含量的TiAl合金长期热循环后,片层团晶界也发生了迁移粗化现象。然而,片层团晶界的组成相变为γ和α2相,没有发现B2相的存在。α2相呈颗粒状或片状,片状α2与γ存在{111}γ//{0001}α2,<1120>α2//<110>γ共格位向关系;(4)揭示了合金900℃和1000℃热循环后显微组织变化对力学性能的影响规律及影响机制。研究表明,室温抗拉强度和压缩屈服强度随温度和热循环次数的变化规律类似。900℃下,随着热循环次数的增加,呈现逐渐减小的规律,1000℃下,强度变化规律表现为先减小后增加。这种热循环引起的强度下降幅度并不大,长时热循环后强度仅下降约10%左右,比普通TiAl合金低得多。合金的室温断裂韧性随热循环次数的增加均呈现出先减小后增大的规律。热循环后室温塑性延伸率出现了大幅度下降,这是由"相变脆化"和"释氧脆化"共同导致。高温塑性延伸率随着热循环次数的增加而增大,这是因为高温下β相可以提供充足的滑移系;(5)研究了喷丸高Nb-TiAl合金900℃和1000℃下长时保温后显微组织变化规律。结果表明,长时保温后表层区域的显微组织明显分为两层,即靠近喷丸表面的FG层(等轴细晶粒层)和远离喷丸表面的CG层(粗晶粒层)。FG层主要由再结晶γ晶粒组成,CG层主要由不完全再结晶γ晶粒组成,前者驱动力来自于形变组织中的机械储存能,后者驱动力随着长时保温时间的延长逐渐由形变储存能转变为界面自由能。900℃长时保温后表层组织由γ、α2和B2相组成,而1000℃长时保温后B2相消失。喷丸合金长时保温下α2颗粒的重新析出并不是通过再结晶,其取向与原始片层组织中的α2片层保持一致;(6)对比研究了形变处理和热应力对合金显微组织热稳定性的影响。结果表明,热应力作用下,合金片层团晶界和晶内γ晶粒的生成不是再结晶行为。热压缩变形和喷丸作用后,合金长时保温过程中超过最小形变量阈值的片层组织均转变为再结晶γ晶粒。热应力作用下,α2片层仅发生溶解,而热压缩变形和喷丸作用后,合金长时保温过程中α2片层经历溶解、析出和长大三个过程,大部分α2颗粒沿再结晶γ晶粒的{111}面析出。此外,热压缩变形和喷丸作用后,1000℃长时长时保温将导致B2相的消失,Nb和W元素可以充分扩散。
刘程程[2]2018年在《Sn微合金化高Nb-TiAl合金性能及注射成形工艺研究》文中认为TiAl基合金具有低密度、高强度、良好的的抗高温氧化和抗蠕变性能,是一种极具潜力的轻质高温结构材料,但是室温塑性低,加工成本高阻碍其广泛应用。粉末冶金工艺作为一种近终成形技术,可制备低成本,复杂形状的TiAl基合金,但合金粉末的烧结活性低、致密化困难。因此本文以高Nb-TiAl预合金粉末为原料,添加微量Sn元素粉末为活化烧结助剂,通过实验与理论计算相结合研究微合金化Sn元素对高Nb-TiAl合金综合性能的影响及烧结致密化机理,对微合金化后的TiAl合金的室温力学性能、高温变形行为以及高温氧化行为进行系统研究。并采用注射成形工艺制备Sn微合金化高Nb-TiAl合金零件。主要研究结论如下:采用粉末冶金无压烧结工艺,以Ti-45Al-8.5Nb-0.2W-0.2B-0.02Y(简称TiAl-OSn)预合金粉末为原料,添加不同含量(0～5at.%)Sn元素粉末,在1430～1540℃烧结制备致密TiAl-xSn(x=0～5at.%)合金材料。研究表明:添加微量Sn元素有助于降低合金的烧结致密化温度,提高烧结坯的致密度,从而有利于降低合金组织晶粒度、改善合金综合性能。其中1510℃/2h所制备的TiAl-lSn合金,其致密度达到98%,组织为α2/γ相构成的均匀细小的全片层结构,片层团尺寸为60～80μm,。Sn添加抑制晶界β相偏析,但添加量超过1at.%后片层问距变大,添加量达到5at.%后会在晶界析出富Sn相。随着Sn添加量的增加,合金的洛氏硬度值增大。微量Sn元素(1at.%)的添加可以显著改善合金的室温压缩性能,经1510℃烧结制备TiAl-lSn合金的力学性能最优,洛氏硬度值为72.2HRA,抗压强度为2938MPa,屈服强度为680MPa,压缩率为29%。Sn主要固溶于α2相中,少量固溶于γ相,使合金中γ相含量增加,α2相体积分数下降。TiAl-xSn(x=0,0.5,1,1.5)合金进行高温压缩变形时,合金的屈服强度随变形温度的升高、应变速率的降低而降低,塑性不断增加。Sn元素的添加可以使得相同变形温度下合金流变应力提高,这主要是由于Sn元素的固溶强化作用。Sn元素的添加可以降低高Nb-TiAl合金脆韧转变温度,TiAl-OSn合金韧脆转变温度为900℃,而TiAl-lSn合金700℃时已出现明显的流变软化行为;800℃下,未添加Sn时,合金内仅存在形变孪晶,造成晶体切变量有限,变形量小;添加Sn后合金中变形机制为大量位错在晶内滑移,孪晶切变作为补充,使变形量得到提高。合金在高温塑性变形时,峰值流变应力、应变速率和变形温度之间较好地满足双曲正弦形式的Arrhenius关系,说明其变形受热激活控制。在700～1000℃/0.2～0.002s-1条件下,TiAl-OSn与TiAl-lSn合金高温变形激活能分别为:311kJ/mol、429kJ/mol。添加Sn提升了高Nb-TiAl合金高温抗氧化性能,在900℃氧化100h的增重小于TiAl-OSn合金,添加量0.5～1at.%时抗氧化性能较优。Sn添加可减小合金氧化膜厚度,改变氧化膜结构,抑制氧化层裂纹产生。经过900℃高温氧化100h后,TiAl-xSn(x=0.5,1,1.5)合金的氧化膜均较薄且致密,从表面到基体依次为:表层分布Ti02颗粒的A1203层/Ti02层/富Nb、Sn层(少量TiN)/Ti3Al层/基体。TiAl-OSn合金氧化膜较厚,出现裂纹,从表面到基体依次为:TiO2层/Al2O3层/TiO2+Al2O3层/富Nb层/基体。添加Sn合金中Sn与Nb共同作用,富集在氧化膜与基体的过渡层,形成了一层富Nb、Sn的阻隔层;同时Sn添加稳定了合金中TiN,阻碍Ti从基体向外扩散,从而减小了氧化膜厚度及TiO2颗粒尺寸,改善合金抗氧化性能。采用Materials Studio软件CASTEP模块对Sn掺杂γ-TiAl合金体系的晶格参量、原子平均形成能、弹性模量、态密度和重叠布居数等性能进行了计算。计算结果可以发现,Sn掺杂体系的稳定性均略低于纯γ-TiAl体系,形成能计算结果表明Sn原子更倾向于替代A1原子位置。轴比和弹性模量的计算结果均表明Sn在1/54原子浓度掺杂时,会对γ-TiAl合金的延性有所改善,与实验结果相一致。分析其重叠布居数可以发现,掺杂Sn元素可以降低γ-TiAl合金内共价键的各向异性程度,从而使延性得到改善。设计了一种适合TiAl合金注射成形的催化脱脂型粘结剂,配方为85wt.%POM,5wt.%HDPE,2wt.%EVA,3wt.%CW,5wt.%SA,粉末装载量达到65vol%。在180℃，剪切速率1412s-1时喂料流动行为指数n值为0.521,粘流活化能E为28.18kJ/mol。研究了催化脱脂工艺,合适的脱脂参数为115℃脱脂6h,进酸量1.3g/min。脱脂后杂质含量增加较少,主要原因是脱脂温度较低,脱脂时间短。探讨了烧结工艺对合金致密度、显微组织及性能的影响。升高烧结温度与延长保温时间均会提高合金致密度,过高的烧结温度与过长的保温时间造成晶粒粗大,对力学性能不利。TiAl-lSn合金在1510℃烧结2h,抗拉强度为402MPa,低于铸态合金,延伸率0.44%,与铸态合金相当。合金抗压强度及压缩率分别为2930MPa,34.3%,均优于铸态合金。
孙才[3]2013年在《高温热暴露的γ-TiAl基合金表面微裂纹萌生行为与疲劳寿命的研究》文中提出本文系统研究了近片层组织的γ-TiAl合金Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-1B(at.%)在无热暴露状态,单纯热暴露状态以及热暴露+表面氧化状态下不同表面加工质量对合金疲劳性能的影响,同时对合金在700℃,7000小时过程中的氧化行为进行了评估和微观分析。研究发现：在该高强度TiAl合金的疲劳过程中,交变疲劳最大应力往往低于其条件屈服应力,最大受力面上不易出现局部区域塑性变形。在这样的情况下,最大受力面的表面质量变得极为关键。不同表面加工方式会显著影响高强度TiAl合金的条件疲劳强度,无论在长期高温热暴露前和热暴露后均是如此。700℃,10000小时热暴露处理并未改变最大受力面的表面加工质量对条件疲劳强度的影响趋势,始终呈现出电解抛光>喷丸>直接线切割>V型缺口的总体趋势。同时发现,在低于条件屈服应力下疲劳裂纹的萌生均属于材料屈服前的早期裂纹萌生,合金中弱的组织和相成为其萌生的优先选择：这包括等轴γ晶粒聚集区域,偏聚在晶界位置的B2(ω)晶块以及处于软位向的α2/γ片层界面。热暴露+表面氧化后,条件疲劳强度出现“热暴露增强”的现象,这与样品长时间处于高温环境中所引起的应力弛豫有关。应力弛豫导致样品线切割表层的拉应力降低,喷丸表面压应力层减薄,表层及次表层应力集中和缺陷出现的几率减少,V型缺口根部的应力集中降低。大气热暴露导致的应力弛豫现象带来的有利效果大于表层氧化产生的不利效果。研究还发现,热暴露增强的幅度与样品表面加工质量呈反向关系。样品原始状态越差,热暴露对其施加的应力弛豫效果越明显,热暴露增强幅度越大。单纯热暴露后的平面样品不存在热暴露对样品的应力驰豫效应,其条件疲劳强度略有降低,这与热暴露造成的微观组织脆化和相变脆化有关。在三种热暴露状态下,V型缺口(kt=3.0)均是疲劳断裂的主导因素,缺口根部都存在σmax<σ0.1的受力情况,很难产生局部塑性变形,不会出现缺口根部的“缺口强化”效应。经历了700℃,长达7000小时(热暴露+表面氧化状态的样品经历了10000小时)的氧化样品,表现出良好的抗氧化性能,这与添加的Nb和Si等合金元素改善了合金抗氧化性能以及选取的700℃的氧化温度有关。氧化层主要由Ti02和Al203混合构成,且氧化层的成分分布不均匀,富Al203相不连续的分布在Ti02层中。Ti、Al、O的迁移速率和扩散距离成为控制氧化层形貌的主要因素。结果表明：不同的表面加工方式是决定表面裂纹启裂和条件疲劳强度的首要因素。在γ-TiAl合金零部件加工制造过程中,表面加工质量极为关键,它直接关系到零件的使用寿命和人身安全,而所处的大气高温工作环境的影响在本研究所考察的条件下显示出良性影响大于不利影响。
张岩松[4]2011年在《TiAl基合金力学性能及本构关系的研究》文中指出TiAl基合金是一种新型高温合金材料，具有较高比强度、比刚度、抗蠕变、抗氧化和低密度等优越的综合性能，是航空航天领域的理想合金。本文主要针对TiAl基合金中名义成分为Ti-47Al-2Cr-3Nb合金开展系统的试验、宏观本构关系和工程应用的研究工作。对Ti-47Al-2Cr-3Nb合金开展室温25~850℃范围内、应变率10-4/s和10-3/s的率控制单轴拉伸试验研究，获得合金在变形过程中的真应力-应变关系数据。通过对试验结果的分析，得到合金的弹性模量、屈服强度和抗拉强度等基本力学性能参数；分析合金性能受温度和应变率影响的变化规律。结果表明，材料的力学性能受温度变化影响较大，受应变率变化影响较弱；弹性模量和屈服强度随温度升高而降低，但在温度为700~780℃时却出现反常的升高现象；合金在780~850℃之间材料的变形机制发生明显的变化，在850℃时表现出良好的塑性。运用扫描电子显微镜（SEM）对试件断口进行微观观测，研究合金的断裂机理，发现合金的主要断裂形式为穿层断裂和沿层断裂，随温度的升高会出现沿层开裂和片层撕裂特征，在850℃时会观测到一定量的韧窝形成。基于试验结果，应用J-C和Z-A两种宏观本构模型建立表征合金塑性变形过程中真应力-应变关系的本构方程，并针对温度对TiAl基合金力学性能的影响，对预测结果较差的J-C模型进行改进。将改进的J-C模型和Z-A模型的预测结果与试验数据进行对比，结果表明：两种模型均能较准确的预测25~780℃范围内合金塑性变形行为，为工程应用提供可靠的理论参考。提出了两种建立材料变形过程中完整应力-应变关系的思想，方法简便且拟合精度较好。采用本文拟合得到的TiAl基合金本构模型，对现役发动机压气机叶片进行应力分析与强度校核，计算结果表明，本文所建立的本构模型可用于实际工程结构的应力分析；TiAl基合金与叶片原材料相比，密度为原材料的1/2，安全系数与使用原材料基本相同。
尹权[5]2011年在《长期热暴露过程中高铌—铪含量TiAl合金高温稳定性的研究》文中研究指明本文研究了具有全片层组织的合金Ti-44Al-4Nb-4Hf-0.2Si-1B在700℃大气氛围中,一万小时热暴露过程中的长期热暴露的稳定性。采用透射电镜和扫描电镜等手段研究了合金在这个过程中的显微组织变化特征,并测试了相应的室温高周疲劳和拉伸性能。研究发现,经过热等静压和在α2单相区等温锻压后得到的合金Ti-44Al-4Nb-4Hf-0.2S-1B是一种a2+γ全片层结构。在合金晶界处存在着少量的等轴γ晶粒和残留着面积分数大约为3%的枝状B2(ω)相,合金组织中弥散分着硼化物组织。研究表明,长期大气高温热暴露导致合金α2+γ晶团内的α2层片发生了一定程度的α2→γ相变：部分α2层片转变成更为细小的Y层片。长期大气高温热暴露也导致合金中α2+γ层片条束上发生了一定程度的α2+γ→B2(ω)相变：条束上的部分α2+γ层片消失,代之以微米及亚微米尺度的B2(ω)块状相。在热暴露10000h后,B2(ω)相的面积分数达到8.4%。随着高温热暴露的逐渐进行,合金的室温塑性延伸率逐渐降低。在热暴露10000h后,合金的塑性延伸率约为热暴露前的三分之二。然而,长期高温热暴露对合金的室温拉伸断裂强度和条件屈服强度没有显示出明显的有害影响。在热暴露10000h后,其条件屈服强度总体上仍保持在600MPa级别。合金的室温疲劳性能没有显示出降低,相反,还有所提高,但是疲劳断裂的数据出现较大的离散现象。和单纯含Nb的TiAl合金相比发现,在复合添加Nb、Hf元素的TiAl合金中,热暴露所导致的“释氧脆化”和“B2+ω生成脆化”的影响较前者小。复合含Nb、Hf合金元素的TiAl合金有优于单纯含Nb的TiAl合金的高温热稳定性。
崔喜平[6]2012年在《轧制及反应退火制备微叠层TiB_2-TiAl复合材料板组织与性能》文中研究指明为满足超音速飞行器和未来涡轮发动机以及壳体热防护系统对800~1000oC使用的轻质高强合金薄板的迫切需求，TiAl基合金板材的开发与制备至关重要。然而由于本质脆性，直接轧制脆性的TiAl基合金锭制备板材十分困难，因而本文通过热轧塑性变形良好的多层Ti-(TiB_2/Al)复合板及后续的多步热处理成功制备出微叠层TiB_2-TiAl复合材料板材并采用真空热压烧结致密化处理显著提高了其致密度。探索并优化了TiAl基复合材料板材的制备工艺，利用扫描电镜（SEM）、X射线衍射（XRD）和透射电镜（TEM）系统研究了反应退火过程中反应层的相组成及反应动力学并揭示了其反应机理，探讨了TiB_2含量对TiAl基复合材料组织成分与力学性能的影响，并合理表征和评价了微叠层TiB_2-TiAl复合材料板的组织结构及力学性能。利用热压及热轧制成功制备出界面结合良好的多层Ti-(TiB_2/Al)复合板。为保证多层Ti-(TiB_2/Al)复合板层厚均匀，轧制变形量不宜超过65%。TiB_2/Al复合材料板取代多层Ti-Al复合板中的纯Al板，显著改善多层复合板的变形协调性。变形协调性的改善有利于设计和控制最终TiAl基复合材料的组织成分。多层Ti-(TiB_2/Al)复合板在520~700oC低温反应退火时，TiAl_3相为首要产物，TiB_2不参与反应与扩散。TiAl_3层形成和生长是反应扩散过程，且伴随其有序-无序转变。TiAl_3层向TiB_2/Al层的生长速率高于向Ti层的生长速率。铝熔点（660oC）以下反应退火时，TiAl_3层生长遵循抛物线生长动力学规律；铝熔点及以上反应退火时，TiAl_3层生长遵循直线生长动力学模式。基于对低温退火反应动力学研究，再综合考虑退火过程中不能发生Al大量熔化流出及尽量减少TiAl_3层中孔洞产生，确定660oC为最佳低温反应退火温度。低温反应退火过程中存在Kirkendall效应，Al消耗完全后，TiAl_3层中间位置形成疏松多孔的TiB_2堆积层，严重降低材料的致密度与力学性能。1225oC/2h/60MPa条件下的真空热压烧结能显著提高多层复合材料板材的致密度，且致密化过程不引入二次裂纹。随后在950~1200oC高温反应退火时，反应扩散继续进行，TiB_2亦不参与反应，最终得到层状TiB_2-TiAl-Ti3Al复合板。继续在1400oC片层化热处理22min，制备出由少量γ-TiAl连接着大量TiB_2颗粒的TiB_2-rich层和近全片层组织的γ-TiAl层交替排列的微叠层TiB_2-TiAl复合材料板材。TiB_2-rich层存在显著地限制α2γ片层组织粗化。且TiB_2-rich层中TiB_2与γ-TiAl间界面结合良好、局部区域存在位向关系：[1100]TiB_2//[112]TiAl和(001)TiB_2//(111)TiAl。通过研究TiB_2含量对TiAl基复合材料板材组织成分与性能的影响，发现微叠层2.6vol.%TiB_2-TiAl具有最佳的成分、组织结构、最小的密度和最高的弹性模量，其值达到172.15GPa。断裂韧性试验表明，微叠层TiB_2-TiAl复合材料板表现出良好的断裂韧性，随着TiB_2-rich层增厚，断裂韧性增加。且断裂韧性强烈地依赖于加载方向，2.6vol.%TiB_2-TiAl复合材料板平行于法向的断裂韧性值达到15.12MPa·m1/2，比平行于横向的断裂韧性值提高27.6%。TiB_2-rich层对裂纹扩展的阻碍和令裂纹发生的偏转及TiB_2-rich层内产生的大量微裂纹即微裂纹增韧均使裂纹在扩展中消耗能量增加，是平行于法向的断裂韧性显著高于平行于横向的主要原因。随拉伸测试温度升高，微叠层TiB_2-TiAl复合材料板强度先增加后减小，延伸率增加，弹性模量减小。750oC时屈服强度达到最大值为339.92MPa。可见，微叠层TiB_2-TiAl复合材料板材是具有一定发展潜力的高温轻质结构材料。TiB_2的强化作用和TiB_2-rich层对α2γ片层组织的细化作用是导致其高温性能提高的主要原因。断裂研究表明，裂纹首先在TiB_2-rich层中萌生，当继续加载，裂纹穿过TiB_2-rich层到达TiAl层，产生沿片层微裂纹或穿片层微裂纹，沿片层微裂纹通过主裂纹与沿片层微裂纹的连接及剪切而扩展；穿片层微裂纹依靠对沿片层和穿片层两种形式微裂纹的连接进行扩展。
罗媛媛[7]2015年在《β型γ-TiAl基合金热变形行为及组织性能研究》文中进行了进一步梳理TiAl金属间化合物因其具有密度低、熔点高、高温蠕变性能及抗高温氧化性能优异等优点,在近三十年内得到世界各国研究者的广泛关注,成为飞行器发动机的最佳候选材料之一。然而由于其本征脆性,导致该类合金在热塑性加工方面存在颇多问题。一般来说,通过合金化,热处理和热机械加工(如等温锻造,热挤压和轧制等)方式可以获得具有细小片层和良好塑性的TiAl合金。最近,通过添加Mo、W、Nb、V等β稳定元素制备的β型-TiAl合金,由于具有优异的高温变形能力和机加工能力,成为国际上研究的热点之一。本文以新型TiAl合金(Ta-TiAl)为研究对象,基于耗散结构理论,构造该合金的热加工图,分析合金的高温变形行为和变形机制。应用损伤力学理论,研究分析合金在高温变形过程中的开裂机理,从而成功地解决了TiAl合金的挤压开坯开裂的难题,制备出外观完整的大尺寸新型TiAl合金棒材。此外,本文还系统地研究了不同的热处理工艺对新型β型TiAl合金显微组织和显微硬度的影响规律;利用相变细化原理研究循环热处理对显微组织的影响,探讨了显微组织与拉伸性能之间的关系,分析了不同显微组织的断裂机制,其主要研究结果如下:基于合金高温变形的流动应力-应变数据,揭示了合金的高温变形行为与变形温度和应变速率之间的关系,构建了考虑峰值应力的新合金的本构方程。采用动态材料模型,绘制了新型TiAl合金热在应变为0.2与0.6时的加工图,优化了合金的加工窗口,制备出优良的合金锻饼。借助组织观察分析手段,系统分析了合金的高温塑性变形时,动态再结晶的微观机制和影响因素。研究发现该合金的热变形应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而降低。合金的热变形组织强烈依赖于变形量、变形速率和温度。热变形加工过程中,出现了两种类型的动态再结晶(连续动态再结晶与不连续动态再结晶)。而动态再结晶的类型与应变速率,变形温度等变形参数密切相关。基于热加工图和组织优化控制的考虑,加工参数为:变形温度1200℃左右,应变速率小于0.5s-1,合金的初次变形量低于50%。通过热压缩试验,本文研究了新型TiAl合金的开裂形式和开裂机制。研究结果表明,新型TiAl合金的表面宏观裂纹主要由45°剪切开裂和纵向自由表面开裂裂纹两种形貌组成,且随着热加工变形过程中,变形温度的降低、应变速率和变形程度的增加,合金的宏观开裂程度增多。裂纹容易于片层间形核,在垂直于压缩方向的方向起裂,并且倾向于γ/γ沿着片层晶团的晶界或者沿着γ/α2晶粒的γ片晶界边,以“Z”形扩展。合金在高应变速率下变形,形变孪晶的界面成为形核与扩展的主要位置。同时基于最大应力与微观组织的影响,建立了该合金的热变形开裂准则,达到阀值时,合金高温变形易开裂。利用大规格棒材挤压试验,研究了挤压后合金在不同退火温度、保温时间以及冷却方式的显微组织的演变规律及硬度值的变化。研究发现Ta的添加有利于油冷组织中块状相的析出,在后续的热处理中可利用块状相进行组织细化。研究拉伸性能时发现,近层片组织的室温拉伸强度可达到846MPa,延伸率约为2.16%,与同类合金相比,延伸率接近最优值,并且其拉伸塑性高于全片层组织的。两类组织的断口基本都呈沿层断裂与穿层断裂的混合方式。近片层组织的拉伸裂纹由于晶界β的存在,在扩展过程中易分叉。而全片层组织的拉伸裂纹则更易扩展,且全片层组织中的裂纹扩展方向与不同晶团的片层位向有关。利用三步短时循环热处理研究合金的片层组织的演化规律,研究发现循环温度、时间、循环次数对合金显微组织的细化作用。研究发现γ/α2片层晶团体积分数与热处理温度呈一定比例;随着循环次数的增加,片层组织的细化程度逐渐加剧,且片层特征明显;保温时间影响合金α2/γ片层晶团的体积比,时间越长片层晶团析出越多。短时多次循环对合金的细化作用明显。组织经过循环热处理后,室温拉伸塑性得到明显提高。断口分析发现:细化组织后的合金样品断口呈穿层和沿层混合断裂方式。裂纹扩展时,以“Z”形剪切带穿层扩展,这与晶体的滑移方向有关。显微组织中裂纹扩展方向与片层晶团晶界平行时,裂纹会沿着晶界继续扩展;而与裂纹扩展方向垂直或倾斜一大角度时,裂纹一般会停止从而形成分叉,通过增加剪切带的数量和尺寸来提高塑性变形损耗能。
赵晓叶[8]2016年在《Zr和Co对TiAl基合金组织和性能的影响》文中认为TiAl基合金具有密度小、比强度高等优点,在航空航天及汽车工业行业具有广阔的应用前景,但是TiAl基合金室温塑性差、难加工等缺点严重的限制了它的应用。合金化是改善Ti Al合金性能的重要手段之一。Nb元素和Zr元素可以提高合金的强度,Zr与Ti同族,能够大量的置换钛铝合金中Ti原子的位置,具有较好的固溶强化作用;强β稳定元素Co通过改善钛铝合金电子结构和弹性性能,提高TiAl合金的延展性,但是Zr、Co对Ti43Al、Ti47Al合金的影响,以及Zr、Co对Ti43Al6Nb和Ti47Al6Nb合金的影响需要进一步的研究。本文向Ti43Al、Ti43Al6Nb、Ti47Al和Ti47Al6Nb合金中分别添加不同含量的Zr和Co元素,观察分析宏观组织及微观组织,结合EDS、XRD分析相的组成、显微偏析;进行室温压缩试验分析室温压缩强度及塑性变形量变化规律,观察断口形貌并分析断裂方式;分析组织与性能之间的关系。实验结果表明,Zr对Ti43Al和Ti43Al6Nb合金具有明显的优化效果。Ti43AlxZr合金随着Zr元素含量的增加,组织得到细化、压缩强度提高,添加5at.%Zr时,压缩强度达到最高1685MPa,提高了81.71%。Ti43Al6Nb-xZr合金随着Zr元素含量增加,组织先细化后粗化、析出相逐渐增多、压缩强度先上升后下降,添加2.5at.%Zr时,合金组织细化最佳、压缩强度最高,压缩强度则由对比合金的1979MPa提高到2162MPa,提高了9.25%。Zr对Ti47Al合金具有较小的优化效果。随着Zr元素含量的增加,显微组织先细化后粗化、析出相逐渐增多、偏析严重、强度先提高后降低,在0.5at.%Zr时合金细化效果最佳,压缩强度和塑性变形量分别为2158.03MPa、35.24%,分别提高了9.46%和7.64%。Zr对Ti47Al6Nb合金没有明显的细化效果,随着Zr元素添加量的增多,合金组织粗化、析出相逐渐增多、偏析严重、力学性能也逐渐变差。Co对Ti43Al、Ti43Al6Nb合金具有明显的优化效果。Ti43Al-xCo合金中,显微组织呈等轴晶形态;随着Co元素含量增加,等轴晶越来越小、力学性能也逐渐提高;添加2.5at.%Co时等轴晶最为细小,片层团由块状组织组成,压缩强度和塑性变形量由对比合金的927.21MPa、9.29%提高到2251.10MPa和28.42%,分别提高了142.78%和205.92%。Ti43Al6Nb-x Co的合金随着Co元素含量增加,组织先细化后粗化、强度和塑性均先上升后下降,添加1at.%Co时组织最为细小、力学性能最佳,压缩强度及塑性变形量分别为2223.61MPa、33.46%,分别提高了12.37%和17.28%。Ti47Al-1Co合金压缩强度为2041.14MPa,与原始合金的1971.5MPa相比,强度略有提高。Co对Ti47Al6Nb合金没有明显的细化效果,随着Co含量增加,组织粗化、偏析严重、力学性能下降。总体来说,Zr、Co对Ti43Al合金组织和性能的优化效果优于Ti47Al合金。Zr元素大量固溶于γ相中形成(Zr,Ti)-Al,固溶强化作用使合金力学性能提高;大量(Zr,Ti)-Al的形成则造成显微组织偏析,对力学性能不利。Co元素典型特征为钛钴B2相与γ相组成的块状组织,块状组织中又会析出铝钴相。合金断裂方式为仍然是脆性断裂。
朱燕敏[9]2011年在《Y、Gd、Er影响的Ti-47Al-（2，5）Nb组织和力学性能》文中指出采用真空非自耗钨极电弧熔炼炉设备制备含稀土元素Y、Gd、Er的Ti-47Al-2Nb和Ti-47Al-5Nb合金的钮扣锭。利用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、Instron5569万能电子材料试验机等设备观察和测试铸态合金的显微组织、压缩断口形貌及力学性能。系统研究了稀土元素Y、Gd、Er对Ti-47Al-2Nb和Ti-47Al-5Nb合金显微组织和力学性能的影响。结果如下:通过Miedema模型计算了合金各组元间的生成热和活度系数。稀土元素Y、Gd、Er的物性参数相似,与其它组元间的生成热和活度系数也相近。研究Y对铸造Ti-47Al-2Nb和Ti-47Al-5Nb合金显微组织和力学性能的影响。Y能显著细化铸造Ti-47Al-2Nb和Ti-47Al-5Nb合金的一次和二次枝晶间距。合金的细化程度和稀土相形貌因Y含量的不同而不同。Ti-47Al-2Nb-0.3Y合金的压缩压力、压缩应变和硬度值达到最大值。研究Gd对铸造Ti-47Al-2Nb和Ti-47Al-5Nb合金显微组织和力学性能的影响,分析了Gd析出物的形态、分布及除氧效果与Gd含量的关系。含量为0.15at.% Gd的合金能够显著细化凝固组织,力学性能也达到最优;含0.3at.%Gd合金的树枝晶粗大,力学性能也下降。研究Er对铸造Ti-47Al-2Nb和Ti-47Al-5Nb合金显微组织和力学性能的影响。合金的显微组织随着Er含量的增加由粗大的柱状树枝晶变得更为细小、延长,一次和二次枝晶间距随Er含量的增加而降低。Ti-47Al-5Nb-0.2Er合金的压缩性能、硬度和断口形貌表明该合金具有最佳性能。
陈方[10]2008年在《高合金含量TiAl基合金显微结构和力学性能的研究》文中指出本课题针对Ti-44Al-4Nb-4Hf-0.2Si-1B这种高合金化TiAl合金,研究了其通过加入1%的硼细化晶粒、并在α单相区(1310℃)等温锻压后的显微结构及力学性能特点。研究中,通过电镜分析和室温拉伸及疲劳试验,对铸态合金经等温锻压后所产生的显微结构及力学性能的变化进行了定性、定量分析。研究发现,对于全片层铸态合金而言,与α+γ双相区锻压不同,α单相区的锻压会导致片层晶团尺寸的明显增大,并使α2+γ片层的平均厚度有所提高。同时也发现,γ片层在片层团中所占比例有所提高,表明了锻压过程能使合金更趋于热力学稳定状态。另外,铸态合金中的大尺寸硼化物在锻压过程中得到了有效的破碎,其在合金中的分布也更均匀。结果表明,等温锻压可以使该合金的室温塑性得到明显提高的同时抗拉强度基本保持不变,这说明,α单相区的等温锻压有利于细晶TiAl合金的性能提高,锻压过程对硼化物的有效破碎所起到的积极作用超过了晶团尺寸增大和片层平均厚度提高的不利影响。
参考文献：
[1]. 全片层高Nb-TiAl合金显微组织热稳定性研究[D]. 方璐. 北京科技大学. 2016
[2]. Sn微合金化高Nb-TiAl合金性能及注射成形工艺研究[D]. 刘程程. 北京科技大学. 2018
[3]. 高温热暴露的γ-TiAl基合金表面微裂纹萌生行为与疲劳寿命的研究[D]. 孙才. 西南交通大学. 2013
[4]. TiAl基合金力学性能及本构关系的研究[D]. 张岩松. 南京航空航天大学. 2011
[5]. 长期热暴露过程中高铌—铪含量TiAl合金高温稳定性的研究[D]. 尹权. 西南交通大学. 2011
[6]. 轧制及反应退火制备微叠层TiB_2-TiAl复合材料板组织与性能[D]. 崔喜平. 哈尔滨工业大学. 2012
[7]. β型γ-TiAl基合金热变形行为及组织性能研究[D]. 罗媛媛. 西北工业大学. 2015
[8]. Zr和Co对TiAl基合金组织和性能的影响[D]. 赵晓叶. 哈尔滨工业大学. 2016
[9]. Y、Gd、Er影响的Ti-47Al-（2，5）Nb组织和力学性能[D]. 朱燕敏. 哈尔滨工业大学. 2011
[10]. 高合金含量TiAl基合金显微结构和力学性能的研究[D]. 陈方. 西南交通大学. 2008
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