罗媛媛[1]2015年在《β型γ-TiAl基合金热变形行为及组织性能研究》文中研究表明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,在近叁十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。利用叁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。
余龙[2]2015年在《高铌TiAl合金疲劳—蠕变交互作用研究》文中研究说明高铌TiAl合金以其优异的高温力学性能和较低的密度在航空、航天以及汽车发动机等领域显示了巨大的发展潜力,是Ni基高温合金潜在的替代材料。目前,高铌TiAl合金已被列为我国重点发展的航空发动机材料之一,受到了国家“973”及军工“863”项目的资助,其在成分设计、组织控制、制备成型以及加工焊接等方面取得了一系列进展,但在性能表征以及可靠性评估方面的研究还不够充分,尤其是在高温服役条件下,由疲劳和蠕变交互作用引起的损伤失效则更缺乏深入系统的研究,严重影响了该合金的进一步应用和设计开发。基于上述研究背景,本文围绕近片层组织高铌TiAl合金的高温疲劳—蠕变交互作用对其相关的高温力学性能展开了研究。具体内容包括高温拉伸及断裂韧性的研究、高温蠕变性能的研究、高温疲劳性能的研究以及高温疲劳—蠕变交互作用的研究。主要结论如下：高铌TiAl合金的高温拉伸性能和断裂韧性受显微组织和裂纹萌生及扩展行为的影响。SEM原位观察及断口观察表明,近片层组织的高铌TiAl合金在拉伸过程中裂纹主要在片层团界处萌生并且沿着片层团界扩展,相反,全片层组织在拉伸过程中裂纹主要在片层界面处萌生并且沿着片层界面扩展。由于裂纹沿晶界萌生和扩展降低了局部的应力集中,因此近片层组织的拉伸性能优于全片层组织。而由于裂纹沿晶界扩展的阻力小于裂纹沿片层界面或穿片层界面扩展的阻力,因此表现出近片层组织的断裂韧性低于全片层组织的特点。高铌TiAl合金的高温蠕变性能研究结果表明,随着温度或蠕变应力的增加,其最小蠕变速率(εmin)增加,蠕变寿命(Tr)降低。其蠕变的寿命预测公式为：logTr(h)+0.94×logεmin(%/h)=0.07SEM原位观察表明,其蠕变变形的叁阶段与裂纹的萌生、扩展及相互连接相互对应。在稳态蠕变阶段主要表现为裂纹的萌生和扩展,而在加速扩展阶段则主要表现为裂纹的相互连接。微观机制分析表明,对应于不同的应力水平,其蠕变变形机制不同：低应力区为晶格扩散,中等应力区为位错滑移、高应力区为孪晶变形。高铌TiAl合金在高温疲劳变形时,应力比(R)对其疲劳寿命及变形机制有显着的影响。当0.1≤R≤0.4时,疲劳寿命(NT)受疲劳—蠕变交互作用控制,表现为极小值特征,其寿命预测公式为其中,σa为循环应力幅,σm为平均应力。当0.4≤R≤1时,疲劳寿命(Nf)由蠕变变形控制,并且随R增加N减小。其相应的寿命预测公式为：Nf=1.17×1020σm-5.46SEM原位观察表明,随着R的增加,疲劳断裂方式由R=0.1时的穿晶开裂转变为R=0.2和0.3时的穿晶和沿晶混合开裂,再到R≥0.4时的沿晶开裂。相应地,微观机制分析表明,疲劳变形机制由位错滑移和位错攀移转变为位错滑移和孪晶变形,再转变为孪晶变形。并且,加载频率对其疲劳性能也有一定的影响作用。随着加载频率(D的降低,疲劳断裂方式由f=10 Hz和1 Hz时的穿晶开裂转变为f=0.05 Hz和0.025 Hz时的沿晶和穿晶开裂；相应地,疲劳变形机制由位错滑移和位错攀移转变为孪晶变形和位错滑移。不同加载频率下的疲劳寿命公式为：Nf=118887.96(f)1.01高铌TiAl合金疲劳—蠕变交互作用研究表明,随着有效保载时间(△t/tp)的增加,其寿命(Nf)呈线性降低。其相应的寿命预测公式为：Nf=N10-Ktp/ΔtSEM原位观察表明,随着有效保载时间的增加,裂纹在片层团界面处的萌生几率明显增大,并且其裂纹扩展方式与纯疲劳和纯蠕变变形时的裂纹扩展方式显着不同,表现为混合的裂纹扩展特征。这种混合的裂纹扩展特征加速了裂纹的扩展速率,导致其寿命急剧下降。微观机制分析表明,位错滑移和孪晶变形共存是其疲劳—蠕变交互作用的典型特征。
姚海军[3]2004年在《TiAl合金的损伤和断裂过程的研究》文中研究表明TiAl基合金作为一种新型的高温结构材料应用于航天、航空和汽车发动机的高温部件，具有较高的比强度、低密度、高温力学性能高和抗高温氧化能力强等优点。但是，具有较低的抗损伤能力、低的室温延性和断裂韧性等缺陷，阻碍了它的实际应用，因此研究它的室温断裂机理是有重要的意思。 本文通过对各种试件机械性能的测定；拉伸试件的原位观察和相应断口形貌的观察；对光滑拉伸试件的系列卸载实验，并且通过各种试样的FEM模拟计算以及TEM照片的分析研究了全层TiAl基合金的室温断裂机理。通过这些实验可知：全层状TiAl基合金拉伸和压缩曲线产生很大的分离，这是因为拉伸时产生的大量微裂纹导致了材料损伤所致；全层TiAl基合金的大量微裂纹出现在弹性阶段，驱动力为拉伸应力；由于定向凝固的时间材料，其拉伸轴和层团位向基本一致时，其断裂方式是穿层断裂并带有少量的沿层断裂；层状TiAl合金缺口试件的断裂过程为原始裂纹不断扩展直至最终断裂。无缺口拉伸试件时产生大量微裂纹，剩余面积强化最终断裂。 通过不同载荷卸载实验的研究，初步分析了TiAl基合金的损伤问题，并且通过实验，得出了损伤的成因，能够比较准确描述TiAl基合金的损伤的参数为裂纹总数M_(crack)；并初步研究相应损伤参数对TiAl基合金材料性能的影响，当载荷达到一定值时，裂纹总数已经达到饱和，材料的性能弱化，材料弱化表现在几个方面：弹性模量下降，刚度下降，断裂能量下降，断裂所需能量变小，在同样应力下损伤严重了；材料发生损伤的同时，材料内部出现位错的滑移，层错，并形成位错胞等的变形亚结构，由于层错不断重迭形成了变形孪晶；由于位错网络的形成，造成严重的加工硬化，但是材料的最终断裂强度σ_b却不因材料损伤的不同而变化。
雷明霞[4]2006年在《加载速度对TiAl基合金的损伤及断裂行为的影响》文中进行了进一步梳理TiAl基金属间化合物作为涡轮增压器和航空用首选材料之一,具有十分广阔的应用前景。而应变率对TiAl基合金的断裂机制有着重要的作用,结合实际应用场合,发动机涡轮叶片在发动机加速到停止的过程中,加载速度的变化对其性能的影响不容忽视,因此有必要对加载速度对TiAl基合金的损伤及断裂机理的影响进行详细深入的研究。 本文通过室温拉伸实验和叁点弯曲实验(3PB),研究了加载速度对具有全层和双态组织的TiAl基合金断裂和损伤机理的影响。研究结果表明:加载速度越低,双态组织的拉伸强度和全层组织的缺口断裂韧性就相应降低。对拉伸试验来说随着速度的降低拉伸强度降低,这取决于微裂纹诱发的损伤积累。对全层组织的3PB试验来说,随着加载速度的降低缺口断裂韧性降低,这是由于加载速度慢时,主裂纹有足够时间沿着强度较低的层间起裂并扩展。拉伸试验和缺口弯曲试验的断裂机理不同,在拉伸试验中,断裂发生在由更多任意方向的沿层微裂纹积累所引起的沿层裂纹的最薄弱面上;在缺口弯曲试验中,裂纹沿着局限于缺口根部中心线上的高应力区起裂并扩展。全层组织试样具有较差的拉伸性能,但是具有较高的断裂韧性,出现这种相反关系是由于两种试验时的断裂机理不同。在拉伸试验时大层团晶粒引起严重的损伤和低的强度;然而在3PB试验中大层团形成更大的分叉裂纹以及形成穿过主裂纹扩展的更大阻碍物。 通过本文的研究可以就加载速率对TiAl合金断裂机理、损伤行为、断裂过程以及断裂韧性的影响有更深入的认识,并能更准确的评价材料的性能及其演化,更好的掌握影响性能的主要因素,最终有助于新材料的开发。
曹睿[5]2006年在《γ-TiAl基合金的损伤及断裂行为研究》文中研究说明γ-TiAl金属间化合物作为侯选的航空材料,它具有相当低的密度、高的高温强度和蠕变抗力等独特性能,受到人们的广泛重视,但是其室温塑性、断裂韧性及抵抗裂纹扩展的能力都很低,同时γ-TiAl基合金在很小载荷下就产生很大程度的损伤,这极大地限制了其在工程上的使用。因此,这就需要结合细观断裂力学、断裂物理与损伤力学对γ-TiAl基合金的断裂机理、断裂过程、韧化机理、拉伸性能与断裂韧性之间相反关系的本质机理以及微裂纹损伤的作用进行深入的研究。 本论文采用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜以及拉伸试验机等仪器,对以上提到的这些内容进行了研究。 论文对典型γ-TiAl基合金的断裂机理、断裂过程以及韧化机理进行了详细的研究,结果表明:裂纹优先产生于层间,层间是最薄弱的环节,沿层断裂的强度低于穿层断裂的强度,沿层裂纹在弹性范围内起裂并扩展。解理裂纹起裂与扩展的驱动力是拉伸应力,而不是剪切应力或者塑性应变。预裂纹或缺口试样的断裂过程是:几个沿层裂纹直接起裂于预裂纹尖端或缺口根部,并沿着缺口根部的层间及晶粒边界扩展,一旦遇到位向不利的障碍晶粒时,裂纹就停在障碍晶粒边界上。随着拉伸应力的增加,主裂纹进一步穿层扩展并穿过障碍晶粒。裂纹尖端的超钝化、分叉、沿层偏转,形成了显微裂纹区,裂纹停在层位相与裂纹扩展方向不利的障碍晶粒边界处或障碍晶粒与γ晶粒的边界,这些现象都减少了裂纹扩展的动力,使得裂纹扩展比较困难,引起材料的韧化。 通过对定向凝固形成的全层组织γ-TilAl基合金的拉伸、原位拉伸、预损伤后卸载试验以及预损伤后断裂试验的综合研究,可得出裂纹扩展阻力曲线的强化机制来源于两个方面:其一是由于表面裂纹并没有穿透试样的整个厚度,要使裂纹沿着厚度方向进一步扩展,必须增加外加应力:其二是当裂纹从沿层方向进入穿层方向开裂、扩展或者相反时才出现裂纹扩展阻力的变化。定向凝固γ-TiAl基合金材料发生损伤的主要原因是在拉伸时试样内部产生大量的微裂纹,产生的微裂纹导致材料损伤,同时在材料内部产生了不可恢复的应变。论文提出裂纹面密度可以作为衡量γ-TiAl基合金损伤的一个基本参量,微裂纹损伤的作用表现为体积效应和面积效应。不同程度的损伤使得材料的弹性模量即刚度下降,弹性模量的降低取决于在预加载过程中整个试样长度范围内所产生的微裂纹引起的损伤程度,即体积效应。在最薄弱面上产生的微裂纹决定了最终的断裂载荷,即面积效应。 通过另一批典型γ-TiAl基合金连续循环加载的拉伸试验,微裂纹损伤对断裂行为的影响进一步得到了研究。论文分析了在载荷控制下微裂纹损伤引起的两种效应的作用,在载荷控制的拉伸试验中,微裂纹损伤引起的面积效应是可见的,在较高预载荷下在最薄弱横截面上产生的微裂纹损伤降低了试样的断裂应力,然而微裂纹损伤的体积效应在
朱浩[6]2005年在《TiAl金属间化合物损伤机理的研究》文中研究指明本文通过拉伸卸载实验及原位拉伸SEM观察对全层和双态TiAl基合金损伤机理进行了研究。研究结果表明:在平板拉伸卸载试验中,如果采用位移控制的方式,材料则产生微裂纹从而导致材料发生损伤;随着载荷的增加,原先产生的微裂纹继续扩展,而微裂纹扩展的同时又产生大量新的微裂纹;预损伤加快裂纹产生、扩展,使得损伤程度进一步加强,裂纹面密度增大。通过统计分析发现裂纹面密度可以作为衡量损伤程度的损伤参量;不同程度的预损伤使得材料的弹性模量降低,使材料抵抗裂纹产生、扩展的能力下降,但是对这种材料的最终断裂性能没有影响。在拉伸的过程中如果采用载荷控制的方式,材料则不易产生微裂纹。微裂纹即使产生了,也来不及扩展,这样的结果使得材料的弹性模量、断裂应力、断裂应变、屈服应力等几乎没有变化。另外通过原位拉伸卸载试验发现:带缺口试样和平板试样在拉伸卸载过程中的损伤机理不同,断裂过程也完全不一样。对于缺口(预裂纹)试样,由于缺口根部应力集中的作用,其断裂过程主要是主裂纹首先起裂、扩展并最后断裂的过程。而对于平板拉伸试样,先产生很多微裂纹,随着外加应力的进一步增加,这些微裂纹扩展,当微裂纹和外加应力共同作用足以引起微裂纹进一步贯穿的瞬间,试样整体发生解理断裂。
司晓庆[7]2015年在《高铌TiAl合金钎焊工艺及接头性能研究》文中认为本文采用自制的Ti-28Ni(wt.%)共晶钎料实现了高铌Ti Al合金的可靠无缺陷钎焊连接。研究了钎焊工艺对界面组织和接头连接性能的影响,获得了最优的钎焊工艺(1100°C/15min)。选取最优工艺下获得的钎焊接头进行了800°C的高温耐久性试验,分析了高温以及空气氧化腐蚀作用对接头内部界面组织、钎缝端部组织和母材表面组织的影响,综合探究了接头的断裂位置与剪切强度以及接头组织之间的关系。归纳了接头的形成和演化过程,对接头反应层的生长行为进行了研究。真空电弧熔炼方法制备的Ti-28Ni共晶钎料主要由δ-Ti2Ni相和Ti基固溶体构成,钎料的固相线和液相线温度分别为940°C和980°C。钎焊接头的界面组织为对称结构,包含两个扩散区和一个钎缝区,界面中形成了α2-Ti3Al,δ-Ti2Ni,τ3-Al3Ni Ti2和B2相。钎焊工艺对界面组织有很大的影响,随着钎焊温度升高或保温时间的延长,Ni元素从钎料向母材的扩散量增多,促进了扩散区的增宽和钎缝区的变窄,但是钎缝区中连续的α2-Ti3Al物相层对钎焊工艺的变化并不敏感。1100°C/15min工艺下获得的接头具备了最大的室温和高温剪切强度,分别为248.6MPa和166.4MPa。裂纹倾向在连续的δ-Ti2Ni和α2-Ti3Al层中形成和扩展,过高的钎焊温度和过长的保温时间引起接头脆性增加,导致扩散区在剪切试验中产生大量裂纹。最优工艺下(1100°C/15min)获得的高铌Ti Al合金钎焊接头在经受300h的高温耐久性试验后,接头内部的界面形貌、物相构成以及元素含量并未发生明显的变化。钎缝端部组织在高温保存时间超过55h后,端部表面开始生成混合氧化物反应层,氧化膜下方形成了多孔结构,300h后氧化腐蚀深度达到了25μm左右。母材表面氧化物随时间延长不断增多,300h后母材表面生成了5μm厚的氧化物反应层。300h时接头室温剪切强度降低为最小值147.8MPa。与未进行高温试验的接头剪切强度相比(248.6MPa)降低了约40.5%。高温氧化环境引起了接头组织脆性增加,尤其是钎缝端部经受长时间氧化腐蚀后形成了孔洞结构,剪切试验中裂纹容易在该区域形成并扩展到接头内部,导致了接头剪切强度的迅速降低。1100°C/15min钎焊条件下获得的典型接头的形成过程可以细划为六个阶段。不同钎焊工艺下获得的接头具有相似的形成过程,但之间也有一些不同。利用菲克第一和第二扩散定律,结合Ni元素在扩散区中的扩散行为,对扩散区的生长进行动力学分析,获得了扩散区生长动力学方程。
林有智[8]2007年在《TiAl基金属间化合物疲劳损伤与断裂机理的研究》文中研究表明本文通过对TiAl基合金进行拉伸、压缩、原位拉伸、弯曲、拉伸疲劳及弯曲疲劳等宏观试验结果的分析，以及对试样断口和其表面的裂纹起裂、扩展形貌的SEM观察与分析，得出了该全层状TiAl基合金在不同加载方式下的断裂机制和断裂机理，并总结如下：(1)裂纹沿着晶粒边界或沿层起裂，层间是薄弱环节，断裂方式是穿层断裂和沿层断裂的混合体，以穿层断裂为主。(2)当材料的裂纹扩展到一个Griffiths的临界裂纹长度时，外加的应力使该裂纹迅速扩展，并穿透整个试样。(3)在拉伸和弯曲试验时，当外加载荷达到某一值时，这种Griffiths裂纹可立即出现；而在应力较低的拉伸疲劳试验，当应力循环使试样的裂纹扩展到一定程度时才会产生这种Griffiths裂纹。(4)在压缩试验时，当加载到一定程度，在一定的塑性变形后，裂纹首先在与外加载荷平行或接近平行的方向起裂和扩展；压缩断裂机制是剪应力和正应力共同作用的过程，并由两个不同方向裂纹的扩展而导致试样最终的断裂。(5)对于缺口试样的弯曲试验，其断裂方式也为解理断裂，断裂过程是先在缺口处产生微裂纹，一旦裂纹在缺口根部产生，由于材料已积累足够的能量使得材料快速失稳解理断裂。(6)对于弯曲疲劳试验，疲劳时裂纹直接起裂于试样的缺口根部，并随着加载应力的循环裂纹一步一步的扩展。当疲劳的应力幅较低时，所产生的疲劳裂纹能不断的扩展，直至穿透了试样；而在较高的应力幅下，该疲劳裂纹扩展到一定程度时，会引起试样发生突然的脆性解理断裂并贯穿整个试样。
陈学伟[9]2007年在《TC11热加工过程中组织演变的规律及裂纹形成的机理》文中研究说明TC11钛合金是一种重要的航空和宇航材料，属于两相组织α+β热强钛合金，其相变点约为998～1020℃，具有屈服强度高、疲劳强度大等特点，可在500℃以上长期使用，是航空航天发动机零部件的理想材料。但由于其在锻造过程中容易出现破裂、起皱等现象，这些问题严重阻碍了TC11钛合金的应用。而目前通用的试错型的经验方法，无法从根本上解决这些问题。因此，可以有效的对断裂缺陷进行预测将会大大提高TC11合金锻件的质量和生产效率，促进其发展和应用。本文在TC11合金的热变形行为研究的基础上，通过连续损伤力学伤理论推导出了可以预测材料断裂的损伤演化模型，同时通过微观分析得到了TC11微观组织及其结构参数对材料断裂的影响以及其断裂的微观机理。本文通过对TC11钛合金热模拟实验研究，得到了材料在高温变形条件下的真实应力应变曲线、探讨了变形工艺参数(如变形温度、应变速率等)对材料流动应力的影响并建立了材料的高温本构方程。在此基础上，基于连续损伤力学理论，并考虑变形温度与应变速率对高温变形损伤的作用，建立了材料高温变形条件下的损伤演化模型。通过高温单向拉伸实验确定了模型参数，并利用所建立的模型进行了TC11钛合金等温压缩变形断裂的预测，预测结果表明，该模型能够很好的预测TC11合金在低应变速率变形时的断裂行为。研究了材料的微观组织及其结构参数对材料断裂性能的影响及断裂机理。通过改变热处理条件得到了不同的微观组织结构，并分析了TC11钛合金微观组织随热处理条件的演化规律以及α片层厚度、α相百分含量等微观结构参数随热处理条件的变化规律。进而通过拉伸实验，得到了不同微观结构参数在不同变形工艺条件下的关系曲线，分析了力学性能、损伤演化速率随微观组织参数(α片层厚度、α相百分含量等)的变化规律。最后，通过金相显微观察、扫描电镜观察等微观分析的方法观察了TC11合金由于变形所产生的微观缺陷，研究了材料断裂的微观机理。研究发现，导致TC11钛合金断裂的根本原因是由于α+β两相变形不协调，导致孔洞在两相边界处产生，然后孔洞连接并沿着β晶粒边界扩展，最终导致材料的断裂。
胡序春[10]2016年在《γ-TiAl合金缺陷对主裂纹作用机理研究》文中进行了进一步梳理微裂纹和微孔洞被认为是两种对材料疲劳寿命影响较大的缺陷,在复杂外载荷作用下,这些缺陷附近会产生较大的应力集中,并且容易萌生疲劳裂纹。此外,微裂纹、微孔洞缺陷还会影响疲劳裂纹的扩展路径。本文以γ-TiAl合金为研究对象,基于XFEM法建立了含微裂纹、微孔洞缺陷细观尺度下的主裂纹模型,分别研究了共线单微裂纹与偏置双微裂纹缺陷对主裂纹裂尖应力强度因子的影响,以及不同位置和不同取向的微椭圆孔对主裂纹裂尖应力强度因子的影响,模拟了偏置微裂纹影响下主裂纹的扩展路径,取得如下研究成果:1、研究了共线单微裂纹与主裂纹之间的相互作用。采用扩展有限元法建立了水平共线的单微裂纹与主裂纹模型,模拟不同位置的单微裂纹与主裂纹之间的相互作用。研究结果表明:共线的单微裂纹对主裂纹裂尖应力场的作用表现为短距效应(距离越短作用越强烈),而距离较远时作用不明显。2、研究了偏置双微裂纹对主裂纹裂尖应力强度因子的影响,分析了双微裂纹对主裂纹裂尖应力强度因子的影响的机理。研究结果表明:在水平方向双微裂纹对主裂纹裂尖应力强度因子的影响随微裂纹位置的变化呈现等幅值的周期性波动,且这种等幅值波动是由微裂纹对主裂纹的增强与屏蔽作用所导致;微裂纹距离主裂纹裂尖越近影响越大,而距离越远则影响很小。3、研究了不同位置和取向的微椭圆孔对主裂纹裂尖应力强度因子的影响,分析了其影响机理。研究结果表明:微椭圆孔对主裂纹的作用效应与其相对主裂纹的位置和自身取向有关,随微裂纹位置和自身取向的变化,微椭圆孔对主裂纹裂尖的作用效应表现为增强作用和屏蔽效应,且增强作用和屏蔽效应可以同时存在。4、研究了偏置位置的单微裂纹对主裂纹扩展路径的影响。研究结果表明:单边偏置微裂纹的存在改变了中心主裂纹的扩展方向,使得裂纹扩展偏向微裂纹一侧,并降低了中心主裂纹的扩展速率;随偏置距离的增加,主裂纹的扩展偏转角逐渐减小,而扩展速率增加。
参考文献：
[1]. 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
[2]. 高铌TiAl合金疲劳—蠕变交互作用研究[D]. 余龙. 北京科技大学. 2015
[3]. TiAl合金的损伤和断裂过程的研究[D]. 姚海军. 兰州理工大学. 2004
[4]. 加载速度对TiAl基合金的损伤及断裂行为的影响[D]. 雷明霞. 兰州理工大学. 2006
[5]. γ-TiAl基合金的损伤及断裂行为研究[D]. 曹睿. 兰州理工大学. 2006
[6]. TiAl金属间化合物损伤机理的研究[D]. 朱浩. 兰州理工大学. 2005
[7]. 高铌TiAl合金钎焊工艺及接头性能研究[D]. 司晓庆. 哈尔滨工业大学. 2015
[8]. TiAl基金属间化合物疲劳损伤与断裂机理的研究[D]. 林有智. 兰州理工大学. 2007
[9]. TC11热加工过程中组织演变的规律及裂纹形成的机理[D]. 陈学伟. 大连理工大学. 2007
[10]. γ-TiAl合金缺陷对主裂纹作用机理研究[D]. 胡序春. 兰州理工大学. 2016
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