谷旭[1]（2021）在《气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末SPS致密化及其组织性能研究》文中提出TiAl合金由于具有较低的相对密度,较高的比模量和比强度以及优秀的高温抗蠕变和抗氧化能力,被认为是在航空航天和汽车工业领域具有巨大应用潜力的理想高温结构材料,但是TiAl合金室温塑性及高温热加工性能较差的特点严重限制了其实际应用。而相比传统成分的TiAl合金,通过体心立方β相区凝固形成的β凝固TiAl合金可以获得晶粒细小的组织结构并具有平衡的机械性能及优良的热加工性能。此外,在TiAl合金中添加适量的钇（Y）元素同样可以显着细化晶粒和片层间距,同时改善室温下的强度和塑性以及高温变形性和抗氧化性。故本文以气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y预合金粉末为原料,采用放电等离子烧结（Spark Plasma Sintering,SPS）技术制备了细晶β凝固TiAl合金,系统地研究了Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的显微组织与相结构;Ti-43Al-9V-0.3Y合金的SPS烧结颈和原始颗粒边界（Prior Particle Boundaries,PPBs）的形成与消除机制;SPS态Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织及力学性能;Y元素在组织中的存在形式、分布规律及其对显微组织和力学性能的影响规律。首先对Ti-43Al-9V-0.3Y粉末进行了观察,发现粉末尺寸从小到大存在三种凝固组织:无特征平面晶组织、胞状晶组织和枝晶组织。直径小于15μm粉末的组织由马氏体α′相和基体残留β0相构成。直径在20-50μm的中等尺寸粉末组织仅由β0单相构成,没有观察到马氏体。直径大于100μm的粉末组织由β0相、马氏体α′相和α/α2相构成,且随粉末尺寸增大α相含量明显增高且在部分α相中析出了γ相晶粒。大尺寸枝晶粉末中的马氏体相主要分布在枝晶间的富钇析出相富集区域,富钇相由大量的纳米晶YAl2及少量的氧化钇构成,在中小尺寸粉末中富钇相的偏析程度较低,但仍然可以观察到细小的YAl2和Y2O3颗粒。1000℃及以下的不保温烧结试样的显微组织主要由细小的γ和β0两相构成,在原始粉末搭接处形成了主要由α2相构成的烧结颈,且随着烧结温度从900℃升高到1000℃,烧结颈的尺寸发生长大,原始粉末表面氧化层破碎溶解使得氧元素在烧结颈区域局部富集,而氧富集致使α转变温度降低最终导致烧结颈α2相的形成,此外SPS过程扩散增强导致的元素分布差异也对α2相的形成产生促进作用;烧结温度达到1100℃时,可以形成完全致密化的烧结体,但组织中存在明显的PPBs结构,PPBs主要由α2/γ片层团和γ相晶粒构成,PPBs结构是由烧结颈演化而来的,其形成机制也与氧元素富集直接相关;提高烧结温度和延长保温时间,可以促进PPBs区域氧的扩散和基体α相的形成,最终有效地消除PPBs,获得均匀的双态（Duplex）组织结构。研究了放电等离子烧结Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与室温拉伸性能,发现当烧结温度为1100℃到1150℃（保温5分钟）时,显微组织是由α2/γ片层团、β0相和γ相组成的均匀双态组织,同时基体中均匀地分布着非常细小的富钇析出相颗粒,富钇析出相颗粒共有两种,分别是YAl2及Y2O3,其中Y2O3与γ-TiAl基体之间存在以下取向关系:[011]Y2O3∥[001]γ和（6-33）Y2O3∥（-2-20）γ,而YAl2与γ相基体的取向关系可描述为:[4-61]YAl2∥[123]γ,（320）YAl2∥（-1-11）γ,超细富钇相颗粒可以拖曳晶界的迁移,阻碍晶粒的长大,并在塑性变形时可以对位错的运动起到部分阻碍作用。因此双态组织合金具有优异的室温拉伸性能,最高屈服强度为920.2 MPa,极限抗拉强度为1113.1 MPa,而塑性伸长率也达到1.44%。烧结温度在1200℃及以上时,组织演变为了由大尺寸α2/γ片层团及其周围少量β0相和γ相晶粒构成的近片层（Nearly Lamellar,NL）组织,且部分富钇相发生明显的长大富集,高温烧结合金的片层团粗化、γ相晶粒减少及富钇相发生偏析长大,导致其室温拉伸强度和塑性较双态组织合金均显着下降。对烧结态合金的高温性能研究结果显示,1200℃烧结的NL组织合金在各个拉伸温度下均表现出最高的极限抗拉强度,分别为:700℃-881.57 MPa,750℃-743.63 MPa以及800℃-603.58 MPa,但其高温塑性变形能力却远不如双态组织合金。在800℃拉伸条件下,双态组织中较小尺寸的α2/γ片层团可以协调γ相进行塑性变形,拉伸过程中片层会向拉伸反向弯曲,而近片层组织中大尺寸片层团很难进行协调变形。最后研究了过量钇添加对SPS制备TiAl合金的显微组织与力学性能的影响,发现1100℃烧结的双态组织试样具有最高的室温压缩强度和塑性,而1150℃烧结的近片层组织的室温拉伸性能最好;在双态组织和近片层组织中,YAl2析出物以细小颗粒的形式弥散分布在基体中,而在全片层组织合金中则形成了由硬脆的条状YAl2沉淀相构成的网状结构,导致合金组织被割裂,力学性能显着下降。
王琪斌[2]（2021）在《Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金热加工及不连续析出行为》文中提出新型beta-gamma TiAl合金具有细小均匀的组织、优良的高温变形能力以及优异的机械加工性能等优点,拓宽了TiAl合金的加工窗口。然而,大量β相稳定元素的添加,使得beta-gamma TiAl合金组织的高温稳定性降低。在长期热暴露条件下,α2/γ片层结构会发生不连续析出,使得α2/γ片层结构被破坏分解,恶化合金的力学性能,不利于合金的大规模工程化应用。因此,系统研究片层结构的不连续析出行为对提高合金的综合性能具有重要的理论指导意义。本文通过真空自耗熔炼制备了Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B（at.%）合金,采用无包套锻造工艺制备合金锻坯,系统研究了热处理过程中锻态合金的不连续析出行为,并通过调控微观组织改善了力学性能。Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金的凝固路径为L→L+β→β→β+α→α→α+γ→α+β+γ→α2+β/B2+γ。1260℃等温锻造和1260℃-1220℃降温锻造后合金微观组织均为近片层组织,（β/B2+γ）混合组织沿和α2/γ片层团边界分布,并表现出明显的锻造流线。晶界处残留β/B2与相邻α2相的Burgers位向关系在锻造过程中被破坏。铸态合金的室温抗拉强度为659 MPa,室温延伸率很低仅为0.18%,经等温和降温锻造后合金的室温抗拉强度得到了显着提高,分别达到了为886 MPa和898MPa。降温锻造合金的高温拉伸性能普遍优于等温锻造合金。当温度低于韧脆转变温度TBD时,近片层组织的试样拉伸断口形貌表现出穿片层断裂和沿片层断裂特征。当温度高于TBD时,拉伸断口处逐渐出现韧性断裂的韧窝和撕裂棱,裂纹萌生后不易向外扩展,而是会被钝化并逐渐形成微孔,微孔优先在β/B2相周围形成,在变形过程中大量微孔发生连接后发生微孔聚集型断裂。锻态Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金经950℃/6 h/FC热处理后合金显微组织变化不大,仍由α2/γ片层晶团和片层团晶界处的γ+β/B2混合组织组成。随着温度升高至1000℃,锻造流线形貌消失。当温度为1100℃,组织由近片层组织向双态组织转变,存在明显的不连续析出现象,α2片层内连续脱溶析出细小针状β/B2相,同时片层结构发生cellular反应（α2+γ）L→（γ+β）E,α2/γ片层结构被分解而析出等轴γ和β/B2晶粒。由于变形时α2/γ片层组织发生弯曲扭折,产生了局部的应力集中。应力集中处位错塞积会不断侵蚀α2片层,导致片层界面局部的凹陷,使得α2相逐渐析出等轴γ相。同时,会在析出的γ相周围产生一个局部的Mo和Nb元素富集区域,促使β晶粒相继析出。锻态Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金全片层热处理工艺为1100℃/6 h/FC+1300℃/4min/FC两步热处理。全片层热处理后,片层团晶粒尺寸相对较为细小,平均晶粒尺寸约为56μm。全片层组织试样在800℃拉伸时,屈服强度和抗拉强度分别达到了703 MPa和780 MPa,而延伸率较差,仅为1.25%。随着温度的升高至850℃,试样强度降低而塑性显着上升,屈服强度和抗拉强度分别降至566 MPa和552 MPa,而延伸率提高至23.7%。全片层组织在低于TBD温度拉伸时,全片层组织在片层界面或晶界处起裂,并形成“Z”型裂纹特征。当变形温度高于TBD时,合金发生韧脆转变,裂纹萌发于晶界以及片层界面处,在解理扩展时易被钝化形成微孔,阻碍了裂纹的扩展,从而提高了合金的塑韧性。
李皓[3]（2021）在《低氧含量Ti-43Al-9V合金高温变形组织及性能的研究》文中认为TiAl基金属间化合物,因其具有较高的比模量及比强度、较低的密度、优异的抗氧化性以及抗蠕变性,而受到了科研人员的广泛关注。但由于TiAl合金的本征脆性,导致TiAl合金存在较低的室温塑性及断裂韧性、热加工难度大等缺点,限制了其发展及应用。研究表明,热加工可使TiAl合金的力学性能得到有效的改善。根据以往研究经验发现,合金中氧的含量能够影响合金的力学性能,钛合金中的氧含量越低,塑性越好,但目前有关氧含量对TiAl合金力学性能影响的研究较少。因此本文选取高温变形能力优异的Ti-43Al-9V合金为研究对象,选取高纯原料制备低氧含量Ti-43Al-9V合金,对铸锭显微组织及性能进行分析及测试,对铸态合金进行热压缩模拟试验,探究不同变形条件下热压缩后合金显微组织的演变规律,构建合金本构方程,采用包套锻造技术制备低氧含量Ti-43Al-9V合金锻坯,对其显微组织及力学性能进行分析及测试。采用真空自耗电极电弧熔炼技术制备了低氧含量Ti-43Al-9V合金铸锭。铸锭组织均匀粗大,显微组织由γ/（β/B2）层片及块状γ及β/B2晶粒组成,从中心至边缘组织由近层片向双态组织过渡,且晶粒及层片间距逐渐变小,Y析出相由颗粒状向网络状变化。铸锭沿着轴向组织较为均匀。对铸锭进行室温及高温拉伸测试,结果为:铸锭中段拉伸性能最佳,抗拉强度为612MPa,延伸率为0.5%,为典型的脆性断裂。随着温度升高,合金抗拉强度逐渐降低,延伸率逐渐升高。脆韧转变温度在700-750℃之间,750℃及800℃时抗拉强度分别为525MPa和407MPa,延伸率分别为3.29%及35.64%。对铸锭进行热等静压处理,发现相比于热等静压前合金的显微组织变的更加均匀,层片间距及晶粒有所长大,组织内的微孔被大量消除。对热等静压后合金拉伸性能进行测试,结果表明热等静压后合金抗拉强度变低,而700℃以下延伸率变化不大,750℃及800℃时延伸率有较大的提高。对热等静压后铸态低氧含量Ti-43Al-9V合金进行热压缩模拟试验,发现该合金为正应变速率敏感及负温度敏感性材料。随着热压缩应变速率的减小、变形温度的增加,合金中原始γ相及粗大γ/（β/B2）层片逐渐被细小等轴动态再结晶γ晶粒以及相变析出γ相取代,组织逐渐细化。但当温度大于1200℃时,显微组织中晶粒及层片有逐渐长大的趋势,会对性能造成不利的影响。因此认为低氧含量Ti-43Al-9V合金最佳压缩工艺参数为1200℃、0.01s-1。绘制了铸态低氧含量Ti-43Al-9V合金热压缩模拟真应力-真应变曲线,计算了该合金的热变形激活能Q=657k J/mol,并构建了合金本构方程。采用包套锻造技术制备低氧含量Ti-43Al-9V合金锻坯,并测定了合金内部氧含量基本保持在500ppm左右。发现锻态组织相比于铸态组织更加均匀细小。对其拉伸性能进行测试,发现锻态合金室温及高温抗拉强度及延伸率相比于铸态合金均有一定的提升,尤其750℃及800℃时锻态合金延伸率由铸态的10.81%和46.75%提高到46.2%及86.9%。相比于普通海绵钛制备的Ti-43Al-9V合金,低氧含量Ti-43Al-9V合金具有良好的力学性能,尤其在锻态下具有较好的延伸率。
张冬冬[4]（2020）在《粉末冶金Ti43Al9V0.3Y合金板材的制备及其性能与组织研究》文中认为Ti Al合金作为一种极具应用前景的高温结构材料,具有质轻、比强度和比刚度高、服役温度下耐氧化能力较强等优点,在航空航天发动机涡轮叶片、高超声速飞行器热防护系统、汽车和坦克增压涡轮叶片方面拥有巨大的应用潜力。然而,Ti Al合金的室温塑性较低（经过变形后Ti Al合金室温塑性也很难超过2%）,而且Ti Al合金在变形温度下变形抗力大、氧化严重、变形不均匀和苛刻的加工窗口,均给后续的变形、机械加工、装配和日常维护使用带来了巨大的困难,阻碍了Ti Al合金的实际应用进程。而使用粉末冶金工艺路线制备的Ti Al合金,微观组织均匀而细小,不仅具有良好的力学性能,而且非常适合后续的热变形。然而粉末冶金也面临着杂质元素较多的难题。论文采用Ti43Al9V0.3Y预合金粉末,在超快的冷却速度下Y元素过固溶到Ti Al合金粉末基体中,同时在制粉及烧结过程中去除基体组织中多余的O元素。系统研究了Ti Al合金粉末在热等静压烧结、热压缩及包套轧制过程中的组织演变、相组成、材料变形机理和析出物的形成机理,并研究了组织与性能之间的关系,为粉末冶金Ti Al合金板材的轧制提供了理论和工程指导。Ti Al预合金粉末在1200℃/140MPa/5h的热等静压处理后,最终获得了微观组织致密无孔洞、晶粒细小均匀、力学性能优良的块体Ti Al合金材料,并在组织内形成了大量弥散分布的球状纳米Y2O3颗粒。合金的微观组织由（γ+B2）双相等轴晶粒组成,平均晶粒直径仅有7μm。烧结过程中发生固态相变:α2相+微量B2相→γ相+B2相,粉末中过固溶的Y元素吸收了组织中的O元素,在γ相中均匀而弥散的析出大量球状纳米Y2O3颗粒。合金的室温抗拉强度为793MPa,延伸率达到了1.1%,优异的性能归因于纳米Y2O3颗粒的析出强化、Y元素对基体组织的净化和细小均匀的组织的共同作用。在700℃时,Ti Al合金的屈服强度和抗拉强度分别为589MPa和664MPa,而在800℃时,抗拉强度仍然具有很高的强度水平,达到了448MPa。为了研究Ti Al合金的变形行为和变形机理,对热等静压Ti Al合金进行了等温热压缩实验,分析了相变与组织演变情况,并绘出了相应的热加功图,为Ti Al合金的包套热轧提供了指导。热等静压烧结态Ti Al合金拥有较低的热激活能295.86k J/mol,说明具有良好的变形能力,这归因于细小均匀的晶粒组织。1200℃等温变形时,晶粒明显拉长,其组织主要由α2相和γ相组成,大量α2相的生成削弱了变形能力,主要的固态相变过程为:β→β+α→α2。在1100℃等温变形时,B2相含量大量增加,主要的固态相变过程为:γ→α→β。1200℃以下,变形主要来源于软质的β相晶粒变形、晶界滑移及动态再结晶进行。在1200℃时,γ相、α2相晶粒的变形和晶界滑移、动态再结晶均对材料的变形做出贡献。建立了应变量分别为50%和80%时的热加工图,确定了材料在50%应变量下的合适热加工工艺为:1150～1200℃/≤1s-1和1000～1200℃/≤0.05s-1;80%应变量下的合适热加工工艺为:1100～1200℃/≤1s-1。研究了不同轧制温度下Ti Al合金组织演变与性能,发现了物相转变规律与变形机理,获得了一种高塑性的Ti Al合金板材,并分析了塑性高的原因。轧制Ti Al合金板材的微观组织均是由γ、α2和B2三种物相组成,在1100～1200℃温度范围内,轧制温度对合金的轧制成形能力没有明显的影响。随着轧制温度的升高,B2相含量逐渐减少,而α2相含量逐渐增加,γ相含量先增加后减少。1200℃轧制时,其室温抗拉强度650MPa,延伸率达到3.0%。室温塑性大增的原因为:再结晶程度最高,组织内亚结构最少,从而减小了组织内的位错塞积和局部应力集中;晶粒形状球形度最高,而球形晶粒能够最大程度的减小变形过程中的应力集中;组织内在轧制变形过程中形成了大量的孪晶,而孪晶在位错滑移过程中,能够通过调整晶体位向以利于位错的继续滑移,这样孪晶在和位错交替出现的过程中大大增加了Ti Al合金的塑性。轧制时形成了明显的织构,其中γ相（001）晶面织构对Ti Al合金板材的各向异性影响最大。研究了不同变形条件下Ti Al合金板材的组织演变与性能,并分析了板材在800℃拉伸塑性变形时的断裂失效机理。轧制速度和道次变形量均显着影响了Ti Al合金板材的成形能力,轧制速度过快和道次变形量过高都会导致Ti Al合金板材表面出现裂纹。轧制速度对亚结构数量和再结晶程度无明显影响,而更大的道次变形量导致板材组织中的亚结构数量变少和再结晶程度提高。升高轧制速度明显提高了α2相含量,而α2相在轧制温度下变形能力不强,因此会恶化Ti Al合金板材的成形能力。γ相和α相晶粒内形成的孪晶对不连续动态再结晶形核有促进作用。不同的轧制速度和道次变形量对Ti Al合金的γ相（001）晶面织构影响不大,但是该织构在RD方向的分布强度均很高。800℃拉伸时,Ti Al合金板材均是从晶界萌生出裂纹,裂纹沿着晶界扩展并最终导致板材失效断裂。拉伸变形过程中晶粒没有发生明显的拉长变形,说明拉伸过程主要通过晶界的滑移进行,而晶界裂纹是材料失效的关键因素。
刘敏[5]（2020）在《大尺寸Ti-43Al-9V-Y合金板材的组织和性能研究》文中提出TiAl合金具有优异的高温性能和密度低的特点,是重要航天航空工业和汽车行业的高温结构材料。TiAl合金板材在600～900℃之间的热防护结构方面极具应用潜力,因此高质量的大尺寸TiAl合金板材成形是未来的发展方向。但是由于TiAl合金的热加工窗口窄、本征脆性大等缺点,导致TiAl合金板材的制备困难,且板材的后续热塑成形难度大。新型的β-γTiAl合金的热加工性能明显优于传统的γ-TiAl合金,研究β-γTiAl合金大尺寸板材制备有重要意义。本文通过优化工艺参数成功制得了大尺寸TiAl合金板材,研究了大尺寸TiAl合金板材不同截面的显微组织和织构,分析了板材力学性能各向异性,研究了TiAl合金板材加载速度、初始变形温度以及模具温度对板材热弯曲成形效果的影响。通过合理的工艺参数制备了尺寸为500mm×400mm×（2～3）mm的β-γTiAl合金板材。研究板材横截面、纵截面、轧面三个截面上的显微组织。大尺寸TiAl合金板材主要由少量的等轴γ晶粒、板条状γ晶粒、大量近似等轴的β/γ层片组织、β相和白色的析出物Y2O3组成。板材发生大量变形和充分再结晶能够明显细化合金的显微组织,绝大多数的γ晶粒尺寸集中在10μm范围内。板材不同截面的显微组织不同,在纵截面上γ相和层片组织呈长条状,呈现出明显的轧制流线性,轧面和横截面上的γ相和层片组织近似等轴状,没有明显的方向性。板材的织构密度低于3,由变形织构和再结晶织构组成,在不同截面上的织构均可以观察到<001>晶向平行于轧向。对大尺寸板材RD方向和TD方向在室温、700℃、750℃和800℃的力学性能进行研究。结果表明,该大尺寸板材制备工艺能够很好的改善TiAl板材的性能,RD方向和TD方向,室温屈服强度分别为947MPa和895MPa,延伸率为1.12%和1.09%。随着温度升高,屈服强度和极限抗拉强度下降,延伸率明显上升,RD方向温度升高到800℃时,极限抗拉强度仍有468MPa,塑性达到95.96%。TD方向在800℃时,抗拉极限强度为480MPa,延伸率超过100%。板材不同温度下力学性能均具有各向异性。由于显微组织的流线特征和织构影响,RD方向的力学性能在较低温度下优于TD方向的力学性能。在750℃以上拉伸会发生再结晶改变显微组织和织构类型,弱化变形织构的作用,在750℃和800℃时观察到的结果与室温下相反。通过DEFORM软件对Ti-43Al-9V-Y合金板材的热变形参数进行探索,研究了0.1mm/s、0.5mm/s和1mm/s加载速度,1000℃、1100℃、1200℃的板材初始变形温度和600℃、700℃、800℃的模具温度对板材V形弯曲变形行为的影响。通过控制变量法和正交实验法研究发现板材在1mm/s,初始变形温度为1100℃,模具温度为800℃时能够得到相对均匀的温度场分布和应力场分布。
田世伟[6]（2020）在《β-γ TiAl合金高温热变形及热暴露行为研究》文中指出TiAl合金具有低密度、高强度、优异的阻燃能力、优良的抗蠕变性能和抗疲劳性能等优点,已经成为航空航天领域最具竞争力的轻质结构材料之一。但TiAl合金热变形能力差,室温塑性低以及在750℃以上时抗氧化性能不足等制约了该合金的实际工程化应用。本文通过添加β相稳定元素（Mo）制备出高温时含一定量bcc结构β相的TiAl合金,提高了其热变形能力,同时通过循环热处理除去β相在低温时的有序B2相,改善了其服役性能。目前,有关添加Mo元素的含β/B2相TiAl合金的热变形及氧化行为方面的研究报道较少,这也是该合金在工业试制过程中亟待解决的关键性问题,对该合金最终实现商业化生产具有现实意义。本文对该合金的热变形行为、板材制备和氧化行为系统地开展了相关基础研究,主要工作和结果如下:研究了 Mo 含量（1.0%、1.5%、2.0%、4.0%,原子比）对 Ti-44Al-4Nb-（B,Y）合金微观组织、力学性能以及抗氧化性能的影响。结果表明:添加1.0%和1.5%Mo元素的TiAl合金组织主要为γ/α2片层,当Mo元素含量进一步升高时TiAl合金组织中γ/α2片层比例下降,出现等轴γ和β相,并存在Al元素的偏析;随着Mo元素的增加,Mo原子取代了部分Ti原子位置,γ相内Ti/Al原子比逐渐降低。Mo元素主要富集在β相内,并且热等静压后Mo元素的富集作用更加显着;随着Mo含量的升高,TiAl合金维氏硬度及纳米压痕硬度值先升高后降低,在1.5%Mo含量时硬度值达到最大;添加1.0%和1.5%Mo元素的TiAl合金具有良好的强度、塑性以及热变形能力,添加2.0%和4.0%Mo元素的TiAl合金由于S型偏析的存在,力学性能较差;添加Mo元素,TiAl合金抗氧化性能上升,但当Mo元素含量超过2.0%时,抗氧化性能出现轻微下降;综合力学性能及抗氧化性能表征,筛选出1.5%Mo作为TiAl合金理想添加量。对Ti-44Al-4Nb-1.5Mo合金进行高温热压缩变形实验,流变应力-应变曲线呈现加工硬化-动态软化的特征,且流变应力随着温度升高、应变速率降低而降低;基于流变应力-应变曲线,对特征参数进行五次多项式插值,构建了TiAl合金高温变形本构模型,该模型计算值与实际值误差较小;对动态再结晶临界条件进行了计算,一般变形条件下,临界应变εc约等于（0.8～0.9）εp（峰值应变）,但在高温、低应变速率条件下,动态再结晶临界应变值减小,再结晶开始点前移;利用lnZ统一描述了温度和应变速率对再结晶及组织演化的影响规律:当lnZ>30.7时,发生片层内再结晶,变形后组织主要为γ/α2片层;当lnZ<24.40,发生α2相再结晶,组织为等轴α2相和β相。当24.40≤lnZ≤30.7时,两种再结晶模式均存在,组织为残存γ/α2片层+等轴β、γ和α2相。通过包套轧制制备了 Ti-44Al-4Nb-1.5Mo合金板材,在1200℃进行不同压下量的变形后发现,随着压下量增大,残余γ/α2片层减少,组织主要由等轴γ、α2以及β相组成;对轧制态Ti-44Al-4Nb-1.5Mo合金在1150、1250以及1350℃进行热处理,随着温度升高,合金中β相含量逐渐减少,但在1350℃时,片层组织粗大;在1250℃对轧制板材进行循环热处理,循环9次后,由于Nb、Mo等原子扩散以及β→α→γ+α2相变,β相含量降至4.1%,得到近片层组织;经过9次循环热处理后的TiAl合金室温抗拉强度、延伸率分别为676.4 MPa、1.63%。相比于热等静压态TiAl合金,热处理后的TiAl合金板材的抗拉强度提升15.5%,延伸伸率提升23.5%,其强韧化机制主要为片层的细化。对Ti-44Al-4Nb-1.5Mo合金在800℃进行短期及长期氧化行为研究。短期氧化结果显示:TiAl合金中各相抗氧化能力与各相中Ti/Al原子比有关,Ti/Al原子比值越大,抗氧化性能越差,三相抗氧化性能排序从优到差为γ、α2、β相;在长期氧化后,TiAl合金氧化层结构为:最外层粗大TiO2+内层Al2O3+混合层Al2O3/TiO2的复杂结构;揭示了循环热处理态TiAl合金抗氧化性能提升的关键在于:细化片层,消除β相,Nb、Mo原子均匀化以及破碎钇化物。
曹小平[7]（2020）在《Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金高温变形及组织性能研究》文中研究说明由于密度低、比强度高、高温抗氧化能力突出的优点,高Nb-Ti Al合金作为一种轻质、高温高强结构材料,在航空航天领域具有光明的发展前景。由于大量高熔点元素Nb的加入,使制备铸锭的难度加大,合金的变形抗力增加,限制了Nb-Ti Al合金大规模的加工与应用。通过β相凝固的方式、后续的热等静压和均匀化退火处理,可以有效减少铸锭中的元素偏析和内应力,消除铸造缺陷。本文采用真空自耗电弧重熔技术,成功熔炼出Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y（at.%）的合金铸锭,对高Nb-Ti Al合金的铸态、热加工技术、热处理工艺中的组织及性能进行了系统研究。Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的铸态组织由大量尺寸较大的α2/γ片层晶团,晶界位置的β/B2相和少量条状的γ相组成。片层的内部和晶界位置有少量亮白色YAl2相。YAl2相可以细化晶粒和片层间距,降低变形激活能,提高铸态合金的热加工性能。铸态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的室温抗拉强度是538MPa,而塑性只有0.1%。对铸态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金分别在α单相区（1340℃）和α+β+γ三相区（1250℃）锻造。锻坯完成下压量为75%的变形后,分别进行空冷和炉冷处理。1340℃锻造的高Nb-Ti Al合金为α2/γ近片层结构。α2/γ片层是由变形的α晶粒转变来的。空冷组织有明显的锻造流线,以拉长的片层组织为主。炉冷组织中等轴状的片层团占据主导地位,而且片层的厚度变大。炉冷合金中同一片层内部不同取向的γ板条是由母相α晶粒转变而来的,两者之间具有Blackburn位向关系。1250℃锻造的合金由α2/γ片层,晶界处存在的β相和等轴γ晶粒组成。在三相区锻造后,片层弯曲变形,晶界处存在大量晶粒尺寸为5μm左右再结晶γ晶粒。α单相区（1340℃）锻造后合金的空冷和炉冷组织在室温下的拉伸强度低于α+β+γ三相区（1250℃）锻造时合金的空冷与炉冷组织。锻造温度相同时,合金空冷组织比炉冷组织有更高的抗拉强度。锻态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y的拉伸性能与测试温度有关。随着测试温度的升高,合金的高温强度下降,而塑性增加。在高温拉伸测试时,1340℃锻造合金的高温强度要高于1250℃锻态合金的高温强度。锻态合金在1310℃保温10min后炉冷,可以获得片层尺寸约为80μm的全片层组织,片层的取向分布比较随机。通过1250℃保温2h炉冷的热处理工艺,获得的双态组织由8μm左右的等轴γ晶和平均尺寸为18μm的片层晶团组成。室温下,1310℃/10min空冷获得的全片层组织,拉伸强度最高,达到898MPa。在1250℃/2h空冷后,合金形成的双态结构,抗拉强度最低,仅为673MPa。将冷却方式转换成炉冷时,在1310℃保温10min形成的全片层和1250℃保温2h得到的双态组织,都有较高的室温强度,拉伸强度分别达到830MPa和851MPa。
庄二鹏[8]（2019）在《Ti-43Al-9V-Y合金的热等静压制备及锻态组织性能研究》文中认为γ-TiAl基合金综合了诸如高比强度、高比模量、蠕变抗性和抗氧化性好的优异综合性能,被广泛地认为是新一代高温结构材料,尤其是在航空航天及汽车领域上具有较大的挖潜价值。其中beta-gamma TiAl合金拥有着优良的高温变形能力,扩大了TiAl合金的热加工工艺区间。因此,本文以一种beta-gamma TiAl合金Ti-43Al-9V-0.3Y作为研究对象,通过热等静压技术制备出烧结合金,借助于XRD、SEM、EBSD及TEM等分析方法和DSC、室温及高温拉伸等测试手段,研究了烧结态Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织及力学性能,同时对其在后续锻造加工和热处理过程中的合金组织及性能进行观察和分析。运用MSC.Marc有限元软件对Ti-43Al-9V-0.3Y合金粉末坯料热等静压致密化过程进行模拟与分析,研究了热等静压过程中粉末坯体径向和轴向位移、相对密度的变化,进而分析出温度、压力以及时间对TiAl合金粉末坯体致密化过程的影响,确定出Ti-43Al-9V-0.3Y合金最佳的热等静压工艺,即1200℃/140MPa条件下保温保压5h。对在最佳热等静压工艺下获得的粉末位移及相对密度进行分析,其中粉末体的致密化进程能够划为三个阶段,坯料的致密度在边缘或端部与芯部之间存在差异,但存在的差异不明显,也就是说合金锭相对密度分布均匀,烧结质量较好。以预合金粉末为原料,利用热等静压技术制备出Ti-43Al-9V-0.3Y合金,烧结态合金锭在不同取样部位的密度测量结果与有限元分析结果相符,从而验证了有限元分析手段在TiAl粉末热等静压模拟上的可靠性。烧结态Ti-43Al-9V-0.3Y合金组织主要含有等轴γ相和连续网络状分布在γ晶粒晶界处的β相以及弥散分布的亮白色Y元素析出第二相,形成了由γ相及β相组成的细小组织。采用包套锻造工艺,在1150℃条件下制备出尺寸为Φ138mm×24mm的质量较好的Ti-43Al-9V-0.3Y合金锻饼。锻态Ti-43Al-9V-0.3Y合金组织仍由块状γ相和β/B2相组成,其中β/γ层片结构与在锻造过程中发生的β相→针状γ相相变过程有关。烧结态Ti-43Al-9V-0.3Y合金沿径向和轴向的力学性能表现出来差异与采用的热等静压制备方法有关,由于密度的不均匀性造成合金在不同部位处的力学性能存在差异。经过包套锻态后,烧结合金中原有的微孔被消除,再次提升了合金致密度,改善了合金组织,使得锻态合金的力学性能得到极大的提升。锻态Ti-43Al-9V-0.3Y合金的室温屈服强度达到686-697MPa,不同部位的抗拉强度均大于750MPa,同时合金的塑性也得到极大的改善。合金经包套锻造后在800℃高温拉伸时的屈服强度和抗拉强度与烧结态合金相比出现稍微降低,而延伸率则得到明显提高,可以达到70%。烧结态Ti-43Al-9V-0.3Y合金室温拉伸后断口形貌表现出沿晶断裂的特征,而高温断裂机制为穿晶断裂与沿晶断裂混合断裂机制,其中以沿晶断裂为主。锻态Ti-43Al-9V-0.3Y合金室温拉伸断裂机制为沿晶与穿晶混合型断裂,穿晶断裂比例增大。在800℃高温拉伸为沿晶断裂与穿晶断裂的混合型断裂形式。采用不同的热处理工艺对锻态Ti-43Al-9V-0.3Y合金组织进行调整,在1180-1300℃温度区间进行热处理,经历了由近γ组织到双态组织,再到近层片组织与全层片组织的变化过程。
李明骜[9]（2019）在《B和C元素对TiAl合金高温变形组织及性能影响研究》文中进行了进一步梳理高Nb-TiAl合金具有优异的高温抗氧化性能、高温极限强度及抗蠕变性能,能够作为900℃以上应用的高温结构材料。但是,Nb元素等β相稳定元素的添加会造成合金凝固组织中形成粗大柱状晶及严重的β偏析,不均匀的组织导致合金的力学性能不稳定、室温塑性及断裂韧性不足。因此制备出具有均匀细小组织及优异综合力学性能的高Nb-TiAl合金为目前研究热点。本文通过在高Nb-TiAl合金熔炼过程中添加B、C元素以改善合金组织、力学性能及高温变形能力,并对合金热变形过程中组织演化机理、动态再结晶行为以及合金热变形后的力学性能、强韧化机理等方面进行了详细研究。研究了不同含量B、C元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金凝固组织及室温力学性能的影响。结果表明,随着B、C元素含量增加,组织中粗大柱状晶转化为细小等轴晶,Al元素及β偏析有所改善。当B元素含量增至1.0at.%,合金组织的平均晶粒尺寸由584.94μm细化至32.54μm,条带状TiB相在晶界聚集析出,合金的室温极限抗拉强度（UTS）由479.69MPa增强至681.32MPa,室温断裂载荷由78.58MPa升高至108.01MPa。随着C元素含量增至1.0at.%,平均层片团尺寸由584.94μm减小至30.00μm,大尺寸Ti3AlC相弥散析出,合金的室温UTS由479.69MPa提高至730.11MPa,室温伸长率由0.19%增至0.51%,室温断裂载荷由78.58MPa增强至107.71MPa。其中B、C元素造成的大程度成分过冷及异质形核作用为组织细化的主要机理;细晶强化及第二相强化共同造成合金室温强度显着提高;TiB及Ti3AlC相增大裂纹扩展抗力,提高合金断裂载荷。对含有不同含量B、C元素的Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金在800℃、850℃及900℃的高温力学性能进行了研究。结果表明,B元素提高合金的韧脆转变温度至850-900℃,当B元素含量为1.0at.%时,合金800℃的极限抗拉强度由534.85MPa增至656.12MPa,850℃的UTS由507.36MPa增至642.43MPa,900℃的UTS由379.91MPa增至508.44MPa。随着C元素含量增至1.0at.%,合金在800℃、850℃及900℃的UTS分别升高至756.14MPa、724.38MPa及585.62MPa,其中0.5at.%C元素能够同时提高合金的高温极限强度及伸长率。随着B、C元素添加,细化的（α2+γ）层片团及组织中析出的大尺寸TiB相或Ti3AlC相会提高位错塞积的数量及能量上限以强化合金。而位错及孪晶能够在合金的基体相中持续运动,以协调合金的高温塑性变形。研究了B、C元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金在不同条件下流变应力曲线、动态再结晶临界模型、热加工图及热变形行为、组织演变的影响。结果表明,B、C元素会减小合金在高温（≥1200℃）、低应变速率下(0.001s-1及0.01s-1)的峰值应力,降低动态再结晶发生的临界应变,加快1250℃时γ→α相转变,促进无序A3结构的α相形成,减弱合金热加工中开裂及失稳倾向,从而扩大热加工图的稳定区域。组织细化导致含高密度位错的层片团边界增加,TiB相、Ti3AlC相会引起位错塞积,作为形核质点促进动态再结晶晶粒形核。随着B元素含量增至1.0at.%,合金的热变形激活能升至669.46kJ/mol,合金热加工失稳区缩小并向较高(>0.1s-1)或较低(<0.005s-1)应变速率区域移动。C元素提高合金的热变形激活能至695.88 kJ/mol,使其热加工失稳区向低应变速率区域移动。根据Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-（B/C）合金的热加工图优化了热加工工艺参数,采用包套锻造对合金铸锭进行热机械加工,获得了具有优异组织及力学性能的合金锻饼,研究了B、C元素对锻态合金力学性能的影响。结果表明,通过多步锻造,Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-（B/C）合金组织得到了有效细化,显着提高了合金的强度。锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金中平均晶粒尺寸细化至12.63μm,室温及800℃的极限抗拉强度增高至645.65MPa及676.05MPa。锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-0.6B合金中平均晶粒尺寸减小为10.32μm,破碎后弥散分布的TiB相通过界面钉扎及第二相强化的协同作用将该合金的室温及800°C的UTS提高至843.51MPa及729.00MPa。锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-0.5C合金的平均晶粒尺寸细化至18.37μm,组织中平均直径不超过5μm的动态再结晶晶粒及弥散的Ti3AlC相在增加位错塞积的同时能够有效钉扎组织界面,从而提高该合金室温及800℃的UTS至725.18MPa及739.12MPa。
宋志文[10]（2019）在《β-γ TiAl合金高温轧制的变形机制及组织演变研究》文中研究指明为了贯彻“更强、更轻、更耐热”的高温结构材料发展的方针,为了适应航空发动机发展的需求,基于其密度低,比强度高,以及卓越的高温抗氧化性等特点,TiAl合金成为了研究的热点。新型的beta-gammaTiAl合金能克服传统TiAl室温塑性低和可加工性差的缺点。然而,对TiAl合金的研究大多都集中在锻造工艺和成品工艺,对TiAl合金的轧制工艺的研究比较少。目前,板材、型材等主要依靠轧制完成。因此,TiAl合金轧制的研究是不可或缺的。本文通过平面应变模拟Ti-43Al-9V-0.2Y合金轧制,并对组织演变以及动态再结晶机制进行研究。在平面应变模拟指导下,对该合金进行高温无包套轧制,分析轧制组织随轧制温度的变化机制采用平面应变压缩实验来模拟轧制,研究Ti-43Al-9V-0.2Y合金高温轧制变形工艺、高温软化机制及组织演变规律。真应变-真应力曲线表明,合金的变形抗力低,加工硬化指数6000左右,因此该合金具有良好的高温变形能力。通过临界动态再结晶的计算,发现该合金在1200℃/0.05s-1/40%的变形工艺下动态再结晶较为充分。此外,通过观察组织变化发现,当变形量为40%以上,组织细化明显,再结晶程度高。在应变速率为0.05s-1经过6道次变形时,合金中发生γ→α2和β/B2→α2的相变。通过对位向关系的判断,分析认为α2和γ相之间满足Blackburn位向关系。再结晶程度随着变形道次的增加以及应变速率的减小而增加。γ相的变形机制为不连续动态再结晶,此外合金的变形能力随着应变速率的减小以及变形道次的增加而降低。另外伪孪晶的含量随着应变速率的增大在逐渐减少,变形道次对伪孪晶的影响可以忽略不计。采用无包套热轧工艺对Ti-43Al-9V-0.2Y合金进行了轧制,轧制工艺为1200℃/0.05s-1/60%以及1250℃0.05s-1/60%。结果发现,在β单相区轧制时（1250℃）,组织由柱状α相和针状γ相组成;在α+β+γ三相区轧制时（1200℃）,组织由α/γ片层和β/γ片层组成。通过EBSD技术对两种轧制工艺进行研究,就三种相的变形能力而言,β相由于具有较多的滑移系,变形能力显着,相比之下,α滑移系较少,变形能力较差,主要以动态回复为主。同时在织构方面的研究发现,1200℃织构强度高,1250℃的织构强度不高。
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的与意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 TiAl合金的相图与晶体结构 |
| 1.2.2 TiAl合金的相转变与显微组织 |
| 1.2.3 β凝固TiAl合金 |
| 1.3 SPS制备技术研究现状 |
| 1.3.1 SPS技术概述 |
| 1.3.2 SPS烧结致密化机理 |
| 1.3.3 SPS制备TiAl合金的组织与性能 |
| 1.4 TiAl预合金粉末的制备及其显微组织结构 |
| 1.4.1 气雾化法 |
| 1.4.2 快速凝固TiAl预合金粉末的组织与相结构 |
| 1.5 合金元素对TiAl合金显微组织与性能的影响 |
| 1.5.1 V元素的影响 |
| 1.5.2 Y元素对TiAl合金显微组织和性能的影响 |
| 1.6 本文研究的主要内容 |
| 第2章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 材料制备方法 |
| 2.1.1 粉末制备 |
| 2.1.2 放电等离子烧结 |
| 2.2 显微组织结构与成分分析 |
| 2.2.1 扫描电子显微(SEM)分析 |
| 2.2.2 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.2.3 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 2.2.4 透射电子显微(TEM)分析 |
| 2.2.5 差热扫描量热法(DSC)分析 |
| 2.2.6 三维x射线显微镜(3D-CT)分析 |
| 2.2.7 电子探针显微分析(EPMA) |
| 2.3 力学性能测试方法 |
| 2.3.1 拉伸性能测试 |
| 2.3.2 压缩性能测试 |
| 第3章 气雾化β凝固TiAl合金粉末显微组织与相结构 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的显微组织 |
| 3.2.1 气雾化Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的表面形貌 |
| 3.2.2 Ti-43Al-9V-0.3Y粉末的凝固显微组织与相成分 |
| 3.3 Ti-43Al-9V-0.3Y预合金粉末的相结构 |
| 3.3.1 大尺寸粉末 |
| 3.3.2 中小尺寸粉末 |
| 3.3.3 不同尺寸粉末的相结构演变规律 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ti-43Al-9V-0.3Y预合金粉末SPS致密化机制 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 Ti-43Al-9V-0.3Y粉末SPS致密化过程的三维重构 |
| 4.2.1 致密化前粉末的三维重构 |
| 4.2.2 烧结温度对烧结体三维结构及致密度的影响 |
| 4.3 Ti-43Al-9V-0.3Y合金致密化过程的显微组织演变 |
| 4.3.1 粉末致密化过程的组织演变规律 |
| 4.3.2 SPS烧结颈的显微组织与相结构 |
| 4.3.3 SPS烧结颈相结构形成机制 |
| 4.4 放电等离子烧结PPBs的形成机制与消除方法 |
| 4.4.1 PPBs的显微组织与相结构 |
| 4.4.2 PPBs的消除方法与组织均匀化 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金显微组织演变及力学性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与相结构 |
| 5.2.1 放电等离子烧结工艺及氧含量 |
| 5.2.2 双态组织Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与相结构 |
| 5.2.3 近片层组织Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织与相结构 |
| 5.3 放电等离子烧结Ti-43Al-9V-0.3Y合金的室温力学性能 |
| 5.3.1 室温拉伸性能 |
| 5.3.2 双态组织合金室温拉伸变形与强化机制 |
| 5.4 放电等离子烧结Ti-43Al-9V-0.3Y合金的高温力学性能 |
| 5.4.1 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金的高温拉伸性能 |
| 5.4.2 SPS制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金高温拉伸变形机制 |
| 5.5 过量Y添加对SPS制备TiAl合金组织与力学性能的影响 |
| 5.5.1 烧结温度对高Y添加TiAl合金显微组织的影响 |
| 5.5.2 SPS制备高Y含量TiAl合金组织演变规律 |
| 5.5.3 SPS制备高Y含量TiAl合金的室温力学性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的创新性成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 Beta gamma TiAl合金的研究现状 |
| 1.3 Beta-gamma TiAl基合金的相图与显微组织 |
| 1.3.1 Beta-gamma TiAl合金的晶体结构 |
| 1.3.2 Beta-gamma TiAl合金的凝固过程 |
| 1.4 Beta-gamma TiAl合金的制备及热加工 |
| 1.4.1 Beta-gamma TiAl合金的熔炼 |
| 1.4.2 Beta-gamma TiAl合金的热变形 |
| 1.4.3 Beta-gamma TiAl的热处理 |
| 1.5 Beta-gamma TiAl合金的不连续析出行为 |
| 1.5.1 片层结构的不连续粗化转变 |
| 1.5.2 α_2相的脱溶分解及cellular反应 |
| 1.6 β/B2 相对TiAl合金组织和性能的影响 |
| 1.6.1 β相对TiAl合金高温变形性能的影响 |
| 1.6.2 B2 相对TiAl合金力学性能的影响 |
| 1.7 Beta-gamma TiAl合金的热加工-组织-性能关系中存在的问题 |
| 1.8 选题意义及主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验技术路线 |
| 2.2 Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金的制备 |
| 2.2.1 铸锭的制备 |
| 2.2.2 热等静压和均匀化退火 |
| 2.2.3 等温/降温自由锻造 |
| 2.3 实验及分析方法 |
| 2.3.1 扫描电镜分析(SEM) |
| 2.3.2 电子背散射衍射分析(EBSD) |
| 2.3.3 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.4 电子探针显微分析术(EPMA) |
| 2.3.5 热处理实验 |
| 2.3.6 高温相变过程分析 |
| 2.3.7 拉伸性能测试 |
| 第三章 Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金锻态组织及力学性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金的铸态组织特征 |
| 3.3 Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金的高温相变过程分析 |
| 3.3.1 铸造合金的高温相区确定 |
| 3.3.2 不同相区下的热处理组织 |
| 3.4 等温锻造对Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金组织及性能的影响 |
| 3.4.1 等温锻造合金的微观组织特征 |
| 3.4.2 等温锻造合金的室温/高温拉伸性能 |
| 3.4.3 等温锻造合金的拉伸断口形貌 |
| 3.4.4 近片层组织的拉伸断裂机理 |
| 3.5 降温锻造对Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金组织及性能的影响 |
| 3.5.1 降温锻造合金的微观组织特征 |
| 3.5.2 降温锻造合金的室温/高温拉伸性能 |
| 3.5.3 降温锻造合金的拉伸断口形貌 |
| 3.6 结论 |
| 第四章 Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金的不连续析出行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金的共析转变温度 |
| 4.3 热处理温度对Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金组织演变规律的影响 |
| 4.4 Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金片层结构的不连续析出行为 |
| 4.4.1 片层结构α_2片层的脱溶及cellular反应 |
| 4.4.2 片层结构的不连续析出机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 全片层热处理对Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金的全片层热处理 |
| 5.2.1 锻态合金的全片层热处理 |
| 5.2.2 全片层热处理保温时间对合金组织的影响 |
| 5.3 全片层热处理对Ti-42Al-3Nb-1Mo-0.1B合金力学性能的影响 |
| 5.3.1 全片层组织的室温/高温拉伸性能 |
| 5.3.2 热处理拉伸断口形貌及断裂机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 TiAl合金研究现状 |
| 1.2.1 TiAl合金的发展历程 |
| 1.2.2 TiAl合金的相组成和晶体结构 |
| 1.2.3 TiAl合金的显微组织 |
| 1.2.4 TiAl合金的力学性能 |
| 1.2.5 TiAl合金的制备工艺 |
| 1.3 Beta-gamma TiAl合金 |
| 1.3.1 力学性能 |
| 1.3.2 合金的制备工艺及加工方法 |
| 1.4 氧含量对钛合金及TiAl合金影响的研究现状 |
| 1.4.1 间隙原子对钛及钛合金的影响 |
| 1.4.2 氧含量对钛合金及TiAl合金的影响 |
| 1.5 课题研究意义及主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 TiAl合金材料的制备 |
| 2.1.1 TiAl合金铸锭的制备 |
| 2.1.2 TiAl合金热等静压处理 |
| 2.1.3 TiAl合金包套锻造 |
| 2.2 实验研究方法 |
| 2.2.1 合金显微组织观察 |
| 2.2.2 X射线衍射分析 |
| 2.2.3 拉伸性能测试 |
| 2.2.4 高温变形热模拟实验 |
| 2.2.5 氧含量的测定 |
| 第3章 低氧含量Ti-43Al-9V合金铸锭组织及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态低氧含量Ti-43Al-9V合金显微组织分析 |
| 3.3 铸态低氧含量Ti-43Al-9V合金成分及组织均匀性 |
| 3.4 铸态低氧含量Ti-43Al-9V合金力学性能分析 |
| 3.4.1 铸态合金室温拉伸性能及断口形貌 |
| 3.4.2 合金高温拉伸性能及断口形貌 |
| 3.5 铸态低氧含量Ti-43Al-9V合金热等静压后组织及性能研究 |
| 3.5.1 铸态低氧含量Ti-43Al-9V合金热等静压后成分及组织均匀性 |
| 3.5.2 铸态低氧含量Ti-43Al-9V合金热等静压后力学性能分析 |
| 本章小结 |
| 第4章 低氧含量Ti-43Al-9V合金高温变形行为的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 变形参数对铸态Ti-43Al-9V合金变形组织演变研究 |
| 4.2.1 变形温度对变形组织的影响 |
| 4.2.2 应变速率对变形组织的影响 |
| 4.3 低氧含量Ti-43Al-9V合金真应力-真应变曲线 |
| 4.3.1 应变速率对流变应力的影响 |
| 4.3.2 变形温度对流变应力的影响 |
| 4.3.3 热激活能的分析计算 |
| 4.4 低氧含量Ti-43Al-9V合金的本构方程 |
| 4.5 低氧含量Ti-43Al-9V合金锻坯组织及性能研究 |
| 4.5.1 锻坯氧含量的测定 |
| 4.5.2 锻坯显微组织分析 |
| 4.5.3 锻坯拉伸性能测试 |
| 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 TiAl合金的研究进展及现状 |
| 1.2.1 TiAl合金的研究历史 |
| 1.2.2 TiAl合金的基本相组成和晶体结构 |
| 1.2.3 TiAl合金的典型组织与性能 |
| 1.2.4 TiAl合金的室温脆性 |
| 1.2.5 TiAl合金的高温变形机制及热加工图 |
| 1.2.6 Y元素对TiAl合金的影响 |
| 1.2.7 TiAl合金面临的问题 |
| 1.3 TiAl合金板材的加工方法 |
| 1.3.1 铸锭冶金法(Ingot metallurgy,IM) |
| 1.3.2 粉末冶金法(Powder metallurgy,PM) |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.1.1 热等静压 |
| 2.1.2 包套热轧 |
| 2.1.3 热处理 |
| 2.2 实验结果的分析与测试方法 |
| 2.2.1 热压缩模拟 |
| 2.2.2 显微组织观察及相分析 |
| 2.3 室温和高温拉伸性能测试 |
| 第三章 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结及热处理过程中的组织演变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti43Al9V0.3Y合金粉末的形貌和组织 |
| 3.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的组织与力学性能 |
| 3.3.1 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的组织 |
| 3.3.2 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的拉伸性能 |
| 3.3.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结材料的断裂和拉伸变形行为 |
| 3.4 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结后的热处理 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的等温变形行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的流变形为 |
| 4.3 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的热激活能 |
| 4.4 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金的热加工图 |
| 4.5 Ti43Al9V0.3Y粉末热等静压烧结态合金等温变形组织 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 不同轧制温度下TiAl合金板材组织演变及性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 轧制温度对TiAl合金板材轧制成形性能的影响 |
| 5.3 不同轧制温度下TiAl合金板材的组织演变 |
| 5.4 不同轧制温度下TiAl合金板材的力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 不同变形条件下的TiAl合金板材组织及性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同变形条件下TiAl合金板材的成形性能 |
| 6.3 不同变形条件下TiAl合金板材的组织 |
| 6.4 不同变形条件下TiAl合金板材的力学性能 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 TiAl合金的概况 |
| 1.2.1 TiAl合金的发展 |
| 1.2.2 TiAl合金的相图和晶体结构 |
| 1.2.3 TiAl合金的显微组织和热处理 |
| 1.2.4 TiAl合金板材织构 |
| 1.3 TiAl合金的热加工方式 |
| 1.3.1 TiAl合金锻造技术 |
| 1.3.2 TiAl合金挤压技术 |
| 1.3.3 TiAl合金板材轧制技术 |
| 1.4 TiAl合金板材制备研究现状 |
| 1.5 板材热变形 |
| 1.6 有限元模拟 |
| 1.7 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料与研究方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.1.1 TiAl合金铸锭及锻坯的制备 |
| 2.1.2 TiAl合金板材制备 |
| 2.2 实验测试方法 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 显微组织观察 |
| 2.2.3 力学性能测试 |
| 2.2.4 有限元模拟 |
| 第3章 板材显微组织和织构分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 显微组织分析 |
| 3.2.0 TiAl板材的组织成分分析 |
| 3.2.1 TiAl板材的显微组织均匀性分析 |
| 3.2.2 TiAl板材的织构分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 板材力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiAl板材室温拉伸性能及断口形貌分析 |
| 4.3 TiAl板材高温拉伸性能及断口形貌分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 板材热变形的有限元模拟 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 几何模型和装配模型建立 |
| 5.3 单元类型选择和网格划分 |
| 5.4 有限元模拟材料建立 |
| 5.5 有限元模拟结果 |
| 5.5.1 加载速度对热变形的影响 |
| 5.5.2 板材温度对热变形的影响 |
| 5.5.3 三因素对板材成形的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 课题研究意义及目的 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 TiAl金属间化合物简介 |
| 2.1.1 TiAl金属间化合物发展 |
| 2.1.2 TiAl合金晶体结构及组织特征 |
| 2.1.3 β-γ TiAl合金 |
| 2.1.4 TiAl合金应用 |
| 2.2 TiAl合金制备与高温变形研究现状 |
| 2.2.1 TiAl合金制备与加工 |
| 2.2.2 TiAl高温变形研究现状 |
| 2.3 TiAl高温热暴露行为研究 |
| 2.3.1 高温氧化及防护 |
| 2.3.2 TiAl合金早期氧化行为 |
| 2.3.3 微观组织对TiAl合金抗氧化性能的影响 |
| 2.3.4 组织稳定性研究 |
| 3 研究内容与技术路线 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 研究方案 |
| 3.4 实验材料与方法 |
| 3.4.1 TiAl合金的熔炼制备及表征 |
| 3.4.2 热变形实验 |
| 3.4.3 热暴露实验 |
| 3.4.4 微观组织观察 |
| 3.4.5 力学性能测试 |
| 4 Mo元素对TiAl合金组织及性能的影响 |
| 4.1 合金成分设计 |
| 4.2 微观组织表征与分析 |
| 4.3 β相稳定元素在各相中富集行为 |
| 4.4 Mo元素对TiAl合金相变点影响 |
| 4.5 Mo元素对TiAl合金力学性能影响 |
| 4.5.1 维氏硬度 |
| 4.5.2 纳米压痕硬度 |
| 4.5.3 拉伸性能 |
| 4.5.4 热压缩性能 |
| 4.6 Mo元素对TiAl合金抗氧化性能的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 Ti-44Al-4Nb-1.5Mo合金高温变形机理研究 |
| 5.1 流变应力-应变曲线 |
| 5.2 TiAl合金高温变形本构模型 |
| 5.3 动态再结晶数学描述 |
| 5.4 TiAl合金热加工图 |
| 5.5 变形参数对TiAl合金微观组织的影响 |
| 5.5.1 应变速率对变形组织的影响 |
| 5.5.2 变形温度对变形组织的影响 |
| 5.5.3 变形量对变形组织的影响 |
| 5.6 基于lnZ的TiAl合金组织演变判据 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 Ti-44Al-4Nb-1.5Mo合金轧制变形及组织调控 |
| 6.1 TiAl合金板材制备 |
| 6.2 轧制态TiAl合金板材微观组织分析 |
| 6.3 热处理对板材微观组织影响 |
| 6.3.1 热处理温度对TiAl合金微观组织的影响 |
| 6.3.2 循环热处理消除β相机制 |
| 6.4 TiAl合金力学性能与断裂机理 |
| 6.4.1 TiAl合金力学性能 |
| 6.4.2 TiAl合金断裂机理 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 Ti-44Al-4Nb-1.5Mo合金热暴露行为研究 |
| 7.1 TiAl合金短期氧化行为 |
| 7.1.1 TiAl合金各相氧化热力学 |
| 7.1.2 TiAl合金各相及晶界氧化行为 |
| 7.2 TiAl合金长期氧化行为 |
| 7.2.1 氧化动力学 |
| 7.2.2 氧化膜物相及形貌特征 |
| 7.2.3 氧化层结构分析 |
| 7.2.4 钇化物对TiAl合金抗氧化性能的影响 |
| 7.2.5 TiAl合金氧化机制 |
| 7.2.6 TiAl合金片层稳定性 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论 |
| 9 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 TiAl基合金的研究现状 |
| 1.2.1 TiAl基合金的相组成和相图 |
| 1.2.2 TiAl基合金的典型组织 |
| 1.2.3 TiAl基合金的发展 |
| 1.2.4 TiAl合金的力学性能 |
| 1.2.5 合金元素的影响 |
| 1.2.6 β相凝固TiAl合金 |
| 1.3 高Nb-Ti Al合金 |
| 1.3.1 高Nb-Ti Al合金的研究现状 |
| 1.3.2 高Nb-Ti Al合金相图 |
| 1.3.3 高Nb-Ti Al合金的力学性能 |
| 1.4 TiAl合金的制备 |
| 1.4.1 TiAl合金的熔炼 |
| 1.4.2 TiAl合金的热加工 |
| 1.4.3 TiAl合金的热处理 |
| 1.5 选题意义以及主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 TiAl合金的制备 |
| 2.1.1 实验原材料 |
| 2.1.2 合金的熔炼 |
| 2.1.3 Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金热等静压和均匀化退火 |
| 2.1.4 Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的等温锻造 |
| 2.2 实验和分析方法 |
| 2.2.1 扫描电镜分析(SEM) |
| 2.2.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.2.3 电子背散射衍射分析(EBSD) |
| 2.2.4 热处理实验 |
| 2.2.5 拉伸性能测试 |
| 第三章 Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的铸态组织及性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金组织特征 |
| 3.2.1 铸态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的相分析 |
| 3.2.2 铸态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的组织 |
| 3.3 Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的铸态热处理 |
| 3.3.1 Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的淬火组织 |
| 3.3.2 铸态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的热处理组织 |
| 3.4 铸态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y的力学性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金锻造组织及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 锻态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金显微组织研究 |
| 4.2.1 α单相区锻造组织 |
| 4.2.2 α单相区锻造EBSD分析 |
| 4.2.3 α+β+γ三相区锻造组织 |
| 4.2.4 α+β+γ三相区锻造EBSD分析 |
| 4.3 锻态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的拉伸性能 |
| 4.3.1 锻态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的室温拉伸性能 |
| 4.3.2 锻态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的高温拉伸性能 |
| 4.3.3 锻态Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金的断口形貌 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 热处理对锻造Ti-44Al-8Nb-0.2W-0.2B-0.5Y合金组织及性能影响研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理对锻态合金组织的影响 |
| 5.2.1 全片层组织的热处理 |
| 5.2.2 双态组织的热处理 |
| 5.3 热处理对合金力学性能的影响 |
| 5.3.1 热处理对合金室温力学性能的影响 |
| 5.3.2 锻态合金热处理后室温拉伸断口特征 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题来源及研究的背景和意义 |
| 1.2 国内外在该方向的研究现状及分析 |
| 1.2.1 TiAl合金的研究现状 |
| 1.2.2 TiAl合金的晶体结构和组织特征 |
| 1.2.3 合金元素对TiAl合金的影响 |
| 1.3 TiAl合金的制备与热加工 |
| 1.3.1 TiAl合金的制备技术 |
| 1.3.2 粉末冶金技术 |
| 1.3.3 TiAl合金的热加工与热处理 |
| 1.3.4 热等静压技术 |
| 1.4 TiAl合金烧结过程及其有限元模拟 |
| 1.5 本文的研究目的意义及研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.1.1 有限元模拟与热等静压 |
| 2.1.2 包套锻造 |
| 2.1.3 热处理 |
| 2.2 实验测试方法 |
| 2.2.1 相组成及相变分析 |
| 2.2.2 显微组织观察 |
| 2.2.3 合金性能测试 |
| 第3章 热等静压致密化过程有限元分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热力耦合有限元模型及参数 |
| 3.3 工艺参数对热等静压过程的影响 |
| 3.3.1 温度对热等静压过程的影响 |
| 3.3.2 压力对热等静压过程的影响 |
| 3.3.3 保温保压时间对热等静压过程的影响 |
| 3.4 热等静压致密化过程 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 烧结态Ti-43Al-9V-0.3Y合金组织及性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热等静压制备Ti-43Al-9V-0.3Y合金 |
| 4.3 烧结态Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织 |
| 4.3.1 合金XRD物相分析 |
| 4.3.2 合金显微组织 |
| 4.4 烧结态Ti-43Al-9V-0.3 力学性能 |
| 4.4.1 室温拉伸性能 |
| 4.4.2 高温拉伸性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ti-43Al-9V-0.3Y合金的包套锻造及热处理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 包套锻造 |
| 5.2.1 包套锻造工艺选择 |
| 5.2.2 包套锻造过程 |
| 5.3 锻态TiAl合金的显微组织及力学性能 |
| 5.3.1 锻态Ti-43Al-9V-0.3Y合金的显微组织 |
| 5.3.2 锻态Ti-43Al-9V-0.3Y合金的力学性能 |
| 5.4 锻态Ti-43Al-9V-0.3Y合金的热处理工艺 |
| 5.4.1 锻态热处理工艺确定 |
| 5.4.2 热处理过程中锻态合金组织的演变 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 TiAl合金研究现状 |
| 1.2.1 TiAl合金晶体结构及显微组织 |
| 1.2.2 传统γ-TiAl合金 |
| 1.2.3 高铌γ-TiAl合金 |
| 1.2.4 新型β凝固γ-TiAl合金 |
| 1.3 B、C元素对TiAl合金组织及力学性能的影响 |
| 1.3.1 B元素对组织及力学性能的影响 |
| 1.3.2 C元素对组织及力学性能的影响 |
| 1.4 TiAl合金中强韧化机理 |
| 1.4.1 细晶强化 |
| 1.4.2 位错强化 |
| 1.4.3 第二相强化 |
| 1.5 TiAl合金高温变形行为 |
| 1.5.1 TiAl合金高温变形机制 |
| 1.5.2 TiAl合金动态再结晶行为 |
| 1.5.3 TiAl合金超塑性变形行为 |
| 1.6 高铌TiAl合金的组织-性能-热加工工艺问题 |
| 1.7 研究目的意义及内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 TiAl合金的制备 |
| 2.1.1 TiAl合金的熔炼 |
| 2.1.2 TiAl合金铸后处理 |
| 2.1.3 TiAl合金包套锻压 |
| 2.2 显微组织分析 |
| 2.2.1 光学显微镜(Optical microscope,OM) |
| 2.2.2 背散射电子成像(BSE) |
| 2.2.3 电子背散射衍射(EBSD) |
| 2.2.4 透射电子显微镜(TEM) |
| 2.2.5 高分辨率的透射电子显微镜(HRTEM) |
| 2.2.6 X射线荧光光谱分析(XRF) |
| 2.2.7 电子探针波谱分析 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.3.2 高温拉伸性能测试 |
| 2.3.3 室温压缩性能测试 |
| 2.3.4 室温断裂韧性测试 |
| 2.3.5 等温压缩实验 |
| 第3章 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-(B/C)合金凝固组织及室温力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-(B/C)合金成分优化 |
| 3.2.1 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金成分优化 |
| 3.2.2 B、C元素添加方式及含量选取 |
| 3.3 B元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金组织及力学性能的影响 |
| 3.3.1 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-x B(x=0,0.3,0.6,1.0at.%)合金的制备 |
| 3.3.2 B元素对合金凝固组织的影响 |
| 3.3.3 B元素对合金室温力学性能的影响 |
| 3.4 C元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金组织及力学性能的影响 |
| 3.4.1 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-yC(y=0,0.5,1.0at.%)合金的制备 |
| 3.4.2 C元素对合金凝固组织的影响 |
| 3.4.3 C元素对合金室温力学性能的影响 |
| 3.5 B、C元素对合金凝固组织及室温力学性能影响的对比 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-(B/C)合金高温力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金的高温力学性能 |
| 4.3 B元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金高温力学性能的影响 |
| 4.3.1 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-x B(x=0,0.3,0.6,1.0at.%)合金的高温拉伸性能 |
| 4.3.2 高温拉伸试样应变区组织 |
| 4.3.3 B元素对合金的强化作用 |
| 4.3.4 B元素降低合金高温伸长率的原因 |
| 4.4 C元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金高温力学性能的影响 |
| 4.4.1 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-y C(y=0,0.5,1.0at.%)合金高温拉伸性能 |
| 4.4.2 高温拉伸试样应变区组织 |
| 4.4.3 C元素对合金的强韧化作用 |
| 4.5 B、C元素对合金高温力学性能影响的对比 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-(B/C)合金热变形行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金的高温变形行为 |
| 5.2.1 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金的流变应力曲线 |
| 5.2.2 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金的热加工图 |
| 5.2.3 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金的热变形组织分析 |
| 5.3 B元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金热变形组织的影响 |
| 5.3.1 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-x B(x=0.3,0.6,1.0at.%)合金热变形组织 |
| 5.3.2 TiB相对动态再结晶行为的影响 |
| 5.3.3 热变形过程中相转变规律 |
| 5.4 B元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金热变形行为的影响 |
| 5.4.1 流变应力曲线 |
| 5.4.2 变形激活能 |
| 5.4.3 热加工图 |
| 5.4.4 动态再结晶临界模型 |
| 5.5 C元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金热变形组织的影响 |
| 5.5.1 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-0.5C合金热变形组织 |
| 5.5.2 Ti3AlC相对动态再结晶行为的影响 |
| 5.5.3 热变形过程中相转变规律 |
| 5.6 C元素对Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金热变形行为的影响 |
| 5.6.1 流变应力曲线 |
| 5.6.2 变形激活能 |
| 5.6.3 热加工图 |
| 5.6.4 动态再结晶临界模型 |
| 5.7 B、C元素对合金热变形行为影响的对比 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-(B/C)合金组织及力学性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-(B/C)合金包套锻造工艺 |
| 6.3 B、C元素对锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金组织的影响 |
| 6.3.1 锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金显微组织 |
| 6.3.2 锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-0.6B合金显微组织 |
| 6.3.3 锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-0.5C合金显微组织 |
| 6.4 B、C元素对锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金室温力学性能的影响 |
| 6.4.1 锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-(0,0.6)B合金室温力学性能 |
| 6.4.2 锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-(0,0.5)C合金室温力学性能 |
| 6.5 B、C元素对锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr合金高温力学性能的影响 |
| 6.5.1 锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-(0,1.0)B合金高温拉伸性能 |
| 6.5.2 锻态Ti-43Al-6Nb-1Mo-1Cr-(0,0.5)C合金高温拉伸性能 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 TiAl基合金研究现状 |
| 1.2.1 TiAl合金的发展 |
| 1.2.2 TiAl基合金的晶体结构和典型组织 |
| 1.3 TiAl合金的合金元素 |
| 1.4 TiAl合金制备 |
| 1.4.1 TiAl合金的熔炼 |
| 1.4.2 TiAl合金的热变形 |
| 1.4.3 TiAl合金的热处理 |
| 1.5 TiAl合金的力学性能 |
| 1.5.1 拉伸性能 |
| 1.5.2 断裂韧性 |
| 1.6 选题意义以及主要研究内容 |
| 第二章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验技术路线 |
| 2.2 TiAl合金的制备 |
| 2.2.1 铸锭的制备 |
| 2.2.2 TiAl合金的热等静压和均匀化热处理 |
| 2.2.3 Ti-43Al-9V-0.2Y合金的锻造 |
| 2.2.4 Ti-43Al-9V-0.2Y合金的轧制 |
| 2.3 实验和分析方法 |
| 2.3.1 扫面电镜（SEM）分析 |
| 2.3.2 X射线衍射（XRD）分析 |
| 2.3.3 电子背散射衍射（EBSD）分析 |
| 2.3.4 平面应变压缩测试 |
| 第三章 Ti-43Al-9V-0.2Y合金的平面应变模拟及组织演变规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti-43Al-9V-0.2Y合金的锻态组织 |
| 3.3 Ti-43Al-9V-0.2Y合金的高温变形行为 |
| 3.3.1 真应力-真应变曲线 |
| 3.3.2 动态再结晶临界应变的确定 |
| 3.4 Ti-43Al-9V-0.2Y合金高温变形过程中的组织演变 |
| 3.4.1 变形道次对组织的影响 |
| 3.4.2 变形速率对组织的影响 |
| 3.4.3 变形温度对组织的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ti-43Al-9V-02Y合金动态再结晶行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 应变速率对相组成的影响 |
| 4.3 动态再结晶行为研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 轧制对Ti-43Al-9V-0.2Y合金组织的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ti-43Al-9V-0.2Y合金的轧制板材 |
| 5.3 Ti-43Al-9V-0.2Y合金的单相β区轧制 |
| 5.3.1 β单相区轧制组织的SEM分析 |
| 5.3.2 β单相区轧制组织的EBSD分析 |
| 5.4 Ti-43Al-9V-0.2Y合金的α+β+γ 三相区轧制 |
| 5.4.1 α+β+γ 三相区轧制组织的SEM分析 |
| 5.4.2 α+β+γ 三相区轧制组织的EBSD分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
