采用gleeble-3500型熱模擬試驗機對片層組織ta15鈦合金進行等溫恒應變速率壓縮試驗,研究其在兩相區860～970℃和應變速率0.01～1s~(-1)范圍內的熱變形行為和組織球化過程。結果表明:片層組織ta15合金兩相區變形應力對溫度和應變速率很敏感,應力峰值高于等軸組織合金變形時的峰值,而且其前后應力的硬化率和軟化率隨著溫度的降低和應變速率的增大而逐漸增大。應變對片層組織球化的影響最顯著,在本實驗條件下,片層組織開始球化的臨界應變為0.34～0.59,完全球化需要的應變為3.4～6.8。ta15片層組織兩相區變形應力的軟化主要原因是片層組織球化和彎折。

采用等溫壓縮實驗研究了具有不同初始片層厚度(3μm和0.4μm)的tc11合金兩相區變形時的微觀組織演化,其中壓縮實驗的變形溫度為920℃~980℃,應變速率為0.1s-1~1s-1,變形量為30%~70%。金相分析表明具有片層組織的tc11合金兩相區變形時微觀組織演化主要為α片層的球化過程。進一步的研究結果表明:在相同的變形工藝參數下,細片層組織(片層厚度0.4μm)的球化程度高于粗片層組織(片層厚度3μm);兩種初始片層厚度組織的球化程度均隨應變的增加和應變速率的降低而提高;變形溫度對兩者球化程度的影響存在不同的規律:粗片層組織的球化程度隨溫度的升高而增加,細片層組織的球化程度隨溫度的升高而降低;初始片層厚度和應變是影響tc11合金片層組織球化的主要因素,在兩相區變形之前可通過β熱處理+快速冷卻得到細片層和采用反復鐓拔等大應變變形得到片層完全球化的細晶等軸態組織。

對鍛態tc21合金在兩相區內進行熱處理,研究了其片狀組織的靜態球化行為。結果表明:兩相區內隨著固溶溫度的升高,α相球化率增加的同時其體積含量迅速減少,固溶時間的延長有利于組織的均勻化,但對提高球化率的作用不大;固溶后隨著冷卻速度的降低α相的球化率增加,tc21合金經925℃保溫2h慢冷后α相的球化率達到95%以上。對α相靜態球化的原因分析表明:晶界α相自身的形成特點是其球化的根本原因,其與晶內初生α片交接處的存在對晶界α相的球化有一定貢獻;晶內α片的球化是一個片狀組織粗化的過程,依靠片層界面缺陷處的溶質原子遷移進行。

對原始組織為不同粗細片層組織的ta15鈦合金板材在兩相區進行75%的熱軋變形,并用金相法觀察變形后組織的球化行為,并分析變形機理。結果表明,晶內片層狀α相隨變形量增加發生球化,球化程度與片層狀α相粗細有關,粗片層狀組織發生扭曲和彎折,但等軸α晶粒較少;細片層狀組織大部分發生球化,生成均勻細小的等軸組織,這說明原始組織片層狀越細則變形后球化程度越高,組織更均勻細小。

在gleeble-1500熱模擬試驗機上通過熱壓縮試驗研究具有初始片層組織的tc17鈦合金在變形溫度為780～860℃、應變速率為0.001～10s~(-1)、變形量為15%～75%范圍內的組織演變,定量分析熱變形參數對片層組織動態球化過程的影響。采用結合貝葉斯歸一化算法的bp人工神經網絡,建立tc17鈦合金片層組織動態球化演變的預測模型,誤差分析表明模型精度較好。

研究tc21合金經β相區固溶并慢速冷卻后的片層組織特征(晶界α層厚度、α片層寬度、α集束尺寸)及斷裂韌度隨冷卻速率的變化規律,探討片層組織特征與斷裂韌度的關系。結果表明:隨著冷卻速率的增大,tc21合金α片層集束、α片層厚度及晶界α層寬度均減小。在本文實驗測試尺度范圍內,α片層寬度、α片層集束尺寸及晶界α層厚度的增大均可提高合金的斷裂韌性。

介紹了目前國內外在鈦合金片層組織的球化規律及模型方面的的研究成果.主要探討了熱變形參數、原始晶粒大小、加工方式對鈦合金片層組織球化規律的影響及幾種主要的球化機制模型.

鈦合金片層組織在兩相區變形時流動應力隨應變的增加普遍表現為快速硬化和持續軟化的特征.為了研究該流動軟化的機理,采用等溫熱壓縮實驗研究了tc11合金片層組織在溫度890—995℃和應變速率0.01—10s~(-1)范圍內的熱變形行為.理論計算表明α/β片層界面(α片層內孿晶界)產生的hall-petch強化效應遠大于片層束集邊界.tc11合金片層組織高溫變形的流動軟化機理可歸結為硬滑移模式向軟滑移模式轉變導致hall-petch強化效應的減弱.

利用gleeble-1500熱模擬機,研究6111鋁合金在變形溫度為350℃～550℃、應變速率為0.01s-1～10s-1的熱變形流變應力行為。研究結果表明,6111鋁合金為正應變速率敏感材料,且隨著變形溫度升高抗拉強度減小,其熱變形經歷了從應變硬化階段過渡到穩態變形階段的過程,軟化機制主要為動態回復;采用zener-hollomon參數建立6111鋁合金的本構方程,該方程可用于模擬6111鋁合金材料一般加載情況下的熱成形過程。

采用大規模并行計算進行鈦合金中片層組織生長相場模型的數值模擬.針對allen-cahn和cahn-hilliard等相場模擬方程,在均勻網格上采用時域有限差分顯式時間步進和算子分裂的數值算法.基于消息傳遞接口(mpi)實現三維區域分解和計算與通信重疊的并行算法.在深騰7000上通過測試,顯示程序具有良好的可擴展性.在10243計算網格上使用4096核的并行效率達到94.2%,每個時間步耗時約0.2s.

采用加工圖理論分析了tc17(ti-5al-4mo-4cr-2sn-2zr)鈦合金在高溫變形過程中的片狀α球化規律。結果表明:用加工圖理論分析材料的高溫變形行為能準確直觀地反映出材料在不同變形條件下的組織演變規律。分析加工圖發現:tc17合金在840℃~870℃,應變速率0.5s-1~3s-1之間變形是片狀α組織球化的理想區域,此時對應的能量耗散效率值為45%左右;在850℃~910℃,較高應變速率(>5s-1)下對tc17合金加工易發生流變不穩定現象,形成絕熱剪切帶。

分別以1020℃保溫30min后空冷和爐冷得到的ta15合金為原材料,對其進行等溫恒應變速率壓縮試驗,研究了溫度800～950℃、應變速率0.001～1s-1、真應變0.51～1.20時,不同原始α片層厚度對ta15合金動態球化行為的影響。結果表明:真應力-真應變曲線均呈現出明顯的流動軟化,峰值應力和流動軟化率對α片層厚度的依賴程度較小。當熱變形參數相同時,細片狀比粗片狀組織更容易發生動態球化,這與其在試驗范圍內測得的變形激活能分別為597kj/mol和650kj/mol是一致的。ta15合金中片狀α除了形成低和高角度界面及強烈的局部剪切帶導致動態球化外,還有動態再結晶等其它方式。

采用不同熔體處理工藝獲得3種不同冶金質量的3003鋁合金,通過gleeble-1500熱模擬試驗機對3003鋁合金進行變形溫度為300℃~500℃,應變速率為0.01s-1~10s-1高溫等溫壓縮實驗。結果表明,3003鋁合金具有正的應變速率敏感性,熱變形激活能q與含雜量h呈線性關系,經高效綜合處理的3003鋁合金熱變形激活能最低為174.62kj.mol-1,有利于材料熱塑性變形。采用加工硬化率計算不同熔體處理的3003鋁合金的臨界應變值,獲得了經不同熔體處理的3003鋁合金發生動態再結晶的臨界條件。

利用gleeble-1500熱模擬實驗機,對2524鋁合金進行高溫等溫壓縮試驗,實驗變形溫度為300～500℃,應變速率為0.01～10s-1的條件下,研究了2524鋁合金的流變變形行為。結果表明:合金流變應力的大小跟變形溫度和應變速率有很大關聯,2524鋁合金真應力-應變曲線中,流變應力開始隨應變增加而增大,達到峰值后趨于平穩,表現出動態回復特征,而峰值流變應力隨變形溫度的降低和應變速率的升高而增大;在流變速率ε為10s-1,變形溫度300℃以上時,應力出現鋸齒波動,合金表現出動態再結晶特征。采用溫度補償應變速率zener-hollomon參數值來描述2524鋁合金在高溫塑性變形流變行為時,其變形激活能q為216.647kj/mol。在等溫熱壓縮形變中,合金可加工條件為:高應變速率(>0.5s-1)或低應變速率(0.01s-1～0.02s-1)、高應變溫度(440℃～500℃)。

研究了通過熱處理制度調整,在合金α片層之間形成細小的條狀次生α相,形成一種新型的鈦合金顯微組織——雙片層組織。通過對比等軸組織、雙態組織、片層組織和雙片層組織的性能,結果表明,在合金的強度和塑性不損失的條件下,雙片層組織進一步提高了裂紋在合金中的擴展阻抗,使得合金的斷裂韌性得到改善,疲勞裂紋擴展速率得到降低。雙片層組織提高了疲勞裂紋擴展路徑,使得大量的次生裂紋萌生。

對tc18鈦合金直耳片的疲勞性能進行研究,測試在不同處理狀態及平均應力水平下耳片的疲勞s_(max)—n曲線,并利用掃描電鏡(sem)對疲勞試樣斷口的典型裂紋源形貌和裂紋擴展形貌進行觀察分析。結果表明:熱處理狀態和平均應力對耳片疲勞壽命有較大影響;在相同的平均應力下,機械加工后退火處理的試樣具有較高的疲勞壽命;在相同退火處理狀態下,平均應力水平高,疲勞壽命長;疲勞裂紋主要在夾雜物、材料表面缺陷及次表面內部缺陷等處形成;在裂紋擴展區,對試樣加載的應力水平越高,裂紋擴展速率也越大。

對耐熱不銹鋼(1cr11ni2w2mov、cr17ni2)和鈦合金(ta7),在3.5%nacl水溶液中的電偶腐蝕敏感性進行了評價。研究了試樣表面狀態和陰陽極面積比對兩類材料接觸腐蝕行為的影響規律,探討了腐蝕機理。

耐熱不銹鋼/鈦合金接觸腐蝕行為

對具有片層α相的ti-17合金圓餅在兩相區進行5種變形程度的等溫鍛造及固溶時效處理,用定量金相學方法研究了片層α相在熱加工過程中的演變規律。研究發現:α相的厚度隨著應變量的增大而增大;變形程度及圓餅的變形區域對α相形態的變化有很大影響。隨變形程度的增大,α相的形態參數feretratio(feretmax/feretmin)的分布曲線在feretratio介于1.5～2.5區間出現單峰,且峰值不斷增大,大feretratio的α相比例逐漸減小。圓餅中心位置的feretratio分布曲線具有較大的峰值。大變形使片層α相的等軸化程度提高,改善了圓餅的組織均勻性。等效應變對組織中不同形態α相分布的影響曲線表明:球化α相比例隨著等效應變的增大呈單調增大,增大速率表現為慢—快—極慢的分階段特征;近等軸狀的α相比例先快速增長后不斷減少;片層狀和大片層狀α相比例隨著等效應變增大呈單調減少。片層α相的臨界球化與完全球化的等效應變分別約為0.4與1.0。

利用金相顯微鏡、掃描和透射電鏡等儀器表征了tial合金的片層組織及結構特征,研究了ti-48alat%合金片層組織的形成機制和片層組織細化工藝及其機理。結果表明,ti-48al合金單級熱處理能夠得到全片層組織,平均晶粒尺寸約150μm,片層間距約1.30μm。其形成過程是:γ相在α相晶內(0001)面上通過全位錯分解成核,通過不全位錯滑移、層錯區擴展而長大。循環熱處理和雙溫熱處理均能將片層晶粒尺寸細化到30μm,片層間距0.90μm,前者的細化機理為相變重結晶細化了α相晶粒,后者細化片層組織的關鍵在于低溫段(α2+γ)兩相區熱處理形成細小的雙態組織。

研究了1150℃時效時ti-48al合金全片層組織的連續粗化機制。片層組織的連續粗化不僅能通過片層界面缺陷(如臺階、端部、彎曲的界面等)遷移來實現，而且可以通過γ/γ片層界面遷移或分解的方式來實現；在真孿晶、偽孿晶和120°旋轉有序型γ/γ界面當中，120°旋轉有序界面的穩定性最低，最容易遷移或分解；γ片層內的120°旋轉有序疇界與片層界面的交匯處易形成熱溝(thermalgroove)，它往往成為片層界面發生分解的起始部位。

研究了缺口對鑄造單一取向層片組織tial合金斷裂形貌特征和斷裂機制的影響。通過對斷口進行觀察發現,缺口對單一取向的層片組織有較大影響。研究表明,在光滑試樣的拉伸過程中,裂紋起源于試樣內部,然后迅速擴展至斷裂;在缺口試樣的拉伸過程中,微裂紋于斷口邊緣產生,在切應力的作用下擴展、連接形成裂紋穩態擴展區,然后在正應變控制下從裂紋穩態擴展區向裂紋失穩擴展區過渡,同時試樣失穩。