一、锻造TiAl基合金的晶粒长大及其动力学分析（论文文献综述）
任轶博[1]（2021）在《双峰晶粒尺寸分布的TiAl基合金制备及热变形行为研究》文中指出TiAl基合金因其密度低、高温强度优异高、抗蠕变和抗氧化性能突出等优点,在航空航天、海洋船舶等国防工业及汽车民用工业受到瞩目,引起科研工作者的广泛关注,是最具潜力的轻质高温材料之一。但这类材料具有本征脆性、高温变形抗力大,导致难以加工成形,严重制约了它的进一步发展与应用。本文采用高能球磨+热压烧结制备具有双峰结构的TiAl合金,研究其高温力学性能。在此基础上,对具有双峰结构的TiAl合金进行热变形实验,研究其热变形行为,探寻适宜的热加工区间。本文以Ti-48Al-2Cr-2Nb合金为研究对象,通过调控球磨工艺参数,制得由不同含量粗粉和细粉组成的双尺度TiAl合金粉末。将球磨前后的粉末在1200℃进行热压烧结,对粉末和烧结后的烧结体进行微观形貌及物相研究。结果表明,双峰结构的TiAl合金由γ-TiAl和α2-Ti3Al两相组成。在应变速率为5×10-5s-1下,测试其在800℃下的拉伸力学性能,发现粗晶与细晶比例为7:3的双峰结构TiAl合金（简称30FG）表现出优异的综合力学性能,屈服强度为408.61 MPa,抗拉强度为455.03 MPa,相比于预合金粉末烧结件00FG试样,屈服强度提高了55%,抗拉强度提高了49%。延伸率为6.91%,是粗晶与细晶比例为5:5的烧结件（简称50FG）延伸率的3.8倍。30FG试样的断裂方式主要为沿晶断裂和穿晶断裂,在粗晶和细晶的界面处由于位错堆积,产生背应力强化,为合金提供额外的强度和塑性。对30FG试样在不同变形温度（900～1100℃）和不同变形速率(0.001～0.1 s-1)条件下进行压缩实验,研究其热变形行为。通过真应力-应变曲线发现曲线存在三个不同的阶段,其应力值随着变形温度升高和应变速率降低而降低。通过计算得到Ti-48Al-2Cr-2Nb合金热变形激活能Q=390.543 KJ·mol-1,并构建其高温本构关系方程。根据高温变形时不同的真应力-应变值绘制了热加工图,分析热变形后Ti-48Al-2Cr-2Nb合金的微观组织。通过功率耗散图和失稳图确定了具有双峰晶粒尺寸分布的TiAl基合金适宜的热加工区间为980～1020℃/0.001～0.003 s-1（=58%）和1050～1100℃/0.001～0.003 s-1（=66%）。
陈林[2]（2021）在《含β稳定元素TiAl合金组织优化及其蠕变性能研究》文中研究表明TiAl合金作为新一代可代替Ni基合金的高温结构材料,具有较低的密度、良好的高温强度、抗蠕变、抗氧化能力等优点,因此成为应用于航空航天、汽车等领域的重要材料。通过对组织的调控与优化来改善合金的性能是TiAl合金领域研究的一大重点。尤其在高温服役条件下,由蠕变引起的材料的变形和损伤对合金的应用和寿命有很大影响,因此研究合金组织对蠕变性能的影响其有重要的意义。细小的全片层组织具有最好的综合力学性能,而全片层组织相对于其它典型的组织同时具有最好的蠕变性能。但对于TiAl合金,特别是变形TiAl合金,如何获得细小的全片层组织面临着很大的挑战。本文对TiAl合金组织优化以及组织对合金蠕变性能的影响进行了系统研究。通过对TiAl合金添加β稳定元素,利用快速冷却热处理法和热变形的方式对铸态组织进行优化,最终获得不同片层团尺寸的细小片层组织,并对不同的片层组织进行高温蠕变实验,分析片层结构以及残余β/B2相对蠕变性能的影响。主要结论和创新点如下:（1）β稳定元素的添加有利于扩大TiAl合金β相区,通过在β相区快速冷却得到马氏体随后进行回火的热处理工艺可以获得片层团尺寸在25-70μm范围内细小均匀的全片层组织。其中马氏体为六方结构的α2,并且与母相β相遵循Burgers 取向关系。随着淬火冷却速度的降低,淬火组织内部缺陷密度越来越小。马氏体板条具有最大的缺陷密度,亚结构主要为位错和堆垛层错。（2）通过快速冷却法获得的TiAl合金片层团尺寸大小主要与淬火组织,即其亚结构、晶粒尺寸以及淬火后残余β/B2相有关。缺陷密度越大,越有利于回火过程中再结晶的发生,另外淬火后板条尺寸越小和变体的择优取向越不明显,越不利于晶粒尺寸的长大。最后,少量残留的β/B2相也有利阻碍片层团的长大。（3）TiAl合金中添加β稳定元素可通过影响淬火马氏体组织的形成和分布,从而对后续回火后片层组织进行优化。V元素的添加随着含量增多,转变方式会由块状转变变为马氏体转变。Cr元素的添加随着含量增多,马氏体板条宽度减小,残余β/B2相增多,这有利于后续回火片层组织尺寸的细化,但是强β稳定元素含量太多不利于全片层组织的形成。（4）TiAl合金通过添加β稳定元素,使合金在热变形优化组织过程中,利用少量高温β相的存在起到协调变形的作用,从而实现板材在不同温度下热轧制成形,最终获得片层团尺寸在65-170μm 内的近片层组织和全片层组织。其片层组织的细化主要与高温α相在轧制过程中的动态再结晶有关。此外,部分β/B2和γ晶粒的再结晶过程以及β/B2相的分解,均有利于组织的优化。（5）通过高温轧制优化组织后,TiAl合金的室温拉伸性能得到了改善,其室温抗拉强度从483MPa可提高到858MPa,室温伸长率可提高到0.86%。其中,在α温度区轧制得到的全片层组织具有最优的高温拉伸性能,高温抗拉强度为744MPa、屈服强度为573MPa、伸长率为6.0%。（6）TiAl合金通过高温轧制得到的全片层组织具有最好的蠕变性能,这主要与其片层结构的稳定性有关。在较高应力下蠕变变形时,晶界处存在细小B2（ω0）晶粒和细小的片层间距有利于降低合金的初始蠕变应变量。但是在低应力长时蠕变时,片层间距越小,容易引起组织退化从而破坏片层结构的稳定性,加速蠕变速率,减小蠕变寿命。因此对于片层较粗的全片层组织,其初始蠕变应变量较大,但是蠕变速率较小,蠕变寿命最长。（7）TiAl合金不同片层组织在蠕变过程中,都会发生不同程度的片层团退化,形成大量的γ晶粒并析出一定量的B2（ω0）。片层间距越细退化越严重。γ晶粒的存在会降低合金的蠕变抗力,而晶界处存在的γ和B2（ω0）晶粒会在断裂前增多孔洞形成的位置,最终产生裂纹引起断裂。
田世伟[3]（2020）在《β-γ TiAl合金高温热变形及热暴露行为研究》文中研究指明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。
张贵华[4]（2020）在《含钼Ti2AlNb合金热加工行为及组织性能研究》文中提出随着航空航天工业的发展,对轻质、高强、高温抗氧化性能材料的要求越来越高,而Ti2AlNb基合金具有密度低、比强度高、热强度好以及耐高温腐蚀性好等特点,因而得到了广泛的关注。Ti2AlNb基合金材料结构件多以热成型方式进行制备加工,但由于其热变形抗力大,有效热加工窗口较窄,成材率不高,组织对成型工艺很敏感等问题,使得Ti2AlNb基合金进行塑性加工比较困难,成为了 Ti2AlNb基合金大规模生产的瓶颈,制约着Ti2AlNb合金的工业化生产。基于此,为了促进Ti2AlNb基合金在航空航天领域的推广应用,本文以Ti-25Al-19Nb合金为基础,添加不同含量的B2相稳定元素Mo,细化其微观组织,提高其热变形能力,并全面分析Mo元素在Ti2AlNb基合金热加工过程中的作用机理;利用等温锻造工艺获得由等轴初生α2/O颗粒+二次α2/O板条和B2基体组成的双态组织,开展合金在热处理过程中连续冷却转变规律的研究;在合金服役方面,通过动态加载,对初始微观结构分别为片层和双态组织的Ti2AlNb基合金进行动态力学响应行为研究。此外,还对合金板材的包套轧制成型工艺开展了相关基础研究工作。论文的主要研究内容与成果如下:（1）Mo元素对Ti2AlNb基合金的影响机理研究:Mo元素可以细化Ti2AlNb基合金片层α2/O相,但对合金的相变点温度产生一定影响,高含量的Mo会导致Ti2AlNb基合金O+B2+α2三相区变窄。通过热模拟压缩试验得出Mo元素会影响合金的压缩流变应力和塑性,高含量的Mo元素能够提高Ti2AlNb基合金的压缩峰值应力,但塑性差,变形过程中易导致失稳,这对合金的加工成型极为不利。研究发现,0.5Mo合金（Ti-25Al-19Nb-0.5Mo合金）的高温变形性能明显要优于2Mo合金（Ti-25Al-19Nb-2Mo合金）;Ti2AlNb基合金在热变形过程中的失稳行为与Mo元素的含量有关。此外,高温压缩变形过程中,0.5Mo合金中片层的球化方式主要通过O→B2+α2的转化,2Mo合金主要为O相直接转化为B2相。（2）组织结构调控:以0.5Mo合金为材料基础,通过等温锻造工艺获得的双态组织,建立了合金的B2相连续冷却转变CCT曲线,揭示了在不同冷却速率条件下微观组织演化行为。随着温度的降低,在一定的冷却速率条件下,合金的相转变过程主要为B2→B2+α2→α2+O→O;而当冷却速率超过约1200℃/min,微观组织中O相主要来源于B2相的直接转变,此时O相为亚稳态;不同冷速条件下微观组织析出方式也有所不同,在冷却速率为5℃/min条件下,片层组织首先从晶界析出,并向晶内生长,冷却至室温得到的片层α2/O相的体积分数更高,硬度HV值更大;在冷却速率为100℃/min条件下,片层组织从晶界晶内同时析出,O相和α2相的体积分数较低,硬度HV值与B2相区所得组织的HV值相差不大。通过调整冷却速率及冷却终止温度,可在一定程度上对合金的微观组织进行调控。（3）动态力学响应行为及其变形机制研究:通过动态加载试验,建立了动态塑性变形模型,发现片层组织变形协调主要依靠片层的破碎、弯曲及旋转;双态组织除了具有片层组织变形协调机理外,微观组织中分布的等轴晶粒还会限制片层束的变形及位错的迁移,从而导致双态组织的动态峰值应力在室温/2000s-1速率下远高于片层组织。并基于塑性变形吸收功,揭示出拥有片层和等轴组合的双态组织结构合金具有更低室温绝热剪切敏感性。（4）热变形行为及板材的制备:微观组织为双态组织结构的锻态0.5Mo合金具有较良的热加工性能。在热变形过程中,微观组织球化前后合金的压缩变形机制分别以片层α2/O相弯曲破碎和球化晶粒的拉长为主;软化机制主要表现为O相和α2相的动态再结晶,其中,B2相主要起到变形协调作用。基于热加工图分析,确定出合金安全的热加工区域在865～950℃/0.15～0.001 s-1和950～1100℃/1～0.001 s-1范围内。通过对锻后态0.5Mo合金进行包套轧制,在轧制温度为950℃（处于O+B2两相区）和1000℃（O+B2+α2三相区）时获得的板材拉伸强度和塑性均为最优,得到厚度分别为2.12 mm和1.95 mm的合金板材,板材表面无明显缺陷,其抗拉强度和延伸率分别为957.90 MPa和 3.24%、903.38 MPa 和 2.60%。
张策[5]（2019）在《基于HDH钛粉反应合成制备低间隙原子钛合金技术研究》文中指出钛及钛合金生产加工成本高是限制其广泛应用的主要原因,因此推进钛的低成本化是目前钛产业发展的总体趋势。粉末冶金是短流程制备低成本、高性能钛及钛合金的有效方法,它不通过熔化制备致密钛合金材料,解决了钛作为难熔金属的熔炼问题;同时其近净成形特点和微观组织优势减少了制造最终产品所需的原材料及开坯锻造过程,解决了铸锭冶金钛合金材料利用率低及热加工困难的问题。低成本氢化脱氢（HDH）钛粉可用于制备粉末冶金钛合金制件,但由于受间隙原子含量高、烧结致密度低和微观组织粗大等因素影响,使粉末冶金制品的组织性能优势得不到发挥。为此,本文将以HDH钛粉为主要原料,建立多种低间隙原子含量钛合金的粉末冶金制备工艺,并对其显微组织、力学性能等进行系统分析,具体研究内容和成果如下:（1）采用HDH钛粉、铝粉和铝钒合金粉的混合粉末,冷等静压成形结合真空烧结成功制备了低间隙原子含量的Ti-6A1-4V合金,其中氧含量为0.07～0.15 wt.%、氮含量为 0.018～0.045 wt.%、氢含量为 0.001～0.01 wt.%,达到钛合金锻件 ASTM B381-13 标准中 Grade F5（Ti-6A1-4V）和 Grade F23（Ti-6A1-4V ELI）的成分要求。结果表明HDH工艺能够获得极低间隙原子含量的钛粉,间隙原子含量的增加主要源于粉末及压坯的操作、转移和储存过程。（2）采用HDH钛粉（D50=10 μm）、铝粉（D50=5 μm）和铝钒合金粉（D50=10μm）的混合粉末1150℃真空烧结获得了致密度99%左右的Ti-6Al-4V合金。,抗拉强度为900～940 MPa,屈服强度为850～900 MPa,延伸率为14～16%,超过了钛合金锻件ASTM B381-13标准中Grade F5的要求。烧结态组织为40～70μm的近等轴/短棒状α相和晶间β的两相组织。随着烧结温度的提高,β晶粒显着长大,导致等轴/短棒状α相逐渐演变为α+β片层组织,最终形成长而平直的α集束,计算得到β晶粒长大激活能为518 kJ/mol。（3）采用氢化脱氢-自蔓延扩散制备部分预合金粉末,结合冷等静压成形和真空烧结致密化制备了低间隙原子的Ti-23Al-17Nb合金,氧含量为0.09～0.12 wt.%,氮含量为 0.028～0.04 wt.%,氢含量为 0.002～0.01wt.%。氢化钛粉、铝铌合金粉和铝粉的混合粉末在自蔓延扩散过程中发生了TiH2→Ti+H2、Ti+Al→TiAl3、Ti+Al3Nb→AlNb2+TiAl3→AlNb3+TiAl3 等反应。部分预合金粉末（D50=6.49 μm）在1100～1200℃真空烧结后相对密度分别为95.1%、96.3%、98.7%。1200℃真空烧结后Ti-23Al-17Nb微观组织为均匀细小的α2、B2和O相组成的三相组织,抗拉强度941 MPa,屈服强度862 MPa,延伸率11.7%。（4）采用氢化脱氢-气固反应制备Ti-TiC复合粉末、结合冷等静压成形和真空烧结制备了低间隙原子的Ti-TiC复合材料,氧含量为0.15～0.21 wt.%,氮含量为0.042～0.062 wt.%,氢含量为0.008～0.013 wt.%。在温度高于700℃的 CH4氛围下,TiH2 粉末经历 TiH2→TiH1.5+H2→Ti+H2、Ti+CH4→TiC+H2等反应实现TiC复合。烧结材料中TiC第二相尺寸为3～12μm,体积分数为0～35 vol.%。由于TiC颗粒的钉扎作用,钛基体α晶粒被明显细化,从87.89 μm降至34.76 μm。随着TiC体积分数提高,材料硬度从292 HV提升至773 HV。得益于晶粒细化、TiC第二相强化和C/N/O等间隙原子的固溶强化,以及基体较低的间隙原子含量,Ti-15 vol.%TiC获得优良的综合室温拉伸性能,抗拉强度715 MPa,屈服强度628 MPa,延伸率12.1%。（5）采用CaB6作为高氧含量HDH钛粉的固氧添加剂制备综合性能优异的粉末冶金钛合金。适量的CaB6添加能够促进烧结致密化,高氧含量Ti及Ti-6A1-4V粉（氧含量大于0.3 wt.%）中分别添加0.2 wt.%和0.1 wt.%CaB6使烧结相对密度从97.1%提升至99.3%、97.2%提升至98.8%。添加CaB6形成的两种第二相,即Ca-Ti-O的三元氧化物和TiB。添加CaB6能明显细化晶粒,1 wt.%CaB6能够使Ti基体α晶粒尺寸从178μm降低至36 μm,Ti-6A1-4V基体中α+β片层长度从203μm 降低至38μm。Ti-0.2CaB6和 Ti-6Al-4V-0.1CaB6获得良好的综合力学性能,抗拉强度分别为665 MPa和944 MPa,屈服强度为604 MPa和903 MPa,延伸率为15%和9%。对比未添加CaB6的Ti和Ti-6A1-4V,延伸率数值分别提升8%和5%。
纪小虎[6]（2019）在《温热多向锻造TA15钛合金微结构演变和综合性能研究》文中研究说明TA15钛合金作为轻质耐热中高强钛合金,在我国航空航天和军工等领域被广泛应用,然而受控我国运载装备和国防军事技术的快速发展以及服役环境的持续恶化,进一步提高服役性能、实现钛合金构件形性一体化制造成为工程领域亟需解决的关键问题,并成为现阶段研究发展的前沿和主要趋势。作为典型的难变形材料,传统成形过程中加工窗口窄、变形抗力大、变形组织不均匀、热处理强化有限、晶粒粗化及表面氧化严重等问题严重制约了 TA15钛合金的发展和应用。多向锻造技术作为代表性大塑性变形技术（SPD）,具有强烈的组织细化和性能改善作用,且相比其他大塑性变形技术具有更加明显的工艺和产业化优势,进而成为实现TA15钛合金构件形性一体化制造的一种重要途径和方法,是迫切需要研究发展的大塑性变形技术。基于微观组织对性能的决定性作用,如何实现微观组织的精确调控成为该成形工艺研究发展与应用关键所在。然而,对TA15钛合金在再结晶温度以下进行多向锻造（温热多向锻造（warm multi-directional forging））是多参数、多工序作用下的复杂物理过程,因而对其微观组织进行预测和精确调控以及大塑性变形后与组织演变相关的强化机理成为极具挑战的技术难题。本文采用理论分析、实验研究和数值模拟相结合的方法,对温热多向锻造TA15钛合金的微观组织演变和综合性能进行了深入系统的研究,主要研究内容及结果如下:通过热模拟压缩实验获得了 TA15钛合金温热单向变形行为和组织演变机制,发现TA15钛合金在600℃～800℃温度区间均发生流动软化,在600℃变形时,TA15钛合金的软化机制以初生α相的动态回复为主,辅以次生α相的球化和动态再结晶;在700℃～800℃变形时,次生α相的球化和动态再结晶作用增强,并逐渐占据主导地位。系统研究了变形温度、应变速率对合金的初生α相体积分数、平均晶粒尺寸、轴比等微观组织参数的影响规律,发现变形参数对初生α相体积分数影响不大,但变形后初生α相晶粒在动态破碎机制作用下均发生了一定程度的细化,且温度越低,细化作用越明显,但总体细化程度较小。初生α相晶粒尺寸和轴比主要受变形温度影响,随变形温度的降低,平均晶粒尺寸不断减小,轴比不断增大,应变速率的影响并不明显。依据温热单向变形实验结果,对基于内变量法高温变形微观组织演化模型的温度适用范围进行了修正,通过与初生α相平均晶粒尺寸实测值对比发现其预测的平均误差仅为1.2%,对其可靠性进行了验证。在600℃～800℃条件下完成了 TA15钛合金温热多向锻造实验,利用OM、EBSD以及TEM等表征手段对变形组织进行分析,结果表明,随着压下量或变形道次的增大,初生α相和次生α相的尺寸及轴比均呈下降趋势;随着变形温度的降低,初生α相的尺寸及轴比呈现下降的趋势,而次生α相对应的组织参数总体呈现上升的趋势。且当变形温度升高至800℃时,初生α相体积分数明显下降,材料发生形变诱导α→β相的转变。在连续的多道次变形、相对较低的应变速率以及变形温升等的共同作用下促使相变温度下降。揭示了温热多向锻造TA15钛合金组织细化机制,发现在600℃时,晶粒细化机制随变形道次的增加发生转变,1道次时以微观变形带引起的晶粒动态机械破碎机制为主,连续动态再结晶机制为辅;随变形道次的增加,形变诱导连续动态再结晶机制逐渐占据主导,获得尺寸分布较为均匀的等轴细小晶粒,其平均晶粒尺寸约为1.21μm。将经温度适用范围修正后的温热变形微观组织演化模型应用于TA15钛合金多向锻造,发现在600℃、60%和3道次时,初生α相平均晶粒尺寸计算值和实测值间误差高达56.4%,且随变形温度的升高,计算值和实测值的变化趋势截然相反。阐明了模型预测精度较低的原因,并基于位错动力学及非平衡大角度晶界演化理论建立了 TA15钛合金温热多向变形组织演化内变量模型,验证了该模型的可靠性。采用准静态拉伸实验对温热多向锻造TA15钛合金力学性能进行测试,结果表明,压下量、变形道次的增加或变形温度的降低可以有效提高合金强度,但延伸率下降明显,合金准静态拉伸过载断裂有由韧性断裂向脆性断裂转变的趋势。采用经典的强化模型定量估算了组织演变对材料性能的作用机理,发现经温热多向锻造后,TA15钛合金屈服强度的提高主要由细晶强化和位错强化共同作用造成,且随变形道次的增大或变形温度的降低,细晶强化和位错强化的贡献不断增大;基于屈服强度实测值与计算值之间的误差分析证明了由SPD形成的特殊晶界结构和性质也对材料的屈服强度有着十分重要的影响。基于静态粗化理论对温热多向锻造TA15钛合金初生α相以及次生α相在服役温度（450℃）条件下长时保温过程生长动力学进行分析,研究其组织热稳定性,结果表明,初生α相热稳定性较差,在沿位错芯扩散粗化机制主导作用下组织长大明显;次生α相则表现出较好的组织热稳定性,经150h后,晶粒增大幅度仅为4%。
姜贝贝[7]（2019）在《基于团簇结构模型的多元Ti合金成分设计方法和性能研究》文中研究表明Ti合金具有高的比强度、低的弹性模量、优良的抗疲劳和蠕变性能以及耐蚀性能等,从而在航空航天、生物医用、石油化工等重要领域得到了广泛的应用。为满足愈发苛刻的使役性能,目前高性能Ti合金朝着多组元合金化发展,但多元合金化势必造成合金成分的复杂性,且元素之间的相互作用也会对合金的结构稳定性产生影响,故很难量化多组元合金化的种类和含量,从而难以针对合金性能在多元体系中实施有效的成分优化设计。事实上,多元固溶体合金典型的结构特征表现为局域化学短程有序,即溶质原子的局域最近邻分布不同于平均结构,它决定了固溶体的结构稳定性及有序超结构相的析出,进而影响了合金的性能。因此,本文工作首先根据表征化学短程序特征的’团簇加连接原子’结构模型,确定了Ti合金中晶体相结构的团簇结构单元,探索了相结构随合金化元素的演化规律,建立了多组元Ti合金的团簇式成分设计方法;其次,利用该方法设计了多组元的抗高温氧化的近α-Ti合金和低弹性模量的亚稳β-Ti合金,并对设计的合金进行结构稳定性与性能的表征,最终建立了团簇式成分-结构稳定性-性能之间的关联。具体如下:1.基于团簇结构模型探索了Ti合金相结构随合金化元素的演化规律。首先,基于Friedel理论的电子-结构相互作用稳定机制,研究了Ti合金中合金相αα-Ti、β-Ti、αo-Ti、α"-Ti、α2-Ti3A1、-TiAl、O-Ti2AINb和B2-Ti（Al,Nb）的局域短程序特征,确定了各合金相的团簇结构单元（团簇成分式）,分别为[Al-Ti6Ti6]Ti3（α相）、[Al-Ti2Ti12]Til（ω相）、[A1-Ti4TiUTi2Ti2]（Ti2Tii）（αt"相）、[Al-Ti8Ti6]Til（β相）、[Al-Ti6Ti6]A13（α2相）、[Al-Al4Ti8]A13（丫相）、[Al-Ti4Ti2Ti2Nb2Nb2]（A12AI1）（O相）和[Al-Ti8（Al,Nb）6]（Al,Nb）1（B2相）,其中各相的结构单元中原子总数都为Z=16。进而,根据合金相的团簇结构单元,解析了不同体系工程Ti合金的成分,建立了多元Ti合金的团簇成分通式,为新合金的研发提供了一种简单实用的成分设计方法。2.利用团簇式成分设计方法设计了抗高温氧化的近α-Ti合金。为进一步提升合金在高于600环境中的抗氧化能力,基于确定的高温近α-Ti合金的团簇成分通式[Al-（Ti,2r）12](Ti2（AI,M1]）（M=Sn,Mo,Nb,Ta,W,Si）,通过添加Nb和Ta元素替代Mo,对600℃C高温近αα-Ti合金Ti-1 100（Ti-6Al-2.75Sn-4Zr-0.4Mo-0.45Si,wt.%）进行了成分优化。结果表明 Mo/Nb/Ta 共同合金化的[Al-（Ti11.7Zr0.3）]（Ti2Al0.69Sn0.18Mo0.01 Ta0.01Nb0.01Si0.1）（Ti-6.OA1-2.8Sn-3.6Zr-0.1 3Mo-0.12Nb-0.24Ta-0.37Si,wt.%）合金的室温及高温（650℃）拉伸力学性能优于Ti-1100;Ta合金化的[AI-（Ti11.7Zr0.3）]（Ti2AJ0.69Sn0.18Ta0.03Sio0.1）（Ti-6.OAl-2.8Sn-3.6Zr-0.72Ta-0.37Si,wt.%）合金具有优异的抗高温氧化性能,在800℃下暴露100 h的氧化增重仅为Ti-1100合金的1/7。3.利用团簇式成分设计方法设计了低弹性模量的亚稳β-Ti合金。现有低模量β-Ti合金的弹性模量通常为50～80 GPa,为进一步降低合金的弹性模量,利用团簇式成分设计方法实现了低弹性模量元素（Sn,Zr）和β结构稳定元素（Mo,Nb）的最佳匹配,在确保结构稳定及性能目标的基础上,确定了低弹性模量β-Ti合金的实用合金设计步骤,获得的(β-Ti 合金[（Sn0.5Mo0.5）-（Ti13ZrI）]Nb1（Ti-10.0Zr-5.2Mo-6.5Sn-10.2Nb,wt.%）的弹性模量仅为E=43 GPa。这是由于多个元素的最佳匹配使得β结构稳定,从而抑制了具有高弹性模量的ω>和α"相的析出。在此基础上,提出了合金化元素对β结构稳定的定量化方法,即通过计算Ti-M二元相图中的[β/（α+β）]相界斜率与Ti-Mo的比值,来确定合金化元素M的当量系数,得到新的Mo当量公式:（Moeq）Q=1.OMo+1.25V+0.59W+0.33Nb+0.25Ta+1.93Fe+1.84Cr+1.50Cu+2.46Ni+2.67Co+2.26Mn+0.30Sn+0.31 Zr+0.19Hf+3.01 Si-1.47A1（wt.%）,临界浓度βc= 11.8 wt.%。该公式可更好地衡量β结构稳定的临界下限浓度（βc）附近亚稳β-Ti合金的结构稳定性,并给出了多组元Ti-Mo-Sn-Zr-Nb系列合金弹性模量E随（Moeq）Q的变化规律,可指导低弹亚稳β-Ti合金的成分设计。4.探究了加工工艺对低模量亚稳β-Ti合金结构稳定性和力学行为的影响。经过冷变形后,[（Sn0.5Mo0.5）-（Ti13ZrI）]Nbl合金的晶粒得到了细化,并形成织构,由此使得合金的弹性模量进一步降低至E=39 GPa（抗拉强度outs=738 MPa）;进一步时效可大幅提升该合金的强度Outs=1369 MPa,这是由于冷轧过程中形成的α"、位错和晶界均促进时效过程中a相的形成,并抑制ω相析出。对于[Sn-Ti14]Nb3（Ti-26.2Nb-ll Sn,wt.%）合金,相对于吸铸态（E=56 GPa,OUTs=447 MPa）,冷变形后弹性模量降至E=48GPa,强度提高一倍至OUTS=855 MPa;时效处理过程中,位错和晶界促进α相的析出,在保证一定塑性的基础上,进一步将合金的强度提高到1049 MPa;此外,该合金具有高的β结构稳定性,冷轧、固溶和低温时效处理都不会析出ω相,从而展现出良好的塑性。
史程程[8]（2019）在《P/M钛铝基合金的热变形行为与等温锻造/扩散连接工艺》文中研究表明TiAl基合金是一种极具应用潜力的轻质高温结构材料,在航空航天领域,其制备的轻量化构件可显着提升飞行器的推重比,实现飞行器的减重、增速和增程。然而,TiAl基合金的室温塑性、热加工性能以及可焊性均较差,严重制约着其工程化应用。细化微观组织不仅可以提高合金的塑性,同时可以改善其热变形性能,拓宽其热加工窗口。基于此,本文以预合金粉末为原料,分别采用热压烧结法和放电等离子烧结法制备了细晶TiAl基合金,并对其力学性能及高温断裂机制进行了研究;基于对烧结态合金的热变形行为和微观组织演变规律的研究,采用自阻加热镦粗工艺实现了具有不同典型微观组织的锻态合金的可控制备和力学性能的优化;采用脉冲电流辅助扩散连接技术实现了TiAl基合金的高效连接,并通过等温锻造/脉冲电流辅助扩散连接复合工艺制备了TiAl基合金中空构件。以气雾化法制备的Ti46.5Al2Cr1.8Nb0.2W0.15B预合金粉末为原料,采用热压烧结法制备了TiAl基合金,研究了烧结参数对微观组织和力学性能的影响。研究发现,烧结过程中发生了α2→γ相变,部分粉末发生了动态再结晶。当烧结温度在1100°C-1300°C范围内时,材料的微观组织均由近γ组织构成;当烧结温度为1350°C时,材料由粗大的全片层组织构成。热压烧结态TiAl基合金的高温力学性能受烧结温度和保温时间影响较大,随着烧结温度的升高和保温时间的延长,其在800°C时的高温塑性延伸率先升高后降低,1300°C/120min烧结制备的合金,其延伸率达到了80%左右。这是由于随着烧结温度的升高和保温时间的延长,材料内部的原始粉末边界和非均匀微观组织逐渐消失,导致其断裂机制由原始粉末边界开裂转变为微孔聚集长大型断裂。采用放电等离子烧结法成功制备了TiAl基合金,随着烧结温度的升高,依次制备出具有近γ组织、双态组织、近片层组织和全片层组织的TiAl基合金。所有的合金均存在明显的非均匀微观组织和原始粉末边界,在800°C拉伸测试时,原始粉末边界开裂导致了其较差的高温力学性能。通过高温热模拟试验,研究了热压烧结制备的近γ组织TiAl基合金在α+γ两相区的热变形行为。建立了本构方程和热加工图,并结合微观组织观察确定了其热变形失稳区:温度范围为1125°C-1155°C,应变速率范围为0.1s-1-6.3×10-2s-1。研究发现,在热变形过程中发生了明显的动态再结晶和相变。建立了相应的动态再结晶模型,并研究了其组织演化规律:当在低温高应变速率下变形时,形变孪晶在变形过程中起到了重要作用,其不仅可协调变形,同时还促进了再结晶形核。此外,随着变形温度的升高和应变速率的降低,微观组织由近γ组织转变为双态组织。基于其热变形行为的研究,采用自阻加热镦粗工艺成功制备了锻态TiAl基合金,相对于热压烧结态合金,其800°C下高温延伸率提高至110%。此外,锻态合金在1000°C、应变速率为2×10-4s-1时表现出较好的超塑性性能,其延伸率达到了410%。通过高温热模拟试验,研究了放电等离子烧结制备的具有双态微观组织的TiAl基合金的热变形行为,建立了其本构模型和热加工图,研究了其微观组织的演变。研究发现,初始γ相在变形过程中发生了明显的动态再结晶。随着变形温度的升高、应变速率的降低及变形量的增加,其初始片层分解程度逐渐提高并被新生片层所取代。分别以放电等离子烧结制备的具有近γ组织和双态组织的合金为原料,采用自阻加热镦粗制备了锻态TiAl基合金。研究发现,随着镦粗温度的升高,依次获得了具有近γ组织、双态组织和近片层组织的合金。800°C高温拉伸测试表明其高温塑性延伸率均得到较大改善,其塑性延伸率由烧结态合金的45%提高至锻态合金的106%左右,达到了热压烧结-自阻加热镦粗工艺制备的锻态合金的性能。这是由于经过镦粗后,材料内部的原始粉末边界和非均匀微观组织均被消除,其断裂机制由烧结态的原始粉末边界开裂转变为微孔聚集长大型断裂所导致。采用脉冲电流辅助扩散连接工艺实现了TiAl基合金的高效连接,研究了其界面微观组织和力学性能的演化规律。当连接温度为1100°C、保温时间为20min、压力为25MPa以上时,界面剪切强度可达到基体强度的90%以上,其连接效率相比于热压扩散连接大幅提升。基于此,采用等温锻造/脉冲电流辅助扩散连接复合工艺制备了典型的中空结构,为TiAl基合金的应用提供了新思路。
赵洪刚[9]（2019）在《放电等离子烧结TiAl基合金组织性能及热变形行为研究》文中指出TiAl基合金具有低密度、高比强度、较好的高温抗氧化能力及优异的耐腐蚀性能等,被认为是最受关注的高温结构材料之一。然而,其室温塑性低和成形性能差等局限限制了在工业上的大规模使用。为了提高TiAl基合金的综合性能及加工成形性,本文采用气雾化方法制备了Ti-46.5Al-2.15Cr-1.90Nb-（B,Y,Mo）粉末,并通过优化与温度有关的放电等离子烧结工艺参数,制备出性能优异的TiAl基合金。此外,采用等温双道次热变形实验,探究了不同加工工艺参数对热变形行为的影响规律。最后,分析了合金变形过程中的软化机制,为提高TiAl基合金的成形性能提供实验依据。探究了烧结温度、控温模式和升温步骤对放电等离子烧结制备TiAl基合金显微组织、致密化及性能的影响规律。结果表明,随着温度的增加,雾化粉末首先发生亚稳α2→γ相变,在烧结温度为1100℃时,合金获得近γ组织,当烧结温度达到1250℃时,TiAl基合金生成大量α2/γ片层,转变为双态组织。手动控温模式下温度变化较为稳定,自动控温模式下温度上升存在波动,波动范围可达到±25℃。不同升温步骤对TiAl基合金显微组织及性能没有显着影响。温度对TiAl基合金致密化影响较大,温度较低时,合金存在明显的孔洞,致密化程度较差。温度越高,致密化速率越大。当烧结温度达到1100℃,烧结时间超过12min后,合金达到完全致密,继续增加烧结温度,对合金致密化影响不大。TiAl基合金性能受致密化和显微组织的综合影响,温度较低时,合金内部存在孔洞,综合性能较差。温度升高至1250℃时,TiAl基合金由近γ组织转变为双态组织,屈服强度有明显的下降。当手动两步升温至烧结温度1150℃时,认为TiAl基合金具有较为优异的综合性能,屈服强度为1084MPa,断裂强度为2477.6MPa,塑性应变为39.45%。TiAl基合金进行等温双道次热变形实验,实验结果表明随着变形温度的升高和应变速率的降低,合金的流变应力减小。在变形温度为1150℃和1200℃时,随着道次间隔时间的延长,由于亚动态再结晶软化作用,第二道次峰值应力逐渐降低。当变形温度为1250℃时,流变应力受软化和相变的综合影响,随着道次间隔时间的增加,TiAl基合金片层分数逐渐增加,致使第二道次峰值应力逐渐加大。TiAl基合金变形后晶粒尺寸受再结晶形核和长大的综合影响,随着再结晶过程充分发生,形核数量增多,平均晶粒尺寸减小,继续增加温度和变形量,为晶粒长大提供充足的驱动力,致使合金晶粒尺寸增大。道次间隔时间内的亚动态再结晶可以减少变形后的小尺寸晶粒,使晶粒分布更加均匀。变形温度为1150℃和1200℃时,TiAl基合金为近γ组织,其动态再结晶机制主要为连续动态再结晶,即通过位错不断积累,增加取向差形成小角晶界,取向差进一步积累形成亚晶界,通过亚晶旋转形成再结晶晶粒。此外,近γ组织合金还包括局部不连续动态再结晶和孪晶形核作为辅助再结晶机制。变形温度为1250℃时,合金出现片层,TiAl基合金片层的动态再结晶机制主要为不连续动态再结晶。通过位错在晶界处积累,发生晶界突出形核,形成再结晶晶粒。在道次间隔时间内TiAl基合金发生亚动态再结晶,通过再结晶晶粒合并,消耗内部畸变能,使合金实现软化。
罗媛媛[10]（2015）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。
二、锻造TiAl基合金的晶粒长大及其动力学分析（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
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。
写法范例：
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。
（2）本文研究方法
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。
三、锻造TiAl基合金的晶粒长大及其动力学分析（论文提纲范文）
（1）双峰晶粒尺寸分布的TiAl基合金制备及热变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 TiAl基合金概述 |
| 1.2.1 TiAl基合金进展研究 |
| 1.2.2 TiAl基合金晶体结构 |
| 1.2.3 TiAl基合金相图及组织结构 |
| 1.3 TiAl基合金的力学性能 |
| 1.3.1 强度与塑性 |
| 1.3.2 抗蠕变性能 |
| 1.3.3 疲劳性能 |
| 1.3.4 断裂韧性 |
| 1.4 改善TiAl基合金性能的方法 |
| 1.4.1 合金化 |
| 1.4.2 热加工 |
| 1.4.3 热处理 |
| 1.5 双尺度材料概述 |
| 1.5.1 双尺度材料的微观结构 |
| 1.5.2 双尺度材料的制备工艺 |
| 1.6 本文研究目的与内容 |
| 1.6.1 研究目的 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第2章 试验方法与步骤 |
| 2.1 实验设计思路 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 试样制备及所用仪器 |
| 2.3.1 球磨制粉 |
| 2.3.2 烧结 |
| 2.4 性能测试及仪器 |
| 2.4.1 粉末的粒度分析方法 |
| 2.4.2 拉伸和压缩实验 |
| 2.5 结构成分分析及仪器 |
| 2.5.1 X射线衍射仪 |
| 2.5.2 扫描电子显微镜 |
| 2.5.3 透射电子显微镜 |
| 第3章 双峰晶粒尺寸分布的TiAl基合金组织与高温力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 粉末的表征 |
| 3.2.1 粉末的粒度 |
| 3.2.2 粉末的形貌及物相分析 |
| 3.3 烧结后TiAl基合金微观组织分析 |
| 3.3.1 物相分析 |
| 3.3.2 微观组织分析 |
| 3.4 烧结后TiAl基合金高温力学性能分析 |
| 3.4.1 高温拉伸性能分析 |
| 3.4.2 高温拉伸断口分析 |
| 3.4.3 高温拉伸后组织演变 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 双峰结构TiAl基合金热变形行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 双峰结构TiAl合金高温变形行为 |
| 4.2.1 真应力-真应变曲线 |
| 4.2.2 本构方程 |
| 4.2.3 双峰TiAl合金的热加工图 |
| 4.3 双峰结构TiAl合金高温变形组织演变规律 |
| 4.3.1 变形速率对变形组织的影响 |
| 4.3.2 变形温度对变形组织的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 攻读硕士学位期间研究成果 |
（2）含β稳定元素TiAl合金组织优化及其蠕变性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 TiAl合金研究现状 |
| 2.1.1 TiAl合金的发展 |
| 2.1.2 TiAl合金相及相变特征 |
| 2.1.3 TiAl合金典型组织 |
| 2.2 高Nb-TiAl合金研究现状 |
| 2.2.1 高Nb-TiAl合金发展 |
| 2.2.2 非Nb合金元素的作用 |
| 2.3 快速冷却法细化TiAl合金组织研究现状 |
| 2.3.1 α相快速冷却细化组织 |
| 2.3.2 β相快速冷却细化组织 |
| 2.3.3 马氏体相变研究 |
| 2.4 热变形细化TiAl合金组织研究现状 |
| 2.4.1 TiAl合金热轧成形技术 |
| 2.4.2 变形合金的热处理工艺 |
| 2.5 高Nb-TiAl合金组织与力学性能的关系 |
| 2.5.1 拉伸性能 |
| 2.5.2 蠕变性能 |
| 2.6 研究意义和内容 |
| 3 快速冷却法优化含β稳定元素TiAl合金组织研究 |
| 3.1 高V-TiAl合金快速冷却法优化组织研究 |
| 3.1.1 实验材料及方法 |
| 3.1.2 热处理前组织分析 |
| 3.1.3 高温β相不同冷速下的相转变规律 |
| 3.1.4 β相分解产物亚结构分析 |
| 3.1.5 片层组织优化及分析 |
| 3.2 V元素添加对高Nb-TiAl合金快速冷却优化组织研究 |
| 3.2.1 实验材料及方法 |
| 3.2.2 V元素对快速冷却后组织的影响 |
| 3.2.3 V元素对片层组织的影响 |
| 3.3 Cr元素添加对高Nb-TiAl合金快速冷却优化组织研究 |
| 3.3.1 Cr元素对快速冷却后组织的影响 |
| 3.3.2 Cr元素对片层组织的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 热变形优化含β稳定元素TiAl合金组织研究 |
| 4.1 高温软包套热轧工艺 |
| 4.1.1 实验材料和方法 |
| 4.1.2 拉伸性能测试 |
| 4.2 铸态高Nb-TiAl合金组织 |
| 4.3 α温度区及以下温度轧制对组织和板材的影响 |
| 4.3.1 轧制前高温组织分析 |
| 4.3.2 轧后组织分析 |
| 4.3.3 组织优化过程 |
| 4.4 α温度区以上温度轧制对组织和板材的影响 |
| 4.4.1 轧制前高温组织分析 |
| 4.4.2 不同道次对组织的影响 |
| 4.4.3 压下量对板材成形和组织的影响 |
| 4.4.4 β再结晶 |
| 4.5 拉伸性能测试 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 组织优化对蠕变性能的影响 |
| 5.1 实验材料和方法 |
| 5.2 蠕变前组织分析 |
| 5.3 蠕变曲线 |
| 5.4 蠕变后组织分析 |
| 5.4.1 NF组织分析 |
| 5.4.2 NF_(HT)和FL组织分析 |
| 5.4.3 β/B2相区域组织分析 |
| 5.5 蠕变机制分析 |
| 5.6 断口形貌分析 |
| 5.7 本章小结 |
| 6 结论和创新点 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 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 |
（3）β-γ TiAl合金高温热变形及热暴露行为研究（论文提纲范文）
| 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 |
（4）含钼Ti2AlNb合金热加工行为及组织性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 课题研究背景 |
| 1.2 课题研究意义 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 Ti_2AlNb基合金合金概况 |
| 2.1.1 Ti_2AlNb基合金研究现状 |
| 2.1.2 Ti_2AlNb基合金相组成 |
| 2.1.3 三种典型组织 |
| 2.1.4 合金元素与合金组织性能的内在联系 |
| 2.2 热加工行为国内外研究现状 |
| 2.2.1 高温变形行为研究现状 |
| 2.2.2 热成型加工工艺与组织间关系 |
| 2.2.3 热处理工艺与组织间关系 |
| 2.3 动态力学响应行为的概述 |
| 2.3.1 动态加载变形的测试技术 |
| 2.3.2 动态加载的力学响应 |
| 3 研究内容与方法 |
| 3.1 研究内容 |
| 3.2 技术路线 |
| 3.3 实验方法 |
| 3.3.1 合金的制备 |
| 3.3.2 工艺处理 |
| 3.3.3 检测及分析方法 |
| 3.3.4 性能测试 |
| 4 Ti_2AlNb基合金中Mo元素的作用机理分析 |
| 4.1 合金的制备与组织性能 |
| 4.1.1 铸态宏观形貌特征 |
| 4.1.2 铸态微观形貌特征 |
| 4.1.3 热等静压组织 |
| 4.1.4 相转变 |
| 4.2 Mo元素对热加工行为的影响 |
| 4.2.1 变形温度对材料热压缩性能的影响 |
| 4.2.2 不同应变速率对材料热压缩行为的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 0.5Mo合金锻造及组织性能研究 |
| 5.1 0.5Mo合金等温锻造处理 |
| 5.1.1 锻后微观组织 |
| 5.1.2 锻后拉伸性能 |
| 5.2 锻态0.5Mo合金连续降温过程中组织演化 |
| 5.2.1 B2相连续冷却转变曲线 |
| 5.2.2 不同终止温度区间对微观组织的影响 |
| 5.2.3 冷却速率对微观组织的影响 |
| 5.2.4 热处理组织定量分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 微观组织结构对0.5Mo合金动态力学行为的影响 |
| 6.1 应变速率对合金动态力学行为的影响 |
| 6.1.1 应力应变曲线 |
| 6.1.2 绝热剪切敏感性 |
| 6.1.3 微观组织特征 |
| 6.2 温度对合金力学性能的影响 |
| 6.2.1 应力应变曲线 |
| 6.2.2 微观组织 |
| 6.3 变形机理 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 0.5Mo合金热加工性及板材制备研究 |
| 7.1 锻态0.5Mo合金热加工性研究 |
| 7.1.1 热变形行为 |
| 7.1.2 热变形温度对微观组织的影响 |
| 7.1.3 应变速率对微观组织的影响 |
| 7.1.4 热加工图 |
| 7.2 合金的包套轧制及组织 |
| 7.2.1 轧制工艺选择 |
| 7.2.2 板材轧制 |
| 7.2.3 热轧板材的微观组织 |
| 7.2.4 轧板力学性能 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论及展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 展望 |
| 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 |
（5）基于HDH钛粉反应合成制备低间隙原子钛合金技术研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 钛产业发展概述 |
| 2.1.1 钛的应用领域 |
| 2.1.2 世界钛产业和中国钛产业 |
| 2.2 钛的传统生产工艺 |
| 2.2.1 钛冶炼 |
| 2.2.2 钛真空熔炼 |
| 2.2.3 钛热加工和深加工 |
| 2.2.4 钛的铸锭冶金和粉末冶金 |
| 2.3 钛的粉末冶金技术研究进展 |
| 2.3.1 预合金法粉末冶金钛合金技术 |
| 2.3.2 混合元素法粉末冶金钛合金技术 |
| 2.3.3 粉末冶金钛合金成分体系研究 |
| 2.4 选题意义及研究目的 |
| 2.4.1 选题意义 |
| 2.4.2 研究内容 |
| 3 HDH钛粉制备低间隙原子含量钛合金的工艺优化 |
| 3.1 实验设备及检测方法 |
| 3.1.1 实验设备 |
| 3.1.2 检测方法 |
| 3.2 制粉 |
| 3.2.1 制粉工艺对比分析 |
| 3.2.2 HDH制粉工艺优化 |
| 3.3 成形 |
| 3.4 烧结 |
| 3.5 成本分析及典型产品 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 Ti-6Al-4V合金粉末冶金制备技术研究 |
| 4.1 实验原料、方案及检测方法 |
| 4.1.1 实验原料 |
| 4.1.2 实验方案 |
| 4.1.3 检测方法 |
| 4.2 实验结果与讨论 |
| 4.2.1 化学成分 |
| 4.2.2 致密度 |
| 4.2.3 微观组织 |
| 4.2.4 合金粉末 |
| 4.2.5 力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 Ti-23Al-17Nb合金粉末冶金制备技术研究 |
| 5.1 实验原料、方案及检测方法 |
| 5.1.1 实验原料 |
| 5.1.2 实验方案 |
| 5.1.3 检测方法 |
| 5.2 实验结果与讨论 |
| 5.2.1 部分预合金粉及烧结致密度 |
| 5.2.2 微观组织 |
| 5.2.3 化学成分及力学性能 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 Ti-TiC复合材料粉末冶金制备技术研究 |
| 6.1 实验原料、方案及检测方法 |
| 6.1.1 实验原料及实验方案 |
| 6.1.2 检测方法 |
| 6.2 实验结果与讨论 |
| 6.2.1 气固反应机理 |
| 6.2.2 微观组织 |
| 6.2.3 化学成分及力学性能 |
| 6.3 本章小结 |
| 7 高氧含量HDH钛粉固氧实验研究 |
| 7.1 实验原料、方案及检测方法 |
| 7.2 实验结果与讨论 |
| 7.2.1 致密度 |
| 7.2.2 固氧机理 |
| 7.2.3 微观组织 |
| 7.2.4 力学性能 |
| 7.3 本章小结 |
| 8 结论和创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 附录A 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）温热多向锻造TA15钛合金微结构演变和综合性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛合金热变形研究概况 |
| 1.2.1 钛合金热变形微观组织与性能 |
| 1.2.2 钛合金热变形微观组织演变规律 |
| 1.2.3 钛合金热变形微观组织演变机制 |
| 1.3 钛合金多向锻造变形研究概况 |
| 1.3.1 大塑性变形技术及发展 |
| 1.3.2 大塑性变形细化晶粒机制 |
| 1.3.3 典型SPD技术及其细化钛合金晶粒研究现状 |
| 1.4 钛合金塑性变形微观组织演化建模及仿真预测 |
| 1.4.1 经验模型 |
| 1.4.2 统计模型 |
| 1.4.3 基于内变量法的物理模型 |
| 1.4.4 随机模型 |
| 1.5 课题来源和主要研究内容 |
| 1.5.1 课题来源 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 1.6 本章小结 |
| 2 实验材料和研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 等温恒应变速率压缩实验 |
| 2.2.2 多向锻造实验 |
| 2.3 显微组织表征方法 |
| 2.3.1 金相组织分析 |
| 2.3.2 电子背散射衍射分析 |
| 2.3.3 透射电子显微镜(TEM)分析 |
| 2.4 力学性能测试方法 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 拉伸断口形貌SEM观察 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 TA15钛合金温热变形行为及微观组织研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TA15钛合金的温变形行为 |
| 3.2.1 流动应力曲线分析 |
| 3.2.2 变形参数对流动应力的影响 |
| 3.2.3 变形热计算 |
| 3.3 TA15钛合金温热变形机制分析 |
| 3.3.1 流动软化行为 |
| 3.3.2 变形激活能 |
| 3.3.3 温热变形机制分析 |
| 3.4 变形参数对温热变形微观组织的影响规律 |
| 3.5 基于内变量法温热变形微观组织演化模型 |
| 3.6 微观组织演化模型可靠性验证 |
| 3.6.1 微观组织演化子程序二次开发 |
| 3.6.2 模型可靠性验证 |
| 3.7 本章小结 |
| 4 温热多向锻造TA15钛合金组织演化规律及机理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 温热多向锻造TA15钛合金微观组织演化规律 |
| 4.2.1 不同变形参数下微观组织特征 |
| 4.2.2 变形参数对初生α相形貌的影响规律 |
| 4.2.3 变形参数对次生α相形貌的影响规律 |
| 4.2.4 形变相变交互作用规律及机理 |
| 4.3 温热多向锻造TA15钛合金微观变形机理 |
| 4.3.1 微观取向及变形协调规律 |
| 4.3.2 位错组态演化及微观变形机理 |
| 4.4 温热多向锻造TA15钛合金多机制控制下组织细化行为 |
| 4.4.1 微观变形带剪切细化机制 |
| 4.4.2 形变诱导再结晶细化机制 |
| 4.4.3 不同变形参数下多种细化机制竞争行为 |
| 4.5 温热多向锻造TA15钛合金不均匀变形行为分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 基于内变量法的TA15钛合金温热多向锻造组织演化建模与实验验证 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TA15钛合金温热单向变形微观组织演化模型应用 |
| 5.3 TA15钛合金温热多向锻造微观组织演化模型修正 |
| 5.3.1 晶粒尺寸演化 |
| 5.3.2 位错密度演化 |
| 5.4 修正模型可靠性验证 |
| 5.5 修正模型的应用 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 温热多向锻造TA15钛合金综合性能评价 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 温热多向锻造变形参数对TA15钛合金拉伸性能的影响规律 |
| 6.2.1 压下量的影响 |
| 6.2.2 变形道次的影响 |
| 6.2.3 变形温度的影响 |
| 6.2.4 断口形貌及断裂机制 |
| 6.3 温热多向锻造TA15钛合金强化机制 |
| 6.4 组织热稳定性分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 全文总结 |
| 7.1 本文主要结论 |
| 7.2 本文主要创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间的学术活动及成果情况 |
（7）基于团簇结构模型的多元Ti合金成分设计方法和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 Ti合金概述 |
| 1.2 Ti合金中的合金化元素 |
| 1.3 Ti合金中的相及相变 |
| 1.3.1 固溶体中存在的相及相变 |
| 1.3.2 Ti固溶体合金的变形机制 |
| 1.3.3 Ti-Al金属间化合物相 |
| 1.4 Ti合金热处理与显微组织 |
| 1.4.1 热处理工艺 |
| 1.4.2 显微组织 |
| 1.5 常用Ti合金设计方法 |
| 1.5.1 固溶度理论(Hume-Rothery规则) |
| 1.5.2 基于电子理论的合金设计方法 |
| 1.5.3 当量法 |
| 1.5.4 计算机模拟计算 |
| 1.6 基于短程序结构的团簇成分式合金设计方法 |
| 1.6.1 合金中的化学短程序 |
| 1.6.2 团簇加连接原子模型及团簇成分式 |
| 1.6.3 团簇式成分设计方法的应用 |
| 1.7 本文主要研究内容与意义 |
| 2 基于团簇结构模型的Ti合金相结构演化及工程合金成分解析 |
| 2.1 Ti合金相结构中的局域原子分布 |
| 2.2 Ti合金相的团簇结构单元及其演化 |
| 2.2.1 相结构稳定机制(Friedel振荡理论) |
| 2.2.2 Ti合金相的团簇结构单元的确定 |
| 2.2.3 基于团簇结构单元的Ti合金相结构演化 |
| 2.3 基于团簇式成分设计方法的工程Ti合金成分解析 |
| 2.3.1 固溶体基Ti合金 |
| 2.3.2 金属间化合物基Ti合金 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 基于团簇式成分设计方法的多元Ti合金的成分设计 |
| 3.1 高温近α-Ti合金的成分设计与优化 |
| 3.1.1 引言 |
| 3.1.2 近α-Ti合金的成分设计与优化 |
| 3.1.3 样品制备与表征方法 |
| 3.1.4 近α-Ti合金的结构与组织 |
| 3.1.5 近α-Ti合金的力学性能 |
| 3.1.6 近α-Ti合金的高温抗氧化性能 |
| 3.2 低弹β-Ti合金的成分设计 |
| 3.2.1 引言 |
| 3.2.2 低弹β-Ti合金的成分设计 |
| 3.2.3 低弹β-Ti合金的结构与组织 |
| 3.2.4 低弹β-Ti合金力学性能 |
| 3.3 亚稳β-Ti合金的结构稳定性表征 |
| 3.4 利用团簇式成分设计方法设计合金成分的流程 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 热处理和冷变形对亚稳β-Ti合金的影响 |
| 4.1 [(Sn_(0.5)Mo_(0.5))-(Ti_(13)Zr_1)]Nb_1合金不同状态下的结构稳定性及力学行为 |
| 4.1.1 样品制备与表征方法 |
| 4.1.2 合金棒材固溶处理前后的微观组织和力学行为 |
| 4.1.3 冷变形及热处理对合金板材的结构稳定性和力学性能的影响 |
| 4.2 冷变形及热处理对[Sn-Ti_(14)]Nb_3合金的结构稳定性和力学性能的影响 |
| 4.2.1 冷变形合金微观组织和力学性能 |
| 4.2.2 固溶和时效合金的微观组织和力学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 展望 |
| 参考文献 |
| 附录A 混合焓 |
| 附录B [(Sn,Mo)-(Ti,Zr)_(14)]Nb_(1～3)系列合金成分 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（8）P/M钛铝基合金的热变形行为与等温锻造/扩散连接工艺（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 TiAl基合金简介 |
| 1.2.1 TiAl基合金的发展现状 |
| 1.2.2 TiAl基合金的相图与微观组织 |
| 1.3 TiAl基合金的制备方法 |
| 1.3.1 铸锭冶金法 |
| 1.3.2 粉末冶金法 |
| 1.4 TiAl基合金的热机械处理 |
| 1.4.1 TiAl基合金的热变形行为 |
| 1.4.2 开坯锻造 |
| 1.4.3 包套挤压 |
| 1.4.4 包套轧制 |
| 1.5 TiAl基合金的成形方法 |
| 1.5.1 铸造成形 |
| 1.5.2 塑性成形 |
| 1.5.3 粉末冶金近净成形 |
| 1.6 TiAl基合金的连接方法 |
| 1.7 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法与设备 |
| 2.2.1 热压烧结 |
| 2.2.2 放电等离子烧结 |
| 2.2.3 等温镦粗与等温锻造 |
| 2.2.4 自阻加热镦粗 |
| 2.2.5 热压扩散连接与脉冲电流辅助扩散连接 |
| 2.3 微观组织分析与物相鉴定 |
| 2.3.1 XRD分析 |
| 2.3.2 SEM和 EBSD分析 |
| 2.3.3 TEM分析 |
| 2.4 性能测试方法 |
| 2.4.1 室温压缩 |
| 2.4.2 高温拉伸 |
| 2.4.3 高温压缩 |
| 2.4.4 剪切强度测试 |
| 第3章 粉末冶金TiAl基合金的组织特征与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热压烧结TiAl基合金的微观组织与力学性能 |
| 3.2.1 升温过程中预合金粉末的微观组织演变 |
| 3.2.2 热压烧结TiAl基合金的微观组织 |
| 3.2.3 热压烧结TiAl基合金的力学性能 |
| 3.3 放电等离子烧结TiAl基合金的微观组织与力学性能 |
| 3.3.1 放电等离子烧结TiAl基合金的微观组织 |
| 3.3.2 放电等离子烧结TiAl基合金的力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 热压烧结TiAl基合金的热变形行为与自阻加热镦粗 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热压烧结参数对TiAl基合金热变形性能的影响 |
| 4.3 热压烧结TiAl基合金的热变形行为与组织演变 |
| 4.3.1 热压烧结TiAl基合金的热压缩曲线 |
| 4.3.2 热压烧结TiAl基合金的本构模型 |
| 4.3.3 热压烧结TiAl基合金的热加工图 |
| 4.3.4 热压烧结TiAl基合金的动态再结晶模型 |
| 4.3.5 热压烧结TiAl基合金高温变形过程中的组织演变 |
| 4.4 自阻加热镦粗对微观组织及力学性能的影响 |
| 4.4.1 自阻加热镦粗工艺 |
| 4.4.2 自阻加热镦粗对微观组织的影响 |
| 4.4.3 TiAl基合金自阻加热镦粗后的力学性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 放电等离子烧结TiAl基合金的热变形行为与自阻加热镦粗 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 放电等离子烧结温度对TiAl基合金热变形性能的影响 |
| 5.3 放电等离子烧结态TiAl基合金的热变形行为 |
| 5.3.1 双态TiAl基合金的热压缩真应力-应变曲线 |
| 5.3.2 双态TiAl基合金的本构模型与热加工图 |
| 5.3.3 双态TiAl基合金热变形过程中的组织演变 |
| 5.4 自阻加热镦粗对SPS烧结态合金的影响 |
| 5.4.1 自阻加热镦粗对微观组织的影响 |
| 5.4.2 自阻加热镦粗对力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 TiAl基合金中空结构等温锻造/扩散连接工艺 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 TiAl基合金脉冲电流辅助扩散连接 |
| 6.2.1 TiAl基合金的脉冲电流辅助扩散连接界面 |
| 6.2.2 TiAl基合金扩散连接界面力学性能 |
| 6.3 TiAl基合金中空结构的制备 |
| 6.3.1 蜂窝结构等温锻造/扩散连接工艺 |
| 6.3.2 双辐板涡轮盘等温锻造/扩散连接工艺 |
| 6.4 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 |
（9）放电等离子烧结TiAl基合金组织性能及热变形行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景和意义 |
| 1.2 TiAl基合金发展 |
| 1.2.1 TiAl基合金组织及性能 |
| 1.2.2 TiAl基合金制备工艺 |
| 1.3 粉末冶金制备TiAl基合金 |
| 1.3.1 气雾化制粉 |
| 1.3.2 放电等离子烧结制备TiAl基合金 |
| 1.3.3 放电等离子烧结致密化 |
| 1.4 合金热变形和软化行为 |
| 1.4.1 热变形对合金组织的影响 |
| 1.4.2 热变形过程中软化行为 |
| 1.4.3 动态再结晶机制 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.1.1 SPS工艺参数及原材料 |
| 2.1.2 热变形工艺参数 |
| 2.2 主要测试及分析方法 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 组织观察 |
| 2.3 性能测试 |
| 2.3.1 维氏硬度测试 |
| 2.3.2 室温压缩测试 |
| 2.3.3 高温热变形实验 |
| 第3章 温度对Ti-46.5Al-2.15Cr-1.90Nb-(B,Y,Mo)合金组织、致密化及性能的影响规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 烧结温度对烧结成形的影响规律 |
| 3.2.1 烧结温度对组织及致密化的影响 |
| 3.2.2 烧结温度对合金性能的影响 |
| 3.3 控温模式对SPS的影响规律 |
| 3.3.1 控温模式对组织及致密化的影响 |
| 3.3.2 控温模式对性能的影响 |
| 3.4 升温步骤对SPS的影响规律 |
| 3.4.1 升温步骤对组织及致密化的影响 |
| 3.4.2 升温步骤对性能的影响 |
| 3.5 SPS致密化过程 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Ti-46.5Al-2.15Cr-1.90Nb-(B,Y,Mo)合金双道次热变形行为及软化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiAl基合金等温双道次热变形行为 |
| 4.2.1 热变形工艺参数对流变应力的影响 |
| 4.2.2 热变形工艺参数对显微组织的影响 |
| 4.2.3 热变形工艺参数对晶粒尺寸的影响 |
| 4.3 TiAl基合金热变形软化机制研究 |
| 4.3.1 TiAl基合金动态软化机制 |
| 4.3.2 TiAl基合金静态软化机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
（10）β型γ-TiAl基合金热变形行为及组织性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 TiAl合金的发展与应用概况 |
| 1.2.1 TiAl合金的发展及分类 |
| 1.2.2 合金的晶体结构与显微组织 |
| 1.2.3 β 型 γ-TiAl合金的特点与应用 |
| 1.3 TiAl合金的热加工技术与应用研究现状 |
| 1.3.1 TiAl合金锻造 |
| 1.3.2 TiAl合金挤压 |
| 1.3.3 TiAl合金板材轧制成形 |
| 1.4 TiAl合金热变形的数学模型描述 |
| 1.4.1 TiAl合金本构方程描述 |
| 1.4.2 TiAl合金热加工图描述 |
| 1.5 TiAl合金变形特征及机理的研究现状 |
| 1.6 β 型 γ-TiAl合金的工艺-组织-性能关系研究中存在的问题 |
| 1.7 本文的选题背景与意义 |
| 1.8 本文的主要研究内容和研究思路 |
| 1.8.1 本文的主要研究内容 |
| 1.8.2 本文的主要研究思路 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 TiAl合金材料的制备 |
| 2.2.1 铸锭制备 |
| 2.2.2 包套挤压 |
| 2.3 等温氧化性实验 |
| 2.4 热压缩实验 |
| 2.5 热处理实验 |
| 2.6 TiAl基合金的性能测试 |
| 2.6.1 拉伸性能测试 |
| 2.6.2 显微硬度测试 |
| 2.7 TiAl基合金的组织结构分析 |
| 2.7.1 差式扫描热分析 |
| 2.7.2 X射线衍射分析 |
| 2.7.3 金相显微组织观察 |
| 2.7.4 扫描电镜组织观察 |
| 2.7.5 透射电镜组织观察 |
| 第3章 铸态合金高温特性与变形行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 合金组织结构与高温氧化性 |
| 3.2.1 合金制备及铸态组织特征分析 |
| 3.2.2 合金高温氧化行为 |
| 3.3 粗片层晶合金的高温塑性变形行为 |
| 3.3.1 真应力-真应变曲线及其特征分析 |
| 3.3.2 应变速率与变形温度对高温塑性流变应力的影响 |
| 3.4 热压缩流变行为的本构关系及变形激活能 |
| 3.5 粗片层晶合金在热塑性流变过程中的组织演变 |
| 3.5.1 变形量对变形组织的影响 |
| 3.5.2 变形温度对变形组织的影响 |
| 3.5.3 变形速率对变形组织的影响 |
| 3.6 高温变形中的塑性变形与动态软化行为 |
| 3.7 合金的热加工图及热变形工艺的优化 |
| 3.8 本章小结 |
| 第4章 合金热变形损伤及开裂机理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 合金热变形开裂形式及机制研究 |
| 4.2.1 合金热变形开裂形式 |
| 4.2.2 合金热变形开裂机制 |
| 4.3 热变形参数对热变形损伤及开裂的影响 |
| 4.3.1 变形温度对热变形损伤及开裂的影响 |
| 4.3.2 应变速率对热变形损伤及开裂的影响 |
| 4.3.3 变形量对热变形损伤及开裂的影响 |
| 4.4 裂纹形核及裂纹扩展微观机理研究 |
| 4.5 合金热变形开裂准则 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 挤压态合金的组织与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 合金的挤压后组织 |
| 5.2.1 合金的开坯挤压温度选择及验证 |
| 5.2.2 合金加工态微观组织 |
| 5.3 热处理对细片层合金的显微组织和硬度的影响 |
| 5.3.1 温度对合金组织与硬度的影响 |
| 5.3.2 冷却方式对组织与硬度的影响 |
| 5.3.3 热处理时间对组织与硬度的影响 |
| 5.3.4 油冷组织中的块状相 |
| 5.4 近片层与全片层合金的力学性能与断裂机制 |
| 5.4.1 近片层与全片层组织的拉伸性能 |
| 5.4.2 室温与高温断口形貌 |
| 5.4.3 近片层与全片层组织断裂形式 |
| 5.4.4 合金的断裂机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 循环热处理对片层组织的细化及断裂的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 预处理的显微组织及晶粒长大 |
| 6.2.1 预处理的显微组织 |
| 6.2.2 预处理过程中合金的晶粒长大热力学及动力学 |
| 6.3 循环热处理 |
| 6.3.1 循环温度对 γ/α_2片层细化的影响 |
| 6.3.2 循环次数对 γ/α_2片层细化的影响 |
| 6.3.3 循环时间对 γ/α_2片层细化的影响 |
| 6.4 循环热处理中的形核长大机理 |
| 6.5 热处理对细片层合金的性能及断裂的影响 |
| 6.5.1 循环前与循环后的合金拉伸性能 |
| 6.5.2 循环处理样品的拉伸断口 |
| 6.5.3 拉伸断裂机理 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
四、锻造TiAl基合金的晶粒长大及其动力学分析（论文参考文献）
- [1]双峰晶粒尺寸分布的TiAl基合金制备及热变形行为研究[D]. 任轶博. 长春工业大学, 2021(08)
- [2]含β稳定元素TiAl合金组织优化及其蠕变性能研究[D]. 陈林. 北京科技大学, 2021
- [3]β-γ TiAl合金高温热变形及热暴露行为研究[D]. 田世伟. 北京科技大学, 2020(01)
- [4]含钼Ti2AlNb合金热加工行为及组织性能研究[D]. 张贵华. 北京科技大学, 2020(01)
- [5]基于HDH钛粉反应合成制备低间隙原子钛合金技术研究[D]. 张策. 北京科技大学, 2019(06)
- [6]温热多向锻造TA15钛合金微结构演变和综合性能研究[D]. 纪小虎. 合肥工业大学, 2019(01)
- [7]基于团簇结构模型的多元Ti合金成分设计方法和性能研究[D]. 姜贝贝. 大连理工大学, 2019(01)
- [8]P/M钛铝基合金的热变形行为与等温锻造/扩散连接工艺[D]. 史程程. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [9]放电等离子烧结TiAl基合金组织性能及热变形行为研究[D]. 赵洪刚. 哈尔滨工业大学, 2019(02)
- [10]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(01)