采用gleeble-3500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)片層組織ta15鈦合金進(jìn)行等溫恒應(yīng)變速率壓縮試驗(yàn),研究其在兩相區(qū)860～970℃和應(yīng)變速率0.01～1s~(-1)范圍內(nèi)的熱變形行為和組織球化過程。結(jié)果表明:片層組織ta15合金兩相區(qū)變形應(yīng)力對(duì)溫度和應(yīng)變速率很敏感,應(yīng)力峰值高于等軸組織合金變形時(shí)的峰值,而且其前后應(yīng)力的硬化率和軟化率隨著溫度的降低和應(yīng)變速率的增大而逐漸增大。應(yīng)變對(duì)片層組織球化的影響最顯著,在本實(shí)驗(yàn)條件下,片層組織開始球化的臨界應(yīng)變?yōu)?.34～0.59,完全球化需要的應(yīng)變?yōu)?.4～6.8。ta15片層組織兩相區(qū)變形應(yīng)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(shí)驗(yàn)研究了具有不同初始片層厚度(3μm和0.4μm)的tc11合金兩相區(qū)變形時(shí)的微觀組織演化,其中壓縮實(shí)驗(yàn)的變形溫度為920℃~980℃,應(yīng)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(qū)變形時(shí)微觀組織演化主要為α片層的球化過程。進(jìn)一步的研究結(jié)果表明:在相同的變形工藝參數(shù)下,細(xì)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(yīng)變的增加和應(yīng)變速率的降低而提高;變形溫度對(duì)兩者球化程度的影響存在不同的規(guī)律:粗片層組織的球化程度隨溫度的升高而增加,細(xì)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(yīng)變是影響tc11合金片層組織球化的主要因素,在兩相區(qū)變形之前可通過β熱處理+快速冷卻得到細(xì)片層和采用反復(fù)鐓拔等大應(yīng)變變形得到片層完全球化的細(xì)晶等軸態(tài)組織。

對(duì)鍛態(tài)tc21合金在兩相區(qū)內(nèi)進(jìn)行熱處理,研究了其片狀組織的靜態(tài)球化行為。結(jié)果表明:兩相區(qū)內(nèi)隨著固溶溫度的升高,α相球化率增加的同時(shí)其體積含量迅速減少,固溶時(shí)間的延長(zhǎng)有利于組織的均勻化,但對(duì)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(jīng)925℃保溫2h慢冷后α相的球化率達(dá)到95%以上。對(duì)α相靜態(tài)球化的原因分析表明:晶界α相自身的形成特點(diǎn)是其球化的根本原因,其與晶內(nèi)初生α片交接處的存在對(duì)晶界α相的球化有一定貢獻(xiàn);晶內(nèi)α片的球化是一個(gè)片狀組織粗化的過程,依靠片層界面缺陷處的溶質(zhì)原子遷移進(jìn)行。

對(duì)原始組織為不同粗細(xì)片層組織的ta15鈦合金板材在兩相區(qū)進(jìn)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(jī)理。結(jié)果表明,晶內(nèi)片層狀α相隨變形量增加發(fā)生球化,球化程度與片層狀α相粗細(xì)有關(guān),粗片層狀組織發(fā)生扭曲和彎折,但等軸α晶粒較少;細(xì)片層狀組織大部分發(fā)生球化,生成均勻細(xì)小的等軸組織,這說明原始組織片層狀越細(xì)則變形后球化程度越高,組織更均勻細(xì)小。

在gleeble-1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上通過熱壓縮試驗(yàn)研究具有初始片層組織的tc17鈦合金在變形溫度為780～860℃、應(yīng)變速率為0.001～10s~(-1)、變形量為15%～75%范圍內(nèi)的組織演變,定量分析熱變形參數(shù)對(duì)片層組織動(dòng)態(tài)球化過程的影響。采用結(jié)合貝葉斯歸一化算法的bp人工神經(jīng)網(wǎng)絡(luò),建立tc17鈦合金片層組織動(dòng)態(tài)球化演變的預(yù)測(cè)模型,誤差分析表明模型精度較好。

研究tc21合金經(jīng)β相區(qū)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(guī)律,探討片層組織特征與斷裂韌度的關(guān)系。結(jié)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(shí)驗(yàn)測(cè)試尺度范圍內(nèi),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(guó)內(nèi)外在鈦合金片層組織的球化規(guī)律及模型方面的的研究成果.主要探討了熱變形參數(shù)、原始晶粒大小、加工方式對(duì)鈦合金片層組織球化規(guī)律的影響及幾種主要的球化機(jī)制模型.

鈦合金片層組織在兩相區(qū)變形時(shí)流動(dòng)應(yīng)力隨應(yīng)變的增加普遍表現(xiàn)為快速硬化和持續(xù)軟化的特征.為了研究該流動(dòng)軟化的機(jī)理,采用等溫?zé)釅嚎s實(shí)驗(yàn)研究了tc11合金片層組織在溫度890—995℃和應(yīng)變速率0.01—10s~(-1)范圍內(nèi)的熱變形行為.理論計(jì)算表明α/β片層界面(α片層內(nèi)孿晶界)產(chǎn)生的hall-petch強(qiáng)化效應(yīng)遠(yuǎn)大于片層束集邊界.tc11合金片層組織高溫變形的流動(dòng)軟化機(jī)理可歸結(jié)為硬滑移模式向軟滑移模式轉(zhuǎn)變導(dǎo)致hall-petch強(qiáng)化效應(yīng)的減弱.

利用gleeble-1500熱模擬機(jī),研究6111鋁合金在變形溫度為350℃～550℃、應(yīng)變速率為0.01s-1～10s-1的熱變形流變應(yīng)力行為。研究結(jié)果表明,6111鋁合金為正應(yīng)變速率敏感材料,且隨著變形溫度升高抗拉強(qiáng)度減小,其熱變形經(jīng)歷了從應(yīng)變硬化階段過渡到穩(wěn)態(tài)變形階段的過程,軟化機(jī)制主要為動(dòng)態(tài)回復(fù);采用zener-hollomon參數(shù)建立6111鋁合金的本構(gòu)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(guī)模并行計(jì)算進(jìn)行鈦合金中片層組織生長(zhǎng)相場(chǎng)模型的數(shù)值模擬.針對(duì)allen-cahn和cahn-hilliard等相場(chǎng)模擬方程,在均勻網(wǎng)格上采用時(shí)域有限差分顯式時(shí)間步進(jìn)和算子分裂的數(shù)值算法.基于消息傳遞接口(mpi)實(shí)現(xiàn)三維區(qū)域分解和計(jì)算與通信重疊的并行算法.在深騰7000上通過測(cè)試,顯示程序具有良好的可擴(kuò)展性.在10243計(jì)算網(wǎng)格上使用4096核的并行效率達(dá)到94.2%,每個(gè)時(shí)間步耗時(shí)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(guī)律。結(jié)果表明:用加工圖理論分析材料的高溫變形行為能準(zhǔn)確直觀地反映出材料在不同變形條件下的組織演變規(guī)律。分析加工圖發(fā)現(xiàn):tc17合金在840℃~870℃,應(yīng)變速率0.5s-1~3s-1之間變形是片狀α組織球化的理想?yún)^(qū)域,此時(shí)對(duì)應(yīng)的能量耗散效率值為45%左右;在850℃~910℃,較高應(yīng)變速率(>5s-1)下對(duì)tc17合金加工易發(fā)生流變不穩(wěn)定現(xiàn)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(duì)其進(jìn)行等溫恒應(yīng)變速率壓縮試驗(yàn),研究了溫度800～950℃、應(yīng)變速率0.001～1s-1、真應(yīng)變0.51～1.20時(shí),不同原始α片層厚度對(duì)ta15合金動(dòng)態(tài)球化行為的影響。結(jié)果表明:真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線均呈現(xiàn)出明顯的流動(dòng)軟化,峰值應(yīng)力和流動(dòng)軟化率對(duì)α片層厚度的依賴程度較小。當(dāng)熱變形參數(shù)相同時(shí),細(xì)片狀比粗片狀組織更容易發(fā)生動(dòng)態(tài)球化,這與其在試驗(yàn)范圍內(nèi)測(cè)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(qiáng)烈的局部剪切帶導(dǎo)致動(dòng)態(tài)球化外,還有動(dòng)態(tài)再結(jié)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(zhì)量的3003鋁合金,通過gleeble-1500熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)3003鋁合金進(jìn)行變形溫度為300℃~500℃,應(yīng)變速率為0.01s-1~10s-1高溫等溫壓縮實(shí)驗(yàn)。結(jié)果表明,3003鋁合金具有正的應(yīng)變速率敏感性,熱變形激活能q與含雜量h呈線性關(guān)系,經(jīng)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(jì)算不同熔體處理的3003鋁合金的臨界應(yīng)變值,獲得了經(jīng)不同熔體處理的3003鋁合金發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界條件。

利用gleeble-1500熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī),對(duì)2524鋁合金進(jìn)行高溫等溫壓縮試驗(yàn),實(shí)驗(yàn)變形溫度為300～500℃,應(yīng)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(jié)果表明:合金流變應(yīng)力的大小跟變形溫度和應(yīng)變速率有很大關(guān)聯(lián),2524鋁合金真應(yīng)力-應(yīng)變曲線中,流變應(yīng)力開始隨應(yīng)變?cè)黾佣龃?達(dá)到峰值后趨于平穩(wěn),表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)回復(fù)特征,而峰值流變應(yīng)力隨變形溫度的降低和應(yīng)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(shí),應(yīng)力出現(xiàn)鋸齒波動(dòng),合金表現(xiàn)出動(dòng)態(tài)再結(jié)晶特征。采用溫度補(bǔ)償應(yīng)變速率zener-hollomon參數(shù)值來描述2524鋁合金在高溫塑性變形流變行為時(shí),其變形激活能q為216.647kj/mol。在等溫?zé)釅嚎s形變中,合金可加工條件為:高應(yīng)變速率(>0.5s-1)或低應(yīng)變速率(0.01s-1～0.02s-1)、高應(yīng)變溫度(440℃～500℃)。

研究了通過熱處理制度調(diào)整,在合金α片層之間形成細(xì)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(duì)比等軸組織、雙態(tài)組織、片層組織和雙片層組織的性能,結(jié)果表明,在合金的強(qiáng)度和塑性不損失的條件下,雙片層組織進(jìn)一步提高了裂紋在合金中的擴(kuò)展阻抗,使得合金的斷裂韌性得到改善,疲勞裂紋擴(kuò)展速率得到降低。雙片層組織提高了疲勞裂紋擴(kuò)展路徑,使得大量的次生裂紋萌生。

對(duì)tc18鈦合金直耳片的疲勞性能進(jìn)行研究,測(cè)試在不同處理狀態(tài)及平均應(yīng)力水平下耳片的疲勞s_(max)—n曲線,并利用掃描電鏡(sem)對(duì)疲勞試樣斷口的典型裂紋源形貌和裂紋擴(kuò)展形貌進(jìn)行觀察分析。結(jié)果表明:熱處理狀態(tài)和平均應(yīng)力對(duì)耳片疲勞壽命有較大影響;在相同的平均應(yīng)力下,機(jī)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(tài)下,平均應(yīng)力水平高,疲勞壽命長(zhǎng);疲勞裂紋主要在夾雜物、材料表面缺陷及次表面內(nèi)部缺陷等處形成;在裂紋擴(kuò)展區(qū),對(duì)試樣加載的應(yīng)力水平越高,裂紋擴(kuò)展速率也越大。

對(duì)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(jìn)行了評(píng)價(jià)。研究了試樣表面狀態(tài)和陰陽(yáng)極面積比對(duì)兩類材料接觸腐蝕行為的影響規(guī)律,探討了腐蝕機(jī)理。

耐熱不銹鋼/鈦合金接觸腐蝕行為

對(duì)具有片層α相的ti-17合金圓餅在兩相區(qū)進(jìn)行5種變形程度的等溫鍛造及固溶時(shí)效處理,用定量金相學(xué)方法研究了片層α相在熱加工過程中的演變規(guī)律。研究發(fā)現(xiàn):α相的厚度隨著應(yīng)變量的增大而增大;變形程度及圓餅的變形區(qū)域?qū)Ζ料嘈螒B(tài)的變化有很大影響。隨變形程度的增大,α相的形態(tài)參數(shù)feretratio(feretmax/feretmin)的分布曲線在feretratio介于1.5～2.5區(qū)間出現(xiàn)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(yīng)變對(duì)組織中不同形態(tài)α相分布的影響曲線表明:球化α相比例隨著等效應(yīng)變的增大呈單調(diào)增大,增大速率表現(xiàn)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(zhǎng)后不斷減少;片層狀和大片層狀α相比例隨著等效應(yīng)變?cè)龃蟪蕟握{(diào)減少。片層α相的臨界球化與完全球化的等效應(yīng)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(jié)構(gòu)特征,研究了ti-48alat%合金片層組織的形成機(jī)制和片層組織細(xì)化工藝及其機(jī)理。結(jié)果表明,ti-48al合金單級(jí)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(nèi)(0001)面上通過全位錯(cuò)分解成核,通過不全位錯(cuò)滑移、層錯(cuò)區(qū)擴(kuò)展而長(zhǎng)大。循環(huán)熱處理和雙溫?zé)崽幚砭軐⑵瑢泳Я３叽缂?xì)化到30μm,片層間距0.90μm,前者的細(xì)化機(jī)理為相變重結(jié)晶細(xì)化了α相晶粒,后者細(xì)化片層組織的關(guān)鍵在于低溫段(α2+γ)兩相區(qū)熱處理形成細(xì)小的雙態(tài)組織。

研究了1150℃時(shí)效時(shí)ti-48al合金全片層組織的連續(xù)粗化機(jī)制。片層組織的連續(xù)粗化不僅能通過片層界面缺陷(如臺(tái)階、端部、彎曲的界面等)遷移來實(shí)現(xiàn)，而且可以通過γ/γ片層界面遷移或分解的方式來實(shí)現(xiàn)；在真孿晶、偽孿晶和120°旋轉(zhuǎn)有序型γ/γ界面當(dāng)中，120°旋轉(zhuǎn)有序界面的穩(wěn)定性最低，最容易遷移或分解；γ片層內(nèi)的120°旋轉(zhuǎn)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(fā)生分解的起始部位。

研究了缺口對(duì)鑄造單一取向?qū)悠M織tial合金斷裂形貌特征和斷裂機(jī)制的影響。通過對(duì)斷口進(jìn)行觀察發(fā)現(xiàn),缺口對(duì)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(nèi)部,然后迅速擴(kuò)展至斷裂;在缺口試樣的拉伸過程中,微裂紋于斷口邊緣產(chǎn)生,在切應(yīng)力的作用下擴(kuò)展、連接形成裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展區(qū),然后在正應(yīng)變控制下從裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展區(qū)向裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)過渡,同時(shí)試樣失穩(wěn)。